JPH0353017A - 鉄基形状記憶合金材の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、形状記憶特性、耐食性、耐高温酸化性、お
よび、伸びなどの機械特性に優れた鉄基形状記憶合金材
の製造方法に関するものである．〔従来の技術〕 形状記憶合金とは、マルテンサイト変態点近傍の所定温
度において、合金に塑性変形を加え、次いで、前記合金
を、その母相に逆変態する温度以上の所定温度に加熱し
たときに、塑性変形を加える前の、元の形状に回復する
特性を示す合金をいう．形状記憶合金に所定温度におい
て塑性変形を加えることにより、前記合金の結晶構造は
、その母和からマルテンサイトに変態する．このように
塑性変形が加えられた合金を、その後、その母相に逆変
態する温度以上の所定温度に加熱すると、マルテンサイ
トは、元の母相に逆変態し、かくして、前記合金は、形
状記憶特性を示す．これにより、塑性変形した前記合金
は、塑性変形を加える前の元の形状に回復する． このように形状記憶特性を有する合金として、これまで
、非鉄系形状記憶合金が多数知られている（例えば、舟
久保煕康編、「形状記憶合金」１９８４年産業図書）．
その中で、Ｎｉ−Ｔｉ系およびＣｕ系の形状記憶合金は
、既に実用化されており、そして、管継手、衣料、医療
機器およびアクチュエー夕等が、これ等の非鉄系形状記
憶合金を使用して製造されている．このように、形状記
憶合金を種々の用途に応用した技術の開発が、近年、盛
んに行なわれている． しかしながら、非鉄系形状記憶合金は、高価であるため
に、経済性の面で制約を受ける．かかる事情から、非鉄
系形状記憶合金よりも安価な鉄基形状記憶合金が開発さ
れつつある．このように、経済性の面で制約のある非鉄
系形状記憶合金に代って、鉄基形状記憶合金の適用範囲
の拡大が期待されている． このような状況から、近時において、特開昭５９−　８
３７４４号公報、特公昭６１　−　５４８５９号公報、
および、特開昭６１　−　２０１７６１号公報において
、非鉄系形状記憶合金よりも安価な鉄基形状記憶合金が
開示され、非鉄系形状記憶合金におけるコスト面での制
約を解消し、形状記憶合金の適用分野の拡大が企図され
ている．この中でも、上記特開昭６１　−　２０１７６
１号公報に開示された鉄基形状記憶合金は、Ｍｎ　：　
２０〜４０ｗｔ．Ｘ，　Ｓｔ　：　３．　５　〜８．　
Ｏ　ｗｔ．χ、Ｎｉ　：　１０ｗｔ，χ以下、Ｃｒ　：
　１０ｗｔ，χ以下、Ｃｏ　：　１０ｗｔ．χ以下、Ｍ
ｏ　：　２　ｗｔＪ以下、Ｃ　：　１　ｗｔ．χ以下、
Ａｊ　：　１　ｗｔ．Ｘ以下、Ｃｕ　：　１　ｗｔ．Ｘ
以下、残りＦｅからなり、優れた形状記憶特性を示す。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、特開昭６１　−　２０１７６１号公報に
開示された鉄基形状記憶合金は、耐食性を向上させる目
的で、Ｃｒ，　Ｎｉ，　Ｃｏおよび門０のうちの少なく
とも１つの元素を添加するものである．しかしながら、
前記合金は、次の問題を有している．即ち、上述したよ
うに、合金の耐食性を向上させるために、Ｃｒ，　Ｎｉ
，　ＣｏおよびＭｏのうちの少なくともｌつの元素を添
加しているが、特にマンガンを２０〜４０ｗｔ．Ｘと多
量に添加しているので、耐食性の向上効果は、必ずしも
充分ではない．更に、塑性変形を加えた後、元の形状に
回復させる目的で、合金を加熱するときに必要とされる
、充分な耐高温酸化性を合金に付与することができない
．　１５ｗｔ，χ以上である、２０〜４０ｗｔ．χのＭ
ｎを含有し、更にＣｒを含有する前記合金は、Ｃ『が存
在しているために、非常に脆い金属間化合物（以下、「
σ相」という）を形威し易い．このσ相の形成および存
