(57)【要約】【課題】従来よりも低コストで且つ高い回復ひずみを有する鉄基形状記憶合金の製造方法を提供する。【解決手段】本発明の鉄基形状記憶合金の製造方法は、３質量％以上７質量％以下のＳｉと、１５質量％以上３３質量％以下のＭｎと、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる被加工材を、前記ＳｉがＦｅ中に固溶し単相となる温度域で、且つ、溶質原子雰囲気が転位の運動を支配し且つ結晶粒のひずみエネルギーを駆動力として結晶粒界が移動できるひずみ速度で、平面ひずみ圧縮加工を行う第一の工程と、前記第一の工程を施した前記被加工材を、前記平面ひずみ圧縮加工における伸長方向に対して４０°〜５０°をなし、且つ荷重付加方向に平行な面で被加工材を切断する第二の工程と、を有する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
３質量％以上７質量％以下のＳｉと、１５質量％以上３３質量％以下のＭｎと、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる被加工材を、
前記ＳｉがＦｅ中に固溶し単相となる温度域で、且つ、溶質原子雰囲気が転位の運動を支配し且つ結晶粒のひずみエネルギーを駆動力として結晶粒界が移動できるひずみ速度で、平面ひずみ圧縮加工を行う第一の工程と、
前記第一の工程を施した前記被加工材を、前記平面ひずみ圧縮加工における伸長方向に対して４０°〜５０°をなし、且つ荷重付加方向に平行な面で被加工材を切断する第二の工程と、を有する鉄基形状記憶合金の製造方法。
【請求項２】
３質量％以上７質量％以下のＳｉと、１５質量％以上３３質量％以下のＭｎと、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる被加工材を、
８００℃以上１２５０℃以下の温度で、且つ、１×１０−５ｓ−１以上１×１０−１ｓ−１以下のひずみ速度で、真ひずみ量が０．５以上となるまで平面ひずみ圧縮加工を行う第一の工程と、
前記第一の工程を施した前記被加工材を、前記平面ひずみ圧縮加工における伸長方向に対して４０°〜５０°をなし、且つ荷重付加方向に平行な面で被加工材を切断する第二の工程と、を有する鉄基形状記憶合金の製造方法。
【請求項３】
前記真ひずみ量が１．５以下である請求項２に記載の鉄基形状記憶合金の製造方法。
【請求項４】
前記切断面に平行な方向が形状回復容易方向である請求項１〜３のいずれかに記載の鉄基形状記憶合金の製造方法。
【請求項５】
前記被加工材が更に３質量％以上７質量％以下のＣｒを含む請求項１〜４のいずれかに記載の鉄基形状記憶合金の製造方法。
【請求項６】
前記被加工材が更に３質量％以上７質量％以下のＮｉを含む請求項５に記載の鉄基形状記憶合金の製造方法。
【請求項７】
３質量％以上７質量％以下のＳｉと、１５質量％以上３３質量％以下のＭｎと、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
形状回復容易方向における回復ひずみが、２．５％より大きい鉄基形状記憶合金。
【請求項８】
前記形状回復容易方向に平行な＜１１０＞方位の平均集積強度が、ランダム組織のそれの２．３倍以上である請求項７に記載の鉄基形状記憶合金。
【請求項９】
前記形状回復容易方向に対して＜１１０＞方位に配向された結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下である請求項７または８に記載の鉄基形状記憶合金。
【請求項１０】
面心立方構造を有する相において、前記形状回復容易方向を基準として、０°以上１５°以下の範囲内に＜１１０＞方向に配向する結晶粒が体積分率で２２％以上含まれる請求項７〜９のいずれかに記載の鉄基形状記憶合金。
【請求項１１】
更に３質量％以上７質量％以下のＣｒを含む請求項７〜１０のいずれかに記載の鉄基形状記憶合金。
【請求項１２】
更に３質量％以上７質量％以下のＮｉを含む請求項１１に記載の鉄基形状記憶合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鉄基形状記憶合金の製造方法、及び鉄基形状記憶合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
形状記憶効果を有する合金として、Ｔｉ−Ｎｉ系形状記憶合金と鉄基形状記憶合金とが知られている。Ｔｉ−Ｎｉ系形状記憶合金の回復ひずみは約８％であり、鉄基形状記憶合金よりも高い値となっている。しかしながら、Ｔｉ−Ｎｉ系形状記憶合金は、鉄基形状記憶合金よりも高価であり且つ加工性が劣るので、小型の精密機械等、その用途が限られている。一方、鉄基形状記憶合金は、その回復ひずみが約２〜３％と低いものの、安価であり且つ加工性が良い。このため、鉄基形状記憶合金の適用範囲を広げるために、鉄基形状記憶合金の回復ひずみを向上することが求められている。
【０００３】
