JPS61106741A - 小ヒステリシスＴｉ−Ｎｉ系形状記憶合金 - Google Patents
小ヒステリシスＴｉ−Ｎｉ系形状記憶合金Info
- Publication number
- JPS61106741A JPS61106741A JP22866284A JP22866284A JPS61106741A JP S61106741 A JPS61106741 A JP S61106741A JP 22866284 A JP22866284 A JP 22866284A JP 22866284 A JP22866284 A JP 22866284A JP S61106741 A JPS61106741 A JP S61106741A
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- JP
- Japan
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- alloy
- shape memory
- hysteresis
- phase
- temperature
- Prior art date
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- Pending
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はＴｉ−Ｎｉ合金に夫々０．０５〜７．０重量％
のＦｅ 、 Ｍｎおよび０．０１〜５．０重偕％のＡｌ
の１種または２社以上含有せしめたことを特徴とする小
ヒステリシス形状記憶合金に関するものである０ Ｔｉ−Ｎｉ系形状記憶合金はνＣ１著な形状記憶効果を
示すことおよび優れた機械的性質、耐食性等を有するこ
とから吊木広範囲な実用化の検討がなされているもので
ある。
のＦｅ 、 Ｍｎおよび０．０１〜５．０重偕％のＡｌ
の１種または２社以上含有せしめたことを特徴とする小
ヒステリシス形状記憶合金に関するものである０ Ｔｉ−Ｎｉ系形状記憶合金はνＣ１著な形状記憶効果を
示すことおよび優れた機械的性質、耐食性等を有するこ
とから吊木広範囲な実用化の検討がなされているもので
ある。
形状記憶効果は低温でマルテンサイト状態にある材料を
変形した後加熱すると元の形状に戻るものであり、こう
した効果を生ずる湛閾は合金の逆変態開始温度（Ａｓ点
）、逆変態終了温度（Ａｆ点）マルテンサイト変態開始
温度（Ｍｓ点）およびマルテンサイト変態終了温度（Ｍ
ｆ点）によって決定され、Ａｓ点において形状記憶効果
が開始されＡｆ点で終了するものである。
変形した後加熱すると元の形状に戻るものであり、こう
した効果を生ずる湛閾は合金の逆変態開始温度（Ａｓ点
）、逆変態終了温度（Ａｆ点）マルテンサイト変態開始
温度（Ｍｓ点）およびマルテンサイト変態終了温度（Ｍ
ｆ点）によって決定され、Ａｓ点において形状記憶効果
が開始されＡｆ点で終了するものである。
この形状記憶効果を生ずる際の回復力は５０〜６０−ｊ
Ｋ及ぶものであり、この回復力を種々の応用品へ利用
する検討がなされている。その応用の代表例に第１図に
示すような形状記憶効果を繰り返し生じさせることを利
用したアクチュエーターがある。このアクチュエーター
はパイアスカとじての通常のコイルバネ（バイアスバネ
）と形状記憶合金コイルバネとが絹み合わされたもので
あり、低温においては形状記憶合金がバイアスバネより
も降伏応力の小さなマルテンサイト相の状態であるため
にバイアスバネの方が強く、形状記憶合金全変形するよ
うに動作し、逆に高温においては形状記憶合金がバイア
スバネよりも降伏応力の大きなβ相の状態となり、形状
記憶合金がバイアスバネを変形するように動作する。こ
の場合高温相→低温相の変態ヒステリシスが小さい程、
小さな温度範囲においてアクチーエータ−としての動作
が容易に得られ、また熱応答性の点からも非常に有利に
なる。しかし、従来のＴｉ−Ｎｉ系合金においては高温
相−低温相の変態ヒステリシスが５重℃程度と大食＜、
このため低温相、高温相を可逆的に得てアクチュエータ
ーを動作させる温度範囲が大きくならざるを得す、動作
温度範囲が限定されることおよび熱応答性が劣るという
欠点があった。
Ｋ及ぶものであり、この回復力を種々の応用品へ利用
する検討がなされている。その応用の代表例に第１図に
示すような形状記憶効果を繰り返し生じさせることを利
用したアクチュエーターがある。このアクチュエーター
