JP5215855B2 - Ｆｅ基合金及びその製造方法 - Google Patents

Ｆｅ基合金及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5215855B2
JP5215855B2 JP2008530943A JP2008530943A JP5215855B2 JP 5215855 B2 JP5215855 B2 JP 5215855B2 JP 2008530943 A JP2008530943 A JP 2008530943A JP 2008530943 A JP2008530943 A JP 2008530943A JP 5215855 B2 JP5215855 B2 JP 5215855B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
mass
based alloy
drive actuator
producing
magnetic drive
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2008530943A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2008023734A1 (ja
Inventor
清仁 石田
亮介 貝沼
勝成 及川
裕司 須藤
俊洋 大森
佳祐 安藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Japan Science and Technology Agency
National Institute of Japan Science and Technology Agency
Original Assignee
Japan Science and Technology Agency
National Institute of Japan Science and Technology Agency
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Japan Science and Technology Agency, National Institute of Japan Science and Technology Agency filed Critical Japan Science and Technology Agency
Priority to JP2008530943A priority Critical patent/JP5215855B2/ja
Publication of JPWO2008023734A1 publication Critical patent/JPWO2008023734A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5215855B2 publication Critical patent/JP5215855B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D10/00—Modifying the physical properties by methods other than heat treatment or deformation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust

Description

本発明は、磁場勾配の印加・除去により大きな可逆歪が得られ、変位制御が可能な強磁性Ｆｅ基合金及びその製造方法に関する。
低ヤング率で高弾性変形能を示す材料としてチタン合金が注目されており、人工歯根、人工骨、眼鏡フレーム等に使用されている。たとえば、IVａ族やVａ族元素を含むチタン合金が低ヤング率で高弾性変形能材料になることが知られている（特許文献１、２）。
特許文献１、２ではチタン合金の外部応力に対する変形挙動を説明しているが、変形をもたらす外部因子には応力の外に温度、磁場等がある。
温度による変位制御には形状記憶合金が知られており、数％レベルの寸法変化が得られている。形状記憶効果は、変形した材料をある温度以上に加熱したときに生じるマルテンサイト逆変態を利用して元の形状が回復する現象である。形状記憶効果を用いると熱駆動型のアクチュエータとして利用できるが、温度制御が必要なことに加え、冷却時の形状変化が熱拡散で律速されるため応答性が悪い。
強磁性の形状記憶合金もアクチュエータ材料として注目されている。強磁性の形状記憶合金では、従来の磁歪材料を超える数％の寸法変化が外部磁場の印加で得られ、熱駆動型形状記憶合金の欠点である低応答性も解消されている。強磁性型形状記憶合金としては、たとえばＮｉ−Ｍｎ−Ｇａ系があり、磁場印加で形状変化を引き起こすアクチュエータ材料が知られている（特許文献３）。しかし、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｇａ系の材料は、延性に劣り、機械部品に要求される複雑で精密な形状を付与するのは困難である。
特開２００２−３３２５３１号公報 特開２００２−２４９８３６号公報 米国特許５，９５８，１５４号明細書
本発明者等は、従来のチタン合金やＮｉ−Ｍｎ−Ｇａ系合金の欠点に鑑み、高弾性変形能を維持しながら強磁性で磁場駆動でき、延性も良好な材料を種々調査・検討した。その結果、安価な原料であるＦｅをベースとし、合金成分、組成の適切な選択、製造条件の適正管理により、磁場勾配の印加・除去により大きな可逆歪を示す強磁性Ｆｅ基合金が得られることを見出した。
本発明は、かかる知見をベースとし、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉの一種又は二種以上を適量添加した成分系において、磁場勾配の印加・除去により大きな可逆歪が得られ、延性も良好なＦｅ基強磁性合金を提供することを目的とする。
本発明のＦｅ基合金は、Ａｌ：０．０１〜１１質量％、Ｓｉ：０．０１〜７質量％、Ｃｒ：０．０１〜２６質量％の一種又は二種以上を含んでいる。更に、Ｔｉ：０．０１〜５質量％、Ｖ：０．０１〜１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜５質量％、Ｃｏ：０．０１〜３０質量％、Ｎｉ：０．０１〜１０質量％、Ｃｕ：０．０１〜５質量％、Ｚｒ：０．０１〜５質量％、Ｎｂ：０．０１〜５質量％、Ｍｏ：０．０１〜５質量％、Ｈｆ：０．０１〜５質量％、Ｔａ：０．０１〜５質量％、Ｗ：０．０１〜５質量％、Ｂ：０．００１〜１質量％、Ｃ：０．００１〜１質量％、Ｐ：０．００１〜１質量％、Ｓ：０．００１〜１質量％の一種又は二種以上を含むこともできる。
また、本発明のＦｅ基合金は、Ａｌ：０．０１〜１１質量％、Ｓｉ：０．０１〜７質量％、Ｃｒ：０．０１〜２６質量％、Ｎｉ：３５〜５０質量％の一種又は二種以上を含むことができる。更に、Ｔｉ：０．０１〜５質量％、Ｖ：０．０１〜１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜５質量％、Ｃｏ：０．０１〜３０質量％、Ｃｕ：０．０１〜５質量％、Ｚｒ：０．０１〜５質量％、Ｎｂ：０．０１〜５質量％、Ｍｏ：０．０１〜５質量％、Ｈｆ：０．０１〜５質量％、Ｔａ：０．０１〜５質量％、Ｗ：０．０１〜５質量％、Ｂ：０．００１〜１質量％、Ｃ：０．００１〜１質量％、Ｐ：０．００１〜１質量％、Ｓ：０．００１〜１質量％の一種又は二種以上を含むこともできる。
このＦｅ基合金は少なくとも常温で強磁性であり、加工によって生じた変形双晶が存在している。
双晶の存在量は、結晶粒界の面積に対する双晶界面の面積比率（以下、単に"双晶界面の面積比"という）として０．２以上に調整されている。双晶が存在する金属組織は、所定組成のＦｅ基合金を６００〜１３５０℃で溶体化処理した後、加工率：１０％以上で加工をすることにより形成される。更に２００〜８００℃で時効処理しても良い。
本発明者等は、磁場勾配の印加・除去により大きな可逆歪が得られ、変位制御が可能な材料を目的として、強磁性元素であるＦｅに種々の合金元素を添加し、組成及び加工率と弾性変形量及び磁気特性との関係を調査・検討した。その結果、適量のＡｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉを含有するＦｅ基合金によって、磁場勾配の印加・除去により大きな可逆歪が得られ、延性も良好な強磁性高弾性変形合金を得ることができた。
本発明のＦｅ基合金は、その双晶を有する金属組織によって、可逆的な変形するものである。これは、以下のように推測される。強磁性材料は、Ｆ＝−Ｍ（ｄＨ／ｄｘ）の関係式に従い磁場勾配に応じた力を受けて変位することが知られている。つまり、ある磁場勾配ｄＨ／ｄｘで得られる力Ｆは、磁化の強さＭに比例する。材料に与える力Ｆが大きいほど得られる歪量は大きくなるので、Ｍが大きい方がよく、変形に要する応力が高いと磁場による歪量が小さくなるためヤング率は低いことが望ましい。しかし、弾性変形能が小さいと磁場勾配の除去により歪が残留する。そのため、磁場勾配の印加・除去により大きな可逆歪を得るには、大きな弾性変形能が必要となる。