非特許文献１には、鉄基形状記憶合金であるＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系形状記憶合金にトレーニング処理を施すことにより、トレーニング処理前よりも大きい回復ひずみを得られることが開示されている。ここで、トレーニング処理とは、形状記憶性を付与した形状記憶合金に所定量のひずみを付加し、所定の温度へ加熱することにより、形状記憶性を向上する処理であり、ひずみの付加と加熱は複数回繰り返されても良い。非特許文献１では、トレーニング処理を施す前の回復ひずみは３％よりも小さいのに対し、トレーニング処理を施した後では、回復ひずみが３％よりも高くなっている。
【０００４】
このように、トレーニング処理をすることで、非特許文献１のように回復ひずみを増加させることはできるが、トレーニング処理にはコストがかかる。また、より高い回復ひずみが求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】国際公開第２００７／０５５１５５号
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】淡路マテリア株式会社 開発グループ、「Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系形状記憶合金の特性と応用」、［online］、淡路マテリア株式会社、［平成26年2月21日検索］、インターネット〈URL：http://www.awaji-m.jp/r_and_d/images/sma.pdf〉
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
非特許文献１によれば、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系形状記憶合金の形状記憶効果は、面心立方構造を有するオーステナイト相（γ相）から六方最密充填構造を有するマルテンサイト相（ε相）への応力誘起変態（マルテンサイト変態）と、応力誘起変態をした状態の素材に回復熱を与えることで起こる逆変態とにより得られる。応力誘起変態による変形には結晶方位依存性があるため、形状記憶効果にも結晶方位依存性があると考えられる。このため、より大きい回復ひずみを得るためには、形状記憶合金の集合組織制御が有効であると考えられる。
【０００８】
特許文献１には、冷間加工と熱処理とを繰り返し施すことにより、圧延方向における＜１００＞の存在頻度を２以上にした鉄系合金が開示されている。なお、特許文献１において、この存在頻度は電子背面散乱パターン法で測定されており、結晶方位が完全にランダムになっている場合の加工方向に配向された＜１００＞の存在頻度を１と仮定したときの存在率を＜１００＞の存在頻度としている。この鉄系合金における形状回復率は８０％以上となっている。しかしながら、回復熱を付与する前に合金に与えられるひずみが２％と小さいため、非特許文献１のように５％以上まで変形した後に回復熱を付与した回復ひずみが実用上十分な値をとるかは、特許文献１からは不明である。また、特許文献１では、圧延方向における＜１００＞の存在頻度を向上する余地があり、圧延方向における結晶方位だけではなく、板厚方向や幅方向における結晶方位も検討する余地がある。さらに、冷間加工と熱処理とを繰り返しているため工程数が多く、その結果製造コストが増加するという問題がある。
【０００９】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その第一の目的は、従来よりも低コストで且つ高い回復ひずみを有する鉄基形状記憶合金の製造方法を提供することにある。また、第二の目的は、従来よりも高い回復ひずみを有する鉄基形状記憶合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の鉄基形状記憶合金の製造方法は、３質量％以上７質量％以下のＳｉと、１５質量％以上３３質量％以下のＭｎと、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる被加工材を、前記ＳｉがＦｅ中に固溶し単相となる温度域で、且つ、溶質原子雰囲気が転位の運動を支配し且つ結晶粒のひずみエネルギーを駆動力として結晶粒界が移動できるひずみ速度で、平面ひずみ圧縮加工を行う第一の工程と、前記第一の工程を施した前記被加工材を、前記平面ひずみ圧縮加工における伸長方向に対して４０°〜５０°をなし、且つ荷重付加方向に平行な面で被加工材を切断する第二の工程と、を有する。
【００１１】
また、本発明の鉄基形状記憶合金の製造方法は、３質量％以上７質量％以下のＳｉと、１５質量％以上３３質量％以下のＭｎと、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる被加工材を、８００℃以上１２５０℃以下の温度で、且つ、１×１０−５ｓ−１以上１×１０−１ｓ−１以下のひずみ速度で、真ひずみ量が０．５以上となるまで平面ひずみ圧縮加工を行う第一の工程と、前記第一の工程を施した前記被加工材を、前記平面ひずみ圧縮加工における伸長方向に対して４０°〜５０°をなし、且つ荷重付加方向に平行な面で被加工材を切断する第二の工程と、を有する。