在は、鉄基形状記憶合金の形状記憶特性、加工性および
靭性を著しく劣化させる． 上述した公知の技術に開示された鉄基形状記憶合金より
も、更に、耐食性、耐高温酸化性を改善した鉄基形状記
憶合金として、特願平１　−８５１５２号が本出願人に
より出願されている．このような、形状記憶特性、耐食
性および耐高温酸化性に優れた、上記特願平１　−８５
１５２号に係る鉄基形状記憶合金を合金材に製造する場
合においては、製造された合金材に割れおよび疵などが
発生しないような製造方法の開発が必要である． 特に、前記鉄基形状記憶合金が鋳造された鋼塊を分塊圧
延し、さらに、板、管、棒などに熱間加工するときに、
割れおよび疵などが発生する問題がある． 従って、この発明の目的は、形状記憶特性、耐食性、耐
高温酸化性、および、伸びなどの機械特性に優れ、しか
も、割れ、疵などの発生することのない、鉄基形状記憶
合金材の製造方法を提供することにある． 〔課題を解決するための手段〕 この発明は、 Ｃｒ　：　５．０　〜２０．Ｏｗｔ．χ、Ｓｉ　：　２
．０　〜８．０ｗｔ．％、下記からなる群から選んだ少
なくとも１つの元素、 Ｍｎ　　：　　０．１　　〜１４．８ｗｔ．！，Ｎｉ　
　：　０．１　　〜２０．Ｏｗｔ．χ、Ｃｏ　　：　　
０．１　　〜３０．０ｗｔ．％、Ｃｕ　　：　　０．１
　　〜　３．０ｗｔ．％、Ｎ　　；　　０．００１〜０
．４００ｗｔ．χ　、但し、Ｎｉ　＋　０．５Ｍｎ　＋
　０．４Ｃｏ　＋　０．０６Ｃｕ　＋　０．００２Ｎ≧
０．６７（Ｃｒ　＋　１．２Ｓｉ）　　　３　　、およ
び、 残り：Ｆｅおよび不可避的不純物、 からなる鉄基形状記憶合金の鋼塊を、 ９００℃〜Ｔｃ未満、 但し、Ｔｃ：液膜脆化開始温度、 の温度に加熱し、次いで、 ９００℃−Ｔｃ未満、 の温度で熱間加工を施すことに特徴を有するものである
． 次に、この発明において、鉄基形状記憶合金の化学成分
組成を、上述した範囲内に限定した理由を、以下に述べ
る。

（１）　　クロム（Ｃｒ） クロムには、オーステナイトの積層欠陥エネルギーを低
下させ、そして、合金の耐食性および耐高温酸化性を向
上させる作用がある．更に、クロムには、オーステナイ
トの降伏強度を高める作用がある．しかしながら、クロ
ムの含有量が５．Ｏｗｔ．Ｘ未満では、上述した作用に
所望の効果が得られなイ．一方、クロムの含有量が２０
．ＯｗｔＪを超えることは、次の理由により許されない
。即ち、クロムは、フエライト形戒元素であるから、ク
ロム含有量が増加すると、オーステナイトの形成が阻害
される．このため、この発明においては、オーステナイ
トを形威させるために、後述するようにオーステナイト
形成元素である、マンガン、ニッケル、コバルト、銅お
よび窒素のうちの少なくとも１つの元素を、合金に添加
する．クロム含有量が増加すると、上述したオーステナ
イト形戒元素もより多量に添加する必要がある。しかし
ながら、オーステナイト形成元素を多量に添加すること
は、経済的に不利である．更に、クロム含有量が増加す
ると、合金中にσ一相が形戒し易くなる．このような理
由から、クロムの含有量が２０．０ｗｔ．Ｘを超えると
、オーステナイト形戒元素の含有量を増加する必要があ
るので、経済性が損われ、そして、更に、σ一相の形戒
に因って、合金の形状記憶特性、加工性および靭性が劣
化する．従って、クロム含有量は、５．０〜２０．Ｏｗ
Ｌ．χの範囲内に限定すべきである． （２）　シリコン（Ｓｉ　） シリコンには、オーステナイトの積層欠陥エネルギーを
低下させ、そして、合金の耐高温酸化性を向上させる作
用がある．更に、シリコンには、オーステナイトの降伏
強度を高める作用がある。

しかしながら、シリコンの含有量が２．　Ｏ　ｗｔ．Ｘ
未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。

一方、シリコンの含有量が８．　０　ｗｔ．Ｘを超える
と、合金の延性が著しく低下し、そして、合金の熱間加
工性および冷間加工性が著しく悪化する。従って、シリ
コン含有量は、２．０〜８．ＯＷｔ．Ｘの範囲内に限定
すべきである． この発明においては、フエライト形戒元素であるクロム
およびシリコンを合金に添加し、そして、更に、オース
テナイト形成元素である、マンガン、ニッケル、コバル
ト、銅および窒素のうちの少なくとも１つの元素を合金
に添加し、もって、合金に塑性変形を加える前の、合金
の母相を、主としてオーステナイトからなる母相にする
のである．（３）　　マンガン（一ｎ） マンガンは、オーステナイトを形戒する強力な元素であ
り、そして、マンガンには、合金に塑性変形を加える前
の、合金の母相を、主としてオーステナイトからなる母
相にする作用がある．しかしながら、マンガンの含有量
が０．　１　ｗｔ．ｚ未満では、上述した作用に所望の
効果が得られない。一方、マンガンの含有量が１４．８
ｗｔ．Ｘを超えると、合金の耐食性および耐高温酸化性
が悪化し、σ相の形成を容易にするとともにα′−マル
テンサイトの形或を抑えて加工性が低下する．従って、
マンガン含有量は、０．１から１４．８ｗｔ．Ｘの範囲
内に限定すべきである． （４）　　ニッケル（Ｎｉ　） ニンケルは、オーステナイトを形戒する強力な元素であ
り、そして、ニッケルには、合金に塑性変形を加える前
の、合金の母相を、主としてオーステナイトからなる母
相にする作用がある．しかしながら、ニッケルの含有量
がＱ．ｌ　ｗｔ．Ｘ未満では、上述した作用に所望の効
果が得られない。一方ニッケルの含有量が２０．Ｏｗｔ
．χを超えると、ε−マルテンサイトの変態点（以下、
“Ｍｓ点”という）が低温域に著しく移行し、そして、
合金に塑性変形を加える温度が著しく低くなる．従って
、ニッケル含有量は、０．１から２０．Ｏｗｔ．χの範
囲内に限定すべきである。

（５）　　コバルト（Ｃｏ） コバルトは、オーステナイト形成元素であり、そして、
コバルトには、合金に塑性変形を加える前の、合金の母
相を、主としてオーステナイトからなる母相にする作用
がある．更に、マンガン、ニッケル、銅および窒素には
、Ｍｓ点を低下させる作用があるのに対して、コバルト
には、Ｍｓ点を殆んど低下させないという作用がある．
従って、コバルトは、肋点を所望の温度範囲内に調節し
、ひずみ付加時にε−マルテンサイトを形威させるため
に、極めて有効な元素である．しかしながら、コバルト
の含有量が０．１ｗｔ．Ｘ未満では、上述した作用に所
望の効果が得られない．一方、コバルトの含有量が３０
．Ｏｗｔ，＄を超えても、上述した作用に格別の向上が
得られない．従って、コバルト含有量は、０．１から３
０．０ｗｔ．＄の範囲内に限定すべきである． （６）　　銅（Ｃｕ） 銅は、オーステナイト形成元素であり、そして、銅には
、合金に塑性変形を加える前の、合金の母相を、主とし
てオーステナイトからなる母相にする作用がある．更に
、銅には、合金の耐食性を向上させる作用がある．しか
しながら、銅の含有量が０．　１　ｗｔ．χ未満では、
上述した作用に所望の効果が得られない。一方、銅の含
有量が３．　０　＠ｔ．χを超えると、ε−マルテンサ
イトの形成が阻害される．その理由は、銅には、オース
テナイトの積層欠陥エネルギーを高める作用があるから
である．従って、銅含有量は、０．１から３．Ｏｗｔ．
Ｘの範囲内に限定すべきである． （７）窒素（Ｎ） 窒素は、オーステナイト形戒元素であり、そして、窒素
には、合金に塑性変形を加える前の、合金の母相を、主
としてオーステナイトからなる母相にする作用がある．
更に、窒素には、合金の耐食性を向上させ、そして、オ
ーステナイトの降伏強度を高める作用がある，しかしな
がら、窒素の含有量が０．００１未満では、上述した作
用に所望の効果が得られない。一方、窒素の含有量が０
．４００ｗｔ．Ｘを超えると、クロムおよびシリコンの
窒化物が形成し易くなり、そして、合金の形状記憶特性
が悪化する．従って、窒素含有量は、０．００１から０
．４００ｗｔ．Ｘの範囲内に限定すべきである．（８）
　　オーステナイト形成元素の合計含有量の、フエライ
ト形戒元素の合計含有量に対する割合この発明において
は、上述したように、合金に所定温度において塑性変形
を加える前の、合金の母相は、主としてオーステナイト
からなることが必要である．従って、この発明において
は、この発明の合金の化学或分組戒に対する上述した限
定に加えて、下式を満足させる必要がある：Ｎｉ　＋　
０．５Ｍｎ　＋　０．４Ｃｏ　＋　０．０６Ｃｕ　＋　
０．００２Ｎ≧０．６７（Ｃｒ　＋　１．２Ｓｉ）　−
　３　，この発明の合金に含有されているオーステナイ
ト形或元素のオーステナイト形威力は、ニッケル当量の
見地から、次のように表わすことができる二ニッケル当
量＝　Ｎｔ　＋　０．５Ｍｎ　＋〇．４Ｃｏ　＋　０．
０６Ｃｕ＋０．００２Ｎ ニッケル当量は、オーステナイト形成力の指標である． この発明の合金に含有されているフエライト形戒元素の
フエライト形威力は、クロム当量の見地から、次のよう
に表わすことができる：クロム当量−Ｃｒ＋１．２Ｓ＋ クロム当量は、フエライト形威力の指標である．上述し
た式を満足させることによって、合金に所定温度におい
て塑性変形を加える前の、合金の母相を、主としてオー
ステナイトからなる母相にすることができる． （９）　　不純物 不純物である、カーボン、リンおよび硫黄の含有量は、
カーボンについては、１　ｗｔ．Ｘ以下、リンについて
は０．　１　ｗｔ．χ以下、そして、硫黄については０
．　１　ｗｔ．Ｘ以下であることが望ましい．次に、加
熱温度、熱間加工温度について、以下に述べる． 加熱温度は、９００″Ｃ以上、Ｔｃ（液膜脆化開始温度
）未満の範囲とする．加熱温度を９００℃以上としたの
は、９００″Ｃ未満では、加熱時にσ相が析出するから
である．一方、Ｔｃ未満としたのは、液膜脆化が起こる
のを避けるためである． 熱間加工温度は．９００’Ｃ以上、Ｔｃ未満の範囲とし
、では、熱間加工時にσ相が析出するからである．一方
、Ｔｃ未満としたのは、液膜脆化が起こるのを避けるた
めである．熱間加工性は、液膜脆化が起こらない限り、
加工温度がＴｃに近い温度において良好となる．従って
、熱間加工温度は、Ｔｃ　−　１００℃以上、Ｔｃ　−
　２５℃以下の範囲であることが好ましい． Ｔｃは、合金の或分組成によって上下するが、本発明の
鉄基形状記憶合金においては、Ｔｃは、１１５０℃〜１
２５０″Ｃの範囲である．従って、熱間加工温度が９０
０℃未満となることはない． 我々は、熱間加工温度が、熱間加工性に及ぼす影響につ
いて、以下に述べる試験によって調べた。

即ち、本発明内の戒分組或を有する、 ９Ｃｒ−６．２５ｉ−１４．１Ｍｎ−５．３Ｎ＋−０．
００４Ｎ＝残Ｆｅからなる鉄基形状記憶合金を鋼塊に鋳
造し、次いで、６００〜１３００”Ｃの範囲の種々の温
度で加熱し、同温度で２０分保持し、次いで、同温度で
所定の方法で熱間加工を施して、種々の供試体を調製し
た．そして、供試体の各々に、引張り試験を施し、各供
試体の絞り率を調べた．この試験結果を第ｌ図に示す．
さらに、本発明の戒分組戒を有する、１３Ｃｒ−６５ｉ
−８．６Ｍｎ−６．２Ｎ＋−１１．７Ｃｏ−０．００３
Ｎ一残Ｆｅからなる鉄基形状記憶合金に対しても、同様
の試験を施し、その結果を第２図に示す．第１図．第２
図から明らかにように、温度が７００〜９００℃の範囲
では、σ相が析出し、延びが急激に減少する．さらに、
第１図に示す９Ｃｒ−６．２５ｉ−１４．ＩＭｎ−５．
３Ｎｉ−０．００４Ｎ一残Ｆｅ合金においては、液膜脆
化が１２００”Ｃで起こり、延びがゼロとなっている．
第２図に示す、 １３Ｃｒ−６Ｓｉ−８．６Ｍｎ−６．２Ｎｉ−１１．７
Ｃｏ−０．００３Ｎ−残Ｆｅ合金においては、液膜詭化
が１２５０℃で起こり、延びがゼロとなっている． 第ｌ図，第２図から、特に注目すべきことは、ＱＣｒ系
の鉄基形状記憶合金においては、１１５０℃（Ｔｃ−５
０℃）近くで、１３Ｃｒ系のそれにおいては、１２００
℃（　Ｔｃ　−　５０″Ｃ）近くで、各々、非常に良好
な熱間加工性を示すことである．つまり、熱間加工温度
を、↑ｃ　−　１００℃〜Ｔｃ　−　２５℃の範囲にす
ることにより、大きな加工度で熱間加工を施しても、割
れ、疵が発生することがない．このように、熱間加工を
最適な温度（Ｔｃ　　１００’Ｃ＝Ｔｃ−２５℃）で行
なうには熱間加工時の発熱を考慮して、加熱温度を熱間
加工温度よりも若干低めの温度とすることが好ましい．
この若干低めの温度は、熱間加工の加工度、加工速度に
依存するが、通常５０〜１５０℃程度である．次に、こ
の発明を、実施例によって、更に詳しく説明する． 〔実施例ｌ〕 この発明の範囲内の化学戒分を有する、９Ｃｒ−６．２
５ｉ−１４．１Ｍｎ−５．３Ｎｉ−０．００４Ｎ一残Ｆ
ｅからなる合金鋼、および、 １３Ｃｒ−６Ｓｉ−８．６Ｍｎ−６．　２Ｎ＋−１１．
　７Ｃｏ−０．００３Ｎ一残Ｆｅからなる合金鋼を、大
気圧下または真空下において、溶解炉内において融解し
、次いで幅２５０＋ｏｓｘ厚さ１６０■×長さ４００ｍ
の寸法の鋼塊に鋳造した．次いで、得られた鋼塊を、７
５０〜１２８０℃の温度で加熱して２０分間保持し、次
いで、同温度で幅２５０ｍＸ厚さ８０ｍＸ長さ８００　
ｍの寸法まで熱間圧延を施し、圧延材を調製した．そし
て、圧延の可否およびＵＲ製した圧延材の状況を第１表
，第２表に示した．圧延の可否の評価基準は、次の通り
であった．◎：良好、 ○：側面に微小な疵が発生したが、下工程での圧延が可
能、 Δ：側面に小さな割れが発生、 ×：割れが大きく、圧延不可能． 第　　ｌ　　表 第 ２ 表 第１表，第２表に示すように、加熱温度が９００℃〜Ｔ
ｃ未満の場合には、圧延材の状況が良好であり、圧延が
可能である．特に、加熱温度が．Ｔｃ　−　１００℃〜
Ｔｃ　−　２５℃の場合には、圧延が最も良好となり、
この温度域での加熱が好ましいことがわかる．〔実施例
２〕 この発明の範囲内の化学威分組威を有する、９Ｃｒ　−
　６．２Ｓｉ　−　１４．　ｌＭｎ　−　１５．３Ｎｉ
　−　０．００４Ｎ−残Ｆｅからなる合金鋼、および、 １３ｃｒ　−　６Ｓｉ−８．６Ｍｎ−６．２Ｎｉ−１１
．７Ｃｏ−０．００３Ｎ＝残Ｆｅからなる合金鋼を、大
気圧下または真空下において、溶解炉内において融解し
、次いで、鋼塊に鋳造した。次いで、得られた鋼塊を、
７５０〜１２８０℃の温度で加熱して２０分間保持し、
次いで、同温度で熱間圧延を施し、外径φ４２閣×長さ
２００■の寸法の丸ビレットに調製した．そして、調製
された丸ビレットの各々にマンネスマン穿孔法によって
マンネスマン穿孔を施し、調製された丸ビレットから外
径φ４５ａａＸ厚さ７．２５■×長さ３５２　ｒｍ　の
寸法の継目無綱管（以下、「穿孔材」という）を製造し
た．そして、各加熱温度での穿孔材の穿孔性の可否およ
び穿孔材の状況を調べ第３表，第４表に示した．第３図
はマンネスマン穿孔に使用した、マンネスマン模型穿孔
機の正面図、第４図は第３図のＸ−Ｘ線断面図である．
第３図において、丸ビレットは部分断面図を示す．第３
図，第４図において、ｌは丸ビレット、２はロール、３
はプラグ、４はマンドレルバ−　５はガイドシューであ
