鉄合金の BCC/FCC マルテンサイト変態と超弾性
大

森

俊

洋 貝

沼

亮

介


ルテンサイト変態を利用して超弾性が得られることがわかっ

.

は じ

め

に

た(9)(10) ．この合金における超弾性は，マルテンサイト誘起
応力の温度依存性が極めて小さく温度変化による影響を受け鉄合金のマルテンサイト変態は古くから多くの研究がされにくい，といった特徴を有する．これらの鉄系超弾性合金ており，特に鉄鋼材料の強化法として広く利用されている．

は， 既存 の Ti Ni 合金 に対し 低コス トで あるこ と以外 に鉄合金のマルテンサイト変態には， g ( FCC )→ e ( HCP )変態

も，このように特徴的な材料特性を有するので，超弾性材料(FeMn 系)や g→FCT 変態(FePd 系)もあるが，実用的にとして新たな展開が期待される．

最も重要なのは g → a ′( BCT または BCC )変態である． g →本稿では， Fe Mn Al 系合金を中心とした鉄合金の a → g

変態は，高温が密な構造(FCC)で低温が粗な構造(BCC)でa′

マルテンサイト変態について，これまでの研究報告についてあり，他の金属で一般的な粗→密変態( BCC → FCC や BCC

紹介し，さらに，著者らの取り組んでいる FeMnAlNi合→HCP)とは逆の特殊な変態であると言える(1)．しかし近年，

金の組織制御と超弾性の研究を含めた国内外の研究状況を紹Fe Mn Al などの一部の鉄合金において a 相( BCC )が g 相介する．

へマルテンサイト変態することが報告され(2) ，他の金属同様，鉄合金においても粗 → 密変態が生じることが判明した．
マルテンサイト変態を利用した機能性材料として形状記憶

.

マルテンサ
Fe Mn Al 3 元系合金における a → g ′イト変態合金が挙げられる．形状記憶合金では，加熱や磁場の印加により，変形した材料が元の形状に戻る形状記憶効果や，弾性Fe 合金のマルテンサイト変態の中で， a 相から g 相への的な変形量が数から 10 程度にも及ぶ超弾性が得られる変態に関する報告は数少ない．富田らは，FeCrNi 急冷凝ことから，センサー・アクチュエーター部品やガイドワイヤ

固箔帯において a→g マルテンサイト変態が生じることを報ー，ステントなどの医療機器などとして利用されている(3)．

告している(11)．さらに，FeMnAlC 合金バルク材におい実用的に利用されている形状記憶合金のほとんどは優れた形てもこの種の変態が起こり，マルテンサイト変態の結晶構造

状記憶特性を示す Ti Ni 系合金であるが，低廉な鉄合金では18層周期であることが報告されている(12)(14)．著者らも，

形状記憶特性を得ることができれば，形状記憶合金の利用用

FeMn Al 3 元系において a→ g マルテンサイト変態が起こ

途は拡大することが期待できる． Fe Mn Si 合金では g ⇔ e

ることを確認している(2)．図(a)(b)に FeMnAl 3 元系のマルテンサイト変態を利用して形状記憶効果が得られ(4)，ク

光学顕微鏡写真を示す．図 1(a)の Fe36 atMn15 atAl

レーンレール用継ぎ目板などに利用されている(3)．一方，鉄合金(以降，組成は at で示す)では，一部にマルテンサイ

合金で明確な超弾性を得ることは，長年，実現されなかっトのような組織が見られ，透過型電子顕微鏡(TEM )によるた．しかし，最近，FeNiCoAl 系多結晶合金で g⇔a′
マル

観察では，明視野像において多量の欠陥が観察されている

テンサイト変態を利用して約 13 にも及ぶ超弾性が得られ(図 1( c))．マトリックスの領域から得た制限視野回折図形

るようになり(5)(6)，FePd 単結晶合金でも FCC⇔FCT マル(図 1 ( d ))は BCC ( A2 )構造を示しており，マルテンサイト

テンサイト変態に関係して超弾性を含む大きな弾性変形挙動(図 1 ( e ))は双晶を含む FCC ( 2M )構造を示している．このが得られている(7)(8)．また，FeMnAlNi 系では，a⇔g マ

ことから，この材料では a→ g マルテンサイト変態が起きた

東北大学助教大学院工学研究科 金属フロンティア工学専攻(〒980
8579 仙台市青葉区荒巻字青葉 6602)東北大学教授大学院工学研究科 金属フロンティア工学専攻
BCC/FCC Martensitic Transformation and Superelasticity in FeBased Alloys; Toshihiro Omori, Ryosuke Kainuma(Department ofMetallurgy, Graduate School of Engineering, Tohoku University, Sendai)
Keywords: martensitic transformation, shape memory alloy, superelasticity, CALPHAD, microstructural control, ironbased alloy
2015年 5 月18日受理[doi:10.2320/materia.54.398]




最近の研究

ことがわかる．これに冷間圧延を加えると，さらに多量のマ

FeMnAl 合金における a→g マルテンサイト変態は熱力

ルテンサイト相が誘起することも確認されている(2) ．図 1

学的に次のように説明できる(9) ．図は文献( 15 )の熱力学(b)は Fe40Mn15Al 合金の光学顕微鏡写真である．Mn 量パラメータを用いて Thermo Calc により計算した純 Fe とを増加させることでマルテンサイト相分率が高くなっている．

/g＝DS gtotal－DS atotal，上FeMnAl のエントロピー変化(DS atotal

Mn は g 相を安定化させる元素なので，この結果は鉄合金の/g＝DG gtotal－DG atotal，段)と Gibbs 自由エネルギー変化(DG atotal

相安定性から考えても妥当と言える．本 3 元系においてマ/g＝(S gnonmag＋S gmag)－(S anonmag＋
下段)である．さらに， DS atotal

ルテンサイト変態を起こす組成域は， 30 ～ 40 at  Mn 15

/g
/g
/g
＋ DS amag， DG atotal＝ ( G gnonmag ＋ G gmag ) －S amag ) ＝ DS anonmag

at Al 付近であり，状態図において g 相との二相域(15)に近/g/g( G anonmag ＋ G amag )＝ DG anonmag＋ DG amagのように，磁気の寄与い領域である．

/g/g/g
や DG anonmag
をベースに磁性項 DS amag，
を考慮しない DS anonmag/gを加える形式で解析した．その結果について，磁気DG amag/g/g， DG anonmag
を点線で，磁気を考慮した項を除いた DS anonmag/g/g，DG atotal
を実線で図 2 に示す．ここで，a 相のキュリ
DS atotal

ー温度 TaC と g 相のネール温度 TgN も合わせて示した．純 Fe/g(図 2 ( a ))では基本は DS anonmag＜ 0 だが，磁気の寄与(16) によ/gり，a 相のキュリー温度よりやや高い温度から DS atotal＞0 と/g
は a 相(高温)→g(低温)
符号が逆転する．このとき，DG atotalに加え，さらに低温で g 相→a 相となる．すなわち，a 相は強磁性となることにより，中間温度の g 相を挟み，低温と高/gの温度温で存在し得るのである．さて，FeMn 系は DGatotal

依存性が Mn 濃度により著しく変化することが知られている(17)．実際，図 2(b)に示す Fe20Mn10Al では，Mn 添加に より a 相 の キュ リ ー温 度は 著 しく 低下 し ，よ り低 温 で/g/g＞ 0 となり， DG atotal
も低温で正となる．さらに Fe 
DS atotal

36Mn 15Al(図 2 ( c ))では， a 相のキュリー温度が室温近傍/g/gまで低下するため， DS anonmagと DS atotalの差はほとんど見ら/g＞0
れない．すなわち，磁性の寄与が顕著に小さく， DS atotal/gとならず，低温でも DG atotal＜0 のままである．また，高温側/g＝0 となる温度(T0 温度)も低下している．FeMn
で DG atotal

図1

図2( a ) 1473 K ， 30 分間熱処理した Fe 36Mn 15Alの光学顕微鏡写真，(b)1473 K，30分間熱処理した Fe 40Mn 15Al の光学顕微鏡写真，( c ) Fe 
36Mn 15Al の TEM 明視野像と( d )母相及び( e )マルテンサイト相の制限視野回折図形．

Al 系の T0 温度を Al 濃度に対して描くと図の様になる．

ここで，a 相のキュリー温度についても合わせて示した．この図からもキュリー温度近傍で a 相が安定化され，その結果 20Mn までは g ループを形成できるが，36Mn では室温付/g/g＝S gtotal－S atotal，DS anonmag＝S gnonmag－S anonmag(上段)と自由エ
ThermoCalc で計算したエントロピー変化，DS atotal/g/g＝G gtotal－G atotal，DG anonmag＝G gnonmag－G anonmag(下段)．(a)Fe，(b)Fe20Mn10Al，(c)Fe
ネルギー変化 DG atotal
36Mn15Al．

ま て り あ 第54巻 第 8 号(2015)
Materia Japan




図3

FeAl，FeMnAl の Mn 濃度一定における計算
縦断面状態図． T0 線と a 相のキュリー温度 T aCを示している．

図4
近まで g ループを形成せず， a → g 変態が比較的低温で起こり得ることがわかる．本状態図から， Fe 36Mn 15Al 近傍

Fe34Mn15Al7.5Ni 合金の(a)1473 K，30分間の溶体化材と( b )溶体化後 473 K ， 6 時間時効した試料の MT 曲線及び光学顕微鏡その場観察写
真．

の組成では高温の a 相から冷却すると g 相に変態すること，また Fe 合金としては特異な a/g マルテンサイト変態が生じうることが理解できる．なお，低温に存在するとされる

DS a/g・DT(DTT0 からの過冷度)の関係が成り立ち，本合

g 相の反強磁性も相安定性に寄与しているが，その定量的な

金 系 の 場 合 ， DG a/g は － 32 J ・ mol－1 と 見 積 も ら れ る ( 表

評価は今後の課題である．以上のように，FeMnX 系(X)．これは Fe Ni などの非熱弾性型変態(18) より 1 ～ 2 桁小a 安定化元素)において，Mn，X(今回は Al)を添加して a 相さく， TiNi の熱弾性型 B2⇔ B19′
変態の 1/4 程度である．

の磁気の影響を抑制すれは，高温の a 相(すなわち d相)から以上のことから，この変態は熱弾性型であると結論付けられg 相へ，他の金属でよく見られる粗 → 密変態が得られる．

る．またこの関係式から，熱弾性型にも関わらず変態ヒステ

.

ロピー変化が極めて小さいことに起因している．同様の理由

リシスが広いのは，図 2 ( c )で予想される通り，変態エントFeMnAlNi 合金における熱弾性型マルテンサ
イト変態

で，低温まで冷却しても母相は一部残留すると考えられるので，低温での比較的大きな磁化は残留母相を反映したもので

通常，超弾性は熱弾性型マルテンサイト変態において得らあろう．なお， 473 K で時効すると Ms 温度は低下し， 6 時

れるが，FeMnAl 3 元系合金のマルテンサイト変態は非熱間時効材では熱的にマルテンサイト変態は誘起しなくなる

弾性型である(2) ．しかし， Ni の添加により熱弾性型マルテ(図 4 ( b ))．内挿図は 4.2 K での母相の磁化曲線であり，自ンサイト変態が得られる．図( a )は Fe 34Mn 15Al 7.5Ni

