JPS61106746A - 鉄系形状記憶合金 - Google Patents
鉄系形状記憶合金Info
- Publication number
- JPS61106746A JPS61106746A JP22991684A JP22991684A JPS61106746A JP S61106746 A JPS61106746 A JP S61106746A JP 22991684 A JP22991684 A JP 22991684A JP 22991684 A JP22991684 A JP 22991684A JP S61106746 A JPS61106746 A JP S61106746A
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- JP
- Japan
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- alloy
- shape memory
- iron
- memory alloy
- balance
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- Hard Magnetic Materials (AREA)
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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】
本発明は鉄系形状記憶合金に関する。
形状記憶合金は、その特異な機能を利用して、工業、エ
ネルギー、医学等種々の分野への応用展開が期待される
金属材料であって、既に一部ではその実用化も試みられ
ている。形状記憶現象及び擬弾性現象は、熱弾性マルテ
ンサイト変態を起こす合金に現われるものであって、か
かる現象を示す金属材料は、主として非鉄合金において
多く見出されているが、鉄系合金においても、Fe−2
5原子%ptとFe−30原子%Pdとが熱弾性マルテ
ンサイトになり、完全な形状記憶現象を示すことが知ら
れている。
ネルギー、医学等種々の分野への応用展開が期待される
金属材料であって、既に一部ではその実用化も試みられ
ている。形状記憶現象及び擬弾性現象は、熱弾性マルテ
ンサイト変態を起こす合金に現われるものであって、か
かる現象を示す金属材料は、主として非鉄合金において
多く見出されているが、鉄系合金においても、Fe−2
5原子%ptとFe−30原子%Pdとが熱弾性マルテ
ンサイトになり、完全な形状記憶現象を示すことが知ら
れている。
更に、最近になって、Fe−Ni−Co−Ti合金をオ
ーステナイト域で時効処理、即ち、オースエイジした後
、低温に冷却するとき、シン・プレート(thin p
late) ・マルテンサイト組織が形成され(日本
金属学会秋期大会一般講演概要第216真C1982年
9月))、更に、この合金が形状記憶現象を示すことも
見出されている。この合金は鉄系合金であるために製造
が容易であると共に、比較的安価であり、実用性の高い
形状記憶合金であるが、一方、この合金においては、オ
ースエイジするとき、オーステナイト粒界に粒界反応型
の析出物として、η相のNi3Ti (以下、+7−N
i、Tiと称する。)が析出することも既に知られてい
る(日本金属学会春期大会一般講演概要第198頁及び
306頁(1984年4月))。
ーステナイト域で時効処理、即ち、オースエイジした後
、低温に冷却するとき、シン・プレート(thin p
late) ・マルテンサイト組織が形成され(日本
金属学会秋期大会一般講演概要第216真C1982年
9月))、更に、この合金が形状記憶現象を示すことも
見出されている。この合金は鉄系合金であるために製造
が容易であると共に、比較的安価であり、実用性の高い
形状記憶合金であるが、一方、この合金においては、オ
ースエイジするとき、オーステナイト粒界に粒界反応型
の析出物として、η相のNi3Ti (以下、+7−N
i、Tiと称する。)が析出することも既に知られてい
る(日本金属学会春期大会一般講演概要第198頁及び
306頁(1984年4月))。
本発明者らは、上記合金を特にその機械的性質に及ぼす
上記析出物の影響なる観点から更に鋭意研究した結果、
この析出物が粒界に存在するとき、合金の延性を低める
ことを見出した。形状記憶合金において延性が低いこと
は、繰返し変形に対して旧粒界が脆弱であることにつな
がり、かくして、粒界破壊しやすいこととなる。
上記析出物の影響なる観点から更に鋭意研究した結果、
この析出物が粒界に存在するとき、合金の延性を低める
