JPH0285329A - Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ系形状記憶合金 - Google Patents
Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ系形状記憶合金Info
- Publication number
- JPH0285329A JPH0285329A JP23634388A JP23634388A JPH0285329A JP H0285329 A JPH0285329 A JP H0285329A JP 23634388 A JP23634388 A JP 23634388A JP 23634388 A JP23634388 A JP 23634388A JP H0285329 A JPH0285329 A JP H0285329A
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- Japan
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- memory alloy
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、熱感応型機能素子、熱収縮型パイプ接合材な
どに応用分野を持つ銅系形状記憶合金に関する。
どに応用分野を持つ銅系形状記憶合金に関する。
マルテンサイト変態に伴う形状変化を利用した形状記憶
合金は、コイル状の熱感応型スイッチや管状のパイプ接
合材として自動車、家電、民生品に応用範囲が広がりつ
つあるが、実用素材の大半を占める高価なＴｉ−Ｎｉ系
合金に代わって、安価で熱や電気の伝導性に優れるＣｕ
系合金に対する需要が根強く存在する。中でもＣｕ−Ａ
１−Ｎｉ合金は、単結晶状態では↑ｔ−Ｎｉに匹敵す
る大きな回復可能歪を得ることができ、擬弾性特性も優
れているため実用化が期待されている。しかしながら通
常の多結晶体では極めて脆く、高温からの急冷のみで粒
界割れを生ずることもあり、まず加工性を改善すること
が実用化への最大の課題となっている。
合金は、コイル状の熱感応型スイッチや管状のパイプ接
合材として自動車、家電、民生品に応用範囲が広がりつ
つあるが、実用素材の大半を占める高価なＴｉ−Ｎｉ系
合金に代わって、安価で熱や電気の伝導性に優れるＣｕ
系合金に対する需要が根強く存在する。中でもＣｕ−Ａ
１−Ｎｉ合金は、単結晶状態では↑ｔ−Ｎｉに匹敵す
る大きな回復可能歪を得ることができ、擬弾性特性も優
れているため実用化が期待されている。しかしながら通
常の多結晶体では極めて脆く、高温からの急冷のみで粒
界割れを生ずることもあり、まず加工性を改善すること
が実用化への最大の課題となっている。
加工性改善の一法として結晶粒を１００μｍ以下に微細
化するのが有効であるが、そのために種々の元素を？ｊ
ＩＸ！添加して合金を溶製する方法が工業的に通常行わ
れる。銅系形状記憶合金の製造プロセスには、鋳造後、
均質化焼鈍や熱間圧延、β化処理といった７００〜１０
００℃における工程が含まれるが、細粒化元素は鋳造時
の一次結晶粒径を小さくするほか、このような高温での
保持中の結晶粒の粗大化を防ぐ働きをする。 Ｃｕ−Ａ
Ｉ −Ｎｉ系形状記憶合金の場合、これまでＢやＴｉ
などが細粒化剤として知られているが、Ｂの０．１％近
傍の添加は合金の硬度を著しく増加させて好ましくな（
、Ｔｉについては細粒化効果が以下の意味において十分
でない、すなわち細粒化効果は一般に添加量に伴って増
加するが、添加量が多いと第２相が多量に生成して形状
記憶量を減少させたり延性や疲労寿命を低下させるほか
、マトリクスに固溶した元素がβ母相の安定性を変化さ
せて形状記憶能を劣化させたり、熱処理に伴って第２相
がβ相の組成を変化させ、形状変形温度にバラツキや幅
をもたらす原因となる。従って、添加元素量は極力少な
いことが望ましく、実用的には添加限界量は０、５％以
下が望ましいと考えられるが、後にデータを示すように
Ｔｉは０．５％以下では高温保持中の結晶粒成長を抑え
ることができない。そのため、これらの元素に代わる特
に細粒化効果の強い添加剤が望まれていた。
化するのが有効であるが、そのために種々の元素を？ｊ
ＩＸ！添加して合金を溶製する方法が工業的に通常行わ
れる。銅系形状記憶合金の製造プロセスには、鋳造後、
均質化焼鈍や熱間圧延、β化処理といった７００〜１０
