JPS60155657A - Ｔｉ−Νｉ系超弾性合金の製造方法 - 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】 本発明はＴ１Ｎｉ相およびＴｉＮｉ３相の二相を有する
Ｎｉ過剰組成のＴｉ−Ｎｉ系合金に　５００〜１１００
℃の温度範囲での溶体化処理および２００〜７００℃の
温度範囲での時効処理を施した後、２００℃以上の温度
において再結晶を起こさせないで温間加工すること、お
よび温間加工した後更に再結晶を起こさせないで加熱処
理することにより、転位の動きによるすべり変形を起こ
し難くし、超弾性特性を者しく向上させるＴｉ−Ｎｉ系
超弾性合金の製造方法に関するものである。

熱弾性型のマルテンサイト変態を示すＴｉ−Ｎｉおよび
Ｔｉ−Ｎ１−Ｘ（以下Ｔｉ−Ｎｉ系合金と呼ぶ）は良好
な超弾性および形状記憶効果を示すことが知られており
、こうした特性を種々の応用品へ利用する検討がなされ
ている。

超弾性は外部応力により応力誘起マルテンサイト変態を
生じ、これに伴なって十数パーセントにも及ぶ見掛は上
の塑性変形を生じ、応力が除かれると逆変態により元の
形状に復帰するものである。

こうした超弾性は一般に応力ヒステリシスの大きさおよ
びすべり変形を生じない限界応力などによって評価され
、応力ヒステリシスが小さくまたすべり変形を生じない
限界応力が高い程望ましいとされている。このため転位
の動トなどによるすべり変形を起こし難くしてやること
が必要である。

しかし、従来の超弾性合金は使用温度に応じて５０．０
〜５１．Ｏａｔ％Ｎｉの組成の合金が選択され、この合
金に１０００℃程度の高温での加熱処理を行なって使用
していた。このため再結晶を起こし転位が動き易くなり
、すべり変形を生じない限界応力が低い欠点があった。

最近、Ｎｉ過剰組成の　Ｔｉ−Ｎｉ合金では溶体化処理
および時効処理によってＴ　ｉ　Ｎ　１３　粒子の析出
を生じ、これによってすべり変形が生じない限界応力を
高めることができ、超弾性特性が改善されることが報告
された〔日本金属学会会報　２２巻。

３３（１９８３）参照〕。

このような析出粒子によってすべり変形を起す難くする
方法は非常に効果的であるが、負荷の初期段階における
析出粒子間での転位のすべり運転が可能であり、優れた
超弾性を得るためには更に転位の動きを阻止する必要が
ある。

一方最近、転位を動き難くしすベリ変形を生じない限界
応力を高める目的で冷間加工後２５０℃以上の温度で再
結晶を起こさせないで加熱処理する方法が発表された（
特開昭５８−１６１７５３号公報参照）。

この方法は冷間で圧延、引き抜外等の加工を加えてすべ
り変形の起き難い加工組織とすることを目的としたもの
である。しかし、Ｔｉ−Ｎｉ系合金は加工性とくに冷間
加工性が極めて悪いためにその加工度は高々２０％程度
に限定される。このため合金内に転位の動きを十分阻止
しすべり変形を起こし難くする加工組織を均一に得るこ
とが困難である。

こうした観点から本発明者らは、析出粒子による転位の
ピンニング効果と同時に、合金内に転位の動きによるす
べり変形の起き難い加工組織を均一に得ることを目的と
してその方法について検討を行ない、その結果有益な効
果をもたらす方法を見いだしたものである。

すなわち本発明方法は、Ｔ　ｉ　Ｎ　ｉ相および　Ｔｉ
Ｎ１ｓ相の二相を有するＮｉ過剰組成のＴｉ−Ｎｉ系合
金に５００〜１１００℃の温度範囲での溶体化処理およ
び２００〜７００℃の温度範囲での時効処理を施した後
、２００℃以上の温度において再結晶を起こさせないで
温間加工すること、および温間加工した復交に再結晶を
起こさせないで加熱処理することを特徴とするものであ
り、このことによって合金内に転位の動鰺によるすべり
変形が起こり難くなり、優れた超弾性合金を得ることが
可能となったものである。

なお本発明における温間加工は、冷間加工では得られな
い十分な加工組織を得るためのものであり、転位の動き
を阻止しすべり変形を起評難くするために再結晶を起こ
さない温度で行なう必要がある。また、温間加工後の加
熱処理も同様な理由により再結晶を起こさない温度で行
なう必要があ次に本発明における処理条件の限定理由に
ついて述べる。

