JP3425935B2 - 強磁性形状記憶合金 - Google Patents
強磁性形状記憶合金Info
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Description
性を有し、かつマルテンサイト変態を生じる強磁性形状
記憶合金に関する。
形,移動あるいは応力を発生する機能性部品はアクチュ
エーターと呼ばれる。アクチュエーターの材料として
は、圧電材料,磁歪材料,電気粘性流体,形状記憶合金
等がある。いずれの材料も、アクチュエーターの機能は
結晶構造の相変態現象を伴って発現し、物理化学的特性
値や力学的エネルギーの変換作用が関わっている。
合金は、冷却によるマルテンサイト変態と、加熱による
その逆変態機構を利用するものである。すなわち高温相
であるオーステナイト状態で形状を拘束して熱処理する
ことによって合金に形状を記憶させ、低温相であるマル
テンサイト状態で変形した後、加熱するとオーステナイ
トに戻る逆変態を生じて元の形状に戻るのである。
変態温度の方が高く、その温度差を温度ヒステリシスと
いう。温度ヒステリシスが小さい場合を熱弾性マルテン
サイト変態といい、約5%にも及ぶ大きな形状回復歪が
得られる。しかし熱弾性マルテンサイト変態を利用する
形状記憶合金は、温度変化によって形状記憶効果を発現
させるのであるから加熱と冷却が必要であるが、冷却過
程は熱放散で律速されるため、形状記憶効果の応答速度
が遅い。したがって形状記憶効果を繰り返し発現させる
アクチュエーターには利用し難いという問題があった。
料として強磁性形状記憶合金が注目されている。強磁性
形状記憶合金は、温度変化ではなく、外的に磁気エネル
ギーを付加して、磁気誘起マルテンサイト変態を生じさ
せ、形状記憶効果の応答性を高めようとするものであ
る。あるいはマルテンサイト相状態で磁場を加えると、
双晶の移動で歪みを生じる。この歪みをアクチュエータ
ーとして応用しようとするものである。
状記憶合金およびその製造方法が開示されている。この
技術は、Pd含有量が27〜32原子%のFe−Pd系合金、ある
いはPt含有量が23〜30原子%のFe−Pt系合金を基本とす
る鉄基磁性形状記憶合金に磁気エネルギーを付与して磁
気誘起マルテンサイト変態を発現させることによって、
形状記憶現象を発現させようとするものである。しかし
この技術では、材料の延性が低いので機械部品として複
雑かつ精密な形状を付与するのが困難であり、しかも原
料価格が高いため経済的にも不利であった。
状記憶材料とその製造方法が開示されている。この技術
は、Cu−Al−Mn合金粉末体を加圧して固化成形した後、
焼結および加工して、形状記憶現象を電気的スイッチン
グ装置や温度感知センサーに利用しようとするものであ
る。しかしこの技術では、粉末材料を加圧成形して焼結
した後、加工するため機械部品として複雑かつ精密な形
状を付与するのが困難であった。
Ga系合金のアクチュエーター用材料に磁場を付与して形
状記憶現象を発現させる技術が開示されている。しかし
この技術では、材料の延性が低いので機械部品として複
雑かつ精密な形状を付与するのが困難であり、しかも繰
り返し特性が悪いという問題があった。
問題を解消し、延性に優れ、強磁性を有し、かつマルテ
ンサイト変態を生じる強磁性形状記憶合金を提供するこ
とを目的とする。
子%、Niを5〜70原子%、Alを5〜50原子%含有し、残
部が不可避的不純物からなる組成と、B2構造(いわゆ
るCeCl構造)のβ相からなる単相組織、または延性のあ
るfcc構造のγ相とB2構造のβ相からなる2相組織
とからなる強磁性形状記憶合金である。
として、前記組成に加えて、Feを0.001〜30原子%およ
び/またはMnを 0.001〜30原子%含有することが好まし
い。また第2の好適態様として、前記組成に加えて、G
a、InおよびSiのうちの1種を 0.001〜5原子%または
2種以上を合計 0.001〜5原子%含有することが好まし
い。
が単結晶であることが好ましい。また第4の好適態様と
して、前記2相組織のγ相の体積分率が0.01〜80体積%
の範囲を満足することが好ましい。
の組成について説明する。本発明の強磁性形状記憶合金
は、Coを5〜70原子%,Niを5〜70原子%,Alを5〜50
原子%含有し、残部が不可避的不純物からなる。さらに
Feを 0.001〜30原子%,Mnを 0.001〜30原子%,Gaを
0.001〜50原子%,Inを 0.001〜50原子%,Siを 0.001
〜50原子%,Bを0.0005〜0.01原子%,Mgを0.0005〜0.