００℃における工程が含まれるが、細粒化元素は鋳造時
の一次結晶粒径を小さくするほか、このような高温での
保持中の結晶粒の粗大化を防ぐ働きをする。 Ｃｕ−Ａ
Ｉ −Ｎｉ系形状記憶合金の場合、これまでＢやＴｉ
などが細粒化剤として知られているが、Ｂの０．１％近
傍の添加は合金の硬度を著しく増加させて好ましくな（
、Ｔｉについては細粒化効果が以下の意味において十分
でない、すなわち細粒化効果は一般に添加量に伴って増
加するが、添加量が多いと第２相が多量に生成して形状
記憶量を減少させたり延性や疲労寿命を低下させるほか
、マトリクスに固溶した元素がβ母相の安定性を変化さ
せて形状記憶能を劣化させたり、熱処理に伴って第２相
がβ相の組成を変化させ、形状変形温度にバラツキや幅
をもたらす原因となる。従って、添加元素量は極力少な
いことが望ましく、実用的には添加限界量は０、５％以
下が望ましいと考えられるが、後にデータを示すように
Ｔｉは０．５％以下では高温保持中の結晶粒成長を抑え
ることができない。そのため、これらの元素に代わる特
に細粒化効果の強い添加剤が望まれていた。
本発明は、上記のような従来の形状記憶合金の欠点を解
消し、Ｃｕ−Ａ １−Ｎｉ系の形状記憶合金の結晶粒を
微細化し、加工性の良い脆性の改善された形状記憶合金
を得ることを課題とする。
消し、Ｃｕ−Ａ １−Ｎｉ系の形状記憶合金の結晶粒を
微細化し、加工性の良い脆性の改善された形状記憶合金
を得ることを課題とする。
本発明者らは、上記の課題を解決するため種々検討を加
えた結果、Ｉｆが著しい細粒化効果を発揮することを見
出し、その知見に基づいて本発明をなすに至った。即ち
、本発明は、重量％でＡｌを１０〜１５％、Ｎｉを２〜
５％、及びｌｌｆを０．０１〜１、０％含み、残部が実
質的にＣｕ及び不可避不純物で構成される合金、または
、これに０．０１〜０．０５％のＢを含む合金、を提供
する。
えた結果、Ｉｆが著しい細粒化効果を発揮することを見
出し、その知見に基づいて本発明をなすに至った。即ち
、本発明は、重量％でＡｌを１０〜１５％、Ｎｉを２〜
５％、及びｌｌｆを０．０１〜１、０％含み、残部が実
質的にＣｕ及び不可避不純物で構成される合金、または
、これに０．０１〜０．０５％のＢを含む合金、を提供
する。
上記成分中、Ａ７！はＣｕとβ相を形成して形状記憶効
果を出現させるための基本元素であり、１０〜１５％以
外ではマルテンサイト変態温度が実用的範囲を超えるか
形状記憶効果そのものが消失する。Ｎｉはβ相を安定化
させ焼入れ性を増大させる基本元素であり、２％以下で
はその効果が十分でなく、５％以上ではＮｉのマトリク
ス固溶強化が行き過ぎて固く、脆くなる。細粒化元素の
Ｈｆは、０．０１％以下では細粒化効果が顕著でなくな
り、１．０％を超えると第２相の量が増えて脆くなる。
果を出現させるための基本元素であり、１０〜１５％以
外ではマルテンサイト変態温度が実用的範囲を超えるか
形状記憶効果そのものが消失する。Ｎｉはβ相を安定化
させ焼入れ性を増大させる基本元素であり、２％以下で
はその効果が十分でなく、５％以上ではＮｉのマトリク
ス固溶強化が行き過ぎて固く、脆くなる。細粒化元素の
Ｈｆは、０．０１％以下では細粒化効果が顕著でなくな
り、１．０％を超えると第２相の量が増えて脆くなる。
通常は、０．５％以下の使用が良い結果をもたらす。
Ｈｆを添加すると、図１及び２に示すような微細な第２
相（図におけるＸｓ及ＸＬ）が生成してこれが粒成長を
著しく阻害するが、また固溶ＩｆがＮｔやＡＩとの結合
力が強い為に構成元素の拡散速度を減少させ、従って少
量の添加でも大きな細粒化効果が得られる。さらに、Ｈ
ｆに加えてＢを添加するとｌｌｆのホウ化物生成により
、細粒化効果が促進される。また、ＩｆあるいはＨｆと
Ｂを添加する有効性は、β相温度領域で熱間加工を加え
た時に顕著に発揮される。即ち比較的少量の添加で鋳造
時の結晶粒がやや大きめであっても、熱間加工時に分断
した結晶または新たに核生成した結晶がＨｆの諸効果に
より成長粗大化しないので、与える熱間加工の程度に応
じて極微細粒が得られる。ただしＢを０．０５％を超え
て添加すると、逆に材料を硬くしてしまうので好ましく
ない。また、０．０１％未満では上記した効果が十分で
ない。このようにして得られた合金は添加元素量が少な
い為にＣｕ−ＡＩ−Ｎｉ系本来の優れた形状記憶効果が
保存され、また変態温度幅の小さな高性能形状記憶合金
となる。
相（図におけるＸｓ及ＸＬ）が生成してこれが粒成長を