る。また、Ａはプラグ先進量、Ｂはシュー間隔、Ｃはロ
ール間隔を示している．第５表には、マンネスマン穿孔
機による穿孔条件の設定値を示した．穿孔の可否の評価
基準は、次の通りであった。

◎：穿孔材およびプラグとも良好、 Ｏ：穿孔材は良好、プラグは損傷、 Δ：穿孔材に微小な疵、プラグは損傷、×：穿孔材およ
びプラグとも損傷． 第 ４ 表 第 ５ 表 第３表，第４表に示すように加熱温度が９００″Ｃ〜Ｔ
ｃ未満の場合には、穿孔材の状況が良好である．特に、
加熱温度が、Ｔｃ　−　１００″（　　−Ｔｃ−２５℃
の場合には、穿孔状況が最も良好となり、プラグの損傷
もなく、この温度域での加熱が好ましいことがわかる．
上記の好ましい温度よりも低いが、本発明内の加熱温度
で圧延した場合には、プラグが損傷する結果となったが
、プラグの耐用度を向上させるために、プラグの材質と
してＭｏまたはＭｏ合金などの高温高強度の材料を使用
することにより、プラグの損傷を防止することができる
．従って、この場合にはこのようなプラグ材料を使用す
ることが好ましい． 〔実施例３〕 この発明の範囲内の化学威分組或を有する、９Ｃｒ−６
．２Ｓｉ−１４．ＩＭｎ−１５．３Ｎ＋−０．００４Ｎ
一残Ｆｅからなる合金鋼、および、 １３ｃｒ−６５ｉ−８．６Ｍｎ−６．２Ｎｉ−１１．７
Ｇｏ−０．００３Ｎ−残Ｆｅからなる合金鋼を、大気圧
下または真空下において、溶解炉内において融解し、次
いで、鋼塊に鋳造した．次いで、得られた綱塊を．Ｔｃ
−１００℃＝Ｔｃ一２５℃の温度で加熱して２０分間保
持し、次いで、同温度で熱間圧延を施し丸ビレットに調
製し、次いで、この丸ビレットを外径φ１６３．６ｍｘ
内径φ５５閤×長さ５４０鵬の管に切削加工し、次いで
、この管を１１００℃に加熱後、熱間押し機によって外
径φ７５■×内径φ４５■（伸び比６．６倍）に押出加
工を行なった．この結果、内外面ともに、割れおよび疵
の全く発生しない良好な管が得られた．〔発明の効果〕 以上説明したように、この発明によれば、形状記憶特性
、耐食性、耐高温酸化性、および、伸びなどの機械特性
に優れた鉄基形状記憶合金材を、割れおよび疵が発生す
ることなく製造することができるので、当該形状記憶合
金の利用範囲を著しく拡大し、改善し得るものであり、
産業上有用な効果がもたらされる．

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は鉄基形状記憶合金材の引張り試験
の結果を示すグラフ、第３図はマンネスマン模型穿孔機
の正面図、第４図は第３図のＸ−Ｘ線断面図である．図
面において、

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　Ｃｒ：５．０〜２０．０ｗｔ．％、 Ｓｉ：２．０〜８．０ｗｔ．％、 下記からなる群から選んだ少なくとも１つの元素、 Ｍｎ：０．１〜１４．８ｗｔ．％、 Ｎｉ：０．１〜２０．０ｗｔ．％、 Ｃｏ：０．１〜３０．０ｗｔ．％、 Ｃｕ：０．１〜３．０ｗｔ．％、 Ｎ：０．００１〜０．４００ｗｔ．％、 但し、Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．４Ｃ゜＋０．０６Ｃｕ＋
   ０．００２Ｎ≧０．６７（Ｃｒ＋１．２Ｓｉ）−３、 および、 残り：Ｆｅおよび不可避的不純物、 からなる鉄基形状記憶合金の鋼塊を、 ９００℃〜Ｔｃ未満、 但し、Ｔｃ：液膜脆化開始温度、 の温度に加熱し、次いで、 ９００℃〜Ｔｃ未満、 の温度で熱間加工を施すことを特徴とする鉄基形状記憶
   合金材の製造方法。 ２　前記熱間加工温度は、 ９００℃以上で、且つ、 Ｔｃ−１００℃〜Ｔｃ−２５℃ であることを特徴とする請求項１記載の鉄基形状記憶合
   金材の製造方法。