ことを見出した。形状記憶合金において延性が低いこと
は、繰返し変形に対して旧粒界が脆弱であることにつな
がり、かくして、粒界破壊しやすいこととなる。
本発明者らはFe−Ni−Co−Ti系形状記憶合金に
おける上記した問題を解決するために、この合金をオー
スエイジしたときに現われる形状記憶性を阻害すること
なく、この1−スエイジ中に生じるη−NisTiの粒
界析出を防止し、若しくは抑制する添加元素について鋭
意広範に研究した結果、合金中の’rtlによってその
適正な添加量は必ずしも同じではないが、概してAl、
Mo、W、Nb及びBよりなる群から選ばれる1種を単
独添加し、又は2種以上を複合添加することによって、
前記マーN1zTiの粒界析出を効果的に防止すること
ができ、かくして、延性が改善されると共に、形状記憶
性にすぐれる鉄系形状記11合金を得ることができるこ
とを見出して、本発明に至ったものである。
おける上記した問題を解決するために、この合金をオー
スエイジしたときに現われる形状記憶性を阻害すること
なく、この1−スエイジ中に生じるη−NisTiの粒
界析出を防止し、若しくは抑制する添加元素について鋭
意広範に研究した結果、合金中の’rtlによってその
適正な添加量は必ずしも同じではないが、概してAl、
Mo、W、Nb及びBよりなる群から選ばれる1種を単
独添加し、又は2種以上を複合添加することによって、
前記マーN1zTiの粒界析出を効果的に防止すること
ができ、かくして、延性が改善されると共に、形状記憶
性にすぐれる鉄系形状記11合金を得ることができるこ
とを見出して、本発明に至ったものである。
本発明による鉄系形状記憶合金の第1は、Ii量%で
Ni 31〜35%、
Co 8〜15%、
Ti2.5%より少ない量、及び
Al0.5〜10.0%、
残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とし、第
2は、重量%で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、 Ti2.5%より少ない量、及び AI 0.5〜10.0%に加えて、 (b) M o 0.5〜3.0%、Nb0.5〜3
.0%、及び B 0.001〜0.010% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素、残部鉄
及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
2は、重量%で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、 Ti2.5%より少ない量、及び AI 0.5〜10.0%に加えて、 (b) M o 0.5〜3.0%、Nb0.5〜3
.0%、及び B 0.001〜0.010% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素、残部鉄
及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
また、本発明による鉄系形状記憶合金の第3は、重量%
で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、及び Ti2.5〜0.5%に加えて、 Tb)Al1.5〜1O60%、 MO1,0〜5.0%、 W 1.0〜5.0%、 Nbo、s〜5.0%、及び B 0.005〜0.010% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とし、 その第4は、重量%で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、 ’l’i2.5〜0.5%、及び 八j! 1.5〜0.5%に加えて、tb)Mo
0.5%から1.0%未満、及びB 0.002%
からo、 o o s%未満、よりなる群から選ばれる
少なくとも1種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、及び Ti2.5〜0.5%に加えて、 Tb)Al1.5〜1O60%、 MO1,0〜5.0%、 W 1.0〜5.0%、 Nbo、s〜5.0%、及び B 0.005〜0.010% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とし、 その第4は、重量%で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、 ’l’i2.5〜0.5%、及び 八j! 1.5〜0.5%に加えて、tb)Mo
0.5%から1.0%未満、及びB 0.002%
からo、 o o s%未満、よりなる群から選ばれる
少なくとも1種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
シン・プレート・マルテンサイトは、完全双晶マルテン
サイトであること、及び変態歪による応力がオーステナ
イト母相中では弾性変形によって緩和され、塑性変形が
起こらないことに特徴を有する。このようなシン・プレ
ート・マルテンサイトの生成には、母材強度(F4伏強
さ)が大きいこと又は剛性率が小さいことが有利であり
、このような場合、変態歪による。母相の塑性変形が起
こり難いか、らである、また、変態時の容積変化、変態
シアー量が少ないときも、変態に伴う母相への歪が小さ
くなるので、塑性変形が起こり難くなる。
サイトであること、及び変態歪による応力がオーステナ
イト母相中では弾性変形によって緩和され、塑性変形が
起こらないことに特徴を有する。このようなシン・プレ
ート・マルテンサイトの生成には、母材強度(F4伏強
さ)が大きいこと又は剛性率が小さいことが有利であり
、このような場合、変態歪による。母相の塑性変形が起
こり難いか、らである、また、変態時の容積変化、変態
シアー量が少ないときも、変態に伴う母相への歪が小さ
くなるので、塑性変形が起こり難くなる。
更に、マルテンサイトの正方晶率(tetragona
li−ty)が大きいこともシン・プレート・マルテン
サイトの生成にを利である。この正方晶率が大きくなる
ほど、マルテンサイトの(112)双晶変形のシアー量
が小さくなり、双晶界面エネルギーが低下する。これら
はマルテンサイト島内での双晶の形成を容易にし、密度
を大きくする作用がある。また、正方品率が大きいほど
、変態シアー量は小さくなり、母相の塑性変形が起こり
難い。
li−ty)が大きいこともシン・プレート・マルテン
サイトの生成にを利である。この正方晶率が大きくなる
ほど、マルテンサイトの(112)双晶変形のシアー量
が小さくなり、双晶界面エネルギーが低下する。これら
はマルテンサイト島内での双晶の形成を容易にし、密度
を大きくする作用がある。また、正方品率が大きいほど
、変態シアー量は小さくなり、母相の塑性変形が起こり
難い。
シン・プレート・マルテンサイトの生成に有利な他の要
因は、マルテンサイトの生成温度、即ち、Ms点が低い
ことである。Ms点が低いほど、マルテンサイト晶での
双晶変形がすべり変形に比べて起こりやすいからである
。また、母材の強度も上昇し、塑性変形し難くなる。
因は、マルテンサイトの生成温度、即ち、Ms点が低い
ことである。Ms点が低いほど、マルテンサイト晶での
双晶変形がすべり変形に比べて起こりやすいからである
。また、母材の強度も上昇し、塑性変形し難くなる。
本発明合金において、Ni、Co及びTiは合金にシン
・プレート・マルテンサイトを生成させるために上記範
囲にあることが必要であり、上記範囲をはずれる組成に
よっては、合金はシン・プレート・マルテンサイトを生
成せず、従って、形状記憶性を示さない、特に、Niは
Ms点を低くするのに効果がある。Tiはオースエイジ
により母相オーステナイト中に規則(ordered)
γ’−NisTiを均一微細に析出させて、母相を強化
し、或いはマルテンサイトの正方晶の出現等に効果があ
る。
・プレート・マルテンサイトを生成させるために上記範
囲にあることが必要であり、上記範囲をはずれる組成に
よっては、合金はシン・プレート・マルテンサイトを生
成せず、従って、形状記憶性を示さない、特に、Niは
Ms点を低くするのに効果がある。Tiはオースエイジ
により母相オーステナイト中に規則(ordered)
γ’−NisTiを均一微細に析出させて、母相を強化
し、或いはマルテンサイトの正方晶の出現等に効果があ
る。
また、COは母材のキュリ一点を上昇させ、Ms点との
差を大きくすることにより、変態容積変化を小さくし、
更に、母相の剛性率を低下させるのに有効である。
差を大きくすることにより、変態容積変化を小さくし、
更に、母相の剛性率を低下させるのに有効である。
上記のようにFe−Ni−Co−Ti合金をオースエイ
ジすると、オーステナイト粒内にT゛相のNi3Tiが
微細に析出するが、この粒内における析出が飽和すると
、本来、Ni、Tiの安定相はη−Ni3Tiであるか
ら、r’−Ni3Tiはη−Ni3Tiに変化する。こ
の場合の変化はセパレート・ニュークレージョン(se
parate nucleation)にて起こり、核
生成位置は粒界である。即ち、γ’−Ni、Ti とし
て析出したNi及びTiが再度、マトリックスに固溶し
、粒界に移動して、最終安定相であるη−NizTiと
して再析出するのである。
ジすると、オーステナイト粒内にT゛相のNi3Tiが
微細に析出するが、この粒内における析出が飽和すると
、本来、Ni、Tiの安定相はη−Ni3Tiであるか
ら、r’−Ni3Tiはη−Ni3Tiに変化する。こ
の場合の変化はセパレート・ニュークレージョン(se
parate nucleation)にて起こり、核
生成位置は粒界である。即ち、γ’−Ni、Ti とし
て析出したNi及びTiが再度、マトリックスに固溶し
、粒界に移動して、最終安定相であるη−NizTiと
して再析出するのである。
本発明において用いる添加元素Al.、MO及びWはN
i及びTiの拡散を妨げることによって、η−NixT
iの粒界析出を防止する。また、Al及びNbはy’−
NixTiを安定化する。更に、Bはη−NizTiの
粒界析出核生成を抑制する。
i及びTiの拡散を妨げることによって、η−NixT
iの粒界析出を防止する。また、Al及びNbはy’−
NixTiを安定化する。更に、Bはη−NizTiの
粒界析出核生成を抑制する。
しかし、かかる効果を有効に発現させるためのこれら元
素の適正な添加量は、合金におけるTi量に依存する。
素の適正な添加量は、合金におけるTi量に依存する。
先ず、合金におけるTiff1が2.5%よりも少ない
ときについて説明する。
ときについて説明する。
Tiを2.5%よりも少ない量にて含有する合金につい
ては、AI!を0.5〜1O10%の範囲で添加するこ
とが有効である。Al’fJが0.5%よりも少ないと
きは、Ni及びTiの拡散を妨げ、また、γ’−Niz
Tiを安定化する効果が十分でないので、η−Ni3T
iの粒界析出を防止することができない。
ては、AI!を0.5〜1O10%の範囲で添加するこ
とが有効である。Al’fJが0.5%よりも少ないと
きは、Ni及びTiの拡散を妨げ、また、γ’−Niz
Tiを安定化する効果が十分でないので、η−Ni3T
iの粒界析出を防止することができない。
一方Al0.0%を越えて多量に添加するときは、合金
の形状記憶性を阻害すると共に熱間加工性を劣化させる
。
の形状記憶性を阻害すると共に熱間加工性を劣化させる
。
本発明によれば、AIと共にMo、Nb及び/又はBを
複合添加することができる。MO及びNbは合金の形状
記憶性を高めるのみならず、オーステナイト強度を高め
る結果、合金の形状回復力を強める効果を有する。Bは
前記したように、粒界析出を抑制する。かかる効果を有
効に発揮させるためには、これら元素の添加量は、Mo
及びNbについてはそれぞれ0.5〜3.0%、Bにつ
いては0.001〜0.010%の範囲とするのが適当
である。
複合添加することができる。MO及びNbは合金の形状
記憶性を高めるのみならず、オーステナイト強度を高め
る結果、合金の形状回復力を強める効果を有する。Bは
前記したように、粒界析出を抑制する。かかる効果を有
効に発揮させるためには、これら元素の添加量は、Mo
及びNbについてはそれぞれ0.5〜3.0%、Bにつ
いては0.001〜0.010%の範囲とするのが適当
である。
次に、合金におけるTi量が2.5〜0.5%の範囲に
ある場合はAl.5〜1O00%、好ましくは1゜5〜
0.5%のAl1.0〜5.0%のMoAl.0〜5、
0%のW、0.5〜5.0%のNb及び0.005〜0
.010%のBより1なる群から選ばれる少なくとも1
種の元素を添加することが有効である。各元素の添加量
が上記下限値よりも少ないときは、η−NisTiの粒
界析出を抑制する効果が十分でなく、一方、上記上限値
を越えて多量に添加するときは合金の形状記憶性を阻害
する。
ある場合はAl.5〜1O00%、好ましくは1゜5〜
0.5%のAl1.0〜5.0%のMoAl.0〜5、
0%のW、0.5〜5.0%のNb及び0.005〜0
.010%のBより1なる群から選ばれる少なくとも1
種の元素を添加することが有効である。各元素の添加量
が上記下限値よりも少ないときは、η−NisTiの粒
界析出を抑制する効果が十分でなく、一方、上記上限値
を越えて多量に添加するときは合金の形状記憶性を阻害
する。
更に、本発明によれば、Tiを2.5%以上含有する合
金において、Alと共にMO及び/又はBを複合添加す
ることにより、少量のMO及び/又はBの添加によって
、η−Nidiの粒界析出を有効に防止することができ
る。即ち、Alの添加量を1.5〜0.5%の範囲とす
るとき、Moを0.5%から1.0%未満の範囲にて、
及び/又はBを0.002%から0.005%未溝の範
囲で添加することにより、上記効果を発現させることが
できる。
金において、Alと共にMO及び/又はBを複合添加す
ることにより、少量のMO及び/又はBの添加によって
、η−Nidiの粒界析出を有効に防止することができ
る。即ち、Alの添加量を1.5〜0.5%の範囲とす
るとき、Moを0.5%から1.0%未満の範囲にて、
及び/又はBを0.002%から0.005%未溝の範
囲で添加することにより、上記効果を発現させることが
できる。
本発明による鉄系形状記憶合金は、前記所定の組成を存
する合金を900〜1200℃に加熱して溶体化処理後
、500〜800℃の温度で100時間以下のオースエ
イジ処理を施すことにより製造することができ、冷却又
は応力付加に対応して、シン・プレート・マルテンサイ
トを生成させる。即ち、本発明による合金は、ある温度
以下で任意の方法により変形を与えた後、加熱時にマル
テンサイトが母相へ戻る逆変態の終了温度Af点点上上
温度に加熱することによって、形状が変形前に復元する
形状記憶性を示す。
する合金を900〜1200℃に加熱して溶体化処理後
、500〜800℃の温度で100時間以下のオースエ
イジ処理を施すことにより製造することができ、冷却又
は応力付加に対応して、シン・プレート・マルテンサイ
トを生成させる。即ち、本発明による合金は、ある温度
以下で任意の方法により変形を与えた後、加熱時にマル
テンサイトが母相へ戻る逆変態の終了温度Af点点上上
温度に加熱することによって、形状が変形前に復元する
形状記憶性を示す。
実施例
表に示すように、Fe−Ni−Co−Ti合金を基本合
金とし、これにAj%Mo%W、Nb及び/又はBを添
加した合金を真空溶解法にて製造し、鍛造、圧延して厚
さ5111、幅70重層及び長さ1000 *mの仮を
製造し、供試材とした。
金とし、これにAj%Mo%W、Nb及び/又はBを添
加した合金を真空溶解法にて製造し、鍛造、圧延して厚
さ5111、幅70重層及び長さ1000 *mの仮を
製造し、供試材とした。
この供試材を1150℃で1時間加熱して溶体化処理し
た後、空冷し、この後、700℃で4時間オースエイジ
して、η−NisT+の析出状況を観察した。また、上
記オースエイジ処理後、厚さl龍、幅51m及び長さ5
011の平板に切出し、液体窒素中で一196℃の温度
にて曲げ角度10o0の■字型に曲げ変形を行ない、こ
の後、室温中に取出して平板に戻る度合によって形状回
復率を調べ、また、形状回復力を調べた。更に、別に上
記オースエイジ処理後、引張試験片を作製し、常温にて
引張試験を行なって伸びを測定した。結果を表に示す。
た後、空冷し、この後、700℃で4時間オースエイジ
して、η−NisT+の析出状況を観察した。また、上
記オースエイジ処理後、厚さl龍、幅51m及び長さ5
011の平板に切出し、液体窒素中で一196℃の温度
にて曲げ角度10o0の■字型に曲げ変形を行ない、こ
の後、室温中に取出して平板に戻る度合によって形状回
復率を調べ、また、形状回復力を調べた。更に、別に上
記オースエイジ処理後、引張試験片を作製し、常温にて
引張試験を行なって伸びを測定した。結果を表に示す。
従来合金はFe−Ni−Co−Ti系基本合金であり、
第1図に示すように、オーステナイト粒界に多くのη−
Ni3Tiが析出しており、伸びも極めて低い、第2図
は、Alの添加量が不足するために、粒界に尚僅かのη
−Ni2Tiが析出している比較例合金の金属m織の一
例を示す。
第1図に示すように、オーステナイト粒界に多くのη−
Ni3Tiが析出しており、伸びも極めて低い、第2図
は、Alの添加量が不足するために、粒界に尚僅かのη
−Ni2Tiが析出している比較例合金の金属m織の一
例を示す。
これらに対して、第3図は本発明による合金の金属組織
を示す、粒界にはW−Nidiの析出が認められない、
従って、本発明による合金は伸びも20%以上であり、
形状記憶性も殆どが100%を示す。
を示す、粒界にはW−Nidiの析出が認められない、
従って、本発明による合金は伸びも20%以上であり、
形状記憶性も殆どが100%を示す。
このように、本発明の合金によれば、η−Ni3Tiの
粒界析出が防止されるために、延性が著しく改善される
と共に、伸びも大きく、形状記憶合金として実用性が高
い。
粒界析出が防止されるために、延性が著しく改善される
と共に、伸びも大きく、形状記憶合金として実用性が高
い。
図面はいずれも従来合金、比較合金及び本発明合金の金
属組織を示す顕微鏡写真であって、第1図は従来合金、
第2図は比較合金、第3図は本発明合金を示す。
属組織を示す顕微鏡写真であって、第1図は従来合金、
第2図は比較合金、第3図は本発明合金を示す。
Claims (4)
- (1)重量%で Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、 Ti 2.5%より少ない量、及び Al 0.5〜10.0%、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする鉄
系形状記憶合金。 - (2)重量%で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、 Ti 2.5%より少ない量、及び Al 0.5〜10.0%に加えて、 (b)Mo 0.5〜3.0%、 Nb 0.5〜3.0%、及び B 0.001〜0.010% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする形
状記憶合金。 - (3)重量%で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、及び Ti 2.5〜6.5%に加えて、 (b)Al 1.5〜10.0%、 Mo 1.0〜5.0%、 W 1.0〜5.0%、 Nb 0.5〜5.0%、及び B 0.005〜0.010% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする形
状記憶合金。 - (4)重量%で (a)Ni 31〜35%、 Co 8〜15%、 Ti 2.5〜6.5%、及び Al 1.5〜6.5%に加えて、 (b)Mo 0.5%から1.0%未満、及びB 0.
002%から0.005%未満、 よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする形
状記憶合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22991684A JPS61106746A (ja) | 1984-10-30 | 1984-10-30 | 鉄系形状記憶合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22991684A JPS61106746A (ja) | 1984-10-30 | 1984-10-30 | 鉄系形状記憶合金 |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27909392A Division JPH0723522B2 (ja) | 1992-10-19 | 1992-10-19 | 鉄系形状記憶合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61106746A true JPS61106746A (ja) | 1986-05-24 |
JPH0524983B2 JPH0524983B2 (ja) | 1993-04-09 |
Family
ID=16899746
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22991684A Granted JPS61106746A (ja) | 1984-10-30 | 1984-10-30 | 鉄系形状記憶合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61106746A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007055155A1 (ja) * | 2005-11-09 | 2007-05-18 | Japan Science And Technology Agency | 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 |
US7371295B2 (en) * | 2003-03-18 | 2008-05-13 | Honda Motor Co., Ltd. | Shape memory alloy and method for producing same |
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- 1984-10-30 JP JP22991684A patent/JPS61106746A/ja active Granted
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