JPS6349741B2 - - Google Patents
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- JPS6349741B2 JPS6349741B2 JP57046180A JP4618082A JPS6349741B2 JP S6349741 B2 JPS6349741 B2 JP S6349741B2 JP 57046180 A JP57046180 A JP 57046180A JP 4618082 A JP4618082 A JP 4618082A JP S6349741 B2 JPS6349741 B2 JP S6349741B2
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- temperature
- weight
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- martensite
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/006—Resulting in heat recoverable alloys with a memory effect
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Materials For Medical Uses (AREA)
Description
本発明はチタン合金からなる部材の製法に関す
る。 ある種の合金が言わゆる記憶効果を示す、すな
わち一種の形態記憶性を有するということはすで
に公知である。これらの合金において、特に２種
類の主要なグループが技術的に重要である。第１
のものはNi／Ti（例えばBuehler、W.J.Cross、
W.B著、55Nitinol、unique wire alloy with ａ
memory.Wire J.第２巻（1969年）第41〜49
頁）又はNi／Ti／Cuをベースとする合金であ
り、第２のものはCu／Zn／Al、Cu／Al、Cu／
Al／NiをベースとするNi／Alとの銅に富んだ、
又はニツケルに富んだβ−黄銅−タイプである
（例えば米国特許第3783037号明細書及び第
4019925号明細書参照）。更に、形態記憶効果はニ
オブ35％をい含有する超伝導性チタン合金に見い
出され、記載されている（Baker、C.著、the
shape memory effect in ａ titanium35wt％
niobium alloy。Metal Sci.J.第５巻（1971
年）、第92〜100頁）。 これらすべての合金は、一般に自由に手に入る
典型的な原料のグループには属さず、一般に多か
れ少なかれ費用のかかる方法により特別に製造さ
れなければならないということでは同じである。
費用のかかる方法は特に粉末冶金により製造され
る合金にあてはまる。更に、今日まで技術上に使
用された記憶合金はほとんど例外なしに比較的も
ろいということで一致している。この展性の欠乏
はその加工性やその利用をせまい範囲に限るか、
又は相応して、完成品を高価にする付加的な工程
を必要とする。慣用の合金は二方向効果の際に多
かれ少なかれ温度／歪み−ループにおいて大きな
ヒステレシスを示す。このヒステレシスは、特に
これが大きな値に達する場合、すべての使用の際
に不所望である。 Ni／Tiをベースとする記憶合金は理論的に最
高で80℃のマルテンサイト変態の温度Ms（実質的
には多くの場合50℃を越えない）を示し、この温
度は多くの使用の際、特に電気熱スイツチの範囲
においては低すぎる。更に、そのような合金は高
価につき、特に価格の高くつく工材の製造を考慮
する場合はなおさらである。 β−黄銅タイプに属する銅合金、例えばCu／
Al／Niは多くの実際の使用には低すぎる最高で
600MPaの引張強度を示す。更に、このMs−温
度は組成の正確さ、特にアルミニウム含量の正確
さに強く左右され、このことはその再現性を困難
とする。ところがこれがまさにアルミニウムであ
り、このアルミニウムはその高い蒸気圧に相応し
て合金の溶融の際非常にコントロールの困難な損
失を生じ、これにより目標値分析の偏差が生じ
る。 従つて、従来考慮しなかつた合金並びに好適な
材料固有な方法の新しい選択及び相応する部材の
製法により記憶効果の使用可能な範囲を広げると
いう要求が生じた。 従つて、本発明の課題は、記憶効果を達成する
ためにマルテンサイト変態を利用することを使用
した、チタン合金からの部材の製法である。さら
に、この記憶効果をその異なる形態でより詳細に
特徴付けし、技術上での使用可能性を示した。 この課題は成分を混合し、溶解し、鋳造し、か
つこうして得られた室温において（α＋β）−組
織を有するチタン合金からなる部品を熱間成形
し、少なくとも安定なβ相が部分的に存在する温
度範囲で溶体化を行ない、引き続き室温に冷却
し、更に機械的な変形並びにその他の熱処理を行
なうことにより、応力により生じたα″−組織の
形のマルテンサイトの状態で存在しかつ記憶効果
を有するチタン合金からなる部材を製造するため
に該部品を、機械的に不安定なβ−相を得ること
ができ、かつ冷却変態ω−相以外のすべての新規
の相の形成を押え、かつ冷却により熱的に生じる
マルテンサイトの形成を最高10容量％までに押さ
えるために充分速い速度で、β−変態温度を上ま
わるか又は不安定なβ−相の形成に少なくとも部
分的に作用するために十分高い温度を越える温度
範囲から、β−相が機械的に不安定である温度に
急冷し、かつβ−相が機械的に不安定な温度範囲
で引張り、圧縮又は剪断又はこれら処理の組みあ
わせを使用して機械的変形を最高７％までの残留
変形が生じるように行ない、かつその他の熱処理
を少なくとも加熱により行なうことを特徴とする
チタン合金からなる部材の製法により解決する。
この際、この合金はその冶金学的組成において機
械的に不安定なβ−チタン合金に属しており、こ
の合金の体心立方晶β−層が残留変形を施すこと
により少なくとも部分的に応力により生じるマル
テンサイトのα″相に変換することができる合金
である。 次に、添付図面につき本発明を詳細に説明す
る。 この際、第１図は二元チタン合金の概略状態図
であり、 第２図はチタン合金のための施した残留伸びと
回復可能な伸びとの関係を示し、 第３図は一方向効果のための温度と変形の関係
を示し、 第４図は二方向効果のための温度と変形の関係
を示し、 第５図は等温効果のための温度と変形との関係
を示し、 第６図は引張り試験のための試験用棒の寸法図
であり、 第７図はねじり試験のための試験用棒の寸法図
であり、 第８図はコイルバネを有する電気スイツチの概
略断面図であり、 第９図は棒バネを有する電気スイツチの概略遠
近法図であり、 第１０図は開始時における収縮継手の縦断面図
であり、 第１１図は拡張の瞬間における収縮継手の縦断
面図であり、 第１２図は組み立て後の収縮継手の縦断面図で
あり、 第１３図はゆるめた後の収縮継手の縦断面図で
あり、 第１４図はセラミツクシールの縦断面図であ
り、 第１５図は組み立て前の中空体密閉の縦断面で
あり、 第１６図は組み立て前の隔壁と中空体結合との
縦断面図であり、 第１７図は異なる直径を有する中空体結合の縦
断面図を表わす。 第１図は二元チタン合金の仮想概略状態図を示
し、これはチタンの側である。縦座標は温度尺度
を示し、同時に100％Tiに相応する、すなわち合
金成分は０％である。横座標には合金成分Ｘをパ
ーセンテージ（例えば重量％）で示している。記
載した曲線はこの図表をα−、（α＋β）−及びβ
−相範囲に分割する。その他の２本の断線の曲線
Ms及びMdはβ範囲から急冷の際に生じる相変態
（マルテンサイト形成）と関係しており、以下に
詳細に説明する。これら断線は０℃−等温線（横
座標）でそれぞれ点Ａ及びＢで交わる。Ｂに垂直
に線をひくとこの線はＣでβ−変態線と交わる。
Ｃを通して引いた等温線はＡに引いた垂直線と点
Ｄで交差する。により、所望の記憶効果に必
要な組織状態（言わゆる“機械的に不安定なβ−
チタン合金”）を得るためにチタン合金をその範
囲から急冷しなければならない範囲をこのよ
り上方に限定する。 第２図は、最初に施した残留伸びε（％）と回
復可能な伸びΔεγ（％）との関係をチタン合金の
ための曲線ａとして示した図表である。比較のた
めに理想回復（100％）のための線ｂを45゜直線と
して記載した。残留伸びが２％を越えるまでは、
両方の線はほとんど一緒であり、最大の回復可能
な伸びは約３％であり、６％を越える残留一次変
形はもはや記憶効果を示さないということが判明
した。もちろん、この図表は原則上の性質であ
り、数値は異なる合金により異なる。この場合に
は数量的には約バナジウム10重量％、鉄２重量％
及びアルミニウム３重量％を含有するチタン合金
（Ti10V2Fe3Al）にあてはまる。 第３図はβ−チタン合金（この場合
Ti10V2Fe3Al）の一方向効果のための温度と変
形の関係を示す図表を示す。Asはマルテンサイ
ト（低温度相）の高温度相への再変態の開始温度
である。AFはこの相変態の最後に相応する温度