著しく阻害するが、また固溶ＩｆがＮｔやＡＩとの結合
力が強い為に構成元素の拡散速度を減少させ、従って少
量の添加でも大きな細粒化効果が得られる。さらに、Ｈ
ｆに加えてＢを添加するとｌｌｆのホウ化物生成により
、細粒化効果が促進される。また、ＩｆあるいはＨｆと
Ｂを添加する有効性は、β相温度領域で熱間加工を加え
た時に顕著に発揮される。即ち比較的少量の添加で鋳造
時の結晶粒がやや大きめであっても、熱間加工時に分断
した結晶または新たに核生成した結晶がＨｆの諸効果に
より成長粗大化しないので、与える熱間加工の程度に応
じて極微細粒が得られる。ただしＢを０．０５％を超え
て添加すると、逆に材料を硬くしてしまうので好ましく
ない。また、０．０１％未満では上記した効果が十分で
ない。このようにして得られた合金は添加元素量が少な
い為にＣｕ−ＡＩ−Ｎｉ系本来の優れた形状記憶効果が
保存され、また変態温度幅の小さな高性能形状記憶合金
となる。
実施例１
９９．９重量％電気銅、９９．９９重量％アルミニウム
、９９．９重量％ニッケル、９９．７重量％ハフニウム
、及びＣｕ−５重量％Ｂ母合金を秤量してグラファイト
のるつぼに入れ、高周波炉で溶解した。
、９９．９重量％ニッケル、９９．７重量％ハフニウム
、及びＣｕ−５重量％Ｂ母合金を秤量してグラファイト
のるつぼに入れ、高周波炉で溶解した。
化学分析後の合金組成を表１に示す。なお、表１中の％
は重量％を示す。合金は１〜７は従来知られる合金であ
り、８〜１０が本発明による合金である。鋳造時の不均
一な結晶粒径の平均値を得るために、得られた板状鋳造
体く約１０ Ｘ ５０ Ｘ ５０ｗ５ ’）の下部４半
分を切出し、９００℃で３分加熱後水焼入れしてβ単相
としたものを、試料全面にわたってβ相粒径を測定した
。鋳造結晶粒径が小さいほど、加工熱処理後の最終結晶
粒径を小さ（するのに有利であるが、Ｈｆ添加合金の鋳
造結晶粒径は、細粒化元素無添加の試料ｌと２に比べて
著しく小さくなっており、また細粒化剤としてＴｉまた
はＴｉとＢを使用した場合（試料３〜６）よりも少量の
添加で細粒化効果をあげている。
は重量％を示す。合金は１〜７は従来知られる合金であ
り、８〜１０が本発明による合金である。鋳造時の不均
一な結晶粒径の平均値を得るために、得られた板状鋳造
体く約１０ Ｘ ５０ Ｘ ５０ｗ５ ’）の下部４半
分を切出し、９００℃で３分加熱後水焼入れしてβ単相
としたものを、試料全面にわたってβ相粒径を測定した
。鋳造結晶粒径が小さいほど、加工熱処理後の最終結晶
粒径を小さ（するのに有利であるが、Ｈｆ添加合金の鋳
造結晶粒径は、細粒化元素無添加の試料ｌと２に比べて
著しく小さくなっており、また細粒化剤としてＴｉまた
はＴｉとＢを使用した場合（試料３〜６）よりも少量の
添加で細粒化効果をあげている。
実施例２
実施例１で得られた試料を８５０℃で元の厚さの１０％
になるまで繰り返し熱間圧延した後の結晶粒径、さらに
これを９００℃で１０分及び１時間保持した後の結晶粒
径を表２に示す。向、圧延は初回６％の圧下率で３パス
毎に１０分間の８５０°Ｃ保持を加えた。熱間圧延によ
り粒径は著しく小さくなるが、ざらにβ相温度で保持し
ても細粒他剤添加合金では粒成長が著しく遅くなる。こ
の効果はＨｆ添加の場合に最も強く現れており、試料８
のように僅か０．０４％の添加でも９００℃／１０分後
の粒径は１００μｍ以下に抑えられている。
になるまで繰り返し熱間圧延した後の結晶粒径、さらに
これを９００℃で１０分及び１時間保持した後の結晶粒
径を表２に示す。向、圧延は初回６％の圧下率で３パス
毎に１０分間の８５０°Ｃ保持を加えた。熱間圧延によ
り粒径は著しく小さくなるが、ざらにβ相温度で保持し
ても細粒他剤添加合金では粒成長が著しく遅くなる。こ
の効果はＨｆ添加の場合に最も強く現れており、試料８
のように僅か０．０４％の添加でも９００℃／１０分後
の粒径は１００μｍ以下に抑えられている。
実施例３
実施例２で熱間圧延した時の加工性に関する所見、高速
切断機による切断時の所見及びこの試料を９００℃１０
分間加熱後水焼き入れをするβ化処理の後、初回０．５
％の圧下率で室温における冷間圧延を行った時の、試料
にクラックが発生するまでの臨界圧下率を測定した結果
を表３に示す。
切断機による切断時の所見及びこの試料を９００℃１０
分間加熱後水焼き入れをするβ化処理の後、初回０．５
％の圧下率で室温における冷間圧延を行った時の、試料
にクラックが発生するまでの臨界圧下率を測定した結果
を表３に示す。