ｂ．ｃ．ｃ．構造のαＦｅは大きな磁気モーメントを有する強磁性元素であるが、純Ｆｅではすぐに塑性変形を起こすために弾性変形量が小さい。Ｆｅに種々の合金元素を添加して冷間加工を施し、磁気特性と弾性変形量を調査した結果、ＦｅにＡｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ等を添加すると高い磁気特性を示しながら弾性変形量を向上させることを確認できた。磁場勾配による変位制御素子を考えたとき、比較的低い磁場に対し強い磁化能を示すことが好ましく、本発明のＦｅ合金の磁化曲線を測定すると０．５テスラ（以下、Ｔで表す）の外部磁場に対して１００ｅｍｕ／ｇ以上の磁化の強さを示す。
一方、冷間加工と弾性変形挙動との関係を調査した結果、焼鈍されたＦｅ等の金属材料の弾性限歪は通常０．３％程度であるが、冷間加工すると加工硬化して辷り変形が抑制され、硬度、引張り強さの上昇と共に降伏応力、弾性限が高くなることが判った。本発明のＦｅ合金では、たとえば１％の曲げ変形に対し通常の弾性歪量を超える０．４％以上の歪が回復する。０．５Ｔの外部磁場に対する磁化の強さと１％の曲げ変形に対する弾性歪量の関係をまとめたのが図１であり、本発明合金は何れも１００ｅｍｕ／ｇ以上の磁化の強さ、０．４％以上の弾性変形量を示している。このような性質は、液体窒素温度（−１９６℃）から４００℃までの広い温度範囲で適用できる。
本発明Ｆｅ合金は、比較的小さなヤング率で大きな弾性歪量を示すが、それぞれの要因にΔＥ効果及び双晶の可逆的移動が挙げられる。
ヤング率は原子間の凝集力に関わる物性値であり、加工や熱処理では制御し難いと考えられている。しかし、強磁性材料では、応力負荷時に磁気モーメントの回転が起こることに起因してヤング率が低下するΔＥ効果が生じる。
また、加工後の組織に多量に存在している変形双晶は、変形及び変形後の除荷に対して可逆的に動くことが知られている。双晶の可逆的移動現象は、双晶を有さない材料に比較してより大きな弾性変形量を示す。その結果、大きな弾性歪量が得られる。
双晶の存在量は、光学顕微鏡等で観察した金属組織を基に双晶界面の長さ、結晶粒界の長さを計測し、両者の比から界面の面積比として表すことができる。
ここで、本発明で得られる高弾性変形と形状記憶合金における超弾性との相違について述べる。本発明で得られる双晶は、加工により、双晶界面を境にした２つの領域の結晶学的方位関係が双晶関係になるだけなのに対し、超弾性では、応力により母相からマルテンサイト相への結晶構造変化を伴う応力誘起マルテンサイト変態が起きる。このような点において両者は明確な相違がある。
本発明のＦｅ基合金は、Ａｌ：０．０１〜１１質量％、Ｓｉ：０．０１〜７質量％、Ｃｒ：０．０１〜２６質量％、またはＡｌ：０．０１〜１１質量％、Ｓｉ：０．０１〜７質量％、Ｃｒ：０．０１〜２６質量％、Ｎｉ：３５〜５０質量％から選ばれた一種又は二種以上を含むＦｅ合金を基本とする。
Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉは、高い磁化の強さを有しながら冷間加工後の弾性変形量を大きくし、透磁率を高くする効果もある。このような効果は、０．０１質量％以上のＡｌ、Ｓｉ又はＣｒ添加で顕著になる。しかし、過剰添加は加工性や磁気特性の著しい劣化を招くので、Ａｌ：１１質量％、Ｓｉ：７質量％、Ｃｒ：２６質量％を上限とした。Ｎｉは３５質量％以上の添加で高い磁化の強さを有しながら冷間加工後の弾性変形量を大きくする効果を有する。しかし、過剰添加は加工性や磁気特性の著しい劣化を招くので、Ｎｉ：５０質量％を上限とした。
Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗは、炭化物、硫化物等を形成して結晶粒を微細化し、靭性を高めるのに有効な成分であるが、過剰添加は磁気特性の著しい劣化を招くので、添加する場合にはＴｉ：０．０１〜５質量％、Ｖ：０．０１〜１０質量％、Ｚｒ：０．０１〜５質量％、Ｎｂ：０．０１〜５質量％、Ｍｏ：０．０１〜５質量％、Ｈｆ：０．０１〜５質量％、Ｔａ：０．０１〜５質量％、Ｗ：０．０１〜５質量％の範囲で含有量を選定する。
Ｍｎは脱酸剤として作用するほか、硫化物を生成して被削性の向上に有効な成分であるが、過剰添加は磁気特性の著しい劣化を招くので、添加する場合にはＭｎ：０．０１〜５質量％の範囲で含有量を選定する。
Ｃｕは耐候性の向上に有効な成分であるが、過剰添加は磁気特性の著しい劣化を招くので、添加する場合にはＣｕ：０．０１〜５質量％の範囲で含有量を選定する。
Ｃｏはキュリー温度を高くするのに有効な成分であるが、過剰添加は延性の劣化を招くので、添加する場合にはＣｏ：０．０１〜３０質量％の範囲で含有量を選定する。
Ｎｉは３５質量％未満でも耐食性向上に有効な成分であるため、磁気特性の著しい劣化を招かない範囲で任意成分として添加できる。この場合、Ｎｉ：０．０１〜１０質量％の範囲で含有量を選定することが好ましい。
Ｂ、Ｃ、Ｐは結晶粒微細化に有効な成分であるが、過剰添加は延性の著しい劣化を招く。そこで、Ｂ、Ｃ、Ｐを添加する場合にはＢ：０．００１〜１質量％、Ｃ：０．００１〜１質量％、Ｐ：０．００１〜１質量％の範囲で含有量を選定する。
