WO2008023734A1 - Alliage à base de fer et son procédé de fabrication - Google Patents

Alliage à base de fer et son procédé de fabrication Download PDF

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Ryosuke Kainuma
Katsunari Oikawa
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Toshihiro Ohmori
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    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust

Definitions

  • the present invention relates to a ferromagnetic Fe-based alloy capable of controlling displacement by obtaining a large reversible strain by applying and removing a magnetic field gradient, and a method for producing the same.
  • Titanium alloys are attracting attention as a material having a low Young's modulus and a high elastic deformability, and are used for artificial tooth roots, artificial bones, spectacle frames, and the like.
  • titanium alloys containing IVa and Va elements are known to be low elastic modulus materials with low Young's modulus! (Patent Documents 1 and 2).
  • Patent Documents 1 and 2 describe the deformation behavior of titanium alloys with respect to external stress. External factors that cause deformation include temperature, magnetic field, and the like in addition to stress.
  • Shape memory alloys are known for temperature-based displacement control, and dimensional changes on the order of several percent have been obtained.
  • the shape memory effect is a phenomenon in which the original shape is recovered by utilizing the martensite reverse transformation that occurs when a deformed material is heated to a certain temperature or higher.
  • the force that can be used as a heat-driven actuator Temperature control is required.
  • the shape change during cooling is controlled by thermal diffusion, resulting in poor responsiveness!
  • Ferromagnetic shape memory alloys are also attracting attention as activator materials!
  • a dimensional change of several percent over conventional magnetostrictive materials can be obtained by applying an external magnetic field, and the low responsiveness that is a drawback of heat-driven shape memory alloys is also eliminated.
  • the ferromagnetic shape memory alloy for example, there is a Ni—Mn—Ga system, and an actuator material that causes a shape change by applying a magnetic field is known (Patent Document 3).
  • Ni-Mn-Ga-based materials are inferior in ductility, and it is difficult to give complex and precise shapes required for machine parts.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-332531
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-249836
  • Patent Document 3 US Patent 5,958,154 Disclosure of the invention
  • the present invention is based on force and knowledge, and in a component system in which an appropriate amount of one or more of Al, Si, Cr, Ni is added, a large reversible strain is obtained by removing the magnetic field gradient, and ductility is achieved.
  • the objective is to provide a good Fe-based ferromagnetic alloy.
  • Fe-based alloy of the present invention A1: 0.01 ⁇ ; 11 mass 0/0, Si:! 0.0 ; ⁇ 7 mass 0/0, Cr: 0.01 ⁇ 26 wt% of one or comprise two or more Yes.
  • Fe base alloy of the present invention ⁇ 1: 0 ⁇ 01 ⁇ ; 11 wt%, Si:! 0.0; ⁇ 7 wt%, Ji 0.0; ⁇ 26 mass 0/0, Ni:! 35 -50 mass% of one kind or two or more kinds can be included.
  • This Fe-based alloy is ferromagnetic at least at room temperature, and there exist deformation twins generated by processing.
  • twin is the ratio of the area of the twin interface to the grain boundary area (hereinafter simply referred to as “twin”).
  • the area ratio of the crystal interface is adjusted to 0.2 or more.
  • the metal structure in which twins exist is processed after a solution treatment of Fe-based alloy with a prescribed composition at 600 to 1350 ° C. Rate: Formed by processing at 10% or more, and may be further aged at 200 to 800 ° C.
  • the inventors of the present invention added various alloying elements to Fe, which is a ferromagnetic element, for the purpose of a material capable of obtaining a large reversible strain by removing the magnetic field gradient and removing the magnetic field gradient.
  • Fe which is a ferromagnetic element
  • the relationship between the processing rate and the amount of elastic deformation and magnetic properties was investigated.
  • a Fe-based alloy containing appropriate amounts of Al, Si, Cr, and Ni can produce a ferromagnetic highly elastic deformable alloy with large reversible strain and high ductility due to the removal of the magnetic field gradient. did it.
  • a Fe is a ferromagnetic element having a large magnetic moment, force S, and pure Fe causes plastic deformation immediately and has a small amount of elastic deformation.
  • the addition of Al, Si, Cr, Ni, etc. to Fe increases the elastic deformation while exhibiting high magnetic properties. We were able to confirm that it was improved.
  • a displacement control element with a magnetic field gradient it is preferable to show a strong magnetizing ability with respect to a relatively low magnetic field.
  • T 0.5 Tesla
  • the elastic limit strain of annealed metallic materials such as Fe is normally about 0.3%. It is found that the yield stress and elastic limit increase with increasing hardness and tensile strength. It was.
  • the Fe alloy of the present invention for example, a strain of 0.4% or more exceeding the normal elastic strain amount is recovered for a bending deformation of 1%.
  • Fig. 1 summarizes the relationship between the strength of magnetization to an external magnetic field of 0.5T and the amount of elastic strain to a bending deformation of 1%. All the alloys of the present invention have a magnetization strength of lOOem u / g or more. 0. Indicates elastic deformation of 4% or more. Such properties can be applied over a wide temperature range from liquid nitrogen temperature (1196 ° C) to 400 ° C.
  • the Fe alloy of the present invention has a force S that exhibits a large amount of elastic strain with a relatively small Young's modulus, and the respective factors include the ⁇ effect and the reversible movement of twins.
  • Young's modulus is a physical property value related to the cohesive force between atoms, and is considered difficult to control by processing or heat treatment.
  • a ferromagnetic material has a ⁇ E effect that lowers the Young's modulus due to the rotation of the magnetic moment when stress is applied.
  • deformation twins present in a large amount in the processed structure reversibly move with respect to deformation and unloading after deformation.
  • the reversible movement phenomenon of twins shows a greater amount of elastic deformation than materials without twins.
  • a large amount of elastic strain was obtained, and the abundance of twins was determined by measuring the length of the twin interface and the length of the crystal grain boundary based on the metal structure observed with an optical microscope. It can be expressed as an area ratio of the interface.
  • the difference between the high elastic deformation obtained in the present invention and the superelasticity of the shape memory alloy will be described.
  • the crystallographic orientation relationship between the two regions at the boundary of the twin interface becomes a twin crystal relationship by processing, whereas in superelasticity, the martensite is transformed from the parent phase by stress. Stress-induced martensitic transformation occurs with a change in crystal structure to the phase. In this respect, there is a clear difference between the two.
  • Fe-based alloy of the present invention A1: 0. 01 ⁇ ; 11 wt%, Si:! 0. 0; ⁇ 7 wt%, Cr: 0. 01 ⁇ 26 wt 0/0 or A1,: 0 . 01; 11 mass 0/0, Si:! 0. 0; ⁇ 7 mass 0/0, Cr: 0. 01- 26 wt%, Ni: 35 to 50 over selected from the mass% species or two species It is based on Fe alloy including the above.
  • Al, Si, Cr, and Ni have the effect of increasing the magnetic permeability by increasing the amount of elastic deformation after cold working while having high magnetization strength. Such an effect becomes prominent when 0.01% by mass or more of Al, Si or Cr is added. However, excessive addition causes significant deterioration of workability and magnetic properties.
  • the upper limit was 8:11 mass%, 31: 7 mass%, and the same: 26 mass%.
  • Ni has the effect of increasing the amount of elastic deformation after cold working while having a high magnetization strength when added in an amount of 35% by mass or more. However, excessive addition causes remarkable deterioration of workability and magnetic properties, so Ni: 50 mass% was made the upper limit.
  • Ti, V, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, and W are effective components for forming carbides, sulfides, etc. to refine crystal grains and increasing toughness.
  • Mn is a component that is effective in improving the machinability by generating sulfides.However, excessive addition causes a significant deterioration in magnetic properties, so when adding Mn: 0. Select content in the range of 0;! To 5 mass%.
  • Cu is an effective component for improving the weather resistance. Excessive addition causes significant deterioration of magnetic properties! / When it is added, Cu: 0.0; Select content in the range of 5 to 5% by mass. To do.
  • Co is a force that is an effective component for raising the Curie temperature, and excessive addition causes deterioration of ductility. Therefore, when adding Co, the content should be selected in the range of Co: 0.0; To do.
  • Ni is an effective component for improving the corrosion resistance even if it is less than 35% by mass, so it can be added as an optional component within a range that does not cause significant deterioration or deterioration of the magnetic properties. In this case, it is preferable to select the content within the range of Ni: 0.01 to 10% by mass.
  • B, C, and P are force S, which is an effective component for grain refinement, and excessive addition leads to significant deterioration of ductility. Therefore, when adding B, C, and P, select the content in the range of ⁇ : 0 ⁇ 001 ⁇ ;! Mass%, C: 0.001 ⁇ ;! Mass%, P: 0.001 ⁇ ;! Mass% .
  • S is a force S that is an effective component for improving machinability, and excessive addition causes deterioration of workability. Therefore, when adding S, the content is selected in the range of S: 0.001 ⁇ ;
  • the Fe-based alloy After melting the Fe-based alloy adjusted to a predetermined composition, it is formed into a plate, wire, tube, or the like having a target size by cold rolling, drawing, or the like through forging, forging, hot rolling, and the like.
  • Cold-worked Fe-based alloy at a temperature of 600 ⁇ ;
  • the material introduced in the process up to processing is removed to homogenize the material.
  • the solution temperature should be 600 ° C or higher because it requires the recrystallization temperature or higher, and it must be sufficiently below the melting temperature (specifically, 1350 ° C or lower), preferably 700 to 1100 °. Set to C range.
  • the solution time is 0.1 hour or more because diffusion for recrystallization or solution is necessary, and 6 hours or less is necessary to prevent significant oxidation of the material, preferably 0.2 hours to Set to a range of 2 hours.
  • the solution-treated Fe-based alloy may be heat-treated at 200 to 600 ° C as necessary.
  • This heat treatment has the effect of tempering hard and brittle martensite. A temperature of 200 ° C or higher is required to obtain this effect. At temperatures exceeding 600 ° C, martensite transformation may occur again during cooling, so the temperature is set to 600 ° C or lower.
  • This heat treatment time is 0.01 hours or more because diffusion necessary for tempering is necessary, and heat treatment for a long time requires 24 hours or less to reduce the elastic deformability, and is preferably 0. It is set in the range of 1 hour to 4 hours.
  • the solution-treated Fe-based alloy is subjected to processing such as rolling, forging, bending and drawing at room temperature or at a temperature of 700 ° C or lower. Processing at room temperature or below 700 ° C is not preferable for hot working that may cause dynamic recrystallization, which is effective for increasing the number of twins and increasing the elastic range. Considering the fact that processing in the temperature range of 0.6T (T: melting point) or higher is defined as hot processing, the processing temperature should be set to 0.6T or less, specifically 700 ° C or less.
  • the processing rate requires a processing rate of 10% or more because the area of the twin interface is 0.2 or more of the grain boundary area, and 95% to avoid a heavy burden on the equipment. It is necessary to do the following.
  • twins The influence of twins on the improvement of elastic deformability becomes significant when the area of the twin interface is set to a ratio of 0.2 or more with respect to the grain boundary area in the entire metal structure.
  • a piston-type pump can be cited.
  • the principle of a piston-type pump using a magnetically driven actuator is that the volume of a chamber used for feeding a fluid, usually a liquid, changes due to a magnetic field gradient induced shape change of the actuator element.
  • the movement of the piston is generated by a wide range of shape changes in the actuator element.
  • the magnetic field generation source can be installed outside the chamber.
  • A1 to A5 are Fe-A1 series
  • S1 to S4 are Fe-Si series
  • C1 to C4 are Fe-Cr series
  • N1 to N4 are Fe-Ni series
  • A5, A6, S5, S6, C5, C6, N5, and N6 are alloy designs that combine multiple basic systems.
  • Table 2 shows the results of investigating the amount of elastic deformation and the strength of magnetization at room temperature when each Fe alloy after solution treatment was cold-rolled at 40% at room temperature.
  • the amount of inertial deformation was defined as the amount of geometric strain that was unloaded after a 1% bending strain was applied in a three-point bending test and then returned.
  • the magnetization strength was the magnetization strength at 0.5T when a magnetic field was applied using a vibrating sample magnetometer.
  • the area ratio of the twin interface was determined based on the average value of the grain boundary and twin interface obtained from the optical micrographs of 5 fields of view.
  • the area ratio of the twin interface is 0.6 or more in any of the alloy systems of Fe-Al, Fe-Si, Fe-Cr, and Fe-Ni.
  • the area ratio of the metal tended to increase with increasing amounts of Al, Si, Cr, and Ni.
  • the amount of elastic deformation also tends to increase as the area ratio of the twin interface increases, and as shown in the response curve of alloy A2 (Fig. 3), unloading is applied for 1% strain application. Sometimes it shows an elastic deformation of 0.55%. With other alloys, an inertia deformation amount of 0.4% or more was obtained. Another characteristic is that it is more linear than super-elastic materials.
  • the strength of magnetization is a force that decreases with the increase of the additive element. In any system, the strength of magnetization is as high as lOOemu / g or more.
  • Comparative Example Ol (Fe) and Comparative Example 0 2 (Fe—Co) although having strong magnetism, have few twins and have a lower elastic deformation than the present invention. It was. Comparative Example 03 (SUS316U shows a high twin interface ratio and elastic deformation, but the magnetization strength at 0.5 T is almost zero.
  • Table 2 the area ratio of the interface of the cold, ⁇ shape amount, orchid ⁇ of (cold ⁇ 3 ⁇ 4 ⁇ ⁇ rate: 40%)
  • Example 2 [0030] Select A2, S3, C2, and N3 in Table 1 as Fe-Al, Fe-Si, Fe-Cr, and Fe-Ni alloys, and perform cold working and aging treatment after solution treatment. did.
  • Table 3 shows the relationship between manufacturing conditions and physical properties.
  • test No. 1 cold rolling was not performed after solution treatment, and twins were not present.
  • Test No. 2 was obtained by applying 40% cold rolling to Test No. 1, and the amount of elastic deformation was also increasing.
  • Test No. 3 was rolled at a cold work rate of 80%. As the work rate increased, the area ratio of the twin interface and the amount of elastic deformation increased, but there was no change in the strength of magnetization. Good magnetic properties are maintained!
  • Test Nos. 7 to 12 aging treatment was performed after solution treatment and cold rolling.
  • test Nos. 7-8, 10-; 11 the area ratio of the twin interface was 0.2 or more, and each of the test Nos. 9 and 12 had a high aging temperature. Therefore, the material was annealed, and the amount of elastic deformation was decreasing. In any case, the magnetic properties were good.
  • Test Nos. 4 to 6 the solution temperature was changed. In Test Nos. 4 and 5, the area ratio, the amount of elastic deformation, and the strength of magnetization were good in the twin interface. In Test No. 6, because the solution temperature was high, the liquid phase appeared and partially melted. Oops.
  • A3, S2, C3, and N3 in Table 1 have a basic composition of Fe-Al, Fe-Si, Fe-Cr, and Fe-Ni, respectively, and the third component of claim 2 or claim 4
  • Various Fe-based alloys were prepared by adding. After melting, it was forged and hot-rolled in the same manner as in Example 1 and cold-rolled to a sheet thickness of 0.5 mm. After the solution treatment, cold-rolling and aging treatment were performed.
  • Table 4 (Fe—A1 system), Table 5 (Fe—Si system), Table 6 (Fe—Cr system), Table 7 ( Fe-Ni system).
  • the area ratio of the twin interface, the amount of elastic deformation, and the strength of magnetization at temperatures of 50 ° C, 25 ° C, 100 ° C, and 200 ° C were determined.
  • the amount of elastic deformation is the amount of shape strain that is unloaded after applying a strain amount of 1% in a tensile test at each temperature and then returns.
  • the area ratio of the twin interface and the strength of magnetization are In the same manner as in Example 1, it was obtained. [0040]
  • the area ratio of the twin interface and the amount of elastic deformation did not depend much on changes in the test temperature, and remained large even at 200 ° C.
  • the deformation stress varies greatly with temperature.
  • the apparent temperature dependence of the yield stress is about 5 MPa / ° C.
  • the change in stress with temperature is about 0.5 MPa / ° C, which is about one-tenth of that of Ti-Ni alloys. Therefore, it is also suitable for use in a wide temperature range from below room temperature to high temperature. Also, since the Curie temperature was sufficiently high, it showed a high magnetization strength even at 200 ° C.
  • A2 and S3 in Table 1 and Ol (Fe) as a comparative example were selected, and after forging and hot rolling, the sheet thickness was 0.
  • the obtained Fe-based alloy was given a magnetic field gradient in an electromagnet coil, an initial displacement of 2.8 mm, and then the amount of elastic deformation and the recovery rate when the magnetic field was removed were determined.
  • the recovery rate (%) is defined by the formula: (elastic deformation / initial displacement) X 100.
  • FIG.2 Micrograph of Fe-5 mass% A1 alloy with a metal structure in which deformation twins are dispersed

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Description

明 細 書
Fe基合金及びその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、磁場勾配の印加 ·除去により大きな可逆歪が得られ、変位制御が可能 な強磁性 Fe基合金及びその製造方法に関する。
背景技術
[0002] 低ヤング率で高弾性変形能を示す材料としてチタン合金が注目されており、人工 歯根、人工骨、眼鏡フレーム等に使用されている。たとえば、 IVa族や Va族元素を含 むチタン合金が低ヤング率で高弾性変形能材料になることが知られて!/、る（特許文 献 1、 2)。
[0003] 特許文献 1、 2ではチタン合金の外部応力に対する変形挙動を説明しているが、変 形をもたらす外部因子には応力の外に温度、磁場等がある。
温度による変位制御には形状記憶合金が知られており、数％レベルの寸法変化が 得られている。形状記憶効果は、変形した材料をある温度以上に加熱したときに生じ るマルテンサイト逆変態を利用して元の形状が回復する現象である。形状記憶効果 を用いると熱駆動型のァクチユエータとして利用できる力 温度制御が必要なことに 加え、冷却時の形状変化が熱拡散で律速されるため応答性が悪!/、。
[0004] 強磁性の形状記憶合金もァクチユエータ材料として注目されて!/、る。強磁性の形状 記憶合金では、従来の磁歪材料を超える数％の寸法変化が外部磁場の印加で得ら れ、熱駆動型形状記憶合金の欠点である低応答性も解消されている。強磁性型形 状記憶合金としては、たとえば Ni— Mn— Ga系があり、磁場印加で形状変化を引き 起こすァクチユエータ材料が知られている（特許文献 3)。しかし、 Ni— Mn— Ga系の 材料は、延性に劣り、機械部品に要求される複雑で精密な形状を付与するのは困難 である。
[0005] 特許文献 1：特開 2002— 332531号公報
特許文献 2：特開 2002— 249836号公報
特許文献 3 :米国特許 5, 958, 154号明細書 発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0006] 本発明者等は、従来のチタン合金や Ni— Mn— Ga系合金の欠点に鑑み、高弾性 変形能を維持しながら強磁性で磁場駆動でき、延性も良好な材料を種々調査 ·検討 した。その結果、安価な原料である Feをベースとし、合金成分、組成の適切な選択、 製造条件の適正管理により、磁場勾配の印カロ'除去により大きな可逆歪を示す強磁 性 Fe基合金が得られることを見出した。
本発明は、力、かる知見をベースとし、 Al、 Si、 Cr、 Niの一種又は二種以上を適量添 カロした成分系において、磁場勾配の印カロ ·除去により大きな可逆歪が得られ、延性も 良好な Fe基強磁性合金を提供することを目的とする。
課題を解決するための手段
[0007] 本発明の Fe基合金は、 A1:0.01〜； 11質量0 /0、 Si:0.0；!〜 7質量0 /0、 Cr： 0.01 〜26質量％の一種又は二種以上を含んでいる。更に、 Ti:0.0；!〜 5質量％、 V:0. 01〜； 10質量0 /0、 Mn:0.0；!〜 5質量0 /0、 Co:0.0；!〜 30質量0 /0、 Ni： 0.01〜； 10質 i%、Cu:0.0；!〜 5質量％、 Zr:0.0；!〜 5質量％、 Nb:0.0；!〜 5質量％、 Mo： 0. 0；!〜 5質量0 /0、 Hf :0.0；!〜 5質量0 /0、 Ta:0.0；!〜 5質量0 /0、W:0.0；!〜 5質量0 /0、 B:0.001〜；!質量0 /0、 C:0.001〜；!質量0 /0、 P:0.001〜；!質量0 /0、 S:0.001~1 質量％の一種又は二種以上を含むこともできる。
[0008] また、本発明の Fe基合金は、 Α1:0· 01〜； 11質量％、 Si:0.0；!〜 7質量％、 じ 0 .0；!〜 26質量0 /0、 Ni:35〜50質量％の一種又は二種以上を含むことができる。更 に、 Ti:0.0；!〜 5質量％、 V:0.01〜； 10質量％、 Mn:0.0；!〜 5質量％、 Co:0.01 〜30質量％、Cu:0.0；!〜 5質量％、 Zr:0.0；!〜 5質量％、 Nb： 0.0；!〜 5質量0 /0、 Mo:0.0；!〜 5質量0 /0、 Hf :0.0；!〜 5質量0 /0、 Ta:0.0；!〜 5質量0 /0、W:0.01~5 質量％、 B:0.001〜；!質量％、 C:0.001〜；!質量％、 P:0.001〜；!質量％、 S:0 .00；!〜 1質量％の一種又は二種以上を含むこともできる。
[0009] この Fe基合金は少なくとも常温で強磁性であり、加工によって生じた変形双晶が存 在している。
双晶の存在量は、結晶粒界の面積に対する双晶界面の面積比率（以下、単に"双 晶界面の面積比"という）として 0. 2以上に調整されている。双晶が存在する金属組 織は、所定組成の Fe基合金を 600〜； 1350°Cで溶体化処理した後、加工率： 10% 以上で加工をすることにより形成される。更に 200〜800°Cで時効処理しても良い。 発明の効果
[0010] 本発明者等は、磁場勾配の印カロ ·除去により大きな可逆歪が得られ、変位制御が 可能な材料を目的として、強磁性元素である Feに種々の合金元素を添加し、組成及 び加工率と弾性変形量及び磁気特性との関係を調査 '検討した。その結果、適量の Al、 Si、 Cr、 Niを含有する Fe基合金によって、磁場勾配の印カロ'除去により大きな可 逆歪が得られ、延性も良好な強磁性高弾性変形合金を得ることができた。
発明を実施するための最良の形態
[0011] 本発明の Fe基合金は、その双晶を有する金属組織によって、可逆的な変形するも のである。これは、以下のように推測される。強磁性材料は、 F=— M (dH/dx)の関 係式に従い磁場勾配に応じた力を受けて変位することが知られている。つまり、ある 磁場勾配 dH/dxで得られる力 Fは、磁化の強さ Mに比例する。材料に与える力 Fが 大きいほど得られる歪量は大きくなるので、 Mが大きい方がよぐ変形に要する応力 が高いと磁場による歪量が小さくなるためヤング率は低いことが望ましい。しかし、弹 性変形能が小さいと磁場勾配の除去により歪が残留する。そのため、磁場勾配の印 カロ ·除去により大きな可逆歪を得るには、大きな弾性変形能が必要となる。
[0012] b. c. c.構造の a Feは大きな磁気モーメントを有する強磁性元素である力 S、純 Fe ではすぐに塑性変形を起こすために弾性変形量が小さい。 Feに種々の合金元素を 添加して冷間加工を施し、磁気特性と弾性変形量を調査した結果、 Feに Al、 Si、 Cr 、 Ni等を添加すると高い磁気特性を示しながら弾性変形量を向上させることを確認 できた。磁場勾配による変位制御素子を考えたとき、比較的低い磁場に対し強い磁 化能を示すことが好ましぐ本発明の Fe合金の磁化曲線を測定すると 0. 5テスラ（以 下、 Tで表す）の外部磁場に対して lOOemu/g以上の磁化の強さを示す。
[0013] 一方、冷間加工と弾性変形挙動との関係を調査した結果、焼鈍された Fe等の金属 材料の弾性限歪は通常 0. 3%程度である力 冷間加工すると加工硬化して り変形 が抑制され、硬度、引張り強さの上昇と共に降伏応力、弾性限が高くなることが判つ た。本発明の Fe合金では、たとえば 1 %の曲げ変形に対し通常の弾性歪量を超える 0. 4%以上の歪が回復する。 0. 5Tの外部磁場に対する磁化の強さと 1 %の曲げ変 形に対する弾性歪量の関係をまとめたのが図 1であり、本発明合金は何れも lOOem u/g以上の磁化の強さ、 0. 4%以上の弾性変形量を示している。このような性質は、 液体窒素温度（一 196°C)から 400°Cまでの広い温度範囲で適用できる。
[0014] 本発明 Fe合金は、比較的小さなヤング率で大きな弾性歪量を示す力 S、それぞれの 要因に Δ Ε効果及び双晶の可逆的移動が挙げられる。
ヤング率は原子間の凝集力に関わる物性値であり、加工や熱処理では制御し難い と考えられている。しかし、強磁性材料では、応力負荷時に磁気モーメントの回転が 起こることに起因してヤング率が低下する Δ E効果が生じる。
また、加工後の組織に多量に存在している変形双晶は、変形及び変形後の除荷に 対して可逆的に動くことが知られている。双晶の可逆的移動現象は、双晶を有さない 材料に比較してより大きな弾性変形量を示す。その結果、大きな弾性歪量が得られ 双晶の存在量は、光学顕微鏡等で観察した金属組織を基に双晶界面の長さ、結 晶粒界の長さを計測し、両者の比から界面の面積比として表すことができる。
ここで、本発明で得られる高弾性変形と形状記憶合金における超弾性との相違に ついて述べる。本発明で得られる双晶は、加工により、双晶界面を境にした 2つの領 域の結晶学的方位関係が双晶関係になるだけなのに対し、超弾性では、応力により 母相からマルテンサイト相への結晶構造変化を伴う応力誘起マルテンサイト変態が 起きる。このような点において両者は明確な相違がある。
[0015] 本発明の Fe基合金は、 A1 : 0. 01〜； 11質量％、 Si : 0. 0；!〜 7質量％、 Cr： 0. 01 〜26質量0 /0、または A1 : 0. 01〜； 11質量0 /0、 Si : 0. 0；!〜 7質量0 /0、 Cr: 0. 01— 26 質量％、 Ni : 35〜50質量％から選ばれたー種又はニ種以上を含むFe合金を基本 とする。
Al、 Si、 Cr、 Niは、高い磁化の強さを有しながら冷間加工後の弾性変形量を大きく し、透磁率を高くする効果もある。このような効果は、 0. 01質量％以上の Al、 Si又は Cr添加で顕著になる。しかし、過剰添加は加工性や磁気特性の著しい劣化を招くの で、八1:11質量％、 31:7質量％、じ ：26質量％を上限とした。 Niは 35質量％以上 の添加で高い磁化の強さを有しながら冷間加工後の弾性変形量を大きくする効果を 有する。しかし、過剰添加は加工性や磁気特性の著しい劣化を招くので、 Ni:50質 量％を上限とした。
[0016] Ti、 V、 Zr、 Nb、 Mo、 Hf、 Ta、 Wは、炭化物、硫化物等を形成して結晶粒を微細 化し、靭性を高めるのに有効な成分であるが、過剰添加は磁気特性の著しい劣化を 招くので、添加する場合には Ti:0.01〜5質量％、¥:0.0；!〜 10質量％、 Zr:0.0 ；!〜 5質量％、Nb:0.0；!〜 5質量％、 Mo:0.0；!〜 5質量％、 Hf： 0.0；!〜 5質量％ 、Ta:0.0；!〜 5質量％、\¥:0.0；!〜 5質量％の範囲で含有量を選定する。
Mnは脱酸剤として作用するほか、硫化物を生成して被削性の向上に有効な成分 であるが、過剰添加は磁気特性の著しい劣化を招くので、添加する場合には Mn:0 .0；!〜 5質量％の範囲で含有量を選定する。
Cuは耐候性の向上に有効な成分である力 過剰添加は磁気特性の著し!/、劣化を 招くので、添加する場合には Cu:0.0；!〜 5質量％の範囲で含有量を選定する。
[0017] Coはキュリー温度を高くするのに有効な成分である力、過剰添加は延性の劣化を 招くので、添加する場合には Co: 0.0；!〜 30質量％の範囲で含有量を選定する。
Niは 35質量％未満でも耐食性向上に有効な成分であるため、磁気特性の著し!/、 劣化を招かない範囲で任意成分として添加できる。この場合、 Ni:0.01〜； 10質量％ の範囲で含有量を選定することが好ましレ、。
B、 C、 Pは結晶粒微細化に有効な成分である力 S、過剰添加は延性の著しい劣化を 招く。そこで、 B、 C、 Pを添加する場合には Β:0· 001〜；!質量％、 C:0.001〜；!質 量％、 P:0.001〜；!質量％の範囲で含有量を選定する。
Sは被削性を向上させるのに有効な成分である力 S、過剰添加は加工性の劣化を招 く。そこで、 Sを添加する場合には S:0.001〜；!質量％の範囲で含有量を選定する
〇
[0018] 所定組成に調整された Fe基合金を溶解した後、铸造、鍛造、熱間圧延等を経て冷 間圧延、引き抜き等の加工によって目標サイズの板材、線材、管材等に成形される。 冷間加工された Fe基合金を温度： 600〜； 1350°Cで溶体化処理することにより、冷間 加工までの工程で導入された歪を除去して材料を均質化する。溶体化温度は、再結 晶温度以上が必要なため 600°C以上とし、また、十分に融点温度以下（具体的には 、 1350°C以下）が必要であり、好ましくは 700〜； 1100°Cの範囲に設定される。溶体 化時間は、再結晶や溶体化のための拡散が必要であるため 0. 1時間以上とし、また 、材料の著しい酸化を防ぐために 6時間以下が必要であり、好ましくは 0. 2時間〜 2 時間の範囲に設定される。
[0019] 溶体化処理された Fe基合金を、必要に応じて 200〜600°Cで熱処理をしてもよい 。この熱処理は、硬くて脆いマルテンサイトの焼き戻しの効果がある。この効果を得る には 200°C以上の温度が必要である力 600°Cを超える温度では、冷却中に再びマ ルテンサイト変態する虞があるため、 600°C以下に設定する。この熱処理時間は、焼 き戻しに必要な拡散が必要であるため 0. 01時間以上とし、また、長時間の熱処理は 弾性変形能を低下させるため 24時間以下が必要であり、好ましくは 0. 1時間〜 4時 間の範囲に設定される。
[0020] 溶体化処理された Fe基合金に、室温又は 700°C以下の温度で圧延、鍛造、曲げ 加工、絞り加工等の加工を施す。室温又は 700°C以下の温度での加工は双晶の増 量、弾性域の増大に有効である力 動的再結晶を起こす可能性のある熱間加工は 好ましくない。通常 0. 6T (T ：融点）以上の温度域での加工を熱間加工と定義して いることを考慮すると、 0. 6T以下、具体的には 700°C以下に加工温度を設定する
〇
加工率は、双晶界面の面積が結晶粒界の面積に対して 0. 2以上の比となるために 10%以上の加工率が必要であり、設備への大きな負担を避けるために 95%以下に する必要がある。
弾性変形能の向上に及ぼす双晶の影響は、金属組織全体において、双晶界面の 面積が結晶粒界の面積に対して 0. 2以上の比とすることにより顕著になる。
[0021] 600°C〜； 1350°Cで、 0.；!〜 6時間の溶体化処理し、室温又は 700°C以下の温度 で 10%以上の加工を施した後、 200°C〜800°Cで、 0.；!〜 24時間の時効処理する こともできる。時効処理を施すと、歪時効効果や回復'再結晶により強度を調節できる 。そのためには、少なくとも原子の短距離拡散を促進させるため 200°C以上の時効 温度を必要とするが、 800°Cを超える高温加熱では十分な弾性歪が得られない。時 効時間は歪時効効果や回復 ·再結晶が起きるための拡散が必要であるため 0. 1時 間以上とし、弾性歪の低下を防ぐために 24時間以下とする必要があり、好ましくは 0. 2時間〜 6時間の範囲に設定される。
[0022] 磁気駆動ァクチユエータの例として、ピストン型ポンプが挙げられる。磁気駆動ァク チユエータを用いたピストン型ポンプの原理は、ァクチユエータ素子の磁場勾配誘起 の形状変化により、流体、通常は液体を送り込むために使用されるチャンバの容積が 変化するとしたものである。ピストンの動きはァクチユエータ素子の広範囲の形状変 化により生成される。磁場発生源は、チャンバの外側に設置可能である。
実施例 1
[0023] 表 1の組成をもつ Fe基合金を溶解し、铸造、熱間圧延を経て板厚： 0. 5mmまで冷 間圧延し、更に 1000°C X 60分で溶体化処理した。表中、 A1〜A5は Fe— A1系、 S1 〜S4は Fe— Si系、 C1〜C4は Fe— Cr系、 N1〜N4は Fe— Ni系を基本とする合金設 計である。 A5、 A6、 S5、 S6、 C5、 C6、 N5、 N6は、複数の基本系を組み合わせた合 金設計である。
[0024] [表 1]
表 1 ：用意した F e基合金
Figure imgf000010_0001
[0025] 溶体化処理後の各 Fe合金に室温で 40%の冷間圧延を施したときの室温における 弾性変形量、磁化の強さを調査した結果が表 2である。
弹性変形量は、三点曲げ試験で 1%の曲げ歪量を与えた後に除荷し、そのときに戻 る形状歪量とした。磁化の強さは、振動試料型磁力計を用いて磁場を印加し、 0. 5T のときの磁化の強さとした。双晶界面の面積比は、 5視野の光学顕微鏡写真から得ら れた結晶粒界、双晶界面の平均値を基に決定した。
[0026] 表 2にみられるように、 Fe—Al、 Fe— Si、 Fe— Cr、 Fe— Ni何れの合金系において も、双晶界面の面積比が 0. 6以上であり、双晶界面の面積比は Al、 Si、 Cr、 Niの増 量に応じて増加する傾向にあった。たとえば、八1 : 5質量％の1¾-八1系合金八2には 多くの変形双晶が存在してレ、た（図 2)。 [0027] 弾性変形量も双晶界面の面積比が大きいほど増加する傾向にあり、合金 A2の応 カー歪線図（図 3)にみられるように、 1 %の歪印加に対して除荷時に 0. 55%の弾性 変形量を示している。他の合金でも、 0. 4%以上の弹性変形量が得られた。超弹性材 料に比較してより線形的である点も特徴である。
[0028] 磁化の強さは添加元素の増加に伴い低下した力 何れの系においても lOOemu/ g以上の高い磁化の強さである。一方、比較例 Ol (Fe)、比較例〇2 (Fe— Co)は磁 化の強さは大きいものの、双晶がほとんど存在しておらず、弾性変形量も本発明材ょ り低くなつていた。比較例〇3 (SUS316Uは、高い双晶界面の面積比及び弾性変 形量を示しているものの、 0. 5Tでの磁化の強さはほぼ 0となっている。
[0029] [表 2] 表 2：冷 の 界面の面積比， 弹酸形量， 蘭匕強さ（冷Β¾Β ^率： 40%)
Figure imgf000011_0001
実施例 2 [0030] Fe— Al系、 Fe— Si系、 Fe— Cr系、 Fe— Ni系合金として表 1の A2、 S3、 C2、 N3を 選択し、溶体化処理後に冷間加工、時効処理を施した。
製造条件と物性値との関係を表 3に示す。試験 No. 1では溶体化後に冷間圧延を しておらず、双晶が存在していなかった。試験 No. 2は試験 No. 1に 40%の冷間圧 延を与えたものであり、弾性変形量も大きくなつていた。試験 No. 3は冷間加工率 80 %で圧延したものであり、加工率の増加と共に双晶界面の面積比及び弾性変形量が 大きくなつて!/、たが、磁化の強さに変化無く良好な磁気特性が維持されて!/、た。
[0031] 試験 No. 7〜； 12では、溶体化処理、冷間圧延後に時効処理を施している。試験 No . 7〜8、 10〜； 11では双晶界面の面積比が何れも 0. 2以上であり、それぞれ適切な 弾性変形量が得られた力 試験 No. 9、 12は時効温度が高いため材料が焼鈍されて しまい、弾性変形量が小さくなつていた。また、何れの場合も良好な磁気特性を有し ていた。
以上の結果から、適切な時効処理により弾性変形量を調整可能なことが理解できる
〇
試験 No. 4〜6では溶体化温度を変化させた。試験 No. 4、 5では双晶界面の面積 比、弾性変形量、磁化の強さ共に良好であった力 試験 No. 6は溶体化温度が高い ために液相が出現して部分溶融してしまった。
[0032] [表 3]
表 3 : M¾件が物性に及ぼす影響
Figure imgf000013_0001
実施例 3
[0033] 表 1の A3、 S2、 C3、 N3をそれぞれ Fe—Al系、 Fe— Si系、 Fe— Cr系、 Fe— Ni系 の基本組成とし、請求項 2または請求項 4の第三成分を添加することにより種々の Fe 基合金を調製した。溶解後、実施例 1と同様に铸造、熱間圧延を経て板厚: 0. 5mm に冷間圧延し、溶体化処理後に冷間圧延、時効処理を施した。
得られた各 Fe基合金について弾性変形量、磁化強さを測定した結果を表 4 (Fe— A1系）、表 5 (Fe— Si系）、表 6 (Fe— Cr系）、表 7 (Fe— Ni系）に示す。
[0034] 表 4〜7の調査結果にみられるように、第三元素が添加されて磁性、耐食性、強度、 延性等が改善された Fe基合金は、何れも 0. 6以上の双晶界面の面積比を示し、 1 % 歪印加に対し 0. 4%以上の弾性変形量が得られた。また、 0. 5Tの磁場印加に対し lOOemu/g以上の高い磁化の強さも有していた。更に、冷間圧延後の時効処理によ り、弾性変形量を調節できた。
[0035] [表 4] 表 4： Fe-7質量％A1合金の難に第三 及ぼす影響
Figure imgf000014_0001
5] 表 5： Fe-1.5質量％Si合金の物性に及ぼ" 三成分添加の:
Figure imgf000015_0001
6] 表 6 : Fe- 18 %Cr合金の物性に及ぼす第三 ^ Jtlの影響
Figure imgf000016_0001
] 表 7 ： Fe-45質量％1^合金の物性に及ぼす第三成分添加の影響
Figure imgf000017_0001
実施例 4
表 1の A2合金を選択し、铸造、熱間圧延を経て板厚： 0. 5mmまで冷間圧延し、更 に 1000°C X 60分で溶体化処理し、最後に圧下率： 20%で冷間圧延した。
得られた Fe基合金について、 50°C、 25°C、 100°C、 200°Cの各温度における双 晶界面の面積比、弾性変形量、磁化の強さを求めた。弾性変形量は、各温度での引 張り試験で 1%の歪量を与えた後に除荷してそのときに戻る形状歪量とし、双晶界面 の面積比、磁化の強さは、各温度で実施例 1と同様の方法により求めた。 [0040] 表 8の調査結果にみられるように、双晶界面の面積比及び弾性変形量は試験温度 の変化にあまり依存せず、 200°Cでも依然大きな値を示した。形状記憶合金では変 形応力が温度に対して大きく変化し、たとえば Ti Ni形状記憶合金では見かけ上の 降伏応力の温度依存性は約 5MPa/°Cである力 本発明の Fe合金では応力-歪 線図（図 4)にみられるように温度に対する応力の変化が小さぐ約 0. 5MPa/°Cと T i— Ni合金の約 10分の 1程度である。そのため、室温以下から高温までの広い温度 範囲における利用にも適している。また、キュリー温度が十分に高いため、 200°Cで も高い磁化の強さを示した。
[0041] [表 8] 表 8： m ii R
Figure imgf000018_0001
実施例 5
[0042] 表 1の A2、 S3及び比較例として Ol (Fe)を選択し、铸造、熱間圧延を経て板厚： 0.
83mmまで冷間圧延し、更に 1000°C X 60分で溶体化処理し、最後に圧下率： 40% で冷間圧延した。
得られた Fe基合金について、電磁石コイル中で磁場勾配を与え、 2. 8mmの初期 変位を与えたのち、磁場を除去した際の弾性変形量と回復率を求めた。ここで回復 率（％)は、式：（弾性変形量/初期変位） X 100で定義される。
[0043] 表 9の調査結果にみられるように、 A2、 S3では磁場勾配の除去後に歪が残留せず 、完全な回復率が得られた。 Fe— A1系、 Fe Si系、 Fe— Cr系、 Fe Ni系等、他の 本発明合金においても同様の結果が得られた。回復率の大きさは曲げ試験における 弾性変形量に大きく依存し、弾性変形量の小さい比較例 Olでは、与えられた初期変 位が完全に戻らず、回復率が低下した。 [0044] [表 9コ 表 9：磁場勾配の印加 ·除去に伴って生じる弾性変形量と回復率
Figure imgf000019_0001
産業上の利用可能性
[0045] 以上に説明したように、 Al、 Si、 Cr、 Ni等を適量添加して Fe基合金に圧延を施す ことで、磁場勾配の印カロ'除去により大きな可逆歪が得られ、変位制御が可能な強磁 性 Fe基合金が得られる。この特性を利用することで、磁気駆動ァクチユエータ、セン サ一等として重宝される機能材料が提供される。
図面の簡単な説明
[0046] [図 1]本発明合金の 0. 5Tにおける磁化の強さ 弾性変形量図
[図 2]変形双晶が分散した金属組織を持つ Fe— 5質量 %A1合金の顕微鏡写真
[図 3]Fe— 5質量 %A1合金の応力 歪線図
[図 4]Fe— 7質量 %A1合金の試験温度に応じた応力 歪線図

Claims

請求の範囲
磁場勾配の印加 ·除去に応じて変位する Fe基合金であって、
A1:0.01〜； 11質量％、 Si:0.0；!〜 7質量％、 Cr:0.0；!〜 26質量％から選ばれ た一種又は二種以上を含み、残部が不可避的不純物を除き Feの組成をもち、 結晶粒界に対する双晶界面の面積比が 0.2以上である
ことを特徴とする Fe基合金。
前記 Fe基合金は、
Ti:0.0；!〜 5質量％、¥:0.01〜； 10質量％、 Mn:0.0；!〜 5質量％、 Co： 0.01 〜30質量％、Ni:0.01〜； 10質量％、 Cu:0.0；!〜 5質量％、 Zr： 0.0；!〜 5質量0 /0 、 Nb:0.0；!〜 5質量0 /0、 Mo:0.0；!〜 5質量0 /0、 Hf :0.0；!〜 5質量0 /0、 Ta:0.01 〜5質量％、W:0.0；!〜 5質量％、8:0.001〜；!質量％、 C:0.001〜；!質量％、 P :0.00；!〜 1質量％、 S:0.001〜；!質量％から選ばれた一種又は二種以上を含む ことを特徴とする請求項 1に記載の Fe基合金。
磁場勾配の印加 ·除去に応じて変位する Fe基合金であって、
A1:0.01〜； 11質量0 /0、 Si:0.0；!〜 7質量0 /0、 Cr:0.0；!〜 26質量0 /0、 Ni:35〜5 0質量％から選ばれた一種又は二種以上を含み、残部が不可避的不純物を除き Fe の組成をもち、
結晶粒界に対する双晶界面の面積比が 0.2以上である
ことを特徴とする Fe基合金。
前記 Fe基合金は、
Ti:0.0；!〜 5質量％、¥:0.01〜； 10質量％、 Mn:0.0；!〜 5質量％、 Co： 0.01 〜30質量％、Cu:0.0；!〜 5質量％、 Zr:0.0；!〜 5質量％、 Nb： 0.0；!〜 5質量0 /0、 Mo:0.0；!〜 5質量0 /0、 Hf :0.0；!〜 5質量0 /0、 Ta:0.0；!〜 5質量0 /0、W:0.01~5 質量％、 B:0.001〜；!質量％、 C:0.001〜；!質量％、 P:0.001〜；!質量％、 S:0 .001〜；!質量％から選ばれた一種又は二種以上を含む
ことを特徴とする請求項 3に記載の Fe基合金。
前記 Fe基合金は、結晶粒界に対する双晶界面の面積比が、 3.0以下である ことを特徴とする請求項 1ないし 4のいずれかに記載の Fe基合金。
[6] 前記 Fe基合金は、 0.5テスラ (T)で、 100emu/g以上の磁化の強さを有する ことを特徴とする請求項 5に記載の Fe基合金。
[7] 磁場勾配の印加 ·除去に応じた変位制御が可能な Fe基合金の製造方法であって 前記 Fe基合金の製造方法は、 A1:0.01〜； 11質量％、 Si:0.0；!〜 7質量％、 Cr: 0.0；!〜 26質量％から選ばれた一種又は二種以上を含み、残部が不可避的不純物 を除き Feの組成をもち、結晶粒界に対する双晶界面の面積比が 0.2以上である Fe 基合金を、 600〜； 1350°Cの温度範囲で、 0. ；!〜 6時間範囲で溶体化処理した後、 加工率： 10 %以上で加ェする
ことを特徴とする Fe基合金の製造方法。
[8] 前記 Fe基合金は、 Ti:0.0；!〜 5質量％、V:0.01〜； 10質量％、 Μη: 0.0；!〜 5質 量0 /0、 Co:0.0；!〜 30質量0 /0、 Ni:0.01〜； 10質量0 /0、 Cu:0.0；!〜 5質量0 /0、 Zr:0 .0；!〜 5質量0 /0、 Nb:0.0；!〜 5質量0 /0、 Mo:0.0；!〜 5質量0 /0、 Hf： 0.0；!〜 5質量 %、Ta:0.0；!〜 5質量0 /0、W:0.0；!〜 5質量0 /0、B:0.001〜；!質量0 /0、 C： 0.001 〜；!質量％、 P:0.00；!〜 1質量％、 S:0.001〜；!質量％から選ばれた一種又は二 種以上を含む
ことを特徴とする請求項 7に記載の Fe基合金の製造方法。
[9] 磁場勾配の印加 ·除去に応じた変位制御が可能な Fe基合金の製造方法であって 前記 Fe基合金の製造方法は、 A1:0.01〜； 11質量％、 Si:0.0；!〜 7質量％、 Cr: 0.0；!〜 26質量％、 Ni:35〜50質量％から選ばれた一種又は二種以上を含み、残 部が不可避的不純物を除き Feの組成をもち、結晶粒界に対する双晶界面の面積比 が 0.2以上である Fe基合金を、 600〜； 1350°Cの温度範囲で、 0. ；!〜 6時間範囲で 溶体化処理した後、加工率： 10%以上で加工する
ことを特徴とする Fe基合金の製造方法。
[10] 前記 Fe基合金は、 Ti:0.01〜5質量％、¥:0.01〜； 10質量％、 Mn: 0.0；!〜 5質 量0 /0、 Co:0.0；!〜 30質量％、 Cu:0.0；!〜 5質量％、 Zr:0.0；!〜 5質量％、 Nb:0 .0；!〜 5質量0 /0、 Mo:0.0；!〜 5質量0 /0、 Hf :0.0；!〜 5質量0 /0、 Ta： 0.0；!〜 5質量 %、 W: 0. 0；!〜 5質量0 /0、 B : 0. 001〜；!質量0 /0、 C : 0. 001〜；!質量0 /0、 P： 0. 001
〜；!質量％、 S : 0. 001〜；!質量％から選ばれた一種又は二種以上を含む
ことを特徴とする請求項 9に記載の Fe基合金の製造方法。
[11] 前記加工は、 700°C以下で処理する
ことを特徴とする請求項 7ないし 10に記載の Fe基合金の製造方法。
[12] 前記 Fe基合金の製造方法は、加工率を 95%以下で加工する
ことを特徴とする請求項 11のいずれかに記載の Fe基合金の製造方法。
[13] 前記 Fe基合金の製造方法は、加工後に 200〜800°Cの温度範囲で、 0.；!〜 24時 間範囲で時効処理する
ことを特徴とする請求項 7ないし 12のいずれかに記載の Fe基合金の製造方法。
[14] 前記 Fe基合金の製造方法は、前記結晶粒界に対する双晶界面の面積比が、 0. 2 以上 3. 0以下にする
ことを特徴とする請求項 7ないし 13のいずれかに記載の Fe基合金の製造方法。
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