なお、本発明において「真ひずみ量」は真ひずみの絶対値を意味する。
【００１２】
本発明の製造方法において、前記真ひずみ量が１．５以下であることが好ましい。
本発明の製造方法において、前記切断面に平行な方向が形状回復容易方向であることが好ましい。
本発明の製造方法において、前記被加工材が更に３質量％以上７質量％以下のＣｒを含むことが好ましい。
本発明の製造方法において、前記被加工材が更に３質量％以上７質量％以下のＮｉを含むことが好ましい。
【００１３】
また、本発明の鉄基形状記憶合金は、３質量％以上７質量％以下のＳｉと、１５質量％以上３３質量％以下のＭｎと、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、形状回復容易方向における回復ひずみが、２．５％より大きい。
【００１４】
本発明の鉄基形状記憶合金は、前記形状回復容易方向に平行な＜１１０＞方位の平均集積強度が、ランダム組織のそれの２．３倍以上であることが好ましい。
本発明の鉄基形状記憶合金は、前記形状回復容易方向に対して＜１１０＞方位に配向された結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下であることが好ましい。
本発明の鉄基形状記憶合金は、面心立方構造を有する相において、前記形状回復容易方向を基準として、０°以上１５°以下の範囲内に＜１１０＞方向に配向する結晶粒が体積分率で２２％以上含まれることが好ましい。
本発明の鉄基形状記憶合金は、更に３質量％以上７質量％以下のＣｒを含むことが好ましい。
本発明の鉄基形状記憶合金は、更に３質量％以上７質量％以下のＮｉを含むことが好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、従来よりも低コストで且つ高い回復ひずみを有する鉄基形状記憶合金の製造方法が提供される。また、従来よりも高い回復ひずみを有する鉄基形状記憶合金が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】平面ひずみ圧縮加工を説明する模式図であり、（ａ）は変形前、（ｂ）は変形後を表す。
【図２】第二の工程における切断面を説明する模式図であり、（ａ）は斜視図、（ｂ）は平面図である。
【図３】平面ひずみ圧縮加工を行うための装置の模式図である。
【図４】実施例１〜３におけるＣｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位に配向された結晶粒の体積率とひずみ速度との関係を示す図である。
【図５】実施例２、４及び初期材におけるＣｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位に配向された結晶粒の体積率と真ひずみ量との関係を示す図である。
【図６】実施例１〜４の集合組織を、Ｘ線ディフラクトメータを用いて測定した結果を示すφ２＝０°断面であり、（ａ）は実施例１、（ｂ）は実施例２、（ｃ）は実施例３、（ｄ）は実施例４のφ２＝０°断面である。
【図７】実施例１〜４の集合組織を、Ｘ線ディフラクトメータを用いて測定した結果を示すφ２＝２０°断面であり、（ａ）は実施例１、（ｂ）は実施例２、（ｃ）は実施例３、（ｄ）は実施例４のφ２＝２０°断面である。
【図８】実施例２、４の集合組織を測定した結果を示す逆極点図であり、（ａ）は実施例２、（ｂ）は実施例４の逆極点図である。
【図９】実施例２〜４及び初期材の回復ひずみと、引張方向における＜１１０＞の体積率との関係を示すグラフである。
【図１０】実施例２〜４及び初期材の回復ひずみと、引張試験におけるひずみ量との関係を示すグラフである。
【図１１】実施例５〜８の回復ひずみと引張試験におけるひずみ量との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下に本発明の実施形態に係る鉄基形状記憶合金の製造方法、及び鉄基形状記憶合金について説明する。
本実施形態に係る鉄基形状記憶合金の製造方法は、３質量％以上７質量％以下のＳｉと、１５質量％以上３３質量％以下のＭｎと、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる被加工材を、前記ＳｉがＦｅ中に固溶し単相となる温度域で、且つ、溶質原子雰囲気が転位の運動を支配し且つ結晶粒のひずみエネルギーを駆動力として結晶粒界が移動できるひずみ速度で、平面ひずみ圧縮加工を行う第一の工程と、前記第一の工程を施した前記被加工材を、前記平面ひずみ圧縮加工における伸長方向に対して４０°〜５０°をなし、且つ荷重付加方向に平行な面で被加工材を切断する第二の工程と、を有する。
かかる製造方法によれば、回復ひずみの高い鉄基形状記憶合金を得ることができる。以下、このメカニズムについて説明する。
【００１８】