Ｓは被削性を向上させるのに有効な成分であるが、過剰添加は加工性の劣化を招く。そこで、Ｓを添加する場合にはＳ：０．００１〜１質量％の範囲で含有量を選定する。
所定組成に調整されたＦｅ基合金を溶解した後、鋳造、鍛造、熱間圧延等を経て冷間圧延、引き抜き等の加工によって目標サイズの板材、線材、管材等に成形される。冷間加工されたＦｅ基合金を温度：６００〜１３５０℃で溶体化処理することにより、冷間加工までの工程で導入された歪を除去して材料を均質化する。溶体化温度は、再結晶温度以上が必要なため６００℃以上とし、また、十分に融点温度以下（具体的には、１３５０℃以下）が必要であり、好ましくは７００〜１１００℃の範囲に設定される。溶体化時間は、再結晶や溶体化のための拡散が必要であるため０．１時間以上とし、また、材料の著しい酸化を防ぐために６時間以下が必要であり、好ましくは０．２時間〜２時間の範囲に設定される。
溶体化処理されたＦｅ基合金を、必要に応じて２００〜６００℃で熱処理をしてもよい。この熱処理は、硬くて脆いマルテンサイトの焼き戻しの効果がある。この効果を得るには２００℃以上の温度が必要であるが、６００℃を超える温度では、冷却中に再びマルテンサイト変態する虞があるため、６００℃以下に設定する。この熱処理時間は、焼き戻しに必要な拡散が必要であるため０．０１時間以上とし、また、長時間の熱処理は弾性変形能を低下させるため２４時間以下が必要であり、好ましくは０．１時間〜４時間の範囲に設定される。
溶体化処理されたＦｅ基合金に、室温又は７００℃以下の温度で圧延、鍛造、曲げ加工、絞り加工等の加工を施す。室温又は７００℃以下の温度での加工は双晶の増量、弾性域の増大に有効であるが、動的再結晶を起こす可能性のある熱間加工は好ましくない。通常０．６ＴM（ＴM：融点）以上の温度域での加工を熱間加工と定義していることを考慮すると、０．６ＴM以下、具体的には７００℃以下に加工温度を設定する。
加工率は、双晶界面の面積が結晶粒界の面積に対して０．２以上の比となるために１０％以上の加工率が必要であり、設備への大きな負担を避けるために９５％以下にする必要がある。
弾性変形能の向上に及ぼす双晶の影響は、金属組織全体において、双晶界面の面積が結晶粒界の面積に対して０．２以上の比とすることにより顕著になる。
６００℃〜１３５０℃で、０．１〜６時間の溶体化処理し、室温又は７００℃以下の温度で１０％以上の加工を施した後、２００℃〜８００℃で、０．１〜２４時間の時効処理することもできる。時効処理を施すと、歪時効効果や回復・再結晶により強度を調節できる。そのためには、少なくとも原子の短距離拡散を促進させるため２００℃以上の時効温度を必要とするが、８００℃を超える高温加熱では十分な弾性歪が得られない。時効時間は歪時効効果や回復・再結晶が起きるための拡散が必要であるため０．１時間以上とし、弾性歪の低下を防ぐために２４時間以下とする必要があり、好ましくは０．２時間〜６時間の範囲に設定される。
磁気駆動アクチュエータの例として、ピストン型ポンプが挙げられる。磁気駆動アクチュエータを用いたピストン型ポンプの原理は、アクチュエータ素子の磁場勾配誘起の形状変化により、流体、通常は液体を送り込むために使用されるチャンバの容積が変化するとしたものである。ピストンの動きはアクチュエータ素子の広範囲の形状変化により生成される。磁場発生源は、チャンバの外側に設置可能である。
表１の組成をもつＦｅ基合金を溶解し、鋳造、熱間圧延を経て板厚：０．５ｍｍまで冷間圧延し、更に１０００℃×６０分で溶体化処理した。表中、Ａ1〜Ａ5はＦｅ−Ａｌ系、Ｓ1〜Ｓ4はＦｅ−Ｓｉ系、Ｃ1〜Ｃ4はＦｅ−Ｃｒ系、Ｎ1〜Ｎ4はＦｅ−Ｎｉ系を基本とする合金設計である。Ａ5、Ａ6、Ｓ5、Ｓ6、Ｃ5、Ｃ6、Ｎ5、Ｎ6は、複数の基本系を組み合わせた合金設計である。
Figure 0005215855
溶体化処理後の各Ｆｅ合金に室温で４０％の冷間圧延を施したときの室温における弾性変形量、磁化の強さを調査した結果が表２である。
弾性変形量は、三点曲げ試験で１%の曲げ歪量を与えた後に除荷し、そのときに戻る形状歪量とした。磁化の強さは、振動試料型磁力計を用いて磁場を印加し、０．５Ｔのときの磁化の強さとした。双晶界面の面積比は、５視野の光学顕微鏡写真から得られた結晶粒界、双晶界面の平均値を基に決定した。
表２にみられるように、Ｆｅ−Ａｌ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｎｉ何れの合金系においても、双晶界面の面積比が０．６以上であり、双晶界面の面積比はＡｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉの増量に応じて増加する傾向にあった。たとえば、Ａｌ：５質量％のＦｅ‐Ａｌ系合金Ａ2には多くの変形双晶が存在していた（図２）。
弾性変形量も双晶界面の面積比が大きいほど増加する傾向にあり、合金Ａ2の応力−歪線図（図３）にみられるように、１％の歪印加に対して除荷時に０．５５％の弾性変形量を示している。他の合金でも、０．４%以上の弾性変形量が得られた。超弾性材料に比較してより線形的である点も特徴である。
磁化の強さは添加元素の増加に伴い低下したが、何れの系においても１００emu／g以上の高い磁化の強さである。一方、比較例Ｏ1（Ｆｅ）、比較例Ｏ2（Ｆｅ−Ｃｏ）は磁化の強さは大きいものの、双晶がほとんど存在しておらず、弾性変形量も本発明材より低くなっていた。比較例Ｏ3（ＳＵＳ３１６Ｌ）は、高い双晶界面の面積比及び弾性変形量を示しているものの、０．５Ｔでの磁化の強さはほぼ０となっている。
Figure 0005215855