はパイアスカとじての通常のコイルバネ（バイアスバネ
）と形状記憶合金コイルバネとが絹み合わされたもので
あり、低温においては形状記憶合金がバイアスバネより
も降伏応力の小さなマルテンサイト相の状態であるため
にバイアスバネの方が強く、形状記憶合金全変形するよ
うに動作し、逆に高温においては形状記憶合金がバイア
スバネよりも降伏応力の大きなβ相の状態となり、形状
記憶合金がバイアスバネを変形するように動作する。こ
の場合高温相→低温相の変態ヒステリシスが小さい程、
小さな温度範囲においてアクチーエータ−としての動作
が容易に得られ、また熱応答性の点からも非常に有利に
なる。しかし、従来のＴｉ−Ｎｉ系合金においては高温
相−低温相の変態ヒステリシスが５重℃程度と大食＜、
このため低温相、高温相を可逆的に得てアクチュエータ
ーを動作させる温度範囲が大きくならざるを得す、動作
温度範囲が限定されることおよび熱応答性が劣るという
欠点があった。
こうした観点から本発明者らは高温相→低温相の’ＩＪ
−Ｄヒステリシスが小さく、第１図に示すようなアクチ
ュエーターの動作を容ＪｉｌＣする合金を得るためにＴ
ｉ−Ｎｉ系合金に０．０５〜７．０Ａｌ％のＦｅ＋ Ｍ
ｎおよび０．０１〜５．０ｉ−１１％のＡｌの１種また
は２神殿上含有せしめたところ有益な効果を１１．１
もたらすことを見い出したものである。
−Ｄヒステリシスが小さく、第１図に示すようなアクチ
ュエーターの動作を容ＪｉｌＣする合金を得るためにＴ
ｉ−Ｎｉ系合金に０．０５〜７．０Ａｌ％のＦｅ＋ Ｍ
ｎおよび０．０１〜５．０ｉ−１１％のＡｌの１種また
は２神殿上含有せしめたところ有益な効果を１１．１
もたらすことを見い出したものである。
すなわちＴｉ−Ｎｉ合金に０．０５〜７．０重−Ｕ％の
Ｆｅ 、 Ｍｎおよび０．０１〜５．Ｏｉｔ＊ｃＩＪの
Ａｌの１種または２種以上を含有せしめることにより中
間相変態が導入され、変態様式が通常の母相（β相）−
マルテンサイト相から母相−中間相←マルテンサイト相
の２段階的なものとなり、この変６ 態のうち母相−中
間相の変？４を利用することにより、従来の合金に比べ
非常に小さなヒステリシスが得られることを見い出し、
たものである。
Ｆｅ 、 Ｍｎおよび０．０１〜５．Ｏｉｔ＊ｃＩＪの
Ａｌの１種または２種以上を含有せしめることにより中
間相変態が導入され、変態様式が通常の母相（β相）−
マルテンサイト相から母相−中間相←マルテンサイト相
の２段階的なものとなり、この変６ 態のうち母相−中
間相の変？４を利用することにより、従来の合金に比べ
非常に小さなヒステリシスが得られることを見い出し、
たものである。
次に本発明における添加元素の含有量の限定理由につい
て述べる。
て述べる。
ＦｅおよびＭｎについては、夫々７．０＄−９％をこえ
ると熱間加工性および′冷間加工性が顕著に劣化し加工
が極めて困難となる。また、０．０５重景係未満におい
ては変態様式が通常の合金と同様に母相←→マルテンサ
イト相となり、中間相変態が導入されないために小ヒス
テリシスが得られなくなる。また、Ａｌについては５．
０Ａｌ％をこえると加工性が顕著に劣化し加工が極めて
困難となり、０．０１重ｆ％未満においては中間相変態
が導入さ １゜れなくなり小ヒステリシスが得られな
くなる。なお、これ等の元素を複合添加する場合には形
状記憶特性、熱間および冷間加工性等の兼ね合いの点か
らトータル重ｔ％で７芦−１ｉｒｑ６をこえない範囲が
好ましいが、より好オしくけ５重帯チをこえない範囲で
ある。
ると熱間加工性および′冷間加工性が顕著に劣化し加工
が極めて困難となる。また、０．０５重景係未満におい
ては変態様式が通常の合金と同様に母相←→マルテンサ
イト相となり、中間相変態が導入されないために小ヒス
テリシスが得られなくなる。また、Ａｌについては５．
０Ａｌ％をこえると加工性が顕著に劣化し加工が極めて
困難となり、０．０１重ｆ％未満においては中間相変態
が導入さ １゜れなくなり小ヒステリシスが得られな
くなる。なお、これ等の元素を複合添加する場合には形
状記憶特性、熱間および冷間加工性等の兼ね合いの点か
らトータル重ｔ％で７芦−１ｉｒｑ６をこえない範囲が
好ましいが、より好オしくけ５重帯チをこえない範囲で
ある。
以下本発明を実施例に基づき説明する。
表に示すような担々の合金を高周波誘導溶解した後１０
００℃にて２時間均一化処理を施１７、その後８００〜
９００℃にて鍛造およびスウェージングを行ない、更に
