CN101305109A - 具有形成记忆性和超弹性的铁系合金及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种具有形状记忆性及超弹性的铁系合金，其特征在于，具有如下组成：含有25～35质量％的Ni、13～25质量％的Co及2～8质量％的Al，还含有1～5质量％的Ti、2～10质量％的Nb及3～20质量％的Ta之中的至少一种合计为1～20质量％，余量实质上由Fe及不可避免的杂质构成，并具有实质上由γ相及γ’相构成，所述γ相的特定结晶方位一致的再结晶集合组织，马氏体相变及逆相变的热滞下的逆相变结束温度和马氏体相变开始温度的差为100℃以下。

Description

具有形成记忆性和超弹性的铁系合金及其制造方法
技术领域
本发明涉及在实用温度域具有优异的形状记忆性及超弹性，并且加工性、耐腐蚀性及磁特性良好的铁系合金。
背景技术
作为具有一方向或二方向的形状记忆合金及超弹性(伪弹性)的合金(形状记忆合金)，虽然实用化的有Ni-Ti基合金、Cu-Zn-Al基合金、Fe-Mn-Si基合金等，但最为量产化的是形状记忆性、机械的强度等的特性优异的Ni-Ti基合金。但是，Ni-Ti基合金有冷加工性差，材料成本也高这样的缺点。Cu-Zn-Al基合金具有耐腐蚀性差，耗费加工成本这样的问题。
相对于这些非铁系形状记忆合金，因为铁系形状记忆合金其材料成本低，富于加工性，所以被期待利用于各种用途。然而，至今为止所开发的铁系形状记忆合金，其超弹性比非铁系形状记忆合金差得多，不适合利用超弹性的应用。
现有的铁系合金之所以不具有良好的超弹性，被认为是由于因变形使位错等的永久应变被导入，从而发生无法显示形状记忆性的不可逆的透镜状马氏体的应力诱导。为了解决这些问题，认为提高铁系形状记忆合金的母相强度，特别是利用金属间化合物带来的析出强化有效。从这一观点出发，提出有Fe-Ni-Co-Al-C合金(特开平03-257141号)、Fe-Ni-Al系合金(特开2003-268501号)及Fe-Ni-Si系合金(特开2000-17395号)等。但即使是这些铁系形状记忆合金，其超弹性的可以回复的应变量及回复率、超弹性工作温度等也未必充分。
“Scripta Materialia”Vol.46，pp.471-475提出一种大量含有高价的Pd，显示出良好的超弹性的Fe-Pd合金，但是该合金的超弹性的可以回复的应变量小到1％以下。
特开平09-176729号公开有一种通过利用fcc/hcp相变而显示出形状记忆性及超弹性的Fe-Mn-Si基合金。但是，因为该Fe-Mn-Si基合金显示超弹性的温度比室温高，所以不能将其在室温下使用。另外其耐腐蚀性及冷加工性差，为了进一步得到超弹性而需要复杂的加工及热处理，制造成本高昂。
美国专利5173131号公开有一种具有如下组成[满足1.43(％Si)+1(％Cr)≤17]铁系形状记忆合金，其含有9～13重量％的Mn及3～6重量％的Si，余量由Fe及不可避免的杂质构成。该铁系形状记忆合金，以DSC测定的马氏体相变温度(Ms点)和其逆相变温度(Af点)的差为110℃。但是该铁系形状记忆合金的超弹性的可以回复的应变量及回复率未必充分。
发明内容
因此，本发明的目的在于，提供一种在实用温度域具有优异的形状记忆性及超弹性，并且具有良好的加工性、耐腐蚀性和磁力特性的铁系合金及其制造方法。
鉴于上述目的而锐意研究的结果是，本发明者们发现，(a)使马氏体相变及逆相变的热滞(hysteresis)下的逆相变结束温度(Af)点和马氏体相变开始温度(Ms点)的差在100℃以下，并且(b)以成为γ相的特定结晶方位一致的再结晶集合组织这样的条件进行加工，由此能够赋予铁系形状记忆合金以优异的形状记忆性及超弹性，从而想到本发明。
具有形状记忆性及超弹性的本发明的铁系合金，其特征在于，含有25～35质量％的Ni、13～25质量％的Co、及2～8质量％的Al，还含有合计为1～20质量％的从1～5质量％的Ti、2～10质量％的Nb、及3～20质量％的Ta中选出的至少一种，余量实质上由Fe及不可避免的杂质构成，并具有实质上由γ相及γ’相构成，所述γ相的特定结晶方位一致的再结晶集合组织，并且，马氏体相变及逆相变的热滞中的逆相变结束温度和马氏体相变开始温度的差为100℃以下。
所述γ相的特定结晶方位优选与冷加工方向上一致，特别是所述冷加工方向中的所述γ相的特定结晶方位的存在频度(由电子背散射图像法测定)优选为2以上。所述特定结晶方位优选为<100>或<110>方向。所述γ相的结晶晶界的20％以上优选为方位差为15°以下的小角晶界。
铁系合金的Ni含量优选为26～30质量％，Al含量优选为4～6质量％。
本发明的铁系合金优选还含有从B、C、Ca、Mg、P、S、Zr、Ru、La、Hf、Pb及混合稀土金属(mischmetal)中选出的至少一种，合计为0.001～1质量％。
本发明的铁系合金，优选还含有从Be、Si、Ge、Mn、Cr、V、Mo、W、Cu、Ag、Au、Ga、Pd、Re及Pt中选出的至少一种，合计为0.001～10质量％。
一种铁系合金的制造方法，该铁系合金具有形状记忆性及超弹性，并具有实质上由γ相及γ’相构成，所述γ相的特定结晶方位一致的再结晶集合组织，马氏体相变及逆相变的热滞中的逆相变结束温度和马氏体相变开始温度的差为100℃以下，该铁系合金的制造方法的特征在于，经退火多次进行冷加工，设定最终退火后的冷加工的合计加工率，以使通过电子背散射图像法测定的此时冷加工方向中的所述γ相的特定结晶方位的存在频度为2以上。
所述最终退火后的冷加工的合计加工率优选为50％以上。在所述冷加工后，优选以800℃以上的温度进行固溶处理，再以200℃以上低于800℃的温度进行时效处理。
由本发明的方法制造的铁系合金，优选所述铁系合金含有25～35质量％的Ni、13～25质量％的Co、及2～8质量％的Al，还含有合计为1～20质量％的从1～5质量％的Ti、2～10质量％的Nb、及3～20质量％的Ta中选出的至少一种，余量实质上由Fe及不可避免的杂质构成。
