JP2009536265A

JP2009536265A - Ｔｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金の製造方法およびそれから製造されたＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金

Info

Publication number: JP2009536265A
Application number: JP2009509391A
Authority: JP
Inventors: テヒュンナム; キウォンキム; ヒョジュンアン; クォンクチョ; ジュヒョンアン; ギュボンチョ; イノンリュウ; ジュンムリ; ユンジュンリ; チョルアムユ
Original assignee: Gyeongsang National University GNU
Current assignee: Gyeongsang National University GNU
Priority date: 2006-06-05
Filing date: 2006-07-25
Publication date: 2009-10-08
Also published as: KR20070116403A; KR100807393B1; WO2007142380A1; US20090071577A1

Abstract

本発明は、Ｔｉ−Ｎｉ系合金を冷間加工し、一定の温度勾配下でアニーリング熱処理することにより製造された、比例制御が可能なＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金に関する。このように製造されたＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金は、形状記憶効果および超弾性を有すると同時に、温度変化に応じて連続的な形状変化を示す。

Description

本発明は、Ｔｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金に係り、より詳しくは、Ｔｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金を冷間加工し、一定の温度勾配下でアニーリング熱処理して傾斜機能を与えるようにするＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金の製造方法およびそれから製造されたＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金に関する。

Ｔｉ−Ｎｉ系形状記憶合金は、冷間加工し、一定の温度でアニーリングし、荷重を与えた状態で温度を低下させると、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）で急激な変形が発生し、しかる後に、温度を上昇させると、逆変態開始温度（Ａｓ）で急激な変形の回復が発生する（図１参照）。このように特定の温度で急激な変形が発生し回復する現象を用いて、Ｔｉ−Ｎｉ系形状記憶合金は各種のオン／オフスイッチ用アクチュエータに応用されている。

一方、このようなＴｉ−Ｎｉ系形状記憶合金をロボット用アクチュエータ素子として応用する場合、比例制御による正確な位置制御が可能でなければならない。ところが、既存のＴｉ−Ｎｉ系形状記憶合金は特定の温度で急激な変形が発生するため、オン／オフスイッチ用アクチュエータとしては適した特性を持つが、比例制御用アクチュエータとしては適していない。

本発明者らは、このような形状記憶合金が特定の温度で急激な変形が発生するという問題点を克服するために鋭意努力した結果、本発明に至ることになった。

そこで、本発明は、従来の技術の限界および不都合による少なくとも一つの問題点を実際的に取り除く、Ｔｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金の製造方法およびそれから製造されたＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金に関する。

本発明の目的は、同一のＴｉ−Ｎｉ系合金内で変態温度（ＭｓとＡｓ）が連続的に変化するようにして、広い温度範囲にわたって変形が漸進的に発生し得るようにすることにより、比例制御が容易なＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金の製造方法を提供することにある（図２参照）。

上記目的を達成するために、本発明のある観点によれば、Ｔｉ−Ｎｉ系合金を冷間加工し、一定の温度勾配下でアニーリング熱処理して傾斜機能を与える、Ｔｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金の製造方法を提供する。

冷間加工は２５〜６５％で行い、アニーリング熱処理は８２３〜４６６Ｋの温度勾配下で行うことが好ましい。

本発明の他の態様によれば、前述の方法によって製造された比例制御が可能なＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金を提供する。

合金の変形率回復速度は１／３０〜１／１００に減少する。

本発明によって製造されたＴｉ−Ｎｉ系合金は、形状記憶効果および超弾性を有すると同時に、変形率回復速度が既存の合金に比べて１／３０〜１／１００に減少する。このような低変形率回復速度を有するＴｉ−Ｎｉ系合金は、比例制御による位置制御が容易である。

以下、添付図面を参照して本発明の好適な実施例について詳細に説明する。

（実施例１）
Ｔｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金を溶体化処理した後の示差走査熱分析曲線を図３（ａ）に示した。ここで、冷却と加熱中にそれぞれ１つずつのピークが現れることが分かる。このピークはＢ２（立方晶系）−Ｂ１９’（単斜晶系）マルテンサイト変態(B2(Cubic)-B19'(Monoclinic)Martensite transformation)に起因する。