上記第一の工程では、面心立方構造を有する鉄にＳｉを固溶させた鉄基形状記憶合金である被加工材を、ＳｉがＦｅ中に固溶し単相となる温度域で、且つ、溶質原子雰囲気が転位の運動を支配し且つ結晶粒のひずみエネルギーを駆動力として結晶粒界が移動できるひずみ速度で、平面ひずみ圧縮加工を行う。平面ひずみ圧縮加工とは、図１に示すように、荷重付加方向と直交する方向に被加工材を拘束した状態で行われる圧縮加工である。平面ひずみ圧縮加工の一例として圧延が挙げられる。なお、以下の説明においては、平面ひずみ圧縮加工により結晶粒が配向される方位について、荷重付加方向に垂直な面（圧縮面）の方位を面指数である｛ｈｋｌ｝で表し、平面ひずみ圧縮加工により被加工材４が伸長する伸長方向の方位を方向の指数である＜ｕｖｗ＞で表す。
【００１９】
第一の工程では、加工の初期段階では、平面ひずみ圧縮加工によるひずみ量の増加と共に、すべり変形により、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞、Ｇｏｓｓ方位｛０１１｝＜１００＞、Ｂｒａｓｓ方位｛０１１｝＜２１１＞、Ｓ方位｛１２３｝＜６３４＞に配向される結晶粒の体積率が増加する。その後、ひずみ量の増加に伴い、Ｃｕｂｅ方位に配向される結晶粒の体積率が増加し、先鋭なＣｕｂｅ集合組織（｛００１｝＜１００＞集合組織）が発達する。このようなＣｕｂｅ集合組織の発達メカニズムは次の通りである。
【００２０】
面心立方構造を有する金属の平面ひずみ圧縮において、Ｃｕｂｅ方位は他の方位と比べてＴａｙｌｏｒ因子が小さい。Ｔａｙｌｏｒ因子とは、単位ひずみ量が与えられた場合に生じるすべり面のすべり量の総和を表す値であり、変形モードと結晶方位に依存する値である。Ｔａｙｌｏｒ因子が低いほど、単位ひずみ量に対しその方位に配向された結晶粒に加えられた変形量が小さく、変形により生じる格子欠陥である転位が内部に蓄積される量が小さい。すなわち、Ｃｕｂｅ方位はＴａｙｌｏｒ因子が比較的小さいので、その内部に蓄積される転位の量が小さく、ひずみエネルギーも小さい。また、Ｃｕｂｅ方位は平面ひずみ圧縮に対して安定な方位であるため、変形が進行しても回転し難い。このため、Ｆｅ−Ｓｉ合金が単相固溶体となる温度域で平面ひずみ圧縮加工を行った場合、すべり変形によりＣｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位に配向される結晶粒の体積率が増加すると共に、ひずみエネルギーの低いＣｕｂｅ方位に配向された結晶粒の結晶粒界がＳ方位等他方位の結晶粒のひずみエネルギーを消費して移動し、Ｃｕｂｅ方位に配向された結晶粒が成長して大きくなる。すなわち、単相固溶体となる温度域では、溶質雰囲気により転位の移動が制限されるため、転位が結晶粒内に無秩序に配置された状態となる。このため、転位が整列してサブグレインを形成し、ひずみエネルギーを下げることが難しい。この結果、全ての結晶粒のひずみエネルギーはひずみ量の増加に伴い増大すると共に、変形に対して安定でかつひずみエネルギーの低いＣｕｂｅ方位に配向された結晶粒が、Ｓ方位等他の方位の結晶粒を消費する。
【００２１】
ここで、集合組織の形成過程においてこのような挙動を発現させるためには、平面ひずみ圧縮加工を行う温度及びひずみ速度を適切にする必要がある。転位が結晶粒内を自由に移動できる加工条件では、転位が集合することによりサブグレインが形成され、結晶粒のひずみエネルギーが小さくなる。このため、結晶粒毎のひずみエネルギーの差が小さくなり、上記のようにＣｕｂｅ方位に配向された結晶粒が他方位の結晶粒を消費して成長することができなくなる。
【００２２】
第一の工程においては、温度を単相固溶体となる温度域としている。そして、ひずみ速度を、溶質原子雰囲気が転位の運動を支配し、且つ結晶粒のひずみエネルギーを駆動力として結晶粒界が移動できるひずみ速度としている。このような条件下では、溶質原子により転位の運動が妨げられ、結晶粒内に転位が無秩序に存在することになるため、上記のようにＣｕｂｅ方位に配向された結晶粒がＳ方位等他方位の結晶粒を消費して成長することができ、結果として配向性の高いＣｕｂｅ集合組織が形成される。
【００２３】
第二の工程では、図２に示すように、前記第一の工程を施した被加工材４を、前記平面ひずみ圧縮加工における伸長方向に対して４０°〜５０°をなし、且つ荷重付加方向に平行な複数の面５で被加工材４を切断する。これにより、棒材もしくは板材（以下、形状記憶合金素材という）を得ることができる。第一の工程を施した被加工材では、Ｃｕｂｅ集合組織が形成されていることから、形状記憶合金素材の長手方向近傍、すなわち切断面５及び圧縮面４Ａに平行な切断方向近傍に、＜１１０＞が配向された結晶粒が多数存在する。なお、伸長方向と切断方向との角度θは、４３°〜４７°が好ましく、より好ましくは４４．５°〜４５．５°である。
【００２４】
ここで、鉄基形状記憶合金における形状記憶効果は、前述のように、オーステナイト相からマルテンサイト相へのマルテンサイト変態を利用したものである。マルテンサイト変態は、面心立方構造の最密面である｛１１１｝が＜１１２＞方向にずれることにより生じる。すなわち、｛１１１｝上のショックレー部分転位（ａ／６）＜１１２＞の運動により生じる。この｛１１１｝＜１１２＞せん断系におけるシュミット因子の最大方位は＜１４４＞である。シュミット因子とは、外力を加えた際にせん断系に生じる応力の外力に対する割合を示す値である。シュミット因子が高いほど、そのせん断系が活動し易い方位と言える。｛１１１｝＜１１２＞せん断系におけるシュミット因子が最大となる＜１４４＞を、形状を記憶させる方向（形状回復容易方向）である引張方向に配向させると、マルテンサイト変態が起こりやすくなり、形状記憶効果を高めることができると考えられる。
【００２５】
第二の工程により得られた形状記憶合金素材は、上述の通り、長手方向に＜１１０＞が配向された結晶粒の体積率が高い。＜１１０＞は＜１４４＞から１０°程度しか離れていないため、この形状記憶合金素材によれば、高い回復ひずみを得ることができる。
【００２６】
このように、本実施形態に係る製造方法によれば、トレーニング処理を施さなくとも、高い回復ひずみを有する鉄基形状記憶合金を得ることができる。さらに、２つの工程により高い回復ひずみを有する鉄基形状記憶合金を得ることができるので、製造コストを低減できる。
【００２７】
上記の製造方法では、第一の工程の温度を８００℃以上１２５０℃以下とし、ひずみ速度を１×１０−５ｓ−１以上１×１０−１ｓ−１以下とし、真ひずみ量を０．５以上とすることが好ましい。
【００２８】
第一の工程における温度を８００℃以上１２５０℃以下とすると、Ｆｅ−Ｓｉ固溶体合金を単相固溶体とすることができるため、溶質原子により転位の運動が妨げられる。この温度は、好ましくは８５０℃以上１１００℃以下である。また、第一の工程におけるひずみ速度を１×１０−５ｓ−１以上１×１０−１ｓ−１以下とすることにより、平面ひずみ圧縮加工を、溶質原子により転位の運動が妨げられ、結晶粒界の移動が可能な状態で行うことができる。ひずみ速度は、好ましくは５×１０−５ｓ−１以上５×１０−３ｓ−１以下である。また、真ひずみ量を０．５以上とすることにより、上述の挙動により、第一の工程において配向性の高いＣｕｂｅ集合組織を形成することができる。真ひずみ量は１．５以下であることが好ましい。
【００２９】
以上の方法によれば、回復ひずみの高い形状記憶合金素材を得ることができる。また、第二の工程における切断面に平行な方向を形状回復容易方向（引張方向）とすることが好ましい。これにより、より高い形状回復効果を得られると共に、より大きい回復ひずみを得ることができる。
【００３０】
上記方法において、被加工材は３質量％以上７質量％以下のＣｒを含んでも良い。これに加え、被加工材が更に３質量％以上７質量％以下のＮｉを含んでも良い。このようなＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃｒ系合金や、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金においても、上述の方法により、高い回復ひずみを有する形状記憶合金を製造することができる。
【００３１】
また、上記方法により製造した形状記憶合金素材について、トレーニング処理を施してもよい。これにより、回復ひずみをより大きくすることができる。
【００３２】
平面ひずみ圧縮加工を行うための装置の一例として、図３に示す装置が挙げられる。図３は、平面ひずみ圧縮加工に用いる圧縮加工機１を示す模式図である。圧縮加工機１は、圧縮治具２と、熱源としての加熱炉３とを備える。圧縮治具２は、下部治具２１と上部治具２２とで構成される。下部治具２１は、平面ひずみ圧縮加工における伸長方向に延びるU字状の溝２１Ａを備える直方体形である。上部治具２２は、下部治具２１の溝２１Ａに対応する凸部２２Ａを備える直方体である。下部治具２１の溝２１Ａと上部治具２２の凸部２２Ａとの間に、直方体の被加工材４を配置する。加熱炉３は、圧縮治具２を囲むように配置される。このような圧縮加工機１を用いて、第一の工程を以下の手順で行う。まず、加熱炉３により被加工材４を昇温し、被加工材４が所定の温度となった後、上部治具２２を一定速度で圧下させ、所定の真ひずみ量となるまで平面ひずみ圧縮加工を行う。真ひずみ量が所定の値に達した後、上部治具２２の移動を停止する。このような加工を施した被加工材を第二の工程において切断することにより、長手方向近傍に、＜１１０＞が配向された結晶粒が多数存在する形状記憶合金素材を得ることができる。
【００３３】
上述の方法によれば、トレーニング処理を施すことなく、形状回復容易方向における回復ひずみが、２．５％を超える値となる鉄基形状記憶合金を得ることができる。また、平面ひずみ圧縮加工の条件によっては、回復ひずみを３．５％以上とすることができる。さらに、上述の方法で得られた鉄基形状記憶合金に付与する引張ひずみを適切な値とすることによっても、回復ひずみを向上することができる。すなわち、第二の工程で得られた鉄基形状記憶合金に対し、切断面に平行な方向（長手方向）に引張ひずみを付与する第三の工程を行うとき、引張ひずみを９％以下とすることが好ましく、５％以上９％以下とすることがより好ましい。