由本发明的方法制造的铁系合金的Ni含量优选为26～30质量％，Al含量优选为4～6质量％。
由本发明的方法制造的铁系合金，优选还含有从B、C、Ca、Mg、P、S、Zr、Ru、La、Hf、Pb及混合稀土金属中选出的至少一种，合计为0.001～1质量％。
由本发明的方法制造的铁系合金，优选还含有从Be、Si、Ge、Mn、Cr、V、Mo、W、Cu、Ag、Au、Ga、Pd、Re及Pt中选出的至少一种，合计为0.001～10质量％。
本发明的铁系合金，具有γ相的特定结晶方位一致的再结晶集合组织，马氏体相变及逆相变的热滞下的逆相变结束温度和马氏体相变开始温度的差为100℃以下，因此与现有的铁系合金相比，其形状记忆性及超弹性显著提高。而且，作为Fe-Ni-Co-Al系合金的本发明的铁系合金其材料成本低廉，加工性及耐腐蚀性优异，因此适合于线材、板材、箔、弹簧材、管材等各种加工品。
附图说明
图1是概略性地表示形状记忆合金的典型的电阻曲线的曲线图。
图2是表示铁系合金从第一退火工序至时效处理的加工工序的一个示例的概略图。
图3(a)是概略性地表示由形状记忆合金的拉伸循环试验得到的典型的应力-应变曲线的曲线图。
图3(b)是表示由形状记忆合金的应力-应变曲线求得超弹性应变的方法的曲线图。
图4是表示实施例3的铁系合金板材的最大应变为2％时的应力-应变曲线的曲线图。
图5(a)是表示实施例6的铁系合金从第一退火工序至时效处理的加工工序的概略图。
图5(b)是表示实施例7的铁系合金从第一退火工序至时效处理的加工工序的概略图。
图5(c)是表示实施例8的铁系合金从第一退火工序至时效处理的加工工序的概略图。
图5(d)是表示实施例9的铁系合金从第一退火工序至时效处理的加工工序的概略图。
图5(e)是表示比较例2的铁系合金从第一退火工序至时效处理的加工工序的概略图。
图6是表示实施例9的铁系合金板材在轧制方向的γ相的结晶方位的存在频度的反极图。
图7是表示比较例2的铁系合金板材在轧制方向的γ相的结晶方位的存在频度的反极图。
图8是表示实施例9的铁系合金板材的最大应变为15％时的应力-应变曲线的曲线图。
图9是表示实施例10的铁系合金从第一退火工序至时效处理的加工工序的概略图。
图10是表示实施例10的铁系合金板材的磁化曲线的曲线图。
图11是表示在对实施例10的铁系合金板材施加应变的状态下测定磁力特性的装置的概略图。
图12是表示对实施例10的铁系合金板材施加应变前、施加应变的状态及除去应变后的磁化曲线的曲线图。
图13是表示测定对实施例10的铁系合金板材外加磁场时产生的应变的方法的概略图。
图14是表示关于实施例10的铁系合金板材其磁场和应变的关系的曲线图。
具体实施方式
[1]铁系合金的组成
(a)基本组成
本发明的铁系合金的基本组成含有如下：由25～35质量％的Ni、13～25质量％的Co和2～8质量％的Al构成的基本元素；和1～5质量％的Ti、2～10质量％的Nb及3～20质量％的Ta之中的至少一种的第一添加元素(合计1～20质量％)，余量实质上是Fe及不可避免的杂质。还有在本说明书中，如果没有特别提示，则各元素的含量由相对于合金总体(100质量％)的质量％表示。
Ni是引起马氏体相变并使其温度降低的元素。本发明的铁系合金含有25～35质量％的Ni。通过含有该范围的Ni，铁系合金的马氏体相变温度降低，使母相(fcc相)稳定化。若使Ni的含量超过35质量％，则马氏体相变温度过度降低，在实用温度域下不呈现相变，因此得不到良好的形状记忆性及超弹性。
另外，Ni是通过时效处理而使Ni3Al等的fcc及/或fct的规则相析出的元素。上述规则相使铁系合金的母相强化，同时使马氏体的热滞减少，因此使形状记忆性及超弹性提高。若Ni的含量低于25质量％，则析出的规则相的量不充分，因此得不到良好的形状记忆性及超弹性。更优选的Ni的含量为26～30质量％。
Co使上述γ’规则相的析出量增加而使母相强度上升，此外还使母相的刚性率降低，从而减少因相变造成的体积变化，因而是使形状记忆性提高的元素。本发明的铁系合金含有13～25质量％的Co。若Co的含量超过25质量％，则合金的冷加工性降低。若Co的含量低于13质量％，则Co的上述添加效果无法被充分发挥。更优选的Co的含量为15～23质量％。
Al与Ni一样，是通过时效处理而使Ni3Al等的fcc及/或fct的γ’规则相析出的元素。当Al的含量低于2质量％时，析出的规则相的量不充分，因此得不到良好的形状记忆性及超弹性，另外若超过8质量％则会变得极脆。本发明的铁系合金含有2～8质量％的Al，更优选为4～6质量％。
通过含有第一添加元素，γ’规则相的析出量显著增加，随之而来的是母相强度也大大上升，马氏体的热滞也大幅变小，因此形状记忆性及超弹性提高。但是，这些元素的合计含量若超过20质量％，则合金的冷加工性有可能降低。
(b)基本组成以外的元素
本发明的铁系合金，还能够含有B、C、Ca、Mg、P、S、Zr、Ru、La、Hf、Pb及混合稀土金属之中的至少一种的第二添加元素。第二添加元素的含量优选合计为1质量％以下，更优选为0.001～1质量％，最优选为0.002～0.7质量％。第二添加元素会抑制在时效中发生的B2结构的β相的晶界反应，使形状记忆性及超弹性提高。
本发明的铁系合金，还能够含有Be、Si、Ge、Mn、Cr、V、Mo、W、Cu、Ag、Au、Ga、Pd、Re及Pt之中的至少一种的第三添加元素。第三添加元素的含量优选为合计10质量％以下，更优选为0.001～10质量％，最优选为0.01～8质量％。
第三添加元素之中，Si、Ge、V、Mo、W、Ga及Re使母相γ相和γ’规则相的整合性提高，使γ’相的析出强化提高，使形状记忆性提高。这些元素的优选含量合计为10质量％以下。
Be及Cu通过固溶强化使母相γ相的强度提高，使形状记忆性提高。Be及Cu的优选含量分别为1质量％以下。
Cr是用于维持耐磨耗性及耐腐蚀性的有效的元素。Cr的优选含量为10质量％以下。
Mn使Ms点降低，因此能够减少昂贵的Ni的含量。Mn的优选含量为5质量％以下。