図３（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）および（ｅ）は、２５％冷間加工したＴｉ−５０．０Ｎｉ合金を６５８〜４６６Ｋの温度勾配下でアニーリング処理した後、図３（ｆ）に表示した位置から試片を採取して示差走査熱分析した結果を示すもので、冷却および加熱の際に幅の広いピークが観察される。特に、アニーリング温度が低い区域から採取した試片のピークがさらに広いことが分かる。

温度勾配熱処理の前、Ｔｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金を２５〜６５％の範囲内で冷間加工した。これは、２５％以下に冷間加工すると、熱処理後の温度変化が小さくて傾斜機能特性を得ることができず、６５％以上への冷間加工は不可能であるためである。温度勾配熱処理は、８２３〜４６６Ｋの温度勾配を持つ熱処理炉を用いて行った。但し、６５％冷間加工した場合、８２３〜６５８Ｋの温度勾配で熱処理したが、これは、６５８〜４６６Ｋの温度勾配で熱処理すると、変形率が１％以下と小さく、アクチュエータ素子として適していないためである。

本発明の実施例ではＴｉ−Ｎｉ系合金としてＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金を使用したが、この他にも別のＴｉ−Ｎｉ系合金を使用することもでき、そのような場合にも類似な結果を得ることができる。

［発明の様態］
（実施例２）
長さ１５０ｍｍのＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金線材を２５％冷間加工し、６５８〜４６６Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した後、５ｍｍの間隔で試片を採取して示差走査熱分析を行った。測定したＭｓをまとめてその結果を図４に示した。Ｍｓは位置が変化するにつれて連続的に変化することが分かる。２５％冷間加工した後、６５８〜４６６Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した場合、長さ１５０ｍｍの線材におけるＭｓの変化は約１９Ｋである。

（実施例３）
長さ１５０ｍｍのＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金線材を２５％冷間加工し、８２３〜６５８Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した後、５ｍｍの間隔で試片を採取して示差走査熱分析を行った。測定したＭｓをまとめてその結果を図５に示した。Ｍｓは位置が変化するにつれて連続的に変化することが分かる。２５％冷間加工の後、８２３〜６５８Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した場合、長さ１５０ｍｍの線材におけるＭｓの変化は約１４Ｋである。

（実施例４）
長さ１５０ｍｍのＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金線材を６５％冷間加工し、８２３〜６５８Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した後、５ｍｍの間隔で試片を採取して示差走査熱分析を行った。測定したＭｓをまとめてその結果を図６に示した。Ｍｓは位置が変化するにつれて連続的に変化することが分かる。６５％冷間加工の後、８２３〜６５８Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した場合、長さ１５０ｍｍの線材におけるＭｓの変化は約６０Ｋである。

前述したように、実施例２〜４および図４〜６より、冷間加工の後で温度勾配下でアニーリング熱処理を施すと、同一の線材および板材内で変態温度を連続的に変化させ得ることが確認できた。

（実施例５）
溶体化処理したＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金の変形率（ε）−温度（Ｔ）曲線を図７に示した。８０ＭＰａの負荷応力下で合金を冷却すると、Ｍｓと表示された温度で変形が発生する。これはＢ２（立方晶系）−Ｂ１９’（単斜晶系）マルテンサイト変態に起因する。一方、合金を加熱すると、Ａｓと表示された温度で変形が回復する。これはＢ１９’−Ｂ２逆変態に起因する。加熱の際に発生する変形率の回復速度（ｄε／ｄＴ）は約１％／Ｋである。

（実施例６）
Ｔｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金線材を２５％冷間加工し、６５８〜４６６Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した。処理された線材の変形率（ε）−温度（Ｔ）曲線を図８に示した。８０ＭＰａの負荷応力下で合金を冷却すると、Ｍｓと表示された温度で変形が発生する。これはＢ２（立方晶系）−Ｂ１９’（単斜晶系）マルテンサイト変態に起因する。一方、合金を加熱すると、Ａｓと表示された温度で変形が回復する。これはＢ１９’−Ｂ２逆変態に起因する。加熱の際に発生する変形率の回復速度（ｄε／ｄＴ）は約０．０３％／Ｋである。