Ｆｅ−Ａｌ系、Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｆｅ−Ｃｒ系、Ｆｅ−Ｎｉ系合金として表１のＡ2、Ｓ3、Ｃ2、Ｎ3を選択し、溶体化処理後に冷間加工、時効処理を施した。
製造条件と物性値との関係を表３に示す。試験No．１では溶体化後に冷間圧延をしておらず、双晶が存在していなかった。試験No．２は試験No．１に４０％の冷間圧延を与えたものであり、弾性変形量も大きくなっていた。試験No．３は冷間加工率８０％で圧延したものであり、加工率の増加と共に双晶界面の面積比及び弾性変形量が大きくなっていたが、磁化の強さに変化無く良好な磁気特性が維持されていた。
試験No．７〜１２では、溶体化処理、冷間圧延後に時効処理を施している。試験No．７〜８、１０〜１１では双晶界面の面積比が何れも０．２以上であり、それぞれ適切な弾性変形量が得られたが、試験No．９、１２は時効温度が高いため材料が焼鈍されてしまい、弾性変形量が小さくなっていた。また、何れの場合も良好な磁気特性を有していた。
以上の結果から、適切な時効処理により弾性変形量を調整可能なことが理解できる。
試験No．４〜６では溶体化温度を変化させた。試験No．４、５では双晶界面の面積比、弾性変形量、磁化の強さ共に良好であったが、試験No．６は溶体化温度が高いために液相が出現して部分溶融してしまった。
Figure 0005215855
表１のＡ3、Ｓ2、Ｃ3、Ｎ3をそれぞれＦｅ−Ａｌ系、Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｆｅ−Ｃｒ系、Ｆｅ−Ｎｉ系の基本組成とし、請求項２または請求項４の第三成分を添加することにより種々のＦｅ基合金を調製した。溶解後、実施例１と同様に鋳造、熱間圧延を経て板厚：０．５ｍｍに冷間圧延し、溶体化処理後に冷間圧延、時効処理を施した。
得られた各Ｆｅ基合金について弾性変形量、磁化強さを測定した結果を表４（Ｆｅ−Ａｌ系）、表５（Ｆｅ−Ｓｉ系）、表６（Ｆｅ−Ｃｒ系）、表７（Ｆｅ−Ｎｉ系）に示す。
表４〜７の調査結果にみられるように、第三元素が添加されて磁性、耐食性、強度、延性等が改善されたＦｅ基合金は、何れも０．６以上の双晶界面の面積比を示し、１％歪印加に対し０．４％以上の弾性変形量が得られた。また、０．５Ｔの磁場印加に対し１００emu／g以上の高い磁化の強さも有していた。更に、冷間圧延後の時効処理により、弾性変形量を調節できた。
Figure 0005215855
Figure 0005215855
Figure 0005215855
Figure 0005215855
表１のＡ2合金を選択し、鋳造、熱間圧延を経て板厚：０．５ｍｍまで冷間圧延し、更に１０００℃×６０分で溶体化処理し、最後に圧下率：２０％で冷間圧延した。
得られたＦｅ基合金について、−５０℃、２５℃、１００℃、２００℃の各温度における双晶界面の面積比、弾性変形量、磁化の強さを求めた。弾性変形量は、各温度での引張り試験で１%の歪量を与えた後に除荷してそのときに戻る形状歪量とし、双晶界面の面積比、磁化の強さは、各温度で実施例１と同様の方法により求めた。
表８の調査結果にみられるように、双晶界面の面積比及び弾性変形量は試験温度の変化にあまり依存せず、２００℃でも依然大きな値を示した。形状記憶合金では変形応力が温度に対して大きく変化し、たとえばＴｉ−Ｎｉ形状記憶合金では見かけ上の降伏応力の温度依存性は約５ＭＰａ／℃であるが、本発明のＦｅ合金では応力−歪線図（図４）にみられるように温度に対する応力の変化が小さく、約０．５ＭＰａ／℃とＴｉ−Ｎｉ合金の約１０分の１程度である。そのため、室温以下から高温までの広い温度範囲における利用にも適している。また、キュリー温度が十分に高いため、２００℃でも高い磁化の強さを示した。
Figure 0005215855
表１のＡ2、Ｓ3及び比較例としてＯ1（Ｆｅ）を選択し、鋳造、熱間圧延を経て板厚：０．８３ｍｍまで冷間圧延し、更に１０００℃×６０分で溶体化処理し、最後に圧下率：４０％で冷間圧延した。
得られたＦｅ基合金について、電磁石コイル中で磁場勾配を与え、２．８ｍｍの初期変位を与えたのち、磁場を除去した際の弾性変形量と回復率を求めた。ここで回復率（％）は、式：（弾性変形量／初期変位）×１００で定義される。
表９の調査結果にみられるように、Ａ2、Ｓ3では磁場勾配の除去後に歪が残留せず、完全な回復率が得られた。Ｆｅ−Ａｌ系、Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｆｅ−Ｃｒ系、Ｆｅ−Ｎｉ系等、他の本発明合金においても同様の結果が得られた。回復率の大きさは曲げ試験における弾性変形量に大きく依存し、弾性変形量の小さい比較例Ｏ1では、与えられた初期変位が完全に戻らず、回復率が低下した。
Figure 0005215855
以上に説明したように、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ等を適量添加してＦｅ基合金に圧延を施すことで、磁場勾配の印加・除去により大きな可逆歪が得られ、変位制御が可能な強磁性Ｆｅ基合金が得られる。この特性を利用することで、磁気駆動アクチュエータ、センサー等として重宝される機能材料が提供される。
本発明合金の０．５Ｔにおける磁化の強さ−弾性変形量図 変形双晶が分散した金属組織を持つＦｅ−５質量%Ａｌ合金の顕微鏡写真 Ｆｅ−５質量%Ａｌ合金の応力−歪線図 Ｆｅ−７質量%Ａｌ合金の試験温度に応じた応力−歪線図