Ag、Au、Pd及Pt具有增大α’马氏体的正方晶性的效果，使热滞性减少，使形状记忆性及超弹性提高。这上结元素的优选含量为10质量％以下。
[2]铁系合金的制造方法
(a)冷加工
具有上述组成的本发明的铁系合金，经过熔解铸造、热加工及冷加而成形为期望的形状。在成形加工之后，虽然固溶处理及时效处理，但是作为固溶处理前的成形加工，优选冷轧、冷拉丝、金属模挤压等的冷加工。冷加工后，根据需要还能够进行喷丸处理。通过冷加工，能够得到在加工方向上γ相的特定结晶方位一致的板材、管材、线材、加工材等。
对于铁系合金经1次冷加工而得到的加工率充其量不过10％左右，因此在冷加工中，为了得到高的合计加工率而需要多次进行冷加工。这时，虽然也可以通过多次的退火处理来进行，但是为了提高合金组织的定向性，越是提高最终退火后的合计加工率越好。退火处理的条件优选以800～1400℃的加热温度，进行1分钟～3小时。退火后的冷却优选以空冷进行，更优选以水冷进行。
在本发明的方法中，使γ相的<100>或<110>方向与轧制或拉丝等的冷加工方向一致。合金组织的结晶方位能够由电子背散射图像法测定，并能够求得表现结晶方位的一致情形的存在频度。例如加工方向中的<100>的存在频度，是将结晶方位在理论上完全处于无规则的情况下朝向加工方向的<100>的存在频度假定为1时的存在率，值越大表现出结晶方位越一致。
锐意研究的结果可知，若γ相的<100>或<110>等的特定结晶方位的存在频度为2以上，则能够得到具有优异的形状记忆性及超弹性的铁系合金。在本发明的铁系合金中，上述特定结晶方位的存在频度能够根据最终退火后的合计加工率而设定。为了提高上述特定结晶方位的存在频度，虽然最终退火后的合计加工率越高越好，但是在2以上时，在任何合金组成下都需要最终退火后的冷加工的合计加工率处于50％以上。若最终退火后的冷加工的合计加工率低，则合金组织的特定结晶方位在加工方向上不一致，从而无法取得充分的形状记忆性及超弹性的提高。冷加工的合计加工率优选为70％以上，最优选为92％以上。
(b)固溶处理
优选进行如下固溶处理：将冷加工了的铁系合金加热至固溶温度，使结晶组织相变为奥氏体γ相单相后，进行急冷。固溶处理以800℃以上的温度进行。处理温度优选为以900～1400℃。处理温度下的保持时间优选为1分钟～50小时。低于1分钟时，无法充分获得固溶处理的效果，若超过50小时，则氧化的影响不能忽略。
固溶处理也可以边施加应力边进行。通过进行这种所谓的张力退火(tension annealing)，能够使铁系合金的记忆形状得到精密地控制。在固溶处理中施加应力时，应力优选为0.1～50kgf/mm2。
加热处理后，以50℃/秒以上的速度进行急冷，由此使γ单相状态冻结。急冷能够通过放入水等制冷剂中或通过强制空冷进行。若使冷却速度低于50℃/秒，则β相(B2结构的β相)析出，无法得到形状记忆性。优选的冷却速度为50℃/秒以上。
(c)时效处理
优选在固溶处理之后进行时效处理。通过进行时效处理，具有Ni3Al等的fcc及/或fct结构的规则相呈现，母相得到强化，并且马氏体的热滞变小，形状记忆性及超弹性提高。时效处理以200℃以上、低于800℃的温度进行。若以低于200℃进行处理，则上述规则相的析出不充分。另一方面若以800℃以上处理，则作为稳定相的β相析出，因此不为优选。
时效处理时间根据铁系形状记忆合金的组成及处理温度而有所不同。以700℃以上、低于800℃的温度进行时，时效处理时间优选为10分钟～50小时。另外，以200℃以上、低于700℃的温度进行时，时效处理时间优选为30分钟～200小时。若时效处理时间比所述时间短，则效果不充分。另一方面，若时效处理时间超过所述时间，则β相析出，形状记忆性有可能消失。
[3]铁系合金的结晶组织及特性
本发明的铁系合金实质上具有在作为母相的面心立方(fcc)结构的γ相中，微细地分散有L12结构的γ’规则相的2相组织。所述γ相通过冷却马氏体相变为体心立方(bct)结构的α’相，通过再度加热而逆相变为母相γ相。马氏体相变开始温度(Ms点)及其逆相变结束温度(Af点)能够通过电阻测定而求得。如图1所示，一般在形状记忆合金中，马氏体相变及其逆相变存在滞后。能够根据冷却过程中的电阻曲线求得马氏体相变开始温度(Ms点)，并能够根据加热过程中的电阻曲线求得逆相变结束温度(Af点)。
形状记忆合金中的超弹性，由Af点以上的马氏体的应力诱导相变及其逆相变引起，但是，若所述滞后幅度大，则用于诱导马氏体所需要的应力变高，因此位错等的永久应变容易被导入，从而无法得到良好的超弹性。因此，通过减小滞后幅度，以低应力诱导马氏体，在变形时使位错等的永久应变不被导入，则能够得到良好的超弹性。锐意研究的结果可知，为了得到这样的超弹性，本发明的铁系合金的热滞的幅度需要为100℃以下。优选的热滞幅度为70℃以下。
本发明的铁系合金，具有所述母相γ相的特定结晶方位一致的再结晶集合组织。合金组织的结晶方位能够以电子背散射图像法测定，能够由表现结晶方位的一致情形的存在频度表示。γ相的特定结晶方位优选与轧制、拉丝等的冷加工方向一致，优选为<100>或<110>方向。加工方向下的特定结晶方位<100>的存在频度，是将结晶方位完全处理无规则的情况假定为1时的存在率，值越大表示出结晶方位越一致。本发明的铁系合金的加工方向中的特定结晶方位的存在频度优选为2以上，更优选为2.5以上。
具有这样的100℃以下的热滞，此外母相γ相的结晶方位一致的本发明的铁系合金，与现有的铁系合金相比，在实用温度域具有稳定且优异的形状记忆性及超弹性。形状回复率大体为80％以上，超弹性回复应变为0.5％以上。另外，屈伏应力(0.2％屈服点)大约为600MPa以上。此外本发明的Fe基形状记忆合金具有良好的硬度、抗拉强度及断裂延伸率，因此加工性优异。
通过实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些限定。
实施例1～5及比较例1
按表1所示的合金组成及时效处理时间，根据下述的方法制作实施例1～5及比较例1的铁系合金。