伸鞄加工によりφ０．７５の線とした。この錦を７００
℃にて３０分間焼鈍した後第２図（て示すような密着形
状のコイルバネに成形し、拘束した状態で６００〜５０
０℃の温度範囲において記憶処理を行々った０次にこの
ようにして作製したコイルバネにバイアス荷重を付加し
た状態において変位一温度曲線を求めヒステリシスを確
認した。また、記憶処理後の状態において示差走査Ｐ８
骨計（ｒ）ＳＣ’）による変態点の測定を行ない、合金
自体のヒステリシスも確認した。なお、コイルバネのヒ
ステリシスは、変位−涙守曲貌に卦ける変位量が１／２
の状態での加熱曲系哨と冷却曲線との温度幅とした。第
２図に本発明合金である篇１の試料のＤＳＣ曲線を示す
が、加熱、冷却時に各科２つのＤＳＣピークが認められ
、中間相変態が導入されていることが明らかであり、こ
れに伴なって母相→中間相の変態ヒステリシスは約５℃
程度と非常に小さくなっている。また、第６図にこの試
料のコイルバネにおける変位一温度曲線を示すが、第４
図に示す従来合金の変位一温度曲線に比べ著しくヒステ
リシスが小さいことが明らかである。また、第５図およ
び第６図にＡ４および屋６の試料のＤＳＣ曲線を、また
第７図および第８図に各々コイルバネにおける変位−温
妾曲糾を示す。図から明らかなようにいずれの試料にお
いても中間相変態が認められ、母相→中間相変態を利用
することにより非常に小さなヒステリシスが得られてい
る。これ等の結果を表に壕とめて示すが、本発明合金に
おいてはいずれも従来合金に比べ非常に小プなヒステリ
シスが得られていることが明らかである。
００℃にて２時間均一化処理を施１７、その後８００〜
９００℃にて鍛造およびスウェージングを行ない、更に
伸鞄加工によりφ０．７５の線とした。この錦を７００
℃にて３０分間焼鈍した後第２図（て示すような密着形
状のコイルバネに成形し、拘束した状態で６００〜５０
０℃の温度範囲において記憶処理を行々った０次にこの
ようにして作製したコイルバネにバイアス荷重を付加し
た状態において変位一温度曲線を求めヒステリシスを確
認した。また、記憶処理後の状態において示差走査Ｐ８
骨計（ｒ）ＳＣ’）による変態点の測定を行ない、合金
自体のヒステリシスも確認した。なお、コイルバネのヒ
ステリシスは、変位−涙守曲貌に卦ける変位量が１／２
の状態での加熱曲系哨と冷却曲線との温度幅とした。第
２図に本発明合金である篇１の試料のＤＳＣ曲線を示す
が、加熱、冷却時に各科２つのＤＳＣピークが認められ
、中間相変態が導入されていることが明らかであり、こ
れに伴なって母相→中間相の変態ヒステリシスは約５℃
程度と非常に小さくなっている。また、第６図にこの試
料のコイルバネにおける変位一温度曲線を示すが、第４
図に示す従来合金の変位一温度曲線に比べ著しくヒステ
リシスが小さいことが明らかである。また、第５図およ
び第６図にＡ４および屋６の試料のＤＳＣ曲線を、また
第７図および第８図に各々コイルバネにおける変位−温
妾曲糾を示す。図から明らかなようにいずれの試料にお
いても中間相変態が認められ、母相→中間相変態を利用
することにより非常に小さなヒステリシスが得られてい
る。これ等の結果を表に壕とめて示すが、本発明合金に
おいてはいずれも従来合金に比べ非常に小プなヒステリ
シスが得られていることが明らかである。
以上述べたように本粕明１＜よる合金は従来合金に比べ
著しくヒステリシスが小さく、このため小さな温度範囲
においてアクチェエータ−等の動作が容易に得られ、ま
た熱応答性にも兆常に優れていることから極めて有益な
ものである。
著しくヒステリシスが小さく、このため小さな温度範囲
においてアクチェエータ−等の動作が容易に得られ、ま
た熱応答性にも兆常に優れていることから極めて有益な
ものである。
２ 填１図は形状記憶合金を用いたアクチュエーター・
を示す。図中１は通常のコイルバネを、２け形状１、ｆ
（ｇＱ”０″４ ／’ ” ４ ｆ ７Ｆ ｊ □１２
Ｆ’ＺＩ ！ｄ： ２Ｅ ９ Ｅ！Ｉ’ｌ ｅ ＠）
と１の試料のＤＳＣＳＣ曲水す。第３図は本発明合金１
ｂ−１のコイルバネの変位一温度曲線を示す。 第４図は従来合金の変位一温度開綿を示す。第５図およ
び埴６図は本発明合金１６４および扁６の試料のＤＳＣ
曲紳開示す。第７図および第８図は本発明合金７７；、
４およびＡ６のコイルバネの変位−堪席曲網を示す。
を示す。図中１は通常のコイルバネを、２け形状１、ｆ
（ｇＱ”０″４ ／’ ” ４ ｆ ７Ｆ ｊ □１２
Ｆ’ＺＩ ！ｄ： ２Ｅ ９ Ｅ！Ｉ’ｌ ｅ ＠）