01原子%,Cを0.0005〜0.01原子%,Pを0.0005〜0.01
原子%含有することが好ましい。また、Pt,Pd,Au,A
g,Nb,V,Ti,Cr,Zr,Cu,WおよびMoのうちの1種
を 0.001〜10原子%または2種以上を合計 0.001〜10原
子%含有することが好ましい。
磁気特性を向上させる元素である。しかし、Co含有量が
5原子%未満では強磁性を消失する。また、Co含有量が
70原子%を超えると形状記憶効果は発現しない。したが
って、Co含有量は5〜70原子%の範囲を満足する必要が
ある。Niは、CoやAlとともに形状記憶特性を向上させる
元素である。しかし、Ni含有量が5原子%未満またはNi
含有量が70原子%を超えると形状記憶効果は発現しな
い。したがって、Ni含有量は5〜70原子%の範囲を満足
する必要がある。
磁気特性を向上させる元素である。しかし、Al含有量が
5原子%未満またはAl含有量が50原子%を超えると形状
記憶効果は発現しない。したがって、Al含有量は5〜50
原子%の範囲を満足する必要がある。Feは、B2構造
(いわゆるCeCl構造)のβ相の存在領域を広げる元素で
あり、またB2構造のβ相を主とする基地組織がマルテ
ンサイト変態を生じる温度(以下、マルテンサイト変態
温度という)および磁気特性が常磁性から強磁性に転移
する温度(以下、キュリー温度という)を変化させる元
素である。しかし、Fe含有量が 0.001原子%未満ではB
2構造のβ相の存在領域を広げる効果が発揮されない。
また、Fe含有量が30原子%を超えるとB2構造のβ相の
存在領域を広げる効果が飽和する。したがって、Fe含有
量は 0.001〜30原子%の範囲を満足するのが好ましい。
素であり、またマルテンサイト変態温度およびキュリー
温度を変化させる元素である。しかし、Mn含有量が 0.0
01原子%未満ではB2構造のβ相の存在領域を広げる効
果が発揮されない。また、Mn含有量が30原子%を超える
とB2構造のβ相の存在領域を広げる効果が飽和する。
したがって、Mn含有量は 0.001〜30原子%の範囲を満足
するのが好ましい。
態温度およびキュリー温度を変化させる元素であり、In
とSiとの相乗効果によって、マルテンサイト変態温度お
よびキュリー温度を−200 〜 200℃の範囲で自在に制御
できる。しかし、Ga含有量が0.001原子%未満ではマル
テンサイト変態温度およびキュリー温度の制御効果が発
揮されない。また、Ga含有量が5原子%を超えてもマル
テンサイト変態温度およびキュリー温度の制御効果が発
揮されない。したがって、Ga含有量は 0.001〜5原子%
の範囲を満足するのが好ましい。
態温度およびキュリー温度を変化させる元素であり、Ga
とSiとの相乗効果によって、マルテンサイト変態温度お
よびキュリー温度を−200 〜 200℃の範囲で自在に制御
できる。しかし、In含有量が0.001原子%未満ではマル
テンサイト変態温度およびキュリー温度の制御効果が発
揮されない。また、In含有量が5原子%を超えてもマル
テンサイト変態温度およびキュリー温度の制御効果が発
揮されない。したがって、In含有量は 0.001〜5原子%
の範囲を満足するのが好ましい。
態温度およびキュリー温度を変化させる元素であり、Ga
とInとの相乗効果によって、マルテンサイト変態温度お
よびキュリー温度を−200 〜 200℃の範囲で自在に制御
できる。しかし、Si含有量が0.001原子%未満ではマル
テンサイト変態温度およびキュリー温度の制御効果が発
揮されない。また、Si含有量が5原子%を超えてもマル
テンサイト変態温度およびキュリー温度の制御効果が発
揮されない。したがって、Si含有量は 0.001〜5原子%
の範囲を満足するのが好ましい。
し、材料の延性および形状記憶特性を向上させる元素で
ある。しかし、B含有量が0.0005原子%未満では組織の
微細化および材料の延性向上の効果が発揮されない。ま
た、B含有量が0.01原子%を超えると微細化および延性
向上の効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0005
〜0.01原子%の範囲を満足するのが好ましい。
し、材料の延性および形状記憶特性を向上させる元素で
ある。しかし、Mg含有量が0.0005原子%未満では組織の
微細化および延性向上の効果が発揮されない。また、Mg
含有量が0.01原子%を超えると微細化および延性向上の
効果が飽和する。したがって、Mg含有量は0.0005〜0.01
原子%の範囲を満足するのが好ましい。
し、材料の延性および形状記憶特性を向上させる元素で
ある。しかし、C含有量が0.0005原子%未満では組織の
微細化および材料の延性向上の効果が発揮されない。ま
た、C含有量が0.01原子%を超えると微細化および延性
向上の効果が飽和する。したがって、C含有量は0.0005
〜0.01原子%の範囲を満足するのが好ましい。
し、材料の延性および形状記憶特性を向上させる元素で
ある。しかし、P含有量が0.0005原子%未満では組織の
微細化および材料の延性向上の効果が発揮されない。ま
た、P含有量が0.01原子%を超えると微細化および延性
向上の効果が飽和する。したがって、P含有量は0.0005
〜0.01原子%の範囲を満足するのが好ましい。
u,WおよびMoは、いずれもマルテンサイト変態温度や
キュリー温度を変化させるだけでなく、組織を微細化
し、材料の延性を向上させる元素である。しかし、これ
らの元素が 0.001原子%未満では組織の微細化および材
料の延性向上の効果が発揮されない。また、これらの元
素が10原子%を超えると微細化および延性の向上効果が
飽和する。したがって、これらの元素を1種添加する場
合は、その含有量は 0.001〜10原子%の範囲を満足し、
2種以上添加する場合は、その含有量は合計 0.001〜10
原子%の範囲を満足するのが好ましい。
ついて説明する。本発明の強磁性形状記憶合金は、B2
構造(いわゆるCeCl構造)のβ相からなる単相組織から
なるか、またはfcc構造のγ相とB2構造のβ相から
なる2相組織からなる。単相組織からなる場合は、単結
晶であっても良いし、あるいは多結晶であっても良い。
ただし単結晶の方が、形状記憶特性や磁気特性が優れて
いるので好ましい。本発明においては、単結晶を得る方
法は特定の方法に限定せず、チョクラルスキー法等の従
来から知られている方法を用いれば良い。
記憶特性および磁気特性が著しく向上するので一層好ま
しい。ただしγ相の体積分率が0.01体積%未満では形状
記憶特性や磁気特性の向上効果が発揮されない。また、
γ相の体積分率が80体積%を超えると形状記憶特性や磁
気特性の向上効果が飽和する。したがって、γ相の体積
分率は0.01〜80体積%の範囲を満足するのが好ましい。
合は、溶湯を凝固させて 500〜1400℃で熱処理を行なっ
た後、焼入れを行なう。こうしてβ相とγ相との2相組
織が得られるので、その後、所定の形状に加工する際に
優れた延性を発揮するのである。焼入れした後、さらに
冷間圧延または熱間圧延を行なって板材とした後、所定
の形状に加工し、 500〜1400℃で再結晶熱処理を行なう
ことによって、形状記憶機能を付与されたB2構造のβ
相からなる単相組織の強磁性形状記憶合金が得られる。
らに 500〜1400℃で熱処理してβ相の結晶粒界にγ相を
優先的に析出させることによって、形状記憶機能を付与
されたB2構造のβ相と延性に優れたfcc構造のγ相
からなる2相組織の強磁性形状記憶合金が得られる。次
に、本発明の強磁性形状記憶合金が一部の組成では、マ
ルテンサイト相では強磁性を有し、オーステナイト相で
は常磁性である。そのことを利用して、種々の機能を発
揮するアクチュエーターについて説明する。β相の組成
は、Al含有量が27〜32原子%、Ni含有量が35〜38原子%
であることが好ましい。
チュエーターは、本発明の強磁性形状記憶合金からなる
部材(以下、形状記憶部材という)と、その形状記憶部
材がβ相で強磁性を有する状態にあるときに吸着する磁
石とを有する。つまり、形状記憶部材が、マルテンサイ
ト変態温度より低い温度(すなわちマルテンサイト相の
状態)のときに磁石に吸着され、マルテンサイト温度よ
り高い温度(すなわちオーステナイト相の状態)のとき
に磁石から離脱することによって機能を発揮する。
を有するアクチュエーターの例を示す。図1(a) に示す
ような形状を記憶させた形状記憶部材1を、導線2の先
端に取り付ける。他方の導線3の先端には磁石4を装着
する。図1(a) の状態で形状記憶部材1の温度がマルテ
ンサイト変態温度より低下すると、形状記憶部材1は強
磁性を有するマルテンサイト相となり、磁石4に吸着さ
れる。図1(b) は、形状記憶部材1が磁石4に吸着され
た状態を示す。図1(b) の状態で導線2から3へ(ある
いは導線3から2へ)通電すると、形状記憶部材1の温
度が上昇する。形状記憶部材1の温度がマルテンサイト
変態温度より上昇すると、形状記憶部材1は常磁性のオ
ーステナイト相となり、磁石4から離脱する。こうして
温度の変化によって電流をオンオフできるスイッチとし
て機能する。
り低い温度で電流を流し、高い温度で電流を遮断する例
について示したが、磁石4の配置を変更すれば、マルテ
ンサイト変態温度より低い温度で電流を遮断し、高い温
度で電流を流すことも可能である。磁石4は、強磁性を
有するマルテンサイト相となった形状記憶部材1を吸着
するものであるから、永久磁石あるいは電磁石、どちら
でも使用できる。
アクチュエーターの他の例を図2に示す。図2(a) に示
すような形状を記憶させた形状記憶部材1と磁石4とを
配管5内に配設し、配管5内に流体6を流す。図2(a)
の状態で形状記憶部材1の温度がマルテンサイト変態温
度より低下すると、形状記憶部材1は強磁性を有するマ
ルテンサイト相となり、磁石4に吸着される。図2(b)
は、形状記憶部材1が磁石4に吸着された状態を示す。
図2(b) の状態で形状記憶部材1の温度がマルテンサイ
ト変態温度より上昇すると、形状記憶部材1は常磁性の
オーステナイト相となり、磁石4から離脱する。その結
果、形状記憶部材1は、図2(a) に示す状態になる。こ
うして温度の変化によって流体6を流したり遮断したり
できる弁として機能する。
り高い温度で流体6を流し、低い温度で流体6を遮断す
る例について示したが、磁石4の配置を変更すれば、マ
ルテンサイト変態温度より高い温度で流体6を遮断し、
低い温度で流体6を流すことも可能である。磁石4は、
強磁性を有するマルテンサイト相となった形状記憶部材
1を吸着するものであるから、永久磁石あるいは電磁
石、どちらでも使用できる。ただし磁石4として永久磁
石を使用する場合は、流体6の温度変化によって流体6
を流したり遮断したりできる弁として機能する。磁石4
として電磁石を使用する場合は、流体6の温度が一定で
あっても、電磁石に電流を流して温度を変化させること
によって流体6を流したり遮断したりできる弁として機
能する。
他の例を図5に示す。図5(a) に示すような形状を記憶
させた形状記憶部材1と磁石4とを配管5内に配設し、
配管5内に流体6を流す。形状記憶部材1には、図5
(c) に平面図を示すように、流通孔14が設けられている
が、図5(a) の状態では弁は閉じている。図5(a) の状
態で形状記憶部材1の温度がマルテンサイト変態温度よ
り低下すると、形状記憶部材1は強磁性を有するマルテ
ンサイト相となり、磁石4に吸着される。
着された状態を示す。磁石4は支持棒13によって支持さ
れており、支持棒13の間隙を流体6が流通できるので、
図5(b) の状態では、形状記憶部材1に設けられた流通
孔14を通って流体6が流通できる。図5(b) の状態で形
状記憶部材1の温度がマルテンサイト変態温度より上昇
すると、形状記憶部材1は常磁性のオーステナイト相と
なり、磁石4から離脱する。その結果、形状記憶部材1
は図5(a) に示す状態になる。こうして温度の変化によ
って流体6を流したり遮断したりできる弁として機能す
る。
り低い温度で流体6を流し、高い温度で流体6を遮断す
る例について示したが、磁石4の配置を変更すれば、マ
ルテンサイ変態温度より低い温度で流体6を遮断し、高
い温度で流体6を流すことも可能である。磁石4は、強
磁性を有するマルテンサイト相となった形状記憶部材1
を吸着するものであるから、永久磁石あるいは電磁石、
どちらでも使用できる。
合は、流体6の温度変化によって流体6を流したり遮断
したりできる弁として機能する。磁石4として電磁石を
使用する場合は、流体6の温度が一定であっても、電磁
石に電流を流して温度を変化させることによって流体6
を流したり遮断したりできる弁として機能する。図5
(c) には、形状記憶部材1に流通孔14を6ケ設ける例を
示したが、本発明においては、流通孔14の数は限定しな
い。流体6の性状(たとえば粘度等)に応じて適宜選択
すれば良い。
他のアクチュエーターは、形状記憶部材と、その形状記
憶部材の一部を加熱する加熱装置と、加熱装置によって
マルテンサイト変態温度以上に加熱された部分および加
熱されない部分(すなわちマルテンサイト変態温度より
低温部分)の境界部に生じる透磁率の変化によって形状
記憶部材に動力を付与する磁石を有する。つまり、強磁
性を有するマルテンサイト相の状態にある形状記憶部材
の一部を加熱して、加熱された部分の温度がマルテンサ
イト変態温度より高くなると、その加熱された部分は常
磁性のオーステナイト相となる。こうしてマルテンサイ
ト相とオーステナイト相との境界部の透磁率が変化した
部位に磁力を及ぼす位置に磁石を配設することによっ
て、形状記憶部材に動力を付与する動力源として機能す
る。
を使用すると加熱温度を精度よく制御でき、しかも限定
された領域を加熱できるので好ましい。たとえば図3に
示すように、リング状の形状記憶部材1を回転軸10の周
りを回転可能に配設し、形状記憶部材1の一部分に磁力
を及ぼす位置に磁石4を配設する。磁石4には加熱孔9
が設けられ、レーザービーム発信器7から発信されたレ
ーザービーム8が加熱孔9を通って形状記憶部材1を加
熱する。形状記憶部材1が加熱されてマルテンサイト変
態温度より高くなった部分は常磁性のオーステナイト相
であり、その他の部分は強磁性のマルテンサイト相であ
る。こうしてマルテンサイト相とオーステナイト相との
境界部に生じる透磁率の変化によって、形状記憶部材1
は磁石4から動力を付与され、回転軸10の周りを回転し
てモーターとして機能する。
加熱された部分(すなわち非磁性母相)とマルテンサイ
ト変態温度より低温部分(すなわち強磁性マルテンサイ
ト相)との境界部に生じる透磁率の変化によって形状記
憶部材1に動力を付与するものであるから、永久磁石あ
るいは電磁石、どちらでも使用できる。また本発明の他
のアクチュエーターは、透磁率および/または磁化率の
測定装置を配設する。その測定装置は、形状記憶部材の
温度変化や応力によるマルテンサイト変態あるいはその
逆変態が生じたときの透磁率や磁化率の変化を測定して
演算装置に伝達する。演算装置は、測定装置から伝達さ
れた測定値を入力信号として演算処理し、得られた結果
を出力信号として、その出力信号に応じて作動する装置
に伝達する。
テンサイト変態温度を変化させた複数種類の形状記憶部
材を並設し、各形状記憶部材の透磁率を測定する。並設
された形状記憶部材のうち、温度変化や応力に誘起され
たマルテンサイト変態あるいはその逆変態によって一部
の形状記憶部材の透磁率が変化すると、その透磁率が変
化した形状記憶部材を識別して、該当する形状記憶部材
のマルテンサイト変態温度を表示する。こうして温度セ
ンサーあるいは歪センサーとして機能する。
せて、 500〜1400℃で熱処理を行ない、さらに焼入れお
よび冷間圧延を施した後、所定の大きさの板材を切り出
して 500〜1400℃で再結晶化熱処理を行ない、形状記憶
機能を付与された多結晶のβ相(B2構造)の強磁性形
状記憶合金を製造した。これを発明例1および発明例2
とする。
明例2と同様の方法で多結晶のβ相を生成させた後、さ
らに歪み焼なましによって単結晶のβ相(B2構造)の
強磁性形状記憶合金を製造した例である。発明例5およ
び発明例6は、発明例1,発明例2と同様の方法で多結
晶のβ相を生成させた後、さらに 500〜1350℃で熱処理
してβ相の結晶粒界にγ相を析出させて、形状記憶機能
を付与されたB2構造のβ相と延性に優れたfcc構造
のγ相との2相組織の強磁性形状記憶合金を製造した例
である。発明例5のγ相の体積分率は10体積%であり、
発明例6のγ相の体積分率は40体積%であった。
れる例であり、比較例2はNiの含有量が本発明の範囲を
外れる例であり、比較例3はAlの含有量が本発明の範囲
を外れる例である。比較例1は、発明例1,発明例2と
同様の方法で多結晶β相を生成させた。比較例2は、発
明例3,発明例4と同様の方法で単結晶β相を生成させ
た。比較例3は、発明例5,発明例6と同様の方法でγ
相とβ相との2相組織を生成させた。比較例3のγ相の
体積分率は90体積%であった。
形状記憶特性および磁歪特性を調査した。また冷間圧延
率についても調査した。その結果を表2に示す。形状記
憶特性は、50mm×5mm×0.3mm の帯状の試験片を切り出
し、曲げ試験を行なって5%曲げ歪を加えたときの回復
率を測定した。磁歪特性は、単結晶β相である発明例3
〜4および比較例2については、図1に示すように、寸
法5mm×5mm×5mmの試験片を切り出し、(110)面
にストレンゲージ2を装着して、強さ30A/mの磁界H
を[001]方向に印加して、歪み量を測定した。β相
とγ相との2相組織である発明例5,6および比較例3
については、30mm×10mm×1mmの帯状の試験片を用い、
圧延方向に平行な向きに磁場を加えたときの圧延方向の
歪み量を測定した。
(1)式で算出される値であり、磁歪特性(%)は下記の
(2)式で算出される値であり、冷間圧延率(%)は下記
の (3)式で算出される値である。 形状記憶特性の回復率(%) = 100×{(εd −εr )/εd } ・・・ (1) εd :変形させた後の表面歪み εr :回復させた時の表面歪み 磁歪特性(%)= 100×{(L2 −L1 )/L1 } ・・・ (2) L1 :磁場印加前の長さ(mm) L2 :磁場印加後の長さ(mm) 冷間圧延率(%)= 100×{(t1 −t2 )/t1 } ・・・ (3) t1 :冷間圧延前の厚さ(mm) t2 :冷間圧延後の厚さ(mm)
比較例1〜3を比べると、発明例の方が、形状記憶特性
の回復率,磁歪特性および冷間圧延率に優れた形状記憶
合金を得ることができた。また発明例1〜6のうち、単
結晶β相の単相組織(発明例3,4)やβ相とγ相との
2相組織(発明例5,6)にすることによって、多結晶
β相の単相組織(発明例1,2)に比べて、形状記憶特
性の回復率,磁歪特性および冷間圧延率が一層優れた強
磁性形状記憶合金を得ることができた。
間圧延率の高い)発明例6や、形状記憶特性の回復率お
よび磁歪特性に優れた発明例5のように、添加元素の種
類と添加量を適切に選択することによって、目的や用途
に応じた性能を有する強磁性形状記憶合金を得ることが
可能である。
し、かつマルテンサイト変態を生じる強磁性形状記憶合
金を得ることができる。
エーターの例を示す配置図であり、(a) は形状記憶部材
が磁石から離脱した状態を示す配置図、(b) は形状記憶
部材が磁石に吸着された状態を示す配置図である。
エーターの他の例を示す断面図であり、(a) は形状記憶
部材が磁石から離脱した状態を示す断面図、(b) は形状
記憶部材が磁石に吸着された状態を示す断面図である。
エーターの他の例を示す斜視図である。
る。
エーターの他の例を示す断面図であり、(a) は形状記憶
部材が磁石から離脱した状態を示す断面図、(b) は形状
記憶部材が磁石に吸着された状態を示す断面図、(c) は
形状記憶部材の平面図である。
Claims (5)
- 【請求項1】 Coを5〜70原子%、Niを5〜70原子%、
Alを5〜50原子%含有し、残部が不可避的不純物からな
る組成と、B2構造のβ相からなる単相組織またはγ相
とB2構造のβ相からなる2相組織とからなることを特
徴とする強磁性形状記憶合金。 - 【請求項2】 前記組成に加えて、Feを 0.001〜30原子
%および/またはMnを 0.001〜30原子%含有することを
特徴とする請求項1に記載の強磁性形状記憶合金。 - 【請求項3】 前記組成に加えて、Ga、InおよびSiのう
ちの1種を 0.001〜5原子%または2種以上を合計 0.0
01〜5原子%含有することを特徴とする請求項1または
2に記載の強磁性形状記憶合金。 - 【請求項4】 前記単相組織が単結晶であることを特徴
とする請求項1、2または3に記載の強磁性形状記憶合
金。 - 【請求項5】 前記2相組織のγ相の体積分率が0.01〜
80体積%の範囲を満足することを特徴とする請求項1、
2、3または4に記載の強磁性形状記憶合金。
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