Claims (14)

  1. 磁場勾配の印加・除去に応じて可逆的に変形するＦｅ基合金からなる磁気駆動アクチュエータであって、
    前記Ｆｅ基合金は、
    Ａｌ：２〜１１質量％、Ｓｉ：０．５〜７質量％、Ｃｒ：５〜２６質量％から選ばれた一種又は二種以上を含み、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、
    強磁性体で、ΔＥ効果を有し、かつ、
    結晶粒界に対する双晶界面の面積比が０．２以上であって、前記双晶が印加する応力に応じて可逆的に移動するＦｅ基合金である
    ことを特徴とする磁気駆動アクチュエータ。
  2. 前記Ｆｅ基合金は、
    Ｔｉ：０．０１〜５質量％、
    Ｖ：０．０１〜１０質量％、
    Ｍｎ：０．０１〜５質量％、
    Ｃｏ：０．０１〜３０質量％、
    Ｎｉ：０．０１〜１０質量％、
    Ｃｕ：０．０１〜５質量％、
    Ｚｒ：０．０１〜５質量％、
    Ｎｂ：０．０１〜５質量％、
    Ｍｏ：０．０１〜５質量％、
    Ｈｆ：０．０１〜５質量％、
    Ｔａ：０．０１〜５質量％、
    Ｗ：０．０１〜５質量％、
    Ｂ：０．００１〜１質量％、
    Ｃ：０．００１〜１質量％、
    Ｐ：０．００１〜１質量％、
    Ｓ：０．００１〜１質量％から選ばれた一種又は二種以上を含む
    ことを特徴とする請求項１に記載の磁気駆動アクチュエータ。
  3. 磁場勾配の印加・除去に応じて可逆的に変形するＦｅ基合金からなる磁気駆動アクチュエータであって、
    前記Ｆｅ基合金は、
    Ａｌ：２〜１１質量％、Ｓｉ：０．５〜７質量％、Ｃｒ：５〜２６質量％、Ｎｉ：３５〜５０質量％から選ばれた一種又は二種以上を含み、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、
    強磁性体であり、ΔＥ効果を有し、かつ、
    結晶粒界に対する双晶界面の面積比が０．２以上であって、前記双晶が印加する応力に応じて可逆的に移動する
    ことを特徴とする磁気駆動アクチュエータ。
  4. 前記Ｆｅ基合金は、
    Ｔｉ：０．０１〜５質量％、
    Ｖ：０．０１〜１０質量％、
    Ｍｎ：０．０１〜５質量％、
    Ｃｏ：０．０１〜３０質量％、
    Ｃｕ：０．０１〜５質量％、
    Ｚｒ：０．０１〜５質量％、
    Ｎｂ：０．０１〜５質量％、
    Ｍｏ：０．０１〜５質量％、
    Ｈｆ：０．０１〜５質量％、
    Ｔａ：０．０１〜５質量％、
    Ｗ：０．０１〜５質量％、
    Ｂ：０．００１〜１質量％、
    Ｃ：０．００１〜１質量％、
    Ｐ：０．００１〜１質量％、
    Ｓ：０．００１〜１質量％から選ばれた一種又は二種以上を含む
    ことを特徴とする請求項３に記載の磁気駆動アクチュエータ。
  5. 前記Ｆｅ基合金は、結晶粒界に対する双晶界面の面積比が、３．０以下である
    ことを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の磁気駆動アクチュエータ。
  6. 前記Ｆｅ基合金は、０．５テスラ（Ｔ）で、１００ｅｍｕ／ｇ以上の磁化の強さを有する
    ことを特徴とする請求項５に記載の磁気駆動アクチュエータ。
  7. 磁場勾配の印加・除去に応じて可逆的に変形する磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法であって、
    前記Ｆｅ基合金の製造方法は、
    Ａｌ：２〜１１質量％、Ｓｉ：０．５〜７質量％、Ｃｒ：５〜２６質量％から選ばれた一種又は二種以上を含み、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、
    ６００〜１３５０℃の温度範囲で、０．１〜６時間範囲で溶体化処理した後、加工率：１０％以上で加工して、
    強磁性体で、ΔＥ効果を有し、かつ、結晶粒界に対する双晶界面の面積比が０．２以上であって、前記双晶が印加する応力に応じて可逆的に移動するＦｅ基合金を製造する
    ことを特徴とする磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法。
  8. 前記Ｆｅ基合金は、
    Ｔｉ：０．０１〜５質量％、
    Ｖ：０．０１〜１０質量％、
    Ｍｎ：０．０１〜５質量％、
    Ｃｏ：０．０１〜３０質量％、
    Ｎｉ：０．０１〜１０質量％、
    Ｃｕ：０．０１〜５質量％、
    Ｚｒ：０．０１〜５質量％、
    Ｎｂ：０．０１〜５質量％、
    Ｍｏ：０．０１〜５質量％、
    Ｈｆ：０．０１〜５質量％、
    Ｔａ：０．０１〜５質量％、
    Ｗ：０．０１〜５質量％、
    Ｂ：０．００１〜１質量％、
    Ｃ：０．００１〜１質量％、
    Ｐ：０．００１〜１質量％、
    Ｓ：０．００１〜１質量％から選ばれた一種又は二種以上を含む
    ことを特徴とする請求項７に記載の磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法。
  9. 磁場勾配の印加・除去に応じて可逆的に変形する磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法であって、
    前記Ｆｅ基合金の製造方法は、
    Ａｌ：２〜１１質量％、Ｓｉ：０．５〜７質量％、Ｃｒ：５〜２６質量％、Ｎｉ：３５〜５０質量％から選ばれた一種又は二種以上を含み、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、
    ６００〜１３５０℃の温度範囲で、０．１〜６時間範囲で溶体化処理した後、加工率：１０％以上で加工して、
    強磁性体で、ΔＥ効果を有し、かつ、結晶粒界に対する双晶界面の面積比が０．２以上であって、前記双晶が印加する応力に応じて可逆的に移動するＦｅ基合金を製造する
    ことを特徴とする磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法。
  10. 前記Ｆｅ基合金は、
    Ｔｉ：０．０１〜５質量％、
    Ｖ：０．０１〜１０質量％、
    Ｍｎ：０．０１〜５質量％、
    Ｃｏ：０．０１〜３０質量％、
    Ｃｕ：０．０１〜５質量％、
    Ｚｒ：０．０１〜５質量％、
    Ｎｂ：０．０１〜５質量％、
    Ｍｏ：０．０１〜５質量％、
    Ｈｆ：０．０１〜５質量％、
    Ｔａ：０．０１〜５質量％、
    Ｗ：０．０１〜５質量％、
    Ｂ：０．００１〜１質量％、
    Ｃ：０．００１〜１質量％、
    Ｐ：０．００１〜１質量％、
    Ｓ：０．００１〜１質量％から選ばれた一種又は二種以上を含む
    ことを特徴とする請求項９に記載の磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法。
  11. 前記加工は、７００℃以下で処理する
    ことを特徴とする請求項７ないし１０のいずれかに記載の磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法。
  12. 前記Ｆｅ基合金の製造方法は、
    加工率を９５％以下で加工する
    ことを特徴とする請求項１１に記載の磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法。
  13. 前記Ｆｅ基合金の製造方法は、
    加工後に２００〜８００℃の温度範囲で、０．１〜２４時間範囲で時効処理する
    ことを特徴とする請求項７ないし１２のいずれかに記載の磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法。
  14. 前記Ｆｅ基合金の製造方法は、
    前記結晶粒界に対する双晶界面の面積比が、３．０以下である
    ことを特徴とする請求項７ないし１３のいずれかに記載の磁気駆動アクチュエータ用Ｆｅ基合金の製造方法。
JP2008530943A 2006-08-23 2007-08-22 Ｆｅ基合金及びその製造方法 Expired - Fee Related JP5215855B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008530943A JP5215855B2 (ja) 2006-08-23 2007-08-22 Ｆｅ基合金及びその製造方法