溶体化処理温度については、５００℃未満においてはＴ
１Ｎｉマトリックス中へＴｉＮｉ３の十分な固溶が得ら
れず、次の時効処理時に転位の動かを阻止するに十分な
Ｔ　ｉ　Ｎ　ｉ　３粒子の析出が得られない。また、１
１００℃をこえると酸化による　Ｔｉ元素の滅失が問題
となる。以上の観点から５００〜１１００℃の温度範囲
に限定した。

時効処理温度については、２００℃未満においては十分
なＴ　ｉ　Ｎ　Ｉ　３　粒子の析出が起こらず、また７
００℃をこえると過時効となりＴｉＮ１ｓ析出粒子−マ
）　＋７ツクス界面の整合性が失われ、転位の動きを十
分阻止できなくなる。以上の観点から２００〜７００℃
の温度範囲に限定した。

温間加工温度については、２００℃未満においては変形
抵抗が大きいためにすべり変形を起こし難くするのに十
分な加工組織を得ることが困難であり、また再結晶が起
くる温度においては、転位が動き易いと考えられ良好な
超弾性が得られなくなる。

なお、温間加工の加工度については数％程度でもその効
果が認められるが、冷間加工では得られない十分な加工
組織を得るためには３０％以上の加工が望ましい。また
温間加工および温間加工後の加熱処理において再結晶が
起きない温度としては５００℃付近までが望ましいが、
これ以上の温度でも再結晶が起きない短時間処理の場合
には良好な超弾性が得られる。

以下本発明を実施例に基づき説明する。

〔実施例１〕 Ｔ１Ｎｉ相およびＴ　ｉ　Ｎ　ｉ　３　相の二相を有す
るＮｉ過剰組成のＴｉ−５０，７ａｔ％Ｎｉ合金をアル
ゴン中にて高周波誘導溶解した後１０００　”Ｃにて２
時間真空焼鈍を行なって均一化処理を施し、その後９０
０℃にて鍛造を行なって１２φの棒とした。

この棒を更に熱間スェージングにより４φまで加工した
後８５０℃にて２時間法体化処理を行ない水冷した。次
に５００℃にて２時間時効処理を施した後４００℃にて
温間伸線を行ない１φの線とし、その一部を引張試験片
とした。その後更に残りの合金（１φの線）に２００℃
、４００℃および５５０℃で１時間の加熱処理を施し引
張試験片とした。

第１図（、）に温間伸線のままの状態における応力−歪
曲線を示す。なお、比較のために従来の方法による合金
として冷開加工後４００℃にて１時間加熱処理した合金
、８５０℃にて２時間法体化処理した後５００℃にて２
時間時効処理を施した合金お−よび１０００℃にて１時
間加熱処理した合金の応力−歪曲線を第１図（ｂ）、（
ｃ）、（ｄ）に示す。

図から明らかなように１０００℃にて１時間加熱処理し
た合金では（ｄ）のようにすべり変形による永久歪が認
められ元の形状に戻らないのに対し、本発明方法による
合金においては（、）のように永久歪が全く認められず
、優れた超弾性が得られている。なお、冷間加工後４０
０℃にて１時間加熱処理した合金および８５０℃にて２
時間法体化処理した後５００℃にて２時間処理を施した
合金では（ｂ）、（ｃ）のように比較的良好な超弾性が
得られているが、本発明合金に比べすべり変形を生じな
い限界応力が低く、また応力ヒステリシスも大きくなっ
ている。このことがら本発明方法による合金の超弾性が
非常に優れていることが明らかである。

第２図（ａ）、（ｂ）、（ｃ）に各々２００℃、４００
°Ｃおよび５５０℃で１時間加熱処理を施した合金の応
力−歪曲線を示す。

図から明らかなように再結晶が起きていないと考えられ
る２００℃および４００℃の加熱処理においては（ａ）
、（ｂ）のように優れた超弾性が得られているが、５５
０℃においては再結晶が起きていると考えられ、（ｃ）
のように永久歪が認められ元の形状に戻らなくなってい
る。

〔実施例２〕 Ｔｉ−５１，Ｏａｔ％Ｎｉ合金を実施例１と同様な方法
により１φの線とした後、３ｏｏ℃にて１時間加熱処理
を行ない応力−歪曲線をめた。その結果を第３図（ａ）
に示す。なお、比較のために従来方法による合金として
、冷間加工後４００　”Ｃにて１時間加熱処理した合金
、８５０　”Ｃにて２時間時効処理を施した合金および
ｉ　ｏ　ｏ　ｏ　’ｃにて１時間加熱処理した合金の応
力−歪曲線を第３図（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）に示す。

図から明らかなように本発明方法による合金は従来方法
による合金に比べ転位の動きによるすべり変形が起こり
難いと考えられ、すべり変形を生じない限界応力が高く
また応力ヒステリシスも小さく、優れた超弾性が得られ
ている。

以上実施例で述べたように本発明方法は、析出粒子によ
る転位のピンニング効果と同時に、合金内を転位の動き
を阻止しすべり変形が起き難い加工組織とすることによ
り、優れた超弾性合金を得ることを可能にしたものであ
り、バネ材料等への用途に対して極めて有益なものであ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）は本発明方法による超弾性合金の応力−歪
曲線を示す図、第１図（ｂ）、（ｃ）および（ｄ）は従
来方法による超弾性合金の応力−歪曲線を示す図、第２
図（ａ）および（ｂ）は本発明方法による超弾性合金の
応力−歪曲線を示す図、第２図（ｃ）は再結晶を起こさ
せた場合の応力−歪曲線を示す図、第３図（ａ）は本発
明方法による超弾性合金の応力−歪曲線を示す図、第３
図（ｂ）、（ｃ）および（ｄ）は従来方法による超弾性
合金の応力−歪曲線を示す図である。 代理人　弁理士　本　間　素 環　／　図 歪ｃ％） 第２図 歪Ｃ％） 第３図 ３ｒ−（％） 手続補正書（１釦 昭和６０年２月２７日 特許庁技官　志賀　学　殿 １、事件の表示 昭和５９年　特　許　願第２６３３　号事件との関係　
特　許　出願人 任　所　東京都千代田区丸の内二丁目１番２号氏　名（
名称）（５０８）日立金属株式会社代表者河野典夫 ４、代理　人 補正の内容 １、明細書の特許請求の範囲の欄を次のように訂正する
。 １’−１，Ｔ１Ｎｉ相およびＴ　ｉＮ　ｉ３相の二相を
有するＮｉ過剰組成のＴ　ｉ　−Ｎ　ｌ系合金において
、５００〜１１００℃の温度範囲においてＸ萼化処理し
た後急冷処理を施し、次に２００〜７００℃の温度範囲
において時効処理を行なった後、２００℃以上の温度に
おいて再結晶を起こさせないで温間加工することを特徴
とするＴｉ−Ｎｉ系超弾性合金の製造方法。 ２、Ｔ１Ｎｉ相およびＴ　ｉＮ　ｉ、相の二相を有する
Ｎ１過剰組成のＴ　ｉ　−Ｎ　ｌ系合金においで、５０
０〜１１００’Ｃの温度範囲一おいて溶体化処理した後
急冷処理を施し、次に２００〜７００℃の温度範囲にお
いで時効処理を行なった後、２００℃以上の温度におい
て再結晶を起こさせないで温間加工し、その復交に再結
晶を起こさせないで加熱処理することを特１徴とするＴ
　ｉ　−Ｎ　ｉ系超弾性合金の製造方法。１□ ２、明細書の発明の詳細な説明の欄を次のように訂正す
る。 （１）明細書第３頁第４行「ヒステリシス」を「ヒステ
リシス」に訂正する。 （２）同書第４頁第２行「運転」を「運動」に訂正する
。 （３）同書第１０頁第１３行「内を」を「内の」に訂正
する。 以　上

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、’ｒｉＮｉ相およびＴ　ｉ　Ｎ　ｉ　３相の二相を
   有するＮｉ過剰組成のＴｉ−Ｎｉ系合金において、５０
   ０〜１１００℃の温度範囲において容体化処理した後急
   冷処理を施し、次に２００〜７００℃の温度範囲におい
   て時効処理を行なった後、２００℃以上の温度において
   再結晶を起こさせないで温間加工することを特徴とする
   Ｔｉ−Ｎｉ系超弾性合金の製造方法。 ２、Ｔ１Ｎｉ相および　ＴｉＮｉ３相の二相を有するＮ
   ｉ過剰組成の　Ｔｉ−Ｎｉ系合金において、５００〜１
   １００℃の温度範囲荷おいて溶体化処理した後急冷処理
   を施し、次に２００〜７００℃の温度範囲において時効
   処理を行なった後、２００℃以上の温度において再結晶
   を起こさせないで温間加工し、その後更に再結晶を起こ
   させないで加熱処理することを特徴とするＴｉ−Ｎｉ系
   超弾性合金の製造方法。