である。ここでは2.39％の残留伸びが施れる。引
張りによる変形において回復可能な部分はΔε〓＝
1.94％である。矢印は変形／温度−ループの方向
を示している。断線は室温に冷却することによる
部材の純粋な温度収縮を示す。この図表は原則的
な特徴を有し、定性的にすべての機械的に不安定
なβ−チタン合金にあてはまる。 第４図は二方向効果を示すチタン合金のための
温度と変形に関する。最初の引張りによるここで
はε0＝3.7％の残留変形は一方向効果を引き起こ
すよりも高かつた。温度で連続的に経過する可逆
性の伸びΔε〓＝0.4％はほとんどヒステレシスを
示さない。この機構は公知のNi／Ti−合金の機
構とは異なつている。この金属は原則的にバイメ
タル細片と類似に挙動する。この曲線は室温と約
300℃との間の前記温度間隔においてわずかに上
方に曲がつている（温度軸に対して凹面）。原則
的には第３図で記載したことがあてはまる。 第５図は合金Ti10V2Fe3Alの非可逆的等温効
果のための温度と変形の関係を示す。引張りによ
る第１次の変形（残留伸びε＝2.39％）の後、先
ずAS〜AFの一方向効果を行ない、この結果Δε〓
＝1.94％の通常の収縮を示した。この材料を更に
加熱した後（この場合約400℃）、逆方向に経過す
る等温記憶効果が生じ、このことはここではΔε〓
＝09％の伸びを同時に表わす。ここでも第３図で
記載したことはあてはまる。 第６図及び第７図はそれぞれ引張り試験及びね
じり試験のための試験棒を示し、長さ及び直径を
記載した。このことに関してはその他の説明を必
要としない。これに応じて、中空体円筒状試験棒
に関するねじり実験も実施された。 第８図には構成部分としてコイルバネを構造部
材として使用する電気スイツチを概略的に断面図
で示す。１は支持体２が固定されているケーシン
グでありこの支持体は接点レバー４のための軸受
３を支持する。５は固定した接点であり６は可動
性の接点である。接点レバー４はバネ７及び８に
より、予め選択可能な静止位置に保持される。こ
れは図示した位置（両方の接触位置が解放されて
いる）であつても、他の位置（１方の接触位置が
閉まつている）であつてもよい。７は記憶合金か
あるコイルバネである。このコイルバネは前応力
を有しているか又か有していない圧力バネとして
並びに引張りバネとして構成されていてよい。８
はやはり前応力を有しているか又は有していない
圧力バネ又は引張りバネとして作用してよい通常
のコイルバネである。７及び８の所定の設計及び
これらバネの適用すべき組み合わせにより、８は
７の記憶効果に反対に（もどしバネ又は押えバ
ネ）、又はこれを助けて（補助バネ）作用する。 第９図は棒バネを使用した電気スイツチの概略
遠近法図を示す。９は記憶合金からなる棒バネ１
０を直角に固定しているベースプレートである。
この棒バネはその末端部にスイツチアーム１１を
支持し、このアームの可動性（回転範囲）を二重
矢印により示す。このアームはその末端に可動性
の接点６を有し、これは支持台１２に固定されて
いる固定接点５と向かいあつている。 第１０〜１３図は固定した並びにゆるめること
のできる結合の製造における経過を示す。１４は
結合すべき管の縦断面図であり、１３は記憶合金
からなる継手であり、この内径は拡張前の出発状
態で管外径に対して少さい。１５は球１６を用い
ての拡張工程での継手を示す。１７は収縮工程
（一方向記憶効果）後の管１４上の継手を示す。
これは固定した管結合の状態に相応する。第１３
図には同じ結合の開放（必要な場合）後の状態を
示す。１８は等温線記憶効果によりゆるんだ伸張
工程後の継手である。 第１４図から第１７図はシール、中空体密閉及
び中空体結合の実施例を示す。１９は溝２０を有
する記憶合金からなるプレートをあらわす。２１
はセラミツク材からなる中空体でり、これは溝１
９中に真空密にかみ合つている。円錐状旋削部２
３を有するプレート２２は記憶合金からなる。金
属、プラスチツク又はセラミツク材料からなる結
合すべき中空体２４を組み立て前の状態で断線で
示す。２５は両側で段付け記憶合金からなるプレ
ートを示し、これらはそれぞれ円筒状旋削部２３
を有する。中空体２４の末端部は記載したように
種々の形を有してよい。この場合にはプレート２
５は結合部材としても又隔離壁としても使われ
る。２６は記憶合金からなる段付中空体であり、
これは旋削部２３並びに中心に開口部２７を有す
る。結合すべき中空体２４は種々の直径及びもち
ろん種々の材料であつてよい。 チタン合金の中には熱的及び熱機械的前処理に
より記憶効果を示すものがある。これら合金の組
成範囲は比較的狭く限られている。条件は先ず安
定な出発状態において室温で少なくとも部分的に
体心立方晶β−相を含有することである。こうし
て純粋なα−合金は除かれる。同じことは室温に
おいて、純粋なβ−合金にもあてはまる。それと
いうのも、その範囲においてはすでに相変態はお
こらない（β−相は室温まで安定である）。従つ
て、実際には出発状態で合金は室温で異種（α＋
β）−相空間にある。組成におけるその他の制限
は、この合金が機械的に不安定なβ−チタン合金
（本発明の範囲において）に属さなければならず、
この機械的に不安定なβ−チタン合金とは原則的
に次のように定義される： この合金の体心立方晶β−相が残留変形を施す
ことにより少なくとも部分的に応力により生じた
マルテンサイトα″−相に変換されることができ
る合金。 実際には、β−チタン合金から最高厚さ１mmの
薄板をβ−変態温度をうわまわる温度で溶体化を
行ない、更にβ−変態温度と温度100℃との温度
降下の経過が最高で10秒以内であるように氷水中
で急冷することにより確認することができる。急
冷後、この材料は熱により生じたマルテンサイト
を最高で10容量％有してよい。 更に、この合金は引き続く機械的変形の際にβ
−相はマルテンサイト（α″）に変態することを
特徴とする。この変形により機械的に生じるマル
テンサイト（α″）を確認可能である最高温度を
Mdと定義する。 概略仮想状態図１にはMs−線及びMd−線と温
度との関係が図示されている。Msはこの際開始
マルテンサイト形成の温度を示す。Mdに関して
はすでに前に詳説した。従つて、実際に考慮され
る合金は室温で、その組成がほぼＡ及びＢ（Ms及
びMd線の０℃−等温線との交点）の間の範囲内
でなければならないという条件が生じる。所望の
記憶効果を完全に達成するためには、引き続く第
１次残留変形の際にできるだけ多くの応力により
生じるマルテンサイトを生じさせることが所望で
ある。このことは、矢印を有する点線を交えた線
で表わされた右側の垂直線により示されるよう
に、β−変態線をうわまわる範囲から部材を先ず
急冷することにより達せられる。低い温度から急
冷する場合には前記の条件をもはや満たさないの
で少なくとも等温線に相応する温度から急冷
すべきである。このことは矢印を有する点線を交
えた線で表わされた左側の垂直線により示され
る。後者の場合には明らかに、β−変態線を越え
る移行の際に安定なα−相に変態する、レバー比
（Hebel gesetz）により示される少量の材料部分
を失ない、記憶効果は失ないわれる。β−相の残
りの部分にとつてこの条件は引き続くマルテンサ
イト形成になお最適である。 機械的に不安定なβ−チタン合金の本発明によ
る定義によれば、原則的に体心立方晶β−相に安
定化に作用するすべての合金成分が適している。
これらはＶ、Al、Fe、Ni、Co、Mn、Cr、Mo、
Zr、Nb、Sn、Cuであり、これを個々に又は組合
わせて使用することができる。これらの成分に
は、前記条件を満たす一定の濃度限界があり、こ
れは熱力学的平衡から導くことができる。その結
果、合金の組成を経験的に知られた関係を用い
て、二次近似法により数学的に表現することが可
能である。原子パーセントであらわした合金の成
分合金の濃度限界は式 −1100o 〓i （AiXi＋BiXi2）−700 を満たすという条件が満たされていなければなら
ない。式中のXiはそれぞれの成分の原子パーセ
ントでの濃度を表わし、係数Ai及びBiは次の表
によりそれぞれ成分に関係ずけられている：
る。 ある種の合金が言わゆる記憶効果を示す、すな
わち一種の形態記憶性を有するということはすで
に公知である。これらの合金において、特に２種
類の主要なグループが技術的に重要である。第１
のものはNi／Ti（例えばBuehler、W.J.Cross、
W.B著、55Nitinol、unique wire alloy with ａ
memory.Wire J.第２巻（1969年）第41〜49
頁）又はNi／Ti／Cuをベースとする合金であ
り、第２のものはCu／Zn／Al、Cu／Al、Cu／
Al／NiをベースとするNi／Alとの銅に富んだ、
又はニツケルに富んだβ−黄銅−タイプである
（例えば米国特許第3783037号明細書及び第
4019925号明細書参照）。更に、形態記憶効果はニ
オブ35％をい含有する超伝導性チタン合金に見い
出され、記載されている（Baker、C.著、the
shape memory effect in ａ titanium35wt％
niobium alloy。Metal Sci.J.第５巻（1971