熔解表1所示的成分的合金，以平均140℃/分的冷却速度凝固，制作直径12mm的板坯。将该板坯以1300℃进行热轧，得到厚1.3mm的板材。对于该热轧材以1300℃进行10分钟的第一退火后，多次进行冷轧而达到厚度0.65mm。其后，以同条件进行第二退火，多次进行冷轧，制作厚0.2mm的板材。第二退火(最终退火)后的合计加工率为70％。将各板材以1300℃进行30分钟加热处理后，投入冰水中急冷(固溶处理)。接着以600℃进行表1所示时间的时效处理，得到由fcc结构的γ相和L12结构的γ’相的2相构成，并具有形状记忆性及超弹性的铁系合金的板材。从上述第一退火工序至时效处理的工序概略性地显示在图2中。
[表1]
Figure A20068004147900131
对于实施例1～5及比较例1的铁系合金，根据以下的方法测定其马氏体相变及逆相变的热滞的温度幅度[Af点(逆相变结束温度)和Ms点(马氏体相变开始温度)的差]、轧制方向的<100>的存在频度、基于形状记忆性的形状回复率及超弹性应变的最大值(超弹性)。结果显示在表2中。
(1)热滞的温度幅度(Af点和Ms点的差)
通过电阻测定求得板材的Ms点及Af点(参照图1)，将其差作为热滞的温度幅度。
(2)轧制方向的<100>的存在频度
使用电子背散射图像测定装置(TSL社制的Orientation ImagingMicroscope)，测定得到的板材的轧制方向的γ相的特定结晶方位的存在频度。
(3)基于形状记忆性的形状回复率
在液氮中对板材施加2％的弯曲应变，从液氮中取出，测定弯曲状态下的曲率半径R0。接着，将弯曲的板材加热至100℃，测定使形状回复发生后的曲率半径R1，根据下式：形状回复率(％)＝100×(R1-R0)/R1，计算形状回复率。
(4)超弹性应变的最大值(超弹性)
超弹性应变根据由室温下的板材的拉伸循环试验而得到的应力-应变曲线而求得。典型性的测定结果显示在图3(a)中。拉伸循环试验，其进行是将对于初期试料长度外加一定的应变后卸荷的拉伸试验作为1个循环，使外加的应变从2％(循环1)开始，依次为4％(循环2)、6％(循环3)，每个循环增加2％，反复进行直至试料断裂。由得到的各个循环的应力-应变曲线，如图3(b)所示，根据下式求得第i循环中得到的超弹性应变(εSE i)。
εSE i(％)＝εt i-εr i-εe i
(i表示循环数，εt i表示第i循环的外加应变，εr i表示第i循环的残留应变，εe i表示第i循环的纯粹的弹性变形应变。)
根据下述的基准评价直至板材断裂得到的超弹性应变的最大值。图4表示实施例3的板材的最大应变2％时的应力-应变曲线。
最大超弹性应变：4％以上……◎
最大超弹性应变：2％以上、低于4％……○
最大超弹性应变：0.5％以上、低于2％……△
最大超弹性应变：低于0.5％……×
[表2]
 No.   Af点和Ms点的差(1)(℃)  轧制方向的<100>的存在频度   形状恢复率(％)   超弹性
实施例1 67 2.6 85   △
实施例2 41 2.6 91   △
实施例3 31 2.5 93   △
 实施例4   32  2.5   93   ○
实施例5 36 2.6 92   △
比较例1 200 2.6 78   ×
注：(1)马氏体相变及逆相变的热滞中的逆相变结束温度(Af点)和马氏体相变开始温度(Ms点)的差(与热滞的幅度相关)。
由表2可知，马氏体相变及逆相变的热滞的温度幅度为100℃以下的实施例1～5，均显示出80％以上的形状记忆回复率及最大超弹性应变为0.5％以上的超弹性。但是，轧制方向的<100>的存在频度几乎同等，但在热滞的温度幅度为200℃的比较例1中，形状回复率低于80％。另外超弹性也低于0.5％。由这些结果可知，热滞的温度幅度小的实施例1～5的铁系合金，具有比热滞的温度幅度大的比较例1的铁系合金更优异的形状记忆性及超弹性。
实施例6
熔解与实施例4相同的组成的铁系合金，以平均140℃/分的冷却速度凝固，制作直径20mm的板坯。将该板坯以1300℃进行热轧，得到厚1.6mm的板材。对于该热轧材以1300℃进行10分钟的第一退火并空冷后，多次进行冷轧而达到厚度0.8mm。其后，以同条件进行第二退火→冷轧→第三退火→冷轧，由此制作厚0.2mm的板材。第三退火(最终退火)后的合计加工率为50％。将得到的板材以1300℃进行30分钟加热处理后，投入冰水中急冷(固溶处理)。接着以600℃进行90小时的时效处理，得到由fcc结构的γ相和L12结构的γ’相的2相构成，并具有形状记忆性及超弹性的铁系合金的板材。从实施例6的合金的第一退火工序至时效处理的工序概略性地显示在图5(a)中。
实施例7～9及比较例2
对与实施例6为同组成的铁系合金，以图5(b)～图5(e)所示的模式实施退火及冷轧，由此制作铁系合金。图5(b)表示实施例7，图5(c)表示实施例8，图5(d)表示实施例9，图5(e)表示比较例2。最终退火后的合计冷却加工率显示在表3中。
对于实施例6～9及比较例2，以与实施例4相同的方法测定轧制方向的<100>的存在频度、形状回复率及超弹性，并利用电子背散射图像测定装置测定方位差为15°以下的小角晶界的比例。结果与最终退火后的合计冷加工率一起显示在表3中。
[表3]
 No.   最终退火后的合计加工率(％)   Af点和Ms点的差(1)(℃)  轧制方向的<100>的存在频度   小角境界的比率(％)   形状恢复率(％)   超弹性
 实施例6   50   30  2.3   23   92   △
 实施例7   75   32  2.8   34   93   ○
 实施例8   90   31  6.4   46   97   ◎
 实施例9   98   32  11.0   50   97   ◎
 比较例2   30   30  1.5   7   85   ×
图6及图7分别表示由实施例9及比较例2得到的板材的以等高线表示其在轧制方向的各结晶方位的存在频度的反极图。实施例9(图6)其等高线集中在<100>方向，表示<100>方向在轧制方向一致。轧制方向的<100>的存在频率为11.0。另一方面，比较例2(图7)其结晶方位大体上无规则地分散，轧制方向的<100>的存在频度为1.5。图8表示实施例9的最大应变为15％时的应力-应变曲线。可知能够得到约13％的超弹性应变。