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006226410 2006-08-23
JP2006226410 2006-08-23
PCT/JP2007/066284 WO2008023734A1 (en) 2006-08-23 2007-08-22 Iron-based alloy and process for producing the same
JP2008530943A JP5215855B2 (ja) 2006-08-23 2007-08-22 Ｆｅ基合金及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2008023734A1 JPWO2008023734A1 (ja) 2010-01-14
JP5215855B2 true JP5215855B2 (ja) 2013-06-19

Family

ID=39106819

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2008530943A Expired - Fee Related JP5215855B2 (ja) 2006-08-23 2007-08-22 Ｆｅ基合金及びその製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20090178739A1 (ja)
EP (1) EP2055797A4 (ja)
JP (1) JP5215855B2 (ja)
KR (1) KR20090038016A (ja)
WO (1) WO2008023734A1 (ja)

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010135415A2 (en) 2009-05-19 2010-11-25 California Institute Of Technology Tough iron-based bulk metallic glass alloys
CN103348032B (zh) * 2010-09-27 2015-09-09 加利福尼亚技术学院 韧性的铁基块体金属玻璃状合金
US20120107603A1 (en) * 2010-10-29 2012-05-03 General Electric Company Article formed using nanostructured ferritic alloy
EP2574684B1 (en) * 2011-09-29 2014-06-18 Sandvik Intellectual Property AB TWIP and NANO-twinned austenitic stainless steel and method of producing the same
CN102505097B (zh) * 2011-12-15 2013-12-04 中南大学 一种混凝土泵车用耐磨耐蚀衬套材料
CN103943321B (zh) * 2013-01-23 2017-04-12 Tdk株式会社 磁芯和线圈型电子部件
JP6337514B2 (ja) * 2013-05-21 2018-06-06 大同特殊鋼株式会社 析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金及びその製造方法
CN103310936B (zh) * 2013-07-05 2016-01-13 浙江大学 一种低损耗Fe基纳米晶磁粉芯及其制备方法
CN103436819B (zh) * 2013-07-11 2016-08-10 张信群 一种铆接头用合金冷镦钢材料的制备方法
US9708699B2 (en) 2013-07-18 2017-07-18 Glassimetal Technology, Inc. Bulk glass steel with high glass forming ability
US9982330B2 (en) 2013-11-27 2018-05-29 University Of Florida Research Foundation, Inc. Nickel titanium alloys, methods of manufacture thereof and article comprising the same
CN104032222B (zh) * 2014-06-24 2016-04-06 燕山大学 纳米珠光体钢轨的制备方法
JP6369749B2 (ja) * 2014-06-25 2018-08-08 日立金属株式会社 磁心およびそれを用いたコイル部品
DE102014010600A1 (de) * 2014-07-18 2016-01-21 DST Defence Service Tracks GmbH Legierung zur Herstellung eines dünnwandigen Stahlbauteils
KR20170053480A (ko) * 2015-11-06 2017-05-16 엘지이노텍 주식회사 연자성 합금
AU2017353259B2 (en) 2016-11-02 2022-12-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Medium-manganese steel product for low-temperature use and method for the production thereof
US20180336982A1 (en) * 2017-05-17 2018-11-22 Crs Holdings, Inc. Fe-Si Base Alloy and Method of Making Same
DE102017216461A1 (de) 2017-09-18 2019-03-21 Siemens Aktiengesellschaft Martensitischer Stahl mit Z-Phase, Pulver und Bauteil
RU2650938C1 (ru) * 2017-11-20 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2651062C1 (ru) * 2017-11-27 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2653374C1 (ru) * 2017-12-05 2018-05-08 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2653375C1 (ru) * 2017-12-05 2018-05-08 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2652923C1 (ru) * 2017-12-05 2018-05-03 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2652919C1 (ru) * 2017-12-05 2018-05-03 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2660789C1 (ru) * 2017-12-19 2018-07-09 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2669256C1 (ru) * 2018-03-30 2018-10-09 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
US11371108B2 (en) 2019-02-14 2022-06-28 Glassimetal Technology, Inc. Tough iron-based glasses with high glass forming ability and high thermal stability

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5631348B2 (ja) * 1975-07-16 1981-07-21
JP2001131770A (ja) * 1999-11-08 2001-05-15 Nippon Parkerizing Co Ltd エンジンバルブ用素線
JP2005015896A (ja) * 2003-06-27 2005-01-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 原子力用ステンレス鋼