年）、第92〜100頁）。 これらすべての合金は、一般に自由に手に入る
典型的な原料のグループには属さず、一般に多か
れ少なかれ費用のかかる方法により特別に製造さ
れなければならないということでは同じである。
費用のかかる方法は特に粉末冶金により製造され
る合金にあてはまる。更に、今日まで技術上に使
用された記憶合金はほとんど例外なしに比較的も
ろいということで一致している。この展性の欠乏
はその加工性やその利用をせまい範囲に限るか、
又は相応して、完成品を高価にする付加的な工程
を必要とする。慣用の合金は二方向効果の際に多
かれ少なかれ温度／歪み−ループにおいて大きな
ヒステレシスを示す。このヒステレシスは、特に
これが大きな値に達する場合、すべての使用の際
に不所望である。 Ni／Tiをベースとする記憶合金は理論的に最
高で80℃のマルテンサイト変態の温度Ms（実質的
には多くの場合50℃を越えない）を示し、この温
度は多くの使用の際、特に電気熱スイツチの範囲
においては低すぎる。更に、そのような合金は高
価につき、特に価格の高くつく工材の製造を考慮
する場合はなおさらである。 β−黄銅タイプに属する銅合金、例えばCu／
Al／Niは多くの実際の使用には低すぎる最高で
600MPaの引張強度を示す。更に、このMs−温
度は組成の正確さ、特にアルミニウム含量の正確
さに強く左右され、このことはその再現性を困難
とする。ところがこれがまさにアルミニウムであ
り、このアルミニウムはその高い蒸気圧に相応し
て合金の溶融の際非常にコントロールの困難な損
失を生じ、これにより目標値分析の偏差が生じ
る。 従つて、従来考慮しなかつた合金並びに好適な
材料固有な方法の新しい選択及び相応する部材の
製法により記憶効果の使用可能な範囲を広げると
いう要求が生じた。 従つて、本発明の課題は、記憶効果を達成する
ためにマルテンサイト変態を利用することを使用
した、チタン合金からの部材の製法である。さら
に、この記憶効果をその異なる形態でより詳細に
特徴付けし、技術上での使用可能性を示した。 この課題は成分を混合し、溶解し、鋳造し、か
つこうして得られた室温において（α＋β）−組
織を有するチタン合金からなる部品を熱間成形
し、少なくとも安定なβ相が部分的に存在する温
度範囲で溶体化を行ない、引き続き室温に冷却
し、更に機械的な変形並びにその他の熱処理を行
なうことにより、応力により生じたα″−組織の
形のマルテンサイトの状態で存在しかつ記憶効果
を有するチタン合金からなる部材を製造するため
に該部品を、機械的に不安定なβ−相を得ること
ができ、かつ冷却変態ω−相以外のすべての新規
の相の形成を押え、かつ冷却により熱的に生じる
マルテンサイトの形成を最高10容量％までに押さ
えるために充分速い速度で、β−変態温度を上ま
わるか又は不安定なβ−相の形成に少なくとも部
分的に作用するために十分高い温度を越える温度
範囲から、β−相が機械的に不安定である温度に
急冷し、かつβ−相が機械的に不安定な温度範囲
で引張り、圧縮又は剪断又はこれら処理の組みあ
わせを使用して機械的変形を最高７％までの残留
変形が生じるように行ない、かつその他の熱処理
を少なくとも加熱により行なうことを特徴とする
チタン合金からなる部材の製法により解決する。
この際、この合金はその冶金学的組成において機
械的に不安定なβ−チタン合金に属しており、こ
の合金の体心立方晶β−層が残留変形を施すこと
により少なくとも部分的に応力により生じるマル
テンサイトのα″相に変換することができる合金
である。 次に、添付図面につき本発明を詳細に説明す
る。 この際、第１図は二元チタン合金の概略状態図
であり、 第２図はチタン合金のための施した残留伸びと
回復可能な伸びとの関係を示し、 第３図は一方向効果のための温度と変形の関係
を示し、 第４図は二方向効果のための温度と変形の関係
を示し、 第５図は等温効果のための温度と変形との関係
を示し、 第６図は引張り試験のための試験用棒の寸法図
であり、 第７図はねじり試験のための試験用棒の寸法図
であり、 第８図はコイルバネを有する電気スイツチの概
略断面図であり、 第９図は棒バネを有する電気スイツチの概略遠
近法図であり、 第１０図は開始時における収縮継手の縦断面図
であり、 第１１図は拡張の瞬間における収縮継手の縦断
面図であり、 第１２図は組み立て後の収縮継手の縦断面図で
あり、 第１３図はゆるめた後の収縮継手の縦断面図で
あり、 第１４図はセラミツクシールの縦断面図であ
り、 第１５図は組み立て前の中空体密閉の縦断面で
あり、 第１６図は組み立て前の隔壁と中空体結合との
縦断面図であり、 第１７図は異なる直径を有する中空体結合の縦
断面図を表わす。 第１図は二元チタン合金の仮想概略状態図を示
し、これはチタンの側である。縦座標は温度尺度
を示し、同時に100％Tiに相応する、すなわち合
金成分は０％である。横座標には合金成分Ｘをパ
ーセンテージ（例えば重量％）で示している。記
載した曲線はこの図表をα−、（α＋β）−及びβ
−相範囲に分割する。その他の２本の断線の曲線
Ms及びMdはβ範囲から急冷の際に生じる相変態
（マルテンサイト形成）と関係しており、以下に
詳細に説明する。これら断線は０℃−等温線（横
座標）でそれぞれ点Ａ及びＢで交わる。Ｂに垂直
に線をひくとこの線はＣでβ−変態線と交わる。
Ｃを通して引いた等温線はＡに引いた垂直線と点
Ｄで交差する。により、所望の記憶効果に必
要な組織状態（言わゆる“機械的に不安定なβ−
チタン合金”）を得るためにチタン合金をその範
囲から急冷しなければならない範囲をこのよ
り上方に限定する。 第２図は、最初に施した残留伸びε（％）と回
復可能な伸びΔεγ（％）との関係をチタン合金の
ための曲線ａとして示した図表である。比較のた
めに理想回復（100％）のための線ｂを45゜直線と
して記載した。残留伸びが２％を越えるまでは、
両方の線はほとんど一緒であり、最大の回復可能
な伸びは約３％であり、６％を越える残留一次変
形はもはや記憶効果を示さないということが判明
した。もちろん、この図表は原則上の性質であ
り、数値は異なる合金により異なる。この場合に
は数量的には約バナジウム10重量％、鉄２重量％
及びアルミニウム３重量％を含有するチタン合金
（Ti10V2Fe3Al）にあてはまる。 第３図はβ−チタン合金（この場合
Ti10V2Fe3Al）の一方向効果のための温度と変
形の関係を示す図表を示す。Asはマルテンサイ
ト（低温度相）の高温度相への再変態の開始温度
である。AFはこの相変態の最後に相応する温度
である。ここでは2.39％の残留伸びが施れる。引
張りによる変形において回復可能な部分はΔε〓＝
1.94％である。矢印は変形／温度−ループの方向
を示している。断線は室温に冷却することによる
部材の純粋な温度収縮を示す。この図表は原則的
な特徴を有し、定性的にすべての機械的に不安定
なβ−チタン合金にあてはまる。 第４図は二方向効果を示すチタン合金のための
温度と変形に関する。最初の引張りによるここで
はε0＝3.7％の残留変形は一方向効果を引き起こ
すよりも高かつた。温度で連続的に経過する可逆
性の伸びΔε〓＝0.4％はほとんどヒステレシスを
示さない。この機構は公知のNi／Ti−合金の機
構とは異なつている。この金属は原則的にバイメ
タル細片と類似に挙動する。この曲線は室温と約
300℃との間の前記温度間隔においてわずかに上
方に曲がつている（温度軸に対して凹面）。原則
的には第３図で記載したことがあてはまる。 第５図は合金Ti10V2Fe3Alの非可逆的等温効
果のための温度と変形の関係を示す。引張りによ
る第１次の変形（残留伸びε＝2.39％）の後、先
ずAS〜AFの一方向効果を行ない、この結果Δε〓
＝1.94％の通常の収縮を示した。この材料を更に
加熱した後（この場合約400℃）、逆方向に経過す
る等温記憶効果が生じ、このことはここではΔε〓
＝09％の伸びを同時に表わす。ここでも第３図で
記載したことはあてはまる。 第６図及び第７図はそれぞれ引張り試験及びね
じり試験のための試験棒を示し、長さ及び直径を
記載した。このことに関してはその他の説明を必
要としない。これに応じて、中空体円筒状試験棒
に関するねじり実験も実施された。 第８図には構成部分としてコイルバネを構造部
材として使用する電気スイツチを概略的に断面図
で示す。１は支持体２が固定されているケーシン
グでありこの支持体は接点レバー４のための軸受
３を支持する。５は固定した接点であり６は可動
性の接点である。接点レバー４はバネ７及び８に
より、予め選択可能な静止位置に保持される。こ
れは図示した位置（両方の接触位置が解放されて
いる）であつても、他の位置（１方の接触位置が
閉まつている）であつてもよい。７は記憶合金か
あるコイルバネである。このコイルバネは前応力
を有しているか又か有していない圧力バネとして
並びに引張りバネとして構成されていてよい。８
はやはり前応力を有しているか又は有していない
圧力バネ又は引張りバネとして作用してよい通常
のコイルバネである。７及び８の所定の設計及び
これらバネの適用すべき組み合わせにより、８は
７の記憶効果に反対に（もどしバネ又は押えバ
ネ）、又はこれを助けて（補助バネ）作用する。 第９図は棒バネを使用した電気スイツチの概略