）Ｈｆ添加合金においては細粒化の効果に加えて、添加
量が少ないために最も加工性の向上が見られる。
量が少ないために最も加工性の向上が見られる。
逆にＢのみを添加した試料７の場合、細粒化効果は大き
いが組織に含まれるＢ化合物が非常に固く、加工性が良
くない。
いが組織に含まれるＢ化合物が非常に固く、加工性が良
くない。
（効果〕
以上に詳細に説明したように、本発明のＣｕ−Ａ ｊ２
−Ｎｉ系形状記憶合金においては、結晶粒径が細粒化さ
れ、加工性が優れているという効果がある。
−Ｎｉ系形状記憶合金においては、結晶粒径が細粒化さ
れ、加工性が優れているという効果がある。
第１図はＣｕ−１３，４％Ａ ６−４．０％Ｎｉ−０，
１４％Ｈｆ−０，０１％Ｂ合金（試料９）のβ母相結晶
粒界（Ｇ、Ｂ、）上に析出した微細なＩｆ−ｒｉｃｈ相
（Ｘｓ）を、第２図はＣｕ−１３，８％Ａ７！−４．２
％Ｎｉ−０．４６％Ｈｆ合金（試料１０）のβ母相中に
生成した大きめのＨｆ−ｒｉｃｈ相（ＸＬ）を、それぞ
れ示す合金組繊の透過電子顕微鏡写真である。 特許出願人 住友金属鉱山株式会社 手 続 宇宙 正 書（方式） 昭和２ぐ年／月７日
１４％Ｈｆ−０，０１％Ｂ合金（試料９）のβ母相結晶
粒界（Ｇ、Ｂ、）上に析出した微細なＩｆ−ｒｉｃｈ相
（Ｘｓ）を、第２図はＣｕ−１３，８％Ａ７！−４．２
％Ｎｉ−０．４６％Ｈｆ合金（試料１０）のβ母相中に
生成した大きめのＨｆ−ｒｉｃｈ相（ＸＬ）を、それぞ
れ示す合金組繊の透過電子顕微鏡写真である。 特許出願人 住友金属鉱山株式会社 手 続 宇宙 正 書（方式） 昭和２ぐ年／月７日
Claims (2)
- （１）重量％でＡｌを１０〜１５％、Ｎｉを２〜５％、
及びＨｆを０．０１〜１．０％含み、残部が実質的にＣ
ｕ及び不可避不純物から成ることを特徴とするＣｕ−Ａ
ｌ−Ｎｉ系形状記憶合金。 - （２）重量％でＡｌを１０〜１５％、Ｎｉを２〜５％、
Ｈｆを０．０１〜１．０％、さらにＢを０．０１〜０．
０５％含み、残部が実質的にＣｕ及び不可避不純物から
成ることを特徴とするＣｕ−Ａｌ−Ｎｉ系形状記憶合金
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23634388A JPH0285329A (ja) | 1988-09-22 | 1988-09-22 | Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ系形状記憶合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23634388A JPH0285329A (ja) | 1988-09-22 | 1988-09-22 | Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ系形状記憶合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0285329A true JPH0285329A (ja) | 1990-03-26 |
Family
ID=16999406
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23634388A Pending JPH0285329A (ja) | 1988-09-22 | 1988-09-22 | Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ系形状記憶合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0285329A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114959350A (zh) * | 2022-05-31 | 2022-08-30 | 西安理工大学 | 一种高性能Cu-Hf-RE合金及其制备方法 |
-
1988
- 1988-09-22 JP JP23634388A patent/JPH0285329A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114959350A (zh) * | 2022-05-31 | 2022-08-30 | 西安理工大学 | 一种高性能Cu-Hf-RE合金及其制备方法 |
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