（実施例７）
Ｔｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金線材を６５％冷間加工し、６５８〜４６６Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した。処理された線材の変形率（ε）−温度（Ｔ）曲線を図９に示した。８０ＭＰａの負荷応力下で合金を冷却すると、Ｍｓと表示された温度で変形が発生する。これはＢ２（立方晶系）−Ｂ１９’（単斜晶系）マルテンサイト変態に起因する。一方、合金を加熱すると、Ａｓと表示された温度で変形が回復する。これはＢ１９’−Ｂ２逆変態に起因する。加熱の際に発生する変形率の回復速度（ｄε／ｄＴ）は約０．０１％／Ｋである。６５％冷間加工した合金は６５８〜４６６Ｋの温度範囲で熱処理すると、変形率が１％以下で非常に小さいため、アクチュエータ用素子として適していない。

前述したように、実施例５〜７および図７〜９から分かるように、Ｔｉ−Ｎｉ系合金を冷間加工した後、温度勾配下で熱処理すると、変形率の回復速度が０．０３〜０．０１％／Ｋになって、一定の温度で熱処理した場合の１％／Ｋに比べて約１／３０〜１／１００に減少することが分かる。したがって、冷間加工の後、温度勾配下でアニーリング熱処理する方法によって比例制御用Ｔｉ−Ｎｉ系合金を製造することができることが分かる。

本発明によって製造されたＴｉ−Ｎｉ系合金は、形状記憶効果および超弾性を有すると同時に、変形率回復速度が既存の合金に比べて１／３０〜１／１００に減少する。このような低変形率回復速度を有するＴｉ−Ｎｉ系合金は、比例制御による位置制御が容易であるため、ロボット用アクチュエータのように精密位置制御が必要な産業分野に有用である。

本発明について好適な実施例を参照して記述および説明したが、当業者に明白なように、種々の変更または修正が本発明の思想と範囲から逸脱することなく可能である。よって、本発明は、添付された特許請求の範囲およびその均等物の範囲内に属する前記変更または修正を包含するものである。

一定の温度で熱処理した形状記憶合金の変形率−温度曲線を示すグラフである。傾斜機能形状記憶合金の変形率−温度曲線を示すグラフである。溶体化熱処理したＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金と温度勾配熱処理したＴｉ−５０．０（ａｔ％）合金の示差走査熱分析曲線である。本発明によってＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金を２５％冷間加工した後、６５８Ｋ〜４６６Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した線材の位置別のＭｓをまとめた結果である。本発明によってＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金を２５％冷間加工した後、８２３Ｋ〜６５８Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した線材の位置別のＭｓをまとめた結果である。本発明によってＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金を６５％冷間加工した後、８２３Ｋ〜６５８Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した線材の位置別のＭｓをまとめた結果である。本発明によって容体化処理したＴｉ−５０．０Ｎｉ（ａｔ％）合金の変形率（ε）−温度（Ｔ）曲線を示すグラフである。本発明によってＴｉ−５０．２（ａｔ％）合金を２５％冷間加工した後、６５８Ｋ〜４６６Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した線材の変形率（ε）−温度（Ｔ）曲線を示すグラフである。本発明によってＴｉ−５０．２（ａｔ％）合金を６５％冷間加工した後、６５８Ｋ〜４６６Ｋの温度勾配下でアニーリング熱処理した線材の変形率（ε）−温度（Ｔ）曲線を示すグラフである。

Claims

Ｔｉ−Ｎｉ系合金を冷間加工し、温度勾配下でアニーリング熱処理して傾斜機能を与えることを特徴とする、Ｔｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金の製造方法。
冷間加工は２５〜６５％で行い、アニーリング熱処理は８２３〜４６６Ｋの温度勾配で行うことを特徴とする、請求項１に記載のＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金の製造方法。
請求項１または２の方法によって製造された比例制御が可能なＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金。
前記合金の変形率回復速度は１／３０〜１／１００に減少することを特徴とする、請求項３に記載のＴｉ−Ｎｉ系傾斜機能合金。