遠近法図を示す。９は記憶合金からなる棒バネ１
０を直角に固定しているベースプレートである。
この棒バネはその末端部にスイツチアーム１１を
支持し、このアームの可動性（回転範囲）を二重
矢印により示す。このアームはその末端に可動性
の接点６を有し、これは支持台１２に固定されて
いる固定接点５と向かいあつている。 第１０〜１３図は固定した並びにゆるめること
のできる結合の製造における経過を示す。１４は
結合すべき管の縦断面図であり、１３は記憶合金
からなる継手であり、この内径は拡張前の出発状
態で管外径に対して少さい。１５は球１６を用い
ての拡張工程での継手を示す。１７は収縮工程
（一方向記憶効果）後の管１４上の継手を示す。
これは固定した管結合の状態に相応する。第１３
図には同じ結合の開放（必要な場合）後の状態を
示す。１８は等温線記憶効果によりゆるんだ伸張
工程後の継手である。 第１４図から第１７図はシール、中空体密閉及
び中空体結合の実施例を示す。１９は溝２０を有
する記憶合金からなるプレートをあらわす。２１
はセラミツク材からなる中空体でり、これは溝１
９中に真空密にかみ合つている。円錐状旋削部２
３を有するプレート２２は記憶合金からなる。金
属、プラスチツク又はセラミツク材料からなる結
合すべき中空体２４を組み立て前の状態で断線で
示す。２５は両側で段付け記憶合金からなるプレ
ートを示し、これらはそれぞれ円筒状旋削部２３
を有する。中空体２４の末端部は記載したように
種々の形を有してよい。この場合にはプレート２
５は結合部材としても又隔離壁としても使われ
る。２６は記憶合金からなる段付中空体であり、
これは旋削部２３並びに中心に開口部２７を有す
る。結合すべき中空体２４は種々の直径及びもち
ろん種々の材料であつてよい。 チタン合金の中には熱的及び熱機械的前処理に
より記憶効果を示すものがある。これら合金の組
成範囲は比較的狭く限られている。条件は先ず安
定な出発状態において室温で少なくとも部分的に
体心立方晶β−相を含有することである。こうし
て純粋なα−合金は除かれる。同じことは室温に
おいて、純粋なβ−合金にもあてはまる。それと
いうのも、その範囲においてはすでに相変態はお
こらない（β−相は室温まで安定である）。従つ
て、実際には出発状態で合金は室温で異種（α＋
β）−相空間にある。組成におけるその他の制限
は、この合金が機械的に不安定なβ−チタン合金
（本発明の範囲において）に属さなければならず、
この機械的に不安定なβ−チタン合金とは原則的
に次のように定義される： この合金の体心立方晶β−相が残留変形を施す
ことにより少なくとも部分的に応力により生じた
マルテンサイトα″−相に変換されることができ
る合金。 実際には、β−チタン合金から最高厚さ１mmの
薄板をβ−変態温度をうわまわる温度で溶体化を
行ない、更にβ−変態温度と温度100℃との温度
降下の経過が最高で10秒以内であるように氷水中
で急冷することにより確認することができる。急
冷後、この材料は熱により生じたマルテンサイト
を最高で10容量％有してよい。 更に、この合金は引き続く機械的変形の際にβ
−相はマルテンサイト（α″）に変態することを
特徴とする。この変形により機械的に生じるマル
テンサイト（α″）を確認可能である最高温度を
Mdと定義する。 概略仮想状態図１にはMs−線及びMd−線と温
度との関係が図示されている。Msはこの際開始
マルテンサイト形成の温度を示す。Mdに関して
はすでに前に詳説した。従つて、実際に考慮され
る合金は室温で、その組成がほぼＡ及びＢ（Ms及
びMd線の０℃−等温線との交点）の間の範囲内
でなければならないという条件が生じる。所望の
記憶効果を完全に達成するためには、引き続く第
１次残留変形の際にできるだけ多くの応力により
生じるマルテンサイトを生じさせることが所望で
ある。このことは、矢印を有する点線を交えた線
で表わされた右側の垂直線により示されるよう
に、β−変態線をうわまわる範囲から部材を先ず
急冷することにより達せられる。低い温度から急
冷する場合には前記の条件をもはや満たさないの
で少なくとも等温線に相応する温度から急冷
すべきである。このことは矢印を有する点線を交
えた線で表わされた左側の垂直線により示され
る。後者の場合には明らかに、β−変態線を越え
る移行の際に安定なα−相に変態する、レバー比
（Hebel gesetz）により示される少量の材料部分
を失ない、記憶効果は失ないわれる。β−相の残
りの部分にとつてこの条件は引き続くマルテンサ
イト形成になお最適である。 機械的に不安定なβ−チタン合金の本発明によ
る定義によれば、原則的に体心立方晶β−相に安
定化に作用するすべての合金成分が適している。
これらはＶ、Al、Fe、Ni、Co、Mn、Cr、Mo、
Zr、Nb、Sn、Cuであり、これを個々に又は組合
わせて使用することができる。これらの成分に
は、前記条件を満たす一定の濃度限界があり、こ
れは熱力学的平衡から導くことができる。その結
果、合金の組成を経験的に知られた関係を用い
て、二次近似法により数学的に表現することが可
能である。原子パーセントであらわした合金の成
分合金の濃度限界は式 −1100o 〓i （AiXi＋BiXi2）−700 を満たすという条件が満たされていなければなら
ない。式中のXiはそれぞれの成分の原子パーセ
ントでの濃度を表わし、係数Ai及びBiは次の表
によりそれぞれ成分に関係ずけられている：
【表】
【表】
特に好適であるが、二元タイプに属するチタン
合金であり、チタンの他にバナジウム14〜20重量
％又は鉄４〜６重量％又はマンガン6.5〜９重量
％又はモリブデン13〜19重量％を含有するもので
ある。 その他の有利な合金は三元タイプに属するもの
であり、チタンの他にバナジウム13〜19重量％及
びアルミニウム0.2〜６重量％又は鉄４〜６重量
％及びアルミニウム0.2〜６重量％又は鉄1.5〜2.3
重量％及びバナジウム10〜14重量％を含有するも
のである。 更に、四元タイプに属する１種のグループもあ
り、チタンの他にバナジウム９〜11重量％鉄1.6
〜2.2重量％及びアルミニウム２〜４重量％を含
有するものである。 前に定義し、詳説した機械的不安定なβ−チタ
ン合金（本発明による範囲において）はそれぞれ
熱機械的又は機械的前処理及びそれぞれ温度範囲
により三種の形態記憶効果を示す。この種の合金
に引張り、圧縮、剪断又は少なくともこれら処理
の二種の組み合わせによる応力を、第１次残留変
形が生じるように施こすことにより、記憶効果の
出現のための前提が与えられる。変形に引き続き
部材をASを越える温度に加熱することにより、
先ず一方向効果が生じる（第３図参照）。更にAF
まで加熱する際、最初の変形方向と反対の変形で
ある効果が終了する。すなわち、AS及びAFはマ
ルテンサイトの高温相への開始もしくは終了再変
態の温度を示す。従来の記憶合金と異なり機械的
に不安定なβ−チタン合金においてAS及びAFは
比較的高く（100℃を越える範囲）、このことは新
しい使用分野を開拓する。この部材をAFに近い
温度から室温に冷却すると一方向効果により達せ
られた変形が保持される。こうして、例えば建築
部材の固い結合が実現される。第１次残留変形を
一定量越えて高める場合、引き続く加熱により、
先ずAS及びAFの間の範囲を経過する際に一方向
効果が先ず生じる。AFを越えて更にわずかに加
熱すると、この材料は二方向効果を示す状態とな
る（第４図）。約300〜350℃の温度範囲から室温
に冷却する際、この部材は一方向効果の方向と反
対の方向に経過する、すなわち最初に施こした残
留変形と同じ方向の変形を示す。従来のNi／Ti
−及びβ−黄銅タイプの記憶合金と異なり、この
変形は温度で連続的に及び実質的にヒステレシス
なしに生じる：この材料のこの挙動はむしろバイ
メタルの挙動と類似性を示す。Ti10V2Fe3Alの
場合にはこの曲線は直線ではなくわずかに曲がつ
ており、この曲線は温度軸に対し凹形になつてい
る。常法で一方向効果のために前処理した材料を
AFを著しく越えて加熱し、達した温度で保持す
ると、第３の効果である等温記憶効果が観察され
る（第５図参照）。この際、この部材は一方向効
果と反対の意味で変形する。前記のチタン合金の
場合にはこの効果は約400℃で起こる。これは非
可逆性であり、マルテンサイトのα″−相の安定
なα−相への変態に起因する。この組織はこうし
て主に安定な相α及びβからなつている。この効
果は例えば解放可能な収縮結合の組み立てに利用
される。 チタン合金からなる部材を製造する際に、前記
の温度範囲、有利にβ−変態線の上方から部材
を、一方では機械的に不安定なβ−相を得るため
に、他方では冷却変態ω−相以外のすべての新し
い相の形成を押さえるために十分高い速度で冷却
することが必要である。もう１つの条件として
は、多くても急冷により熱で生じるマルテンサイ
トの最大10容量％の形成が許可されるべきであ
る。すなわち、急冷によりβ−組織状態ができる
かぎり室温まで純粋に持ち込まれることが重要で
ある。理想な場合は100％機械的に不安定なβ−
相を形成する。マルテンサイトは変形を加えるこ
とにより、すなわち応力によりはじめて生じるべ
きである。冷却変態ω−相に関しては、その形成
はしばしば完全に回避することはできない。記憶
効果の安定性のためにはいずれにせよω−析出は
不所望である。マルテンサイトを形成するための
有意義な残留変形の上限は、大きな変形の際回復
可能な伸びの平面が尽きるという事実から生じる
（第２図参照、Ti10V2Fe3Alにおけるこの限界は
約６％のところである）。次に、すでに一般的に
前記した温度ASを本発明範囲において化学工学
的値として正確に定義する。ASとは予め施こし
た、第１次残留機械的変形の1/100が再形成され
る温度である。更に、記憶効果を特徴づける値と
してはA90を導入すべきである。これは先に行な
つた変形及びその後の加熱の後、部材の組織がな
おマルテンサイト最高10容量％を含有する温度で
ある。 一方向効果を目的とするならば、第１次変形の
後この部材をASを越える温度に加熱するべきで
ある。等温効果の場合には、この部材を、安定な
α−相が析出する温度に加熱し、この温度で最初
の相の少なくとも１容量％がα−相に変態するま
で保持する。二方向効果を利用する場合には、こ
の部材を第１次変形の後A90を越える温度に加熱
し、その後ASより低い温度に冷却する。前記の
条件は前記記憶効果を得るための最低条件であ
る。しかしながら最適な一方向効果を得るために
はAFの温度に加熱した後にはじめて得られる。
等温効果の場合には一般にAF点より少なくとも
50℃越えた温度に加熱することが必要である。二
方向効果はAS及びAFの間の温度に加熱すること
により達せられ、この際この組織は一部α″−相、
一部β−相からなる。 実施例 １ β−チタン合金を一般に消耗電極を用いて二回
アーク溶解により製造する。出発物質はチタンス
ポンジ及び相応する予合金である。溶解工程は真
空下に又は低い水素分圧を有する保護ガス下に行
なう。部材の製造のためには成分を混合し、溶解
させ、鋳造し、こうして得られた製品を熱間加工
し、少なくとも安定なβ−相が部分的に存在する
温度範囲で溶体化する。更にこの製品を室温に急
冷し、機械的変形並びにその他の熱処理を行な
う。 この場合には直径254mm及び重量130Kgの円筒形
鋳造品の形の半製品から出発した。このチタン合
金は記号Ti−10V−2Fe−3Alに相応し、次の組
成を示す： Ｖ＝9.3重量％ Fe＝1.8重量％ Al＝3.2重量％ Ｃ＝0.03重量％ Ｏ＝0.08重量％ Ti＝残り 引き渡された状態でこの材料を検体に完成し
た。すなわち第６図による引張り検体、並びに第
７図による中空ねじり検体とした。 明らかに再現可能な出発状態を製造するため
に、この検体をβ相の範囲で60分間850℃で溶体
化を行ない、引き続き揺動水中で室温に冷却す
る。溶体化の間酸化を防ぐために熱間処理を真空
炉中で行なうか、又はこの検体を空気密にシール
した、保護ガスで満たした石英ガラスアンプル中
に入れた。このガラスアンプルは急冷媒体（水）
に浸す時にすぐに破壊し、こうして迅速な急冷を
行なうことができる。真空下での熱処理の際に
も、保護ガスを満たしたアンプルを使用する際に
も、検体を付加的にルーズにジルコニウム箔にく
るみ込み、残りの酸素をその高いジルコニウムへ
の親和性により結合する。 一方向効果を得るために、引張り検体を室温で
引張り速度を＝0.0007sec-1で変形した。３％
まで残留変形した検体は、これを塩浴中で300℃
に加熱し、60秒間この温度で保持した後、そのも
との長さに（変形前）ほぼ完全に戻る。３％より
強く変形した製品は同様に一方向効果を示すが、
もはや完全にその出発形に戻らない。７％より強
い変形の場合、記憶効果はもはや測定されない
（第２図参照）。引張りのかわりに圧縮を使用した
第１次変形においても同じ結果を有する同じ現象
を確認することができた。 引張り棒で測定した一方向効果は概略的に第３
図中に記載されている。類似の結果は棒バネを用
いても、又は変形の逆転（圧力負荷）においても
得られる。 実施例 ２ 例１と同じ材料から、及び同じ方向により引張
り検体及びねじり検体を製造した。引張り検体を
室温で、残留変形3.7％が生じるように応力をか
けた。加熱の際、試験品は先ず一方向効果を示し
た、すなわち縦軸方向に収縮を生じた（第３図と
定性的に類似）。室温に冷却した後縦軸方向に伸
張を示した。この検体を数回周期的に加熱し、冷
却した。室温及び約340℃の間の相応する伸張も
しくは収縮は0.4％を有した（二方向効果）。 実施例 ３ Ti10V2Fe3Alから例１により棒バネ（第７図
参照）を完成させた。この棒を室温で1.16rad（ε
＝5.8％に相当）ねじつた。荷重を取り除いた後、
これは0.774rad（ε＝3.87％に相当）の残留変形
のねじり角値にもどる。320℃に加熱する際、変
形は0.61rad（ε＝3.05％に相当）にもどる。引き
続き室温に冷却する際、約0.098rad（ε＝0.49％
に相応）の変形が増大する。もう１度、300℃に
加熱すると再び約0.082rad（ε＝0.41％）変形が
減少する。室温と320℃の間の加熱／冷却−サイ
クルを５回行なつた後、約0.078rad（ε＝0.39％
に相当）の変形差が得られた。このねじり二方向
効果は同様に第４図中に記載した現象に定性的に
（正確に数によらない）相応する。 実施例 ４ 例１によりTi10V2Fe3Alから引張り用検体を
製造し、そこに記載したように変形し、300℃に
加熱した。この際、予期したように棒の縦方向で
の相応する収縮の形で一方向効果が生じた。引き
続き検体を400〜450℃の温度に加熱し、この温度
で100分間保持した。この際、検体棒はそれぞれ
施こした第１次変形により１〜２％の程度の値で
縦方向に伸びた。一方向効果に対し逆方向に起こ
る非可逆性等温効果は第５図に定性的に示した。
この際、rel.50％（最初に施こした残留変形に対
し）までの伸びの値が達せられる。 実施例 ５ 第８図参照。 例１による材料から、かつそこに記載した前処
理により針金を形成し、これからコイルバネ７を
巻いて製造した。更にこのバネに例２もしくは例
３による処理を施こし、静止状態で室温において
わずかな圧力前応力下に存在するバネ７が温度上
昇の際にだんだんと収縮するように二方向効果を
施こす。記憶合金からなるバネ７を第８図による
電気スイツチ中に通常の圧力バネ８と一緒に組み
立てる。電流をバネ７を通して流す。通常の状態
ではこの電流は加熱に作用せず、バネ７は実質的
に室温であり、もどしバネ８と釣り合つている。
過電流の際には加熱のためにバネ７は短くなり、
これによりもどしバネ８は負荷がなくなり、上部
接点５／６が閉じ、かつ、例えばこれによりメイ
ンスイツチが電気回路の中断のために作動する。
もちろを７及び８のすべて逆の組み合わせも第８
図に記載されているように実施可能である。 実施例 ６ 第９図参照。 例１による材料から、かつそこに記載されてい
る前処理の後、第７図による棒バネを製造する。
この棒バネを例２もしくは例３により処理し、二
方向効果を生じさせる。準備した棒バネ１０にス
イツチアーム１１をつけ、ベースプレート９上に
取りつけた。電気スイツチのすべてのその他の部
材は第９図の記載から明らかである。この際、棒
バネ１０に直接電流を流してもよいし（直接加
熱）、又は絶縁したヒーターコイルにより密に包
囲してもよい（間接加熱）。動作機構は原理的に
例１に記載したと同様である。この場合はもどし
バネは必要ではない。この構造は非常に単純であ
るので優れている。スイツチの幾何学に好適な選
択（スイツチアームの長さ及び旋回範囲等）によ
り動作温度を広い範囲で調節することができる。 実施例 ７ 第１０〜第１３図参照。 Ti10V2Fe3Alから、軸方向長さ3.0mmで内径
20.25mm及び外径26.25mmの中空円筒状継手１３を
製造する。これを外径20.6mmの２本の管１４（金
属、プラスチツク、セラミツク材料）を結合させ
るために使用する。この継手１３を例１により前
処理する（溶体化、急冷）。更に、なめらかにし
た直径21mmのスチール球１６を用いて軸線方向に
押し込むことにより（第１１図の矢印を見よ）、
この継手を内径20.79mmに拡張する。次に管１４
を対称に軸線方向に継手中に押し込み、全体を
AFの位置する温度（この場合約260℃）に加熱し
た。この加熱により一方向効果が現われ、管１４
の密に固い収縮結合が達せられ、この結合は室温
に冷却した際にも継手がせいぜいわずかに収縮す
るだけなので保持される。機械的に不安定なβ−
チタン合金からの部材を使用するこの結合の利点
は、温度AS及びAFが比較的高いのでこれを室温
で前変形することができるという点にある。この
ことは例えばNi／Ti−ベースの合金においては
できない。それというのも室温よりずつと低い温
度で前変形しなければならないので、このために
特別な冷却剤及び相応する装置が必要である。こ
れに対し、チタン合金からの継手１３の加熱は簡
単な方法ですべての工場で、かつ外でも又は取付
場所でもブローランプ、溶接バーナー等を用いて
処理することができ、この際温度管理も簡単な方
法（焼なまし色、温度チヨーク等）で十分であ
る。 この結合を再び解除する場合には、等温効果を
利用する。この際、収縮した継手１７（第１２
図）を約AFを100〜150℃うわまわつた温度とす
ると、非可逆的な等温記憶効果が生じ、継手は伸
びる（第１３図中の１８）。この状態で管１４を
継手１８から引き出す。この継手を再び使用する
には最初からこの工程を繰り返さなければならな
い：溶体化、急冷、前変形等。 本発明方法の使用及びこれにより製造した部材
の使用は記載された実施例にのみ限定されるもの
ではない。この部材は前記効果の少なくとも１つ
を選択的に利用し、例えば単純な又は段付板バネ
の形又は任意の棒バネの形並びに円筒形又は円錐
形のコイルバネの形を示していてよい。結合部材
もしくは密閉部材、例えば中空体として記憶合金
からなる部材は種々の形を示すことができ、これ
に関して第１４〜１７図はそのうちのいくつかを
示しているにすぎない。特に部材は単純な又は段
付の円筒形、４角形、６角形又は８角形の中空体
を示して良い。更に、この部材は補強盛りへり部
を有する片面又は両面段付中実又は有孔円筒形又
は多角形平板であつてよい。 機械的に不安定なβ−チタン合金からなる部材
は例えば電気スイツチ中の温度従属動作素子とし
て、一般的に温度センサーとして、管及び棒のた
めの固定又は解放可能な結合継手として並びにセ
ラミツク部材のための固定又は解放可能なシール
（プレート状又は継手状）として使用することが
できる。 本発明による方法及び該方法により製造した部
材を用いて、三種の異なる記憶効果により記憶合
金の部材の供給及び使用範囲は明らかに広げられ
る。このことは特に、うめるべき技術上の不備を
有する室温をうわまわる温度での使用（特に100
℃より高温）にあてはまる。更にβ−チタン合金
は良好な熱間並びに冷間加工性及び切削性で優れ
ている。更にTi10V2Fe3Alの場合には市販の合
金であり、このことは他の合金ベースの従来の記
憶合金に対し著しく経済的に利点を有する。
合金であり、チタンの他にバナジウム14〜20重量
％又は鉄４〜６重量％又はマンガン6.5〜９重量
％又はモリブデン13〜19重量％を含有するもので
ある。 その他の有利な合金は三元タイプに属するもの
であり、チタンの他にバナジウム13〜19重量％及
びアルミニウム0.2〜６重量％又は鉄４〜６重量
％及びアルミニウム0.2〜６重量％又は鉄1.5〜2.3
重量％及びバナジウム10〜14重量％を含有するも
のである。 更に、四元タイプに属する１種のグループもあ
り、チタンの他にバナジウム９〜11重量％鉄1.6
〜2.2重量％及びアルミニウム２〜４重量％を含
有するものである。 前に定義し、詳説した機械的不安定なβ−チタ
ン合金（本発明による範囲において）はそれぞれ
熱機械的又は機械的前処理及びそれぞれ温度範囲
により三種の形態記憶効果を示す。この種の合金
に引張り、圧縮、剪断又は少なくともこれら処理
の二種の組み合わせによる応力を、第１次残留変
形が生じるように施こすことにより、記憶効果の
出現のための前提が与えられる。変形に引き続き
部材をASを越える温度に加熱することにより、
先ず一方向効果が生じる（第３図参照）。更にAF
まで加熱する際、最初の変形方向と反対の変形で
ある効果が終了する。すなわち、AS及びAFはマ
ルテンサイトの高温相への開始もしくは終了再変
態の温度を示す。従来の記憶合金と異なり機械的
に不安定なβ−チタン合金においてAS及びAFは
比較的高く（100℃を越える範囲）、このことは新
しい使用分野を開拓する。この部材をAFに近い
温度から室温に冷却すると一方向効果により達せ
られた変形が保持される。こうして、例えば建築
部材の固い結合が実現される。第１次残留変形を
一定量越えて高める場合、引き続く加熱により、
先ずAS及びAFの間の範囲を経過する際に一方向
効果が先ず生じる。AFを越えて更にわずかに加
熱すると、この材料は二方向効果を示す状態とな
る（第４図）。約300〜350℃の温度範囲から室温
に冷却する際、この部材は一方向効果の方向と反
対の方向に経過する、すなわち最初に施こした残
留変形と同じ方向の変形を示す。従来のNi／Ti
−及びβ−黄銅タイプの記憶合金と異なり、この
変形は温度で連続的に及び実質的にヒステレシス
なしに生じる：この材料のこの挙動はむしろバイ
メタルの挙動と類似性を示す。Ti10V2Fe3Alの
場合にはこの曲線は直線ではなくわずかに曲がつ
ており、この曲線は温度軸に対し凹形になつてい
る。常法で一方向効果のために前処理した材料を
AFを著しく越えて加熱し、達した温度で保持す
ると、第３の効果である等温記憶効果が観察され
る（第５図参照）。この際、この部材は一方向効
果と反対の意味で変形する。前記のチタン合金の
場合にはこの効果は約400℃で起こる。これは非
可逆性であり、マルテンサイトのα″−相の安定
なα−相への変態に起因する。この組織はこうし
て主に安定な相α及びβからなつている。この効
果は例えば解放可能な収縮結合の組み立てに利用
される。 チタン合金からなる部材を製造する際に、前記
の温度範囲、有利にβ−変態線の上方から部材
を、一方では機械的に不安定なβ−相を得るため
に、他方では冷却変態ω−相以外のすべての新し
い相の形成を押さえるために十分高い速度で冷却
することが必要である。もう１つの条件として
は、多くても急冷により熱で生じるマルテンサイ
トの最大10容量％の形成が許可されるべきであ
る。すなわち、急冷によりβ−組織状態ができる
かぎり室温まで純粋に持ち込まれることが重要で
ある。理想な場合は100％機械的に不安定なβ−
相を形成する。マルテンサイトは変形を加えるこ
とにより、すなわち応力によりはじめて生じるべ
きである。冷却変態ω−相に関しては、その形成
はしばしば完全に回避することはできない。記憶
効果の安定性のためにはいずれにせよω−析出は
不所望である。マルテンサイトを形成するための
有意義な残留変形の上限は、大きな変形の際回復
可能な伸びの平面が尽きるという事実から生じる
（第２図参照、Ti10V2Fe3Alにおけるこの限界は
約６％のところである）。次に、すでに一般的に
前記した温度ASを本発明範囲において化学工学
的値として正確に定義する。ASとは予め施こし
た、第１次残留機械的変形の1/100が再形成され
る温度である。更に、記憶効果を特徴づける値と
してはA90を導入すべきである。これは先に行な
つた変形及びその後の加熱の後、部材の組織がな
おマルテンサイト最高10容量％を含有する温度で
ある。 一方向効果を目的とするならば、第１次変形の
後この部材をASを越える温度に加熱するべきで
ある。等温効果の場合には、この部材を、安定な
α−相が析出する温度に加熱し、この温度で最初
の相の少なくとも１容量％がα−相に変態するま
で保持する。二方向効果を利用する場合には、こ
の部材を第１次変形の後A90を越える温度に加熱
し、その後ASより低い温度に冷却する。前記の
条件は前記記憶効果を得るための最低条件であ
る。しかしながら最適な一方向効果を得るために
はAFの温度に加熱した後にはじめて得られる。
等温効果の場合には一般にAF点より少なくとも
50℃越えた温度に加熱することが必要である。二
方向効果はAS及びAFの間の温度に加熱すること
により達せられ、この際この組織は一部α″−相、
一部β−相からなる。 実施例 １ β−チタン合金を一般に消耗電極を用いて二回
アーク溶解により製造する。出発物質はチタンス
ポンジ及び相応する予合金である。溶解工程は真
空下に又は低い水素分圧を有する保護ガス下に行
なう。部材の製造のためには成分を混合し、溶解
させ、鋳造し、こうして得られた製品を熱間加工
し、少なくとも安定なβ−相が部分的に存在する
温度範囲で溶体化する。更にこの製品を室温に急
冷し、機械的変形並びにその他の熱処理を行な
う。 この場合には直径254mm及び重量130Kgの円筒形
鋳造品の形の半製品から出発した。このチタン合
金は記号Ti−10V−2Fe−3Alに相応し、次の組
成を示す： Ｖ＝9.3重量％ Fe＝1.8重量％ Al＝3.2重量％ Ｃ＝0.03重量％ Ｏ＝0.08重量％ Ti＝残り 引き渡された状態でこの材料を検体に完成し
た。すなわち第６図による引張り検体、並びに第
７図による中空ねじり検体とした。 明らかに再現可能な出発状態を製造するため
に、この検体をβ相の範囲で60分間850℃で溶体
化を行ない、引き続き揺動水中で室温に冷却す
る。溶体化の間酸化を防ぐために熱間処理を真空
炉中で行なうか、又はこの検体を空気密にシール
した、保護ガスで満たした石英ガラスアンプル中
に入れた。このガラスアンプルは急冷媒体（水）
に浸す時にすぐに破壊し、こうして迅速な急冷を
行なうことができる。真空下での熱処理の際に
も、保護ガスを満たしたアンプルを使用する際に
も、検体を付加的にルーズにジルコニウム箔にく
るみ込み、残りの酸素をその高いジルコニウムへ
の親和性により結合する。 一方向効果を得るために、引張り検体を室温で
引張り速度を＝0.0007sec-1で変形した。３％
まで残留変形した検体は、これを塩浴中で300℃
に加熱し、60秒間この温度で保持した後、そのも
との長さに（変形前）ほぼ完全に戻る。３％より
強く変形した製品は同様に一方向効果を示すが、
もはや完全にその出発形に戻らない。７％より強
い変形の場合、記憶効果はもはや測定されない
（第２図参照）。引張りのかわりに圧縮を使用した
第１次変形においても同じ結果を有する同じ現象
を確認することができた。 引張り棒で測定した一方向効果は概略的に第３
図中に記載されている。類似の結果は棒バネを用
いても、又は変形の逆転（圧力負荷）においても
得られる。 実施例 ２ 例１と同じ材料から、及び同じ方向により引張
り検体及びねじり検体を製造した。引張り検体を
室温で、残留変形3.7％が生じるように応力をか
けた。加熱の際、試験品は先ず一方向効果を示し
た、すなわち縦軸方向に収縮を生じた（第３図と
定性的に類似）。室温に冷却した後縦軸方向に伸
張を示した。この検体を数回周期的に加熱し、冷
却した。室温及び約340℃の間の相応する伸張も
しくは収縮は0.4％を有した（二方向効果）。 実施例 ３ Ti10V2Fe3Alから例１により棒バネ（第７図
参照）を完成させた。この棒を室温で1.16rad（ε
＝5.8％に相当）ねじつた。荷重を取り除いた後、
これは0.774rad（ε＝3.87％に相当）の残留変形
のねじり角値にもどる。320℃に加熱する際、変
形は0.61rad（ε＝3.05％に相当）にもどる。引き
続き室温に冷却する際、約0.098rad（ε＝0.49％
に相応）の変形が増大する。もう１度、300℃に
加熱すると再び約0.082rad（ε＝0.41％）変形が
減少する。室温と320℃の間の加熱／冷却−サイ
クルを５回行なつた後、約0.078rad（ε＝0.39％
に相当）の変形差が得られた。このねじり二方向
効果は同様に第４図中に記載した現象に定性的に
（正確に数によらない）相応する。 実施例 ４ 例１によりTi10V2Fe3Alから引張り用検体を
製造し、そこに記載したように変形し、300℃に
加熱した。この際、予期したように棒の縦方向で
の相応する収縮の形で一方向効果が生じた。引き
続き検体を400〜450℃の温度に加熱し、この温度
で100分間保持した。この際、検体棒はそれぞれ
施こした第１次変形により１〜２％の程度の値で
縦方向に伸びた。一方向効果に対し逆方向に起こ
る非可逆性等温効果は第５図に定性的に示した。
この際、rel.50％（最初に施こした残留変形に対
し）までの伸びの値が達せられる。 実施例 ５ 第８図参照。 例１による材料から、かつそこに記載した前処
理により針金を形成し、これからコイルバネ７を
巻いて製造した。更にこのバネに例２もしくは例
３による処理を施こし、静止状態で室温において
わずかな圧力前応力下に存在するバネ７が温度上
昇の際にだんだんと収縮するように二方向効果を
施こす。記憶合金からなるバネ７を第８図による
電気スイツチ中に通常の圧力バネ８と一緒に組み
立てる。電流をバネ７を通して流す。通常の状態
ではこの電流は加熱に作用せず、バネ７は実質的
に室温であり、もどしバネ８と釣り合つている。
過電流の際には加熱のためにバネ７は短くなり、
これによりもどしバネ８は負荷がなくなり、上部
接点５／６が閉じ、かつ、例えばこれによりメイ
ンスイツチが電気回路の中断のために作動する。
もちろを７及び８のすべて逆の組み合わせも第８
図に記載されているように実施可能である。 実施例 ６ 第９図参照。 例１による材料から、かつそこに記載されてい
る前処理の後、第７図による棒バネを製造する。
この棒バネを例２もしくは例３により処理し、二
方向効果を生じさせる。準備した棒バネ１０にス
イツチアーム１１をつけ、ベースプレート９上に
取りつけた。電気スイツチのすべてのその他の部
材は第９図の記載から明らかである。この際、棒
バネ１０に直接電流を流してもよいし（直接加
熱）、又は絶縁したヒーターコイルにより密に包
囲してもよい（間接加熱）。動作機構は原理的に
例１に記載したと同様である。この場合はもどし
バネは必要ではない。この構造は非常に単純であ
るので優れている。スイツチの幾何学に好適な選
択（スイツチアームの長さ及び旋回範囲等）によ
り動作温度を広い範囲で調節することができる。 実施例 ７ 第１０〜第１３図参照。 Ti10V2Fe3Alから、軸方向長さ3.0mmで内径
20.25mm及び外径26.25mmの中空円筒状継手１３を
製造する。これを外径20.6mmの２本の管１４（金
属、プラスチツク、セラミツク材料）を結合させ
るために使用する。この継手１３を例１により前
処理する（溶体化、急冷）。更に、なめらかにし
た直径21mmのスチール球１６を用いて軸線方向に
押し込むことにより（第１１図の矢印を見よ）、
この継手を内径20.79mmに拡張する。次に管１４
を対称に軸線方向に継手中に押し込み、全体を
AFの位置する温度（この場合約260℃）に加熱し
た。この加熱により一方向効果が現われ、管１４
の密に固い収縮結合が達せられ、この結合は室温
に冷却した際にも継手がせいぜいわずかに収縮す
るだけなので保持される。機械的に不安定なβ−
チタン合金からの部材を使用するこの結合の利点
は、温度AS及びAFが比較的高いのでこれを室温
で前変形することができるという点にある。この
ことは例えばNi／Ti−ベースの合金においては
できない。それというのも室温よりずつと低い温
度で前変形しなければならないので、このために
特別な冷却剤及び相応する装置が必要である。こ
れに対し、チタン合金からの継手１３の加熱は簡
単な方法ですべての工場で、かつ外でも又は取付
場所でもブローランプ、溶接バーナー等を用いて
処理することができ、この際温度管理も簡単な方
法（焼なまし色、温度チヨーク等）で十分であ
る。 この結合を再び解除する場合には、等温効果を
利用する。この際、収縮した継手１７（第１２
図）を約AFを100〜150℃うわまわつた温度とす
ると、非可逆的な等温記憶効果が生じ、継手は伸
びる（第１３図中の１８）。この状態で管１４を
継手１８から引き出す。この継手を再び使用する
には最初からこの工程を繰り返さなければならな
い：溶体化、急冷、前変形等。 本発明方法の使用及びこれにより製造した部材
の使用は記載された実施例にのみ限定されるもの
ではない。この部材は前記効果の少なくとも１つ
を選択的に利用し、例えば単純な又は段付板バネ
の形又は任意の棒バネの形並びに円筒形又は円錐
形のコイルバネの形を示していてよい。結合部材
もしくは密閉部材、例えば中空体として記憶合金
からなる部材は種々の形を示すことができ、これ
に関して第１４〜１７図はそのうちのいくつかを
示しているにすぎない。特に部材は単純な又は段
付の円筒形、４角形、６角形又は８角形の中空体
を示して良い。更に、この部材は補強盛りへり部
を有する片面又は両面段付中実又は有孔円筒形又
は多角形平板であつてよい。 機械的に不安定なβ−チタン合金からなる部材
は例えば電気スイツチ中の温度従属動作素子とし
て、一般的に温度センサーとして、管及び棒のた
めの固定又は解放可能な結合継手として並びにセ
ラミツク部材のための固定又は解放可能なシール
（プレート状又は継手状）として使用することが
できる。 本発明による方法及び該方法により製造した部
材を用いて、三種の異なる記憶効果により記憶合
金の部材の供給及び使用範囲は明らかに広げられ
る。このことは特に、うめるべき技術上の不備を
有する室温をうわまわる温度での使用（特に100
℃より高温）にあてはまる。更にβ−チタン合金
は良好な熱間並びに冷間加工性及び切削性で優れ
ている。更にTi10V2Fe3Alの場合には市販の合
金であり、このことは他の合金ベースの従来の記
憶合金に対し著しく経済的に利点を有する。
第１図は二元チタン合金の概略状態図であり、
第２図はチタン合金のための施こした残留伸びと
回復可能な伸びとの関係を示し、第３図は一方向
効果のための温度と変形の関係を示し、第４図は
二方向効果のための温度と変形の関係を示し、第
５図は等温効果のための温度と変形との関係を示
し、第６図は引張り試験のための試験用棒の寸法
図であり、第７図はねじり試験のための試験用棒
の寸法図であり、第８図はコイルバネを有する電
気スイツチの概略断面図であり、第９図は棒バネ
を有する電気スイツチの概略遠近法図であり、第
１０図は開始時における収縮継手の縦断面図であ
り、第１１図は拡張の瞬間における収縮継手の縦
断面図であり、第１２図は組み立て後の収縮継手
の縦断面図であり、第１３図はゆるめた後の収縮
継手の縦断面図であり、第１４図はセラミツクシ
ールの縦断面図であり、第１５図は組み立て前の
中空体密閉の縦断面図であり、第１６図は組み立
て前の隔壁と中空体結合との縦断面図であり、第
１７図は異なる直径を有する中空体結合の縦断面
図を表わす。 Ａ……Ms−線と０℃−等温線との交点、Ｂ…
…Md−線と０℃−等温線との交点、Ｃ……Ｂに
おける濃度線とβ−変態線との交点、Ｄ……Ａに
おける濃度線とＣにおける等温線との交点、ａ…
…回復可能な伸び△εγと施こした第１次残留伸
びεとの関係、ｂ……伸びの100％回復（45゜一直
線）、AS……マルテンサイト→高温度相への相変
態の開始、AF……マルテンサイト→高温度相へ
の相変態の終了、１……ケーシング、２……支持
体、３……軸受、４……接点レバー、５……固定
接点、６……可動性接点、７……記憶合金からな
るバネ（引張り又は圧力）、８……通常のバネ
（もどしバネ又は補助バネ）、９……ベースプレー
ト、１０……記憶合金からなる棒バネ、１１……
スイツチアーム、１２……固定接点のための支持
台、１３……拡張前の記憶合金からなる継手、１
４……結合すべき管、１５……拡張時の記憶合金
からなる継手、１６……拡張するための球、１７
……組み立て後の記憶合金からなる継手（一方向
効果による収縮工程）、１８……解放後の記憶合
金からなる継手（等温効果による伸張工程）、１
９……組み立て後の記憶合金からなるプレート、
２０……溝、２１……セラミツク材料からなる中
空体、２２……記憶合金からなる一面段付プレー
ト、２３……旋削部、２４……結合すべき中空体
（金属、プラスチツク、セラミツク材料）、２５…
…記憶合金からなる両面段付プレート、２６……
記憶合金からなる段付中空体、２７……中心開口
部。
第２図はチタン合金のための施こした残留伸びと
回復可能な伸びとの関係を示し、第３図は一方向
効果のための温度と変形の関係を示し、第４図は
二方向効果のための温度と変形の関係を示し、第
５図は等温効果のための温度と変形との関係を示
し、第６図は引張り試験のための試験用棒の寸法
図であり、第７図はねじり試験のための試験用棒
の寸法図であり、第８図はコイルバネを有する電
気スイツチの概略断面図であり、第９図は棒バネ
を有する電気スイツチの概略遠近法図であり、第
１０図は開始時における収縮継手の縦断面図であ
り、第１１図は拡張の瞬間における収縮継手の縦
断面図であり、第１２図は組み立て後の収縮継手
の縦断面図であり、第１３図はゆるめた後の収縮
継手の縦断面図であり、第１４図はセラミツクシ
ールの縦断面図であり、第１５図は組み立て前の
中空体密閉の縦断面図であり、第１６図は組み立
て前の隔壁と中空体結合との縦断面図であり、第
１７図は異なる直径を有する中空体結合の縦断面
図を表わす。 Ａ……Ms−線と０℃−等温線との交点、Ｂ…
…Md−線と０℃−等温線との交点、Ｃ……Ｂに
おける濃度線とβ−変態線との交点、Ｄ……Ａに
おける濃度線とＣにおける等温線との交点、ａ…
…回復可能な伸び△εγと施こした第１次残留伸
びεとの関係、ｂ……伸びの100％回復（45゜一直
線）、AS……マルテンサイト→高温度相への相変
態の開始、AF……マルテンサイト→高温度相へ
の相変態の終了、１……ケーシング、２……支持
体、３……軸受、４……接点レバー、５……固定
接点、６……可動性接点、７……記憶合金からな
るバネ（引張り又は圧力）、８……通常のバネ
（もどしバネ又は補助バネ）、９……ベースプレー
ト、１０……記憶合金からなる棒バネ、１１……
スイツチアーム、１２……固定接点のための支持
台、１３……拡張前の記憶合金からなる継手、１
４……結合すべき管、１５……拡張時の記憶合金
からなる継手、１６……拡張するための球、１７
……組み立て後の記憶合金からなる継手（一方向
効果による収縮工程）、１８……解放後の記憶合
金からなる継手（等温効果による伸張工程）、１
９……組み立て後の記憶合金からなるプレート、
２０……溝、２１……セラミツク材料からなる中
空体、２２……記憶合金からなる一面段付プレー
ト、２３……旋削部、２４……結合すべき中空体
（金属、プラスチツク、セラミツク材料）、２５…
…記憶合金からなる両面段付プレート、２６……
記憶合金からなる段付中空体、２７……中心開口
部。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 成分を混合し、溶解し、鋳造し、かつこうし
て得られた室温において（α＋β）−組織を有す
るチタン合金からなる部品を熱間成形し、少なく
とも安定なβ相が部分的に存在する温度範囲で溶
体化を行ない、引き続き室温に冷却し、更に機械
的な変形並びにその他の熱処理を行なうことによ
り、応力により生じたα″−組織の形のマルテン
サイトの状態で存在しかつ記憶効果を有するチタ
ン合金からなる部材を製造するために、該部品は
元素V.Al、Fe、Ni、Co、Mn、Cr、Mo、Zr、
Nb、Sn、Cuを少なくとも１種含有するチタン合
金からなり、かつ該チタン合金の合金成分の原子
パーセントで表わした濃度限界は式 −1100o 〓i （AiXi＋BiXi2）−700 を満たし、ここで式中のXiはそれぞれの成分の
原子パーセントでの濃度を表わし、係数Ai及び
Biは次の表によりそれぞれ成分に関係ずけられ
ており： 【表】 該部品を、機械的に不安定なβ−相を得ること
ができ、かつ冷却変態ω−相以外のすべての新規
の相の形成を押さえ、かつ冷却により熱的に生じ
るマルテンサイトの形成を最高10容量％までに押
さえるために充分速い速度で、β−変態温度を上
まわるか又は不安定なβ−相の形成に少なくとも
部分的に作用するために十分高い温度を越える温
度範囲から、β−相が機械的に不安定である温度
に急冷し、かつβ−相が機械的に不安定な温度範
囲で引張り、圧縮又は剪断又はこれら処理の組み
あわせを使用して機械的変形を最高７％までの残
留変形が生じるように行ない、かつその他の熱処
理を少なくとも加熱により行なうことを特徴とす
るチタン合金からなる部材の製法。 ２ その他の熱処理がASによりうわまわる温度
への加熱であり、ここでASとは予め施した残留
機械変態の1/100が再形成される温度である特許
請求の範囲第１項記載の製法。 ３ その他の熱処理がα−相を析出させるために
十分高い温度への加熱並びに最初の相の少なくと
も１容量％までがα−相に変態するまでのこの温
度での保持である特許請求の範囲第１項記載の製
法。 ４ その他の熱処理がA90をうわまわる温度への
加熱及び引き続くASを下まわる温度への冷却で
あり、ここでA90とは組織が最高10容量％マルテ
ンサイトを含有する温度であり、ASとは予め施
した残留機械変形の1/100が再形成される温度で
ある特許請求の範囲第１項記載の製法。 ５ チタン合金が二元タイプに属し、チタンの他
にバナジウム14〜20重量％又は鉄４〜６重量％又
はマンガン6.5〜９重量％又はモリブデン13〜19
重量％を含有する特許請求の範囲第１項記載の製
法。 ６ チタン合金が三元タイプに属し、チタンの他
にバナジウム13〜19重量％及びアルミニウム0.2
〜６重量％又は鉄４〜６重量％及びアルミニウム
0.2〜６重量％又は鉄1.5〜2.3重量％及びバナジウ
ム10〜14重量％を含有する特許請求の範囲第１項
記載の製法。 ７ チタン合金が四元タイプに属し、チタンの他
にバナジウム９〜11重量％及び鉄1.6〜2.2重量％
及びアルミニウム２〜４重量％を含有する特許請
求の範囲第１項記載の製法。 ８ チタン合金がバナジウム10重量％、鉄２重量
％、アルミニウム３重量％、残りチタンからなる
特許請求の範囲第７項記載の製法。 ９ β−変態温度をうわまわる温度で溶体化し、
かつβ−変態温度と温度100℃との間の温度降下
の経過に最高で10秒間の冷却時間を要する氷水中
での急冷を行なう特許請求の範囲第１項記載の製
法。 １０ 部材がβ−組織の形で存在し、一方向記憶
効果を示すように、マルテンサイトの高温度相へ
の再変態が99％まで完了する温度であるAF点に
相応する温度に加熱する特許請求の範囲第９項記
載の製法。 １１ 部材が部分的にα″−組織の形で、及び部
分的にβ−組織の形で存在し、連続的な二方向記
憶効果を示すように、予め施した残留機械変形の
１／１００が再形成する温度であるAS点と、マルテン
サイトの高温度相への再変態が99％まで完了する
温度であるAF点との間の温度に加熱する特許請
求の範囲第１項記載の製法。 １２ 部材が部分的にβ−組織の形で、かつ部分
的にα−組織の形で存在し、非可逆の等温記憶効
果を示すように、マルテンサイトの高温度相への
再変態が99％まで完了する温度であるAF点を少
なくとも50℃上まわる温度に加熱し、この温度に
相応して保持する特許請求の範囲第１項記載の製
法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CH193481 | 1981-03-23 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57185965A JPS57185965A (en) | 1982-11-16 |
| JPS6349741B2 true JPS6349741B2 (ja) | 1988-10-05 |
Family
ID=4222006
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57046180A Granted JPS57185965A (en) | 1981-03-23 | 1982-03-23 | Member of titanium alloy and manufacture |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4412872A (ja) |
| EP (1) | EP0062365B1 (ja) |
| JP (1) | JPS57185965A (ja) |
| DE (1) | DE3261668D1 (ja) |
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