と１の試料のＤＳＣＳＣ曲水す。第３図は本発明合金１
ｂ−１のコイルバネの変位一温度曲線を示す。 第４図は従来合金の変位一温度開綿を示す。第５図およ
び埴６図は本発明合金１６４および扁６の試料のＤＳＣ
曲紳開示す。第７図および第８図は本発明合金７７；、
４およびＡ６のコイルバネの変位−堪席曲網を示す。
Claims (1)
- Ｔｉ−Ｎｉ合金に夫々０．０５〜７．０重量％のＦｅ、
Ｍｎおよび０．０１〜５．０重量％のＡｌの１種または
２種以上を含有せしめたことを特徴とする小ヒステリシ
スＴｉ−Ｎｉ系形状記憶合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22866284A JPS61106741A (ja) | 1984-10-30 | 1984-10-30 | 小ヒステリシスＴｉ−Ｎｉ系形状記憶合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22866284A JPS61106741A (ja) | 1984-10-30 | 1984-10-30 | 小ヒステリシスＴｉ−Ｎｉ系形状記憶合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61106741A true JPS61106741A (ja) | 1986-05-24 |
Family
ID=16879845
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22866284A Pending JPS61106741A (ja) | 1984-10-30 | 1984-10-30 | 小ヒステリシスＴｉ−Ｎｉ系形状記憶合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61106741A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63235444A (ja) * | 1987-03-24 | 1988-09-30 | Tokin Corp | ＴｉＮｉＡｌ基形状記憶合金とその製造方法 |
| US20220033949A1 (en) * | 2016-04-20 | 2022-02-03 | Fort Wayne Metals Research Products Corp | Nickel-titanium-yttrium alloys with reduced oxide inclusions |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58161753A (ja) * | 1982-03-18 | 1983-09-26 | Kazuhiro Otsuka | Ｔｉ−Ｎｉ系超弾性材料の製造方法 |
| JPS59150069A (ja) * | 1983-02-15 | 1984-08-28 | Hitachi Metals Ltd | 形状記憶合金製造方法 |
-
1984
- 1984-10-30 JP JP22866284A patent/JPS61106741A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58161753A (ja) * | 1982-03-18 | 1983-09-26 | Kazuhiro Otsuka | Ｔｉ−Ｎｉ系超弾性材料の製造方法 |
| JPS59150069A (ja) * | 1983-02-15 | 1984-08-28 | Hitachi Metals Ltd | 形状記憶合金製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63235444A (ja) * | 1987-03-24 | 1988-09-30 | Tokin Corp | ＴｉＮｉＡｌ基形状記憶合金とその製造方法 |
| US20220033949A1 (en) * | 2016-04-20 | 2022-02-03 | Fort Wayne Metals Research Products Corp | Nickel-titanium-yttrium alloys with reduced oxide inclusions |
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