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1558621A (en) * 1975-07-05 1980-01-09 Zaidan Hojin Denki Jiki Zairyo High dumping capacity alloy
JP2646277B2 (ja) * 1990-03-27 1997-08-27 日新製鋼株式会社 鉄心部材用Ｎｉ―Ｆｅ―Ｃｒ軟質磁性合金
JP2867639B2 (ja) * 1990-07-02 1999-03-08 三井造船株式会社 制振合金
JP2867640B2 (ja) * 1990-07-02 1999-03-08 三井造船株式会社 制振合金
JP2867641B2 (ja) * 1990-07-02 1999-03-08 三井造船株式会社 制振合金
JP3237138B2 (ja) * 1991-08-13 2001-12-10 カヤバ工業株式会社 磁気目盛り鋼棒
JP3868019B2 (ja) * 1995-12-07 2007-01-17 日立金属株式会社 複合磁性部材およびその製造方法
WO1998008261A1 (en) 1996-08-19 1998-02-26 Massachusetts Institute Of Technology High-strain, magnetic field-controlled actuator materials
JP4055872B2 (ja) * 1998-03-25 2008-03-05 泰文 古屋 鉄基磁性形状記憶合金およびその製造方法
US6245441B1 (en) * 1998-06-22 2001-06-12 Hitachi Metals, Ltd. Composite magnetic member excellent in corrosion resistance and method of producing the same
JP2002332531A (ja) 1999-06-11 2002-11-22 Toyota Central Res & Dev Lab Inc チタン合金およびその製造方法
JP4304897B2 (ja) 2000-12-20 2009-07-29 株式会社豊田中央研究所 高弾性変形能を有するチタン合金およびその製造方法
JP3964360B2 (ja) * 2002-07-16 2007-08-22 清仁 石田 磁場応答アクチュエーターあるいは磁性利用センサーに用いる強磁性形状記憶合金
US6803846B2 (en) * 2002-10-23 2004-10-12 Honda Motor Co., Ltd. Actuator
JP2004162703A (ja) * 2002-10-23 2004-06-10 Honda Motor Co Ltd アクチュエータ
JPWO2007066555A1 (ja) * 2005-12-05 2009-05-14 独立行政法人科学技術振興機構 Ｃｏ基合金及びその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5631348B2 (ja) * 1975-07-16 1981-07-21
JP2001131770A (ja) * 1999-11-08 2001-05-15 Nippon Parkerizing Co Ltd エンジンバルブ用素線
JP2005015896A (ja) * 2003-06-27 2005-01-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 原子力用ステンレス鋼

Also Published As

Publication number Publication date
WO2008023734A1 (en) 2008-02-28
US20090178739A1 (en) 2009-07-16
JPWO2008023734A1 (ja) 2010-01-14
EP2055797A1 (en) 2009-05-06
EP2055797A4 (en) 2014-12-17
KR20090038016A (ko) 2009-04-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5215855B2 (ja) Ｆｅ基合金及びその製造方法
JP5065904B2 (ja) 形状記憶性及び超弾性を有する鉄系合金及びその製造方法
Zhou et al. Pseudo-elastic deformation behavior in a Ti/Mo-based alloy
JP5791791B2 (ja) 高弾性限非磁性鋼材の製造方法
Sutou et al. Effects of aging on stress-induced martensitic transformation in ductile Cu–Al–Mn-based shape memory alloys
JP5005834B2 (ja) Ｆｅ基形状記憶合金及びその製造方法
JPWO2007066555A1 (ja) Ｃｏ基合金及びその製造方法
JPH06511287A (ja) 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
EP2995694A1 (en) Cu-Al-Mn-BASED BAR MATERIAL AND PLATE MATERIAL DEMONSTRATING STABLE SUPERELASTICITY, METHOD FOR MANUFACTURING SAID BAR MATERIAL AND PLATE MATERIAL, SEISMIC CONTROL MEMBER IN WHICH SAID BAR MATERIAL AND PLATE MATERIAL ARE USED, AND SEISMIC CONTROL STRUCTURE IN WHICH SEISMIC CONTROL MEMBER IS USED
Omori et al. Martensitic transformation and superelasticity in Fe–Mn–Al-based shape memory alloys
US10920305B2 (en) Fe-based shape memory alloy material and method of producing the same
CN112639144B (zh) 铜系合金材料及其制造方法以及由铜系合金材料构成的构件或部件
JP2010156041A (ja) 双方向形状回復合金
Li et al. Improvements in the Superelasticity and Change in Deformation Mode of β-Type TiNb 24 Zr 2 Alloys Caused by Aging Treatments
JP3907177B2 (ja) Ｆｅ基形状記憶合金及びその製造方法
JP2000017395A (ja) Ｆｅ系形状記憶合金及びその製造方法
WO2014157146A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびそれを用いた高強度鋼材の製造方法
JP4841308B2 (ja) 高強度非磁性ステンレス鋼板及びその製造方法
JP6521418B2 (ja) Ｎｉ基合金及びそれを用いた燃料噴射部品、Ｎｉ基合金の製造方法
JPH11140598A (ja) ばね限界値の高い高強度ステンレス鋼帯およびその製造方法
JPH1180906A (ja) 降伏応力を高めた高強度ステンレス鋼帯およびその製造方法
JP2002317235A (ja) 強磁性形状記憶合金
JPWO2016052554A1 (ja) Ｆｅ−Ｍｎ系恒弾性・不感磁性合金及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A529 Written submission of copy of amendment under article 34 pct

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A5211

Effective date: 20090220

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20090220

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20090223

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20120424

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20120612

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20120612

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20121002

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20121128

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821

Effective date: 20121128

A911 Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911

Effective date: 20121219

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20130219

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20130301

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20160308

Year of fee payment: 3

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees