(57)【要約】【課題】高温かつ広い温度範囲に亘って超弾性機能を発現する新規な超弾性合金を提供する。【解決手段】Ｆｅ−Ａｌ系合金インゴットから、光学式浮遊帯域法によってＦｅ−Ａｌ系単結晶を成長させる。次いで、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶を所定の歪み速度で圧縮した後除荷し、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶に超弾性を発現させる。【選択図】        図１
2004307916.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ−Ａｌ系合金インゴットから、光学式浮遊帯域法によってＦｅ−Ａｌ系単結晶を成長させる結晶成長工程と、
前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶を所定の歪み速度で圧縮した後除荷することによって前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶に超弾性を発現させる超弾性発現工程と、
を具えることを特徴とする、Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項２】
前記結晶成長工程において、結晶成長過程のＦｅ−Ａｌ系単結晶の断面方向において凹部を形成することを特徴とする、請求項１に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項３】
前記結晶成長工程において、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶の成長速度を２．５ｍｍ／時間〜５．０ｍｍ／時間に設定することを特徴とする、請求項１又は２に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項４】
前記超弾性発現工程において、前記歪み速度は１．７×１０−５／秒〜１．７×１０−３／秒であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項５】
前記超弾性発現工程において、最大圧縮荷重を約５００ＭＰａに設定することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項６】
前記結晶成長工程と前記超弾性発現工程との間において、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶に対してアニーリング処理を行い、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶中の組織を均一化するアニーリング工程を具えることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項７】
前記アニーリング処理は、非酸化性雰囲気中で行うことを特徴とする、請求項６に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項８】
前記アニーリング工程において、前記アニーリング処理は１１００℃〜１２００℃の温度範囲で行うことを特徴とする、請求項６又は７に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項９】
前記アニーリング工程おいて、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶に対する前記アニーリング処理が終了した後、８０℃／時間以下の冷却速度で室温まで徐冷することを特徴とする、請求項６〜８のいずれか一に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項１０】
前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶は、Ｆｅ３Ａｌ相を含むことを特徴とする、請求項１〜９のいずれか一に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項１１】
前記Ｆｅ３Ａｌ相は５０ｎｍ以下の規則ドメイン構造を含むことを特徴とする、請求項１０に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項１２】
前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶は、２２原子％から２４原子％のＡｌを含み、２．５％以下の塑性歪みをほぼ１００％回復するような超弾性を呈することを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか一に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項１３】
前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶は、約２３原子％のＡｌを含み、５％以下の塑性歪みをほぼ１００％回復するような超弾性を呈することを特徴とする、請求項１２に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法。
【請求項１４】
２２原子％から２４原子％のＡｌを含み、２．５％以下の塑性歪みをほぼ１００％回復するような超弾性を呈することを特徴とする、Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金．
【請求項１５】
約２３原子％のＡｌを含み、５％以下の塑性歪みをほぼ１００％回復するような超弾性を呈することを特徴とする、請求項１４に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金。
【請求項１６】
Ｆｅ３Ａｌ相を含むことを特徴とする、請求項１４又は１５に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金。
【請求項１７】
前記Ｆｅ３Ａｌ相は５０ｎｍ以下の規則ドメイン構造を含むことを特徴とする、請求項１６に記載のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度ばね材及び防振材を必要とする、自動車及び航空宇宙分野などにおいて好適に使用することのできる、Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法及びＦｅ−Ａｌ系超弾性合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
超弾性とは、大きな歪みを与えた材料の形状が応力除荷時にほぼ１００％回復する現象である。Ｔｉ−Ｎｉ系合金などの超弾性合金は、その特異な機能から携帯電話のアンテナや眼鏡のフレームなどへ応用されている。Ｔｉ−Ｎｉ系合金などにおける超弾性機能の発現は、マルテンサイト変態が密接に関係しており、応力負荷時にマルテンサイト変態が生じ、除荷時の逆変態において形状が回復する。
【０００３】
しかしながら、このようなＴｉ−Ｎｉ系合金などの超弾性合金においては、超弾性機能を発現するマルテンサイト変態が低温かつ狭い温度範囲においてのみ生じるものであるため、超弾性機能の発現もそのような低温かつ挟温度範囲に限定されてしまう。また、本質的な強度も十分でないため、その応用も上述したような携帯電話のアンテナなど極めて限られたものであった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、高温かつ広い温度範囲に亘って超弾性機能を発現する新規な超弾性合金を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成すべく、本発明は、
Ｆｅ−Ａｌ系合金インゴットから、光学式浮遊帯域法によってＦｅ−Ａｌ系単結晶を成長させる結晶成長工程と、
前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶を所定の歪み速度で圧縮した後除荷することによって前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶に超弾性を発現させる超弾性発現工程と、
を具えることを特徴とする、Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金の作製方法に関する。
【０００６】
本発明者らは、従来のＴｉ−Ｎｉ系合金などに代わる新規な超弾性合金を見出すべく鋭意検討を実施した。その結果、Ｆｅ−Ａｌ系合金なる材料系に注目し、その作製方法を鋭意検討した。そして、前記Ｆｅ−Ａｌ系合金のインゴットを作製し、これを光学式浮遊帯域法を用いて高結晶品質のＦｅ−Ａｌ系単結晶を成長させた後、これに対して所定の歪み速度で圧縮及び除荷工程を負荷することにより、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶中に超弾性機能を発現できることを見出した。
【０００７】
前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶中の前記超弾性機能は、転位の移動を利用したすべり変形に起因して発現するものであって、従来のＴｉ−Ｎｉ系合金などのようにマルテンサイト変態を伴うものではないため、高温かつ広い温度範囲において発現させることができる。また、Ｆｅ−Ａｌ系合金は従来のＴｉ−Ｎｉ系合金などに比べて安価であるため、高強度ばね材や防振材として種々の工業的用途への応用が期待される。
【０００８】
なお、本発明の好ましい態様においては、前記結晶成長工程と前記超弾性発現工程との間において、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶に対してアニーリング処理を行い、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶中の組織を均一化するアニーリング工程を具える。これによって、得られたＦｅ−Ａｌ系合金中により大きな超弾性機能を発現させることができ、またより広範な温度範囲において超弾性機能を発現できるようになる。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を発明の実施の形態に基づいて詳細に説明する。
図１は、本発明の作製方法の、結晶成長工程で使用する光学式浮遊帯域法による結晶成長過程を説明するための図である。図１においては、Ｆｅ−Ａｌ系インゴット１１が上駆動部１７及び下駆動部１８によって下方に移動するように構成されている。インゴット１１は透明な容器１４内に配置されるとともに、容器１４の外周に設けたリング状部材１６に固定されたハロゲンランプなどの光源１５から、所定の光が図示しない集光系レンズを介してインゴット１１の側面に照射されるように構成されている。容器１４内にはアルゴンガスなどが充填されている。
【００１０】
このとき、インゴット１１の、前記光が照射された部分が加熱及び溶解されて溶解部１２が生成される。このような光照射と同時にインゴット１１を下方に連続的に移動させることにより、インゴット１１に対して、その移動方向に沿って溶解部１２が連続的に形成されるようになる。一方、溶解部１２は下方に移動することによって前記光照射を受けなくなると、冷却及び結晶化するようになり、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３が生成されるようになる。
【００１１】
すなわち、Ｆｅ−Ａｌ系インゴット１１を下方に連続的に移動させることにより、前記光照射によって形成された溶解部１２の下方において、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３が連続的に生成されるようになる。
【００１２】
このように光学式浮遊帯域法によれば、単結晶作製時にるつぼなどを用いる必要がないので、不純物及び欠陥の少ない高結晶品質の単結晶を生成することができるようになる。この結果、得られたＦｅ−Ａｌ系単結晶は良好な超弾性機能を呈するようになる。
【００１３】
なお、図１においては、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３の断面方向において凹部１３Ａ、すなわちネック部が形成されている。Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３内にこのようなネック部を形成することにより、前記結晶内に粒界の発生を抑制することができる。欠陥Ｄなどは粒界に偏析しやすいため、粒界の発生を抑制することによって、より高結晶品質のＦｅ−Ａｌ系単結晶を得ることができるようになる。
【００１４】
また、上述した光学式浮遊帯域法において、Ｆｅ−Ａｌ系インゴット１１の下方への移動速度、すなわちＦｅ−Ａｌ系単結晶１３の成長速度は特に限定されるものではないが、２．５ｍｍ／時間〜５．０ｍｍ／時間に設定することが好ましい。これによって、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３の結晶品質をより向上させることができるようになる。
【００１５】
本発明においては、上述した光学式浮遊帯域法を用いた結晶成長工程が終了した後、超弾性発現工程へと移行する。超弾性発現工程においては、上述のようにして得たＦｅ−Ａｌ系単結晶１３を、所定の歪み速度で圧縮し、その後除荷する。これによって、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３は超弾性機能を呈するようになる。
【００１６】
図２は、超弾性発現工程における圧縮及び除荷のプロセスの一例を図式化したものである。図２に示すように、所定の負荷がかかった状態でＦｅ−Ａｌ系単結晶１３を所定の歪み速度で圧縮した後、前記負荷を除荷すると、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶中の歪みは完全に回復して元の状態に戻り、超弾性機能を呈するようになる。
【００１７】
前記歪み速度は特に限定されるものではないが、好ましくは１．７×１０−５／秒〜１．７×１０−３／秒に設定する。これによって、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３を破壊することなく、超弾性機能を簡易に発現させることができるようになる。
【００１８】
また、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３を圧縮する際に印加する負荷の最大値は、図２に示すように約５００ＭＰａであることが好ましい。この場合も、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３を破壊することなく、超弾性機能を簡易に発現させることができるようになる。
【００１９】
なお、本発明においては必須の構成要素ではないが、上述した結晶成長工程と超弾性発現工程との間に、アニーリング工程を設けることもできる。このアニーリング工程においては、図１に示すようにして得たＦｅ−Ａｌ系単結晶１３に対してアニーリング処理を施し、結晶内部の組織を均一化する。均一な組織を有するＦｅ−Ａｌ系単結晶１３に対して超弾性発現工程を施すことにより、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３中により大きな超弾性機能を安定的に生成させることができるようになる。
【００２０】
前記アニーリング処理は、不活性ガス雰囲気、窒素ガス雰囲気、及び真空中などの非酸化性雰囲気で行う。Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３中に酸素が取り込まれると、超弾性機能を十分に発現できない場合がある。
【００２１】
また、前記アニーリング処理は１１００℃〜１２００℃の温度範囲で行うことが好ましい。これによって、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３中の組織を短時間でより均一にすることができる。なお、前記アニーリング処理は一段で行い、いわゆる等温アニーリング処理とすることもできるし、複数の温度を設定して多段で行うこともできる。但し、一段のアニーリング処理において、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３内の組織は十分に均一化することができる。
【００２２】
前記アニーリング工程において、前記アニーリング処理が終了した後は、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３は室温まで冷却する。この際、冷却速度は８０℃／時間以下とする。このような冷却速度で室温まで徐冷することにより、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３中のドメインの粗大化を抑制することができる。その結果、Ｆｅ−Ａｌ系単結晶１３中に大きな超弾性機能を発現させることができ、ほぼ１００％の回復率を実現することができるようになる。
【００２３】
なお、前記アニーリング処理終了後に所定の冷却速度で室温まで冷却し、その後８００℃付近まで加熱し、次いで、上述した８０℃／時間以下の冷却速度で徐冷することもできる。
【００２４】
以上のような工程を経て得たＦｅ−Ａｌ系単結晶は超弾性機能を有し、目的とするＦｅ−Ａｌ系超弾性合金を得ることができる。このＦｅ−Ａｌ系超弾性合金はＦｅ３Ａｌ相を含む。前記Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金がＦｅ３Ａｌ相を含むことによって、上述したような転位の移動に起因したすべり変形が発現し、超弾性機能を呈するようになる。
【００２５】
すなわち、前記Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金に対して外部より負荷が加わると、合金内部の転位が移動することによって前記負荷の方向にすべり変形が発生するようになるが、前記負荷が除かれた後は、前記転位が逆方向に移動するようになって、前記すべり変形が解除され元の状態に回復する。
【００２６】
なお、前記Ｆｅ３Ａｌ相は５０ｎｍ以下の規則ドメイン構造を含むことが好ましい。これによって、前記転位の逆方向移動が促進され、良好な超弾性機能を発現するようになるとともに、ほぼ１００％の回復率を示すようになる。
【００２７】
前記Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金は２２原子％から２４原子％のＡｌを含むことが好ましい。この場合、２．５％までの塑性歪みをほぼ１００％回復することができる。
【００２８】
また、前記Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金は約２３原子％のＡｌを含むことが好ましい。この場合、５％までの塑性歪みをほぼ１００％回復することができる。
【００２９】
【実施例】
アーク熔解炉にて種々の組成を有するＦｅ−Ａｌ系合金インゴットを作製した後、図１に示す光学溶融帯域法で種々の組成のＦｅ−Ａｌ系単結晶を作製した。なお、結晶成長速度は５ｍｍ／時間とした。次いで、前記Ｆｅ−Ａｌ系単結晶に対して、アルゴン雰囲気中、１１００℃で４８時間のアニーリング処理を施し、その後、８０℃／時間以下の冷却速度で室温まで徐冷した。次いで、１．７×１０−４／秒の歪み速度で、最大５００ＭＰａの圧縮応力を負荷し、その後除荷することによって、種々の組成のＦｅ−Ａｌ系超弾性合金を得た。
【００３０】
図３は、Ｆｅ−２３原子％Ａｌ超弾性合金の、ひずみ量と回復率との関係を示すグラフである。図３から明らかなように、ひずみ量が５％まではほぼ１００％の回復率を示すが、ひずみ量が増大するにつれて回復率が急激に減少することが分かる。
【００３１】
図４は、Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金の、Ａｌ含有量と回復率との関係を示すグラフである。図４から明らかなように、Ａｌ含有量が２２原子％から２４原子％の範囲において高い回復率を示し、ひずみ量が２．５％の場合においてはほぼ１００％の回復率を示すことが分かる。また、Ａｌ含有量が２３原子％の場合においては、ひずみ量が５％まで増大してもほぼ１００％の回復率を示すことが分かる。
【００３２】
以上、具体例を挙げながら発明の実施の形態に基づいて本発明を詳細に説明してきたが、本発明は上記内容に限定されるものではなく、本発明の範疇を逸脱しない限りにおいてあらゆる変形や変更が可能である。
【００３３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、マルテンサイト変態などの相変態を伴うことのない、高温かつ広い温度範囲に亘って超弾性機能を発現する新規な超弾性合金を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の作製方法の、結晶成長工程で使用する光学式浮遊帯域法による結晶成長過程を説明するための図である。
【図２】超弾性発現工程における圧縮及び除荷のプロセスの一例を図式化したものである。
【図３】Ｆｅ−２３原子％Ａｌ超弾性合金の、ひずみ量と回復率との関係を示すグラフである。
【図４】Ｆｅ−Ａｌ系超弾性合金の、Ａｌ含有量と回復率との関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１１  Ｆｅ−Ａｌ系合金インゴット
１２  （Ｆｅ−Ａｌ系合金インゴットの）溶解部
１３  Ｆｅ−Ａｌ系単結晶
１３Ａ  凹部
１４  容器
１５  光源
１６  リング状部材
１７  上駆動部
１８  下駆動部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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