由表3可知，最终退火后的合计加工率为50％以上的实施例6～9，其轧制方向的<100>的存在频度为2以上，<100>方向与轧制方向一致。另外，方位差为15°以下的小角晶界的比例为20％以上，均显示出90％以上的形状回复率及0.5％以上的超弹性。但是最终退火后的合计加工率为30％的比较例2，其轧制方向的<100>的存在频度为1.5，<100>的方向大体上无规则。另外方位差为15°以下的小角晶界的比例为7％以下，形状回复率低于90％，超弹性也低于0.5％。由这些结果可知，最终退火后的冷加工的合计加工率理工高的铁系合金，由于特定结晶方位一致，从而具有优异的形状记忆性及超弹性。
实施例10
熔解与实施例4相同的组成的铁系合金，以平均140℃/分的冷却速度凝固，制作25mm角的的板坯。将该板坯以1250℃进行热轧，得到厚18mm的板材。对于得到的热轧材以1300℃进行10分钟的第一退火并空冷后，多次进行冷轧，得到厚5.5mm的板材。再以1000℃进行1小时的第二退火并空冷后，多次进行冷轧，得到厚0.2mm的板材。将板材以1300℃进行30分钟加热处理后，投入冰水中急冷。接着以600℃进行90小时的时效处理，得到由fcc结构的γ相和L12结构的γ’相的2相构成，并具有形状记忆性及超弹性的铁系合金的板材。从上述第一退火工序至时效处理的工序概略性地显示在图9中。采用得到的板材进行以下的测定。
(1)伴随温度变化的磁化曲线变化
使用振动样品型磁力计(VSM)，以25℃[母相：比Af点高的温度]及-193℃[马氏体相+母相：比Ms点低的温度]，对板材的板面平行地外加外部磁场并测定磁化特性。结果显示在图10中。可知伴随温度降低的马氏体相的生成，导致饱和磁化的大小急剧上升。
(2)如图11所示，以25℃边施加各应变量(0％、4％、8％及12％)边测定磁化特性。结果显示在图12中。由于外加应变导致马氏体相分率的增加(应力诱导相变)发生，随之而来的是饱和磁化的大小增加。另外，因为该合金显示超弹性，所以通过应变的除去会大体返回到变形前的磁化特性。
(3)磁致伸缩
如图13所示，(a)对在无磁场状态下施加有一定应力的板材以25℃外加(b)磁场，测定就力外加方向上产生的应变变化。结果显示在图14中。随着外部磁场的增加，应变缓缓增加，若超过约11kOe则发生剧烈的应变，成为最大为0.9的磁致伸缩。即使除去磁场应变也无法恢复如初。
产业上的利用可能性
本发明的铁系合金，在实用温度域具有稳定且良好的形状记忆性，以及具有以Ti-Ni基、Cu基等的现有的形状记忆多结晶合金得不到的很大的超弹性。而且，材料成本低廉，加工性也优异，因此可以适用于线材、板材、箔、弹簧材、管材等多种加工品。不仅能够作为微波炉的阻尼器、空调机风向控制、各种液体及蒸气调压阀、建筑用的换气口、移动电话的天线、眼镜框架、胸罩、导管用导丝、支架等医疗器械的功能构件、高尔夫球棍、网球拍等的体育用品等的现有的形状记忆合金的替代材，而且能够用于一般结构用材料、建筑用材料、铁道车辆和汽车的车体和车架材等。
因为本发明的铁系合金显示出磁性，所以能够利用于磁场驱动微执行器和磁场驱动开关等的磁场驱动元件、磁致伸缩传感器等的应力-磁力功能元件。此外，因为其随着马氏体相变而显示出很大的磁化变化(饱和磁化的增大)，所以还能够作为利用随着温度变化(母相和马氏体相之间的相变)的磁化变化的感温磁性元件、运用随着应变外加及除去的磁化变化的磁致伸缩传感器、及利用对母相外加磁场而产生的马氏体相变的巨大的磁致伸缩元件加以利用。

Claims (17)

1.一种铁系合金，其具有形状记忆性及超弹性，其特征在于，含有25～35质量％的Ni、13～25质量％的Co、及2～8质量％的Al，还含有合计为1～20质量％的从1～5质量％的Ti、2～10质量％的Nb、及3～20质量％的Ta中选出的至少一种，余量实质上由Fe及不可避免的杂质构成，并具有实质上由γ相及γ’相构成且所述γ相的特定结晶方位一致的再结晶集合组织，并且，马氏体相变及逆相变的热滞中的逆相变结束温度和马氏体相变开始温度的差为100℃以下。
2.根据权利要求1所述的铁系合金，其特征在于，所述γ相的特定结晶方位与冷加工方向一致。
3.根据权利要求2所述的铁系合金，其特征在于，通过电子背散射图像法测定的所述冷加工方向中的所述γ相的特定结晶方位的存在频度为2以上。
4.根据权利要求2～3中任一项所述的铁系合金，其特征在于，所述特定结晶方位为<100>或<110>方向。
5.根据权利要求2～4中任一项所述的铁系合金，其特征在于，所述γ相的结晶晶界的20％以上是方位差为15°以下的小角晶界。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的铁系合金，其特征在于，Ni含量为26～30质量％。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的铁系合金，其特征在于，Al含量为4～6质量％。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的铁系合金，其特征在于，还含有合计为0.001～1质量％的从B、C、Ca、Mg、P、S、Zr、Ru、La、Hf、Pb及混合稀土金属中选出的至少一种。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的铁系合金，其特征在于，还含有合计为0.001～10质量％的从Be、Si、Ge、Mn、Cr、V、Mo、W、Cu、Ag、Au、Ga、Pd、Re及Pt中选出的至少一种。
10.一种铁系合金的制造方法，该铁系合金具有形状记忆性及超弹性，并具有实质上由γ相及γ’相构成且所述γ相的特定结晶方位一致的再结晶集合组织，马氏体相变及逆相变的热滞中的逆相变结束温度和马氏体相变开始温度的差为100℃以下，该铁系合金的制造方法中，经退火多次进行冷加工，设定最终退火后的冷加工的合计加工率，以使通过电子背散射图像法测定的此时冷加工方向中的所述γ相的特定结晶方位的存在频度为2以上。
11.根据权利要求10所述的铁系合金的制造方法，其特征在于，将所述最终退火后的冷加工的合计加工率定为50％以上。
12.根据权利要求10或11所述的铁系合金的制造方法，其特征在于，在所述冷加工后以800℃以上的温度进行固溶处理，再以200℃以上低于800℃的温度进行时效处理。
13.根据权利要求11或12所述的铁系合金的制造方法，其特征在于，所述铁系合金含有25～35质量％的Ni、13～25质量％的Co、及2～8质量％的Al，还含有合计为1～20质量％的从1～5质量％的Ti、2～10质量％的Nb、及3～20质量％的Ta中选出的至少一种，余量实质上由Fe及不可避免的杂质构成。
14.根据权利要求11～13中任一项所述的铁系合金的制造方法，其特征在于，Ni含量为26～30质量％。
15.根据权利要求11～14中任一项所述的铁系合金的制造方法，其特征在于，Al含量为4～6质量％。
16.根据权利要求11～15中任一项所述的铁系合金的制造方法，其特征在于，还含有合计为0.001～1质量％的从B、C、Ca、Mg、P、S、Zr、Ru、La、Hf、Pb及混合稀土金属中选出的至少一种。
17.根据权利要求11～16中任一项所述的铁系合金的制造方法，其特征在于，还含有合计为0.001～10质量％的从Be、Si、Ge、Mn、Cr、V、Mo、W、Cu、Ag、Au、Ga、Pd、Re及Pt中选出的至少一种。
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Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103233159A (zh) * 2013-04-07 2013-08-07 南昌大学 多晶铁基形状记忆超弹性合金及其制备方法
CN103295712A (zh) * 2013-06-18 2013-09-11 重庆科技学院 一种高稳定性永磁元件的制备技术
CN103509988A (zh) * 2013-07-18 2014-01-15 南昌大学 一种具有超弹性的多晶Fe-Ni-Co-Al-Nb-B形状记忆合金及其制备方法
CN105349909A (zh) * 2015-11-20 2016-02-24 全椒县志宏机电设备设计有限公司 一种机械装置用合金材料及其制备方法
CN106282812A (zh) * 2015-06-02 2017-01-04 上海交通大学 一种形状记忆合金材料及其在管接头上的应用
CN107254637A (zh) * 2017-05-26 2017-10-17 太仓源壬金属科技有限公司 一种精密合金金属材料
CN107630171A (zh) * 2017-09-22 2018-01-26 张家港沙工科技服务有限公司 一种起重机用抗拉型金属吊绳
CN108563920A (zh) * 2018-04-10 2018-09-21 南昌大学 一种镁系磁性形状记忆合金及其获得方法
CN110066956A (zh) * 2019-05-17 2019-07-30 北京理工大学 一种具有优异力学性能的磁致伸缩合金及其制备方法
CN110241353A (zh) * 2019-07-24 2019-09-17 中国工程物理研究院机械制造工艺研究所 一种NiTiHfNb高温形状记忆合金及其制备方法
CN110819872A (zh) * 2019-11-09 2020-02-21 天津理工大学 一种Fe-Mn-Al-Ni-Nb形状记忆合金及其制备方法
CN111424217A (zh) * 2020-04-23 2020-07-17 钢铁研究总院 一种超高强度恒弹性合金及其制备方法
CN111455199A (zh) * 2020-04-16 2020-07-28 江苏星火特钢有限公司 一种高温合金真空感应炉冶炼工艺
CN112921244A (zh) * 2021-01-22 2021-06-08 中国科学院合肥物质科学研究院 一种兼具高阻尼和零磁致伸缩特性的Fe-Ga基合金及其制备方法
CN113621891A (zh) * 2021-07-19 2021-11-09 哈尔滨工程大学 一种多晶FeNiCoAlNbV超弹性合金及其制备方法
CN113621860A (zh) * 2021-07-19 2021-11-09 哈尔滨工程大学 一种Fe-Ni-Co-Al-Dy超弹性合金及其制备方法
CN113621890A (zh) * 2021-07-19 2021-11-09 哈尔滨工程大学 一种具有超弹性的多晶FeNiCoAlNb合金及其制备方法
CN113930693A (zh) * 2021-10-14 2022-01-14 哈尔滨工程大学 一种Fe-Mn-Al-Ni-Cu超弹性合金及其制备方法
CN115595472A (zh) * 2022-11-29 2023-01-13 松诺盟科技有限公司（Cn） 一种高温恒弹性合金材料及其制备应变梁的工艺、应变梁与弹性体的装配结构和压力传感器

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101674861B (zh) 2007-05-09 2012-07-04 独立行政法人科学技术振兴机构 导丝以及支架
CN100417739C (zh) * 2007-06-29 2008-09-10 北京航空航天大学 一种钴镍铁镓形状记忆合金材料
US8815027B2 (en) 2009-10-14 2014-08-26 Japan Science And Technology Agency Fe-based shape memory alloy and its production method
TWI401752B (zh) * 2009-12-31 2013-07-11 Advanced Semiconductor Eng 晶片封裝結構之製造方法
JP5369321B2 (ja) * 2010-01-15 2013-12-18 株式会社古河テクノマテリアル 外反母趾矯正装具及び外反母趾矯正装具の製造方法
EP2423338B1 (en) * 2010-08-24 2014-10-22 Ormco Corporation Shape setting a shape memory alloy dental arch
FI20115210A0 (fi) * 2011-03-02 2011-03-02 Adaptamat Tech Oy Menetelmä stabiilien muistimetalliseoselementtien valmistamiseksi sekä tämän käyttö
US8689771B2 (en) * 2011-06-30 2014-04-08 GM Global Technology Operations LLC Shape memory alloy-based device for controlling or monitoring pressure in a system
RU2495946C1 (ru) * 2012-07-24 2013-10-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский Томский государственный университет" СПОСОБ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ МОНОКРИСТАЛЛОВ ФЕРРОМАГНИТНОГО СПЛАВА Fe-Ni-Co-Al-Nb С ТЕРМОУПРУГИМИ γ-α' МАРТЕНСИТНЫМИ ПРЕВРАЩЕНИЯМИ
US9255343B2 (en) * 2013-03-08 2016-02-09 Ut-Battelle, Llc Iron-based composition for magnetocaloric effect (MCE) applications and method of making a single crystal
CN104018055B (zh) * 2014-06-17 2015-10-28 东南大学 高磁晶各向异性和大磁致应变的稀土磁性材料及制备方法
CN104018054B (zh) * 2014-06-17 2015-10-28 东南大学 具有磁场可控变形的稀土磁性材料及其制备方法
WO2016136401A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 日立金属株式会社 熱間工具およびその製造方法
CN105986322B (zh) * 2015-03-03 2018-10-19 中国科学院物理研究所 一种磁相变材料
JP6471291B2 (ja) * 2016-01-27 2019-02-20 群馬県 動物用位置情報送信機
CN105861861B (zh) * 2016-04-05 2017-09-12 南京工程学院 一种磁场驱动形变的记忆合金及其制备方法
DE102016219090A1 (de) 2016-09-30 2018-04-05 Thyssenkrupp Ag Formgedächtnislegierungen aus einem Eisen-Cobalt-Aluminium System
DE102019109719A1 (de) * 2019-04-12 2020-10-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines Formgedächtnis-Bauteils mit Umwandlungsfunktionalität
RU2699470C1 (ru) * 2019-04-29 2019-09-05 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский Томский государственный университет" (ТГУ, НИ ТГУ) СПОСОБ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА Fe-Ni-Co-Al-Ti-Nb, ОРИЕНТИРОВАННЫХ ВДОЛЬ НАПРАВЛЕНИЯ [001], С ДВОЙНЫМ ЭФФЕКТОМ ПАМЯТИ ФОРМЫ
CN110343931B (zh) * 2019-08-27 2021-03-16 洛阳理工学院 一种室温磁致伸缩材料及其制备方法
RU2718842C1 (ru) * 2020-02-04 2020-04-14 Общество с ограниченной ответственностью Научно-производственный центр «ЛИНВАР» Литейный инварный сплав на основе железа
CN115637392A (zh) * 2022-10-12 2023-01-24 钢铁研究总院有限公司 一种高磁致伸缩高阻尼高强度的Fe-Ga基合金及其制备方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61106746A (ja) 1984-10-30 1986-05-24 Kobe Steel Ltd 鉄系形状記憶合金
CN1045607A (zh) * 1989-03-15 1990-09-26 中国科学院金属研究所 一种提高高温合金性能的方法
FR2654748B1 (fr) 1989-11-22 1992-03-20 Ugine Aciers Alliage inoxydable a memoire de forme et procede d'elaboration d'un tel alliage.
JPH03257141A (ja) * 1990-03-07 1991-11-15 Natl Res Inst For Metals Ｆｅ―Ｎｉ―Ｃｏ―Ａｌ―Ｃ合金
JPH0723522B2 (ja) * 1992-10-19 1995-03-15 株式会社神戸製鋼所 鉄系形状記憶合金
JPH09176729A (ja) * 1995-12-27 1997-07-08 Nippon Steel Corp 集合組織を有する形状記憶合金および同合金に超弾性効果を発現させる方法
JP2000017395A (ja) * 1998-07-02 2000-01-18 Kiyohito Ishida Ｆｅ系形状記憶合金及びその製造方法
JP3425935B2 (ja) * 2000-08-14 2003-07-14 清仁 石田 強磁性形状記憶合金
JP3907177B2 (ja) 2002-03-13 2007-04-18 清仁 石田 Ｆｅ基形状記憶合金及びその製造方法
CN1169983C (zh) * 2002-04-09 2004-10-06 上海交通大学 钴镍单晶磁控形状记忆合金的制备方法

Cited By (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103233159B (zh) * 2013-04-07 2015-06-17 南昌大学 多晶铁基形状记忆超弹性合金及其制备方法
CN103233159A (zh) * 2013-04-07 2013-08-07 南昌大学 多晶铁基形状记忆超弹性合金及其制备方法
CN103295712A (zh) * 2013-06-18 2013-09-11 重庆科技学院 一种高稳定性永磁元件的制备技术
CN103509988A (zh) * 2013-07-18 2014-01-15 南昌大学 一种具有超弹性的多晶Fe-Ni-Co-Al-Nb-B形状记忆合金及其制备方法
CN106282812A (zh) * 2015-06-02 2017-01-04 上海交通大学 一种形状记忆合金材料及其在管接头上的应用
CN105349909A (zh) * 2015-11-20 2016-02-24 全椒县志宏机电设备设计有限公司 一种机械装置用合金材料及其制备方法
CN107254637A (zh) * 2017-05-26 2017-10-17 太仓源壬金属科技有限公司 一种精密合金金属材料
CN107630171A (zh) * 2017-09-22 2018-01-26 张家港沙工科技服务有限公司 一种起重机用抗拉型金属吊绳
CN108563920A (zh) * 2018-04-10 2018-09-21 南昌大学 一种镁系磁性形状记忆合金及其获得方法
CN108563920B (zh) * 2018-04-10 2021-11-19 南昌大学 一种镁系磁性形状记忆合金及其获得方法
CN110066956A (zh) * 2019-05-17 2019-07-30 北京理工大学 一种具有优异力学性能的磁致伸缩合金及其制备方法
CN110241353A (zh) * 2019-07-24 2019-09-17 中国工程物理研究院机械制造工艺研究所 一种NiTiHfNb高温形状记忆合金及其制备方法
CN110241353B (zh) * 2019-07-24 2020-09-29 中国工程物理研究院机械制造工艺研究所 一种NiTiHfNb高温形状记忆合金及其制备方法
CN110819872A (zh) * 2019-11-09 2020-02-21 天津理工大学 一种Fe-Mn-Al-Ni-Nb形状记忆合金及其制备方法
CN110819872B (zh) * 2019-11-09 2021-08-27 天津理工大学 一种Fe-Mn-Al-Ni-Nb形状记忆合金及其制备方法
CN111455199A (zh) * 2020-04-16 2020-07-28 江苏星火特钢有限公司 一种高温合金真空感应炉冶炼工艺
CN111424217A (zh) * 2020-04-23 2020-07-17 钢铁研究总院 一种超高强度恒弹性合金及其制备方法
CN111424217B (zh) * 2020-04-23 2022-02-25 钢铁研究总院 一种超高强度恒弹性合金及其制备方法
CN112921244A (zh) * 2021-01-22 2021-06-08 中国科学院合肥物质科学研究院 一种兼具高阻尼和零磁致伸缩特性的Fe-Ga基合金及其制备方法
CN112921244B (zh) * 2021-01-22 2021-11-23 中国科学院合肥物质科学研究院 一种兼具高阻尼和零磁致伸缩特性的Fe-Ga基合金及其制备方法
CN113621891A (zh) * 2021-07-19 2021-11-09 哈尔滨工程大学 一种多晶FeNiCoAlNbV超弹性合金及其制备方法
CN113621860A (zh) * 2021-07-19 2021-11-09 哈尔滨工程大学 一种Fe-Ni-Co-Al-Dy超弹性合金及其制备方法
CN113621890A (zh) * 2021-07-19 2021-11-09 哈尔滨工程大学 一种具有超弹性的多晶FeNiCoAlNb合金及其制备方法
CN113930693A (zh) * 2021-10-14 2022-01-14 哈尔滨工程大学 一种Fe-Mn-Al-Ni-Cu超弹性合金及其制备方法
CN115595472A (zh) * 2022-11-29 2023-01-13 松诺盟科技有限公司（Cn） 一种高温恒弹性合金材料及其制备应变梁的工艺、应变梁与弹性体的装配结构和压力传感器

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