【００３４】
このような鉄基形状記憶合金において、形状回復容易方向に平行に配向された＜１１０＞方位の平均集積強度が、ランダム組織の平均集積強度の２．３倍以上であることが好ましい。また、この鉄基形状記憶合金において、形状回復容易方向に対して＜１１０＞方位に配向された結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下であることが好ましい。さらに、面心立方構造を有する相において、前記形状回復容易方向を基準として、０°以上１５°以下の範囲内に＜１１０＞方向に配向する結晶粒が体積分率で２２％以上含まれることが好ましく、２６％以上含まれることがより好ましい。このような鉄基形状記憶合金によれば、より高い回復ひずみを得ることができる。ここで、鉄基形状記憶合金において面心立方構造を有する相（γ相）の他に、六方最密充填構造を有する相（ε相）が含まれている場合があるが、この場合、ε相の体積率を７％以下、好ましくは２％以下とすることで、上述の作用効果が得られる。また、この場合には、回復容易方向を基準として、０°以上１５°以下の範囲内に＜１１０＞方向が配向する結晶粒が、γ相に２６％以上含まれることが好ましい。
【実施例】
【００３５】
以下、実施例により、本発明についてさらに詳しく説明する。ただし、本発明は、以下に示す実施例に何ら限定されるものではない。
【００３６】
［被加工材］
被加工材となる固溶体合金は、２８質量％のＭｎ（マンガン）、６質量％のＳｉ（ケイ素）、５質量％のＣｒ（クロム）及び不可避の不純物を含むＦｅ（鉄）の合金である。本実施例では、被加工材として、この合金の棒材から切り出された、寸法が荷重付加方向に１０ｍｍ、伸長方向に７ｍｍ、拘束方向に２０ｍｍの直方体の試料を用いた。また、平面ひずみ圧縮加工前に、大気中、温度９００℃で２４時間の焼鈍を行った。以下の説明において、焼鈍後の試料を初期材と称する。
【００３７】
［平面ひずみ圧縮加工（第一の工程）］
図３に示す圧縮加工機１を用いて、初期材に対し、温度９００℃で平面ひずみ圧縮加工を行った。所定の真ひずみ量に達した後、空冷した。
【００３８】
［切断（第二の工程）］
平面ひずみ圧縮加工を施した試料を、図２に示すように、伸長方向に対する角度が４５°であり、荷重付加方向に平行な二面で切断し、形状記憶合金素材の試料を得た。
【００３９】
［集合組織測定］
第一の工程を経た被加工材の高さ方向（荷重付加方向）における中央位置で、荷重付加方向に垂直な面で試料を切断した。切断面に機械研磨及び電解研磨を施して鏡面にし、これを観察面とした。
観察面に対し、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｎ）法により、観察面の中央の４５０×４５０μｍ２の領域について結晶方位を測定した。各測定点の間隔は１μｍとした。ＥＢＳＤ法には、日本電子製ＪＳＭ−５６００にＴＳＬ社製ＯＩＭを搭載したシステムを使用した。この測定結果に基づき、測定領域内のＣｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位に配向された結晶粒の存在率（体積率）を計算した。より詳細には、測定領域内のγ相におけるＣｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位に配向された結晶粒の存在率（体積率）を計算した。なお、荷重付加方向に対し０°以上１５°以下の範囲内に｛０１１｝の面法線が存在し、且つ伸長方向に対し０°以上１５°以下の範囲内に＜１００＞が存在する結晶粒をＧｏｓｓ方位に配向された結晶粒であるとして計算した。Ｃｕｂｅ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位についても同様である。
また、上記のように計算されたＣｕｂｅ方位に配向された結晶粒の存在率に基づき、第二の工程により切断された試料について、γ相における長手方向（切断方向）に＜１１０＞が配向された結晶粒の存在率（体積率）を計算した。また、ε相の体積率を計算した。
また、Ｘ線ディフラクトメータを用いて、ＣｕＫα線を用いたＳｃｈｕｌｚの反射法により、上記観察面の｛００１｝、｛１１０｝、｛２１１｝、及び｛３１０｝極点図を実験的に測定した。これらの極点図をもとに結晶方位分布関数を定めて、各方位の平均集積強度を求め、集合組織を評価した。初期材についても、同様の方法で集合組織を評価した。
【００４０】
［回復ひずみの測定］
第二の工程により切断した試料の切断面上に、ビッカース圧子により長手方向に沿って２点に圧痕を付けた。圧痕間の距離Ｌ０は６ｍｍとした。圧痕を付した試料を用いて、室温で試料の長手方向を引張方向とする引張試験を行い、圧痕間の距離Ｌ１を測定した。またこの時のひずみ量（Ｌ１−Ｌ０）／Ｌ０を引張ひずみとして算出した。その後、４００℃、１０分で熱処理をすることにより試料に回復熱を与え、熱処理後の圧痕間の距離Ｌ２を測定した。圧痕間の距離Ｌ０、Ｌ１、Ｌ２から、回復ひずみ（Ｌ１−Ｌ２）／Ｌ０を算出した。
【００４１】
［実施例１〜４］
表１に示す条件で平面ひずみ圧縮加工を行った実施例１〜４の試料を作製し、集合組織測定を行った。表１に示すように、実施例１〜３では、ひずみ速度を変えて平面ひずみ圧縮加工を行い、実施例４では、実施例２と同じひずみ速度で、より高い真ひずみまで平面ひずみ圧縮加工を行った。
【００４２】
【表１】
2015200022.tif 000002
【００４３】
このような条件で平面ひずみ圧縮加工を行った試料の観察面について集合組織測定を行った。Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位に配向された結晶粒の体積率、及び平均集積度数を求めた。その結果を図４〜７に示す。また、観察面についてＥＢＳＤ法による結晶方位測定で求められた結晶方位マップから、Ｃｕｂｅ方位及びＳ方位に配向された結晶粒の平均結晶粒径を求めた。その結果を表１に求めた。なお、結晶粒径は、各結晶粒を円に近似した場合の直径である。
【００４４】
図４は、実施例１〜３の観察面におけるＣｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位に配向された結晶粒の体積率とひずみ速度との関係を示している。図４によれば、ひずみ速度が小さいほど、Ｃｕｂｅ方位に配向された結晶粒の体積率が大きい。これは、溶質原子であるＳｉによる転位の運動が妨げられる効果が大きくなったためと考えられる。表１において、実施例３のＣｕｂｅ方位に配向された結晶粒の平均粒径が実施例１〜３のうち最も大きくなっており、且つ実施例３のＳ方位に配向された結晶粒の平均粒径が実施例１〜３のうち最も小さくなっている。このことからも、実施例３ではひずみ速度が小さいので、Ｓｉによる転位の運動が妨げられる効果が大きくなり、結晶粒界が移動し易くなっていることがわかる。すなわち、実施例３では、Ｔａｙｌｏｒ因子の低い（蓄積されたひずみエネルギーが小さい）Ｃｕｂｅ方位に配向された結晶粒の結晶粒界が移動し易くなっているので、Ｔａｙｌｏｒ因子の高いＳ方位に配向された結晶粒を消費しながら、Ｃｕｂｅ方位に配向された結晶粒が成長し易くなると考えられる。
【００４５】
図５は、実施例２、４及び初期材における、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位に配向された結晶粒の体積率と真ひずみ量との関係を示している。図５によれば、真ひずみ量が大きいほどＣｕｂｅ方位に配向された結晶粒の体積率が大きい。真ひずみ量が大きいほど、方位の違いに起因するひずみエネルギーの差が大きくなり、その結果Ｃｕｂｅ方位に配向された結晶粒が成長する駆動力が大きくなったため、このような結果が得られたと考えられる。
【００４６】
図６、７は、実施例１〜４の観察面の集合組織を、Ｘ線ディフラクトメータを用いて測定した結果を示すφ２断面である。これらの図は、測定により得られた結晶分布関数を、オイラー角（φ１，Φ，φ２）を軸とした直交座標系で表したものである。図６はφ２＝０°、図７はφ２＝２０°のφ２断面を表している。各図の四角形の左上頂点、右上頂点、左下頂点、右下頂点は、順に、（φ１，Φ）＝（０°，０°）、（９０°，０°）、（０°，９０°）、（９０°、９０°）である。また、四角形中の等高線は、結晶方位の集積強度を表している。図中の等高線の値は、平均値を１として、平均値に対する倍数で表した平均集積強度である。また、図６（ａ）〜（ｄ）は順に実施例１〜４の結果を表し、図７（ａ）〜（ｄ）も順に実施例１〜４の結果を表す。図６（ａ）及び図７（ａ）中に、各断面図上に存在するＣｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、及びＳ方位の位置をそれぞれＣ、Ｇ、Ｂ、Ｓで記入した。図６、７によれば、いずれの実施例においても、Ｃｕｂｅ方位の平均集積強度が高く、Ｃｕｂｅ集合組織が形成されていることがわかる。そして、ひずみ速度が小さいほど、また真ひずみ量が大きいほど、Ｃｕｂｅ方位の平均集積強度が高いことがわかる。
【００４７】
図８は、Ｘ線ディフラクトメータを用いて観察面の集合組織を測定した結果に基づき算出された、第二の工程における切断方向である４５°方向の軸密度を示す逆極点図である。図８（ａ）は実施例２、図８（ｂ）は実施例４の結果である。この逆極点図中の等高線は、長手方向の結晶方位の集積強度を表している。等高線の値は、平均値を１として、平均値に対する倍数で表した平均集積強度である。図８によれば、長手方向に＜１１０＞が配向された結晶粒が多く存在することがわかる。
【００４８】
図９は、実施例２〜４及び初期材の回復ひずみと、引張方向における＜１１０＞の体積率（γ相における引張方向に＜１１０＞が配向された結晶粒の体積率）との関係を示すグラフである。実施例２〜４において、初期材よりは高い回復ひずみが得られた。また、実施例４では回復ひずみが２．５％を超える値となり、実施例２、３では３．５％を超える回復ひずみが得られた。
【００４９】
図１０は、実施例２〜４及び初期材の回復ひずみと、引張試験におけるひずみ量（引張ひずみ）との関係を示すグラフである。また、比較のために、非特許文献１に記載されているトレーニング処理をしていない形状記憶合金のデータも記載した。実施例２〜４によれば、非特許文献１よりも高い回復ひずみが得られた。
【００５０】
図９及び図１０において、引張方向に＜１１０＞が配向された結晶粒の体積分率が同程度にも拘らず、実施例３の方が実施例４よりも高い回復ひずみを示した。このような回復ひずみの大きさの違いは、引張方向に＜１１０＞が配向された結晶粒の大きさに起因すると考えられる。表１より、Ｃｕｂｅ方位に配向された結晶粒の平均結晶粒径は、実施例３の方が実施例４よりも小さい。このため、引張方向に＜１１０＞方位が配向された結晶粒の平均結晶粒径も実施例４より実施例３の方が小さいと言える。＜１１０＞方位は変形時にマルテンサイト変態をし易い＜１４４＞に近い方位であるが、その結晶粒径が大きくなると、マルテンサイト変態を起こす｛１１１｝＜１１２＞せん断系以外のせん断系も働きやすくなり、すべり変形（形状回復しない変形モード）が起こりやすくなると考えられる。このため、実施例４において、すべり変形の発生頻度が実施例３よりも大きくなり、結果として回復ひずみが小さくなったと考えられる。
【００５１】
また、引張方向に＜１１０＞が配向された結晶粒の体積分率が実施例４よりも低いにも拘らず、実施例２は実施例４よりも高い回復ひずみを示した。このような回復ひずみの大きさの違いは、第一の工程において付与される真ひずみ量が、実施例４よりも実施例２の方が小さいためであると考えられる。すなわち、実施例４では、真ひずみ量が比較的大きくなったために結晶のすべり系の活動による変形が増大し、その結果実施例２よりも形状記憶特性が下がったと考えられる。
【００５２】
［実施例５〜８］
表２に示す条件で平面ひずみ圧縮加工を行った実施例５〜８の試料を作製し、集合組織測定と回復ひずみの測定を行った。表２に示すように、実施例５、６では真ひずみ量を０．８とし、実施例７、８では真ひずみ量を１．３とし、いずれの例もひずみ速度と温度を同じ値とした。
【００５３】
【表２】
2015200022.tif 000003
【００５４】
図１１は、実施例５〜８の回復ひずみと引張ひずみとの関係を示すグラフである。また、比較のために、非特許文献１に記載されているトレーニング処理をしていない形状記憶合金のデータも記載した。実施例５〜８によれば、非特許文献１よりも高い回復ひずみが得られた。
【００５５】
実施例５では引張試験で付与した引張ひずみの量を９％以下としたので、同じ条件で平面ひずみ圧縮して、引張ひずみ量を９％超過とした実施例６よりも高い回復ひずみを得ることができた。同様に、実施例７では引張試験で付与した引張ひずみの量を９％以下としたので、同じ条件で平面ひずみ圧縮して、引張ひずみ量を９％超過とした実施例８よりも高い回復ひずみを得ることができた。また、表２の通り、実施例５〜８の試料中にはε相が存在していたが、ε相の体積率がいずれも７％以下となっていたので、高い回復ひずみを得ることができた。また、ε相の体積率が２％以下であった実施例５〜７においては、ε相の体積率が２％超過である実施例８よりも高い回復ひずみを得ることができた。
【００５６】
以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれら実施例に限定されることはない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。本発明は前述した説明によって限定されることはなく、添付のクレームの範囲によってのみ限定される。
【産業上の利用可能性】
【００５７】
本発明の製造方法により製造した鉄基形状記憶合金、及び本発明にかかる鉄基形状記憶合金は、従来よりも高い回復ひずみを有する。このため、２つのパイプを接続するためのパイプ用継手や、レール用の継ぎ目板、制振構造用部材に好適に利用できる。
【符号の説明】
【００５８】
１    平面ひずみ圧縮加工機
２    圧縮治具
３    加熱炉
４    被加工材
Ｃ    Ｃｕｂｅ方位（｛００１｝＜１００＞）
Ｇ    Ｇｏｓｓ方位（｛０１１｝＜１００＞）
Ｂ    Ｂｒａｓｓ方位（｛０１１｝＜２１１＞）
Ｓ    Ｓ方位（｛１２３｝＜６３４＞）
【図１】
2015200022.tif 000004
【図２】
2015200022.tif 000005
【図３】
2015200022.tif 000006
【図４】
2015200022.tif 000007
【図５】
2015200022.tif 000008
【図６】
2015200022.tif 000009
【図７】
2015200022.tif 000010
【図８】
2015200022.tif 000011
【図９】
2015200022.tif 000012
【図１０】
2015200022.tif 000013
【図１１】
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