発磁化は 108 J･T－1･kg－1 である．

合金 1473 K 溶体化材の熱磁化曲線である(9)．母相は強磁性

Ni 添加によりマルテンサイト変態が熱弾性型になる理由(キュリー温度 390 K)であり，マルテンサイト相は反強磁性

は， b 相( NiAl, B2 構造)のナノ析出に関係している． Fe と予想されている．マルテンサイト変態開始温度 Ms ＝約

Ni Al 系で は， いわゆ る規 則化 に基 づく 相分 離( A2 → A2

243 K で磁化の強さが減少し始め，加熱すると逆変態により(Ferich)＋B2(NiAlrich))が起こることが知られており(19)，

磁化が徐々に増加する．その熱ヒステリシスは約 150 K でFeMnAlNi でも同様な相分離が生じる．図はマルテン

ある．熱弾性型変態のヒステリシスは一般に 50 K 程度以下

サ イ ト 相 中 に 10 nm 程 度 の b NiAl 相 が 析 出 し た 領 域 のとされているが，それに比較して本合金のヒステリシスは異HAADFSTEM(HighAngle Annular Dark Field Scanning

常に大きい．一方，図中に示した光学顕微鏡その場観察写真

TEM )像である(20) ．この観察手法では，結晶格子のカラム

では，変態に伴うマルテンサイトプレートの可逆的な成長・内における原子量が大きいほど明るいコントラスト( Z コン

収縮が確認できた．これは熱弾性型変態に見られる特徴のひトラスト)が得られる．図 5 の b 粒子内における輝点の配列

とつである．応力に対してもマルテンサイトプレートの可逆は，強い輝点が Ni サイトを，弱い輝点が Al サイトを示し的な移動は確認されている(9)．さらに，DG が直線に近似でており，その規則配列から b 粒子は B2 構造に規則化していきる温度範囲内であれば変態が生じるときの駆動力 DG a/g

ることが確認できる．マルテンサイト相は FCC 構造であ




最近の研究

相が 5 nm のときに整合， 22 nm のとき
Ta B 合金では， g ′はミスフィット転位が観察され，変態は非熱弾性型に変化す
る(25)．FeMnAlNi では図 5 に示す通り，b 相が少なくとも 10 nm の とき は マル テ ンサ イト 相 と整 合 だと 考え ら れる．以上の様に，変態による結晶構造の変化が全く逆ではあるものの，不規則マトリックス中に整合ナノ析出させることで熱弾性型マルテンサイト変態を得ている点で，両合金は類似性がある．ただし，母相と整合析出物との組み合わせ(すなわち，BCC＋B2 と FCC＋L12)の違いが超弾性特性にどの様な影響を与えるかについては，今後の課題である．
図5

Fe 34Mn 15Al 7.5Ni 合 金 の マ ル テ ン サ イ ト( M ) 相 中 に b 相 が 析 出 し た 領 域 の HAADF STEM 像．内挿図は加熱により逆変態させた後の界面付近の像([110]FCC，[100]B2 入射)．内挿
図は加熱により逆変態させた後の界面付近の像．

. FeMn
Al
Ni 合金の組織制御と超弾性多結晶合金における超弾性は結晶粒径や集合組織などのミクロ組織に影響を受ける．図は Fe 34Mn 15Al 7.5Ni 合
金線( q1 mm )の超弾性挙動(26) である．この線材は〈 110 〉再結晶集合組織が形成されている．d は平均結晶粒径，D は線

り，図中に白い線で示す位置に双晶欠陥が導入されている．

直径で，d/D は比結晶粒径を表している．d/D＝0.41 では図

明確な周期性は見られないが，少なくとも観察した領域では中の EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)法で得た IPF

平均的に( 53̃ )の積層周期を有している．これは， 8 倍周期(Inverse Pole Figure)マップのように直径方向に複数の結晶( 8M 構造)の報告(9)(21) と矛盾しない．この組織を monocli-

粒が存在している．このとき，超弾性はほとんど得られなで
nic として見たとき，b 角(図 5 の白線で示した角度)は95°

い．一方，d/D＝2.19 では結晶粒が線直径を貫通するバンブある．b 相析出物が存在しない FeMnAl 3 元系合金のマルー構造であり，優れた超弾性特性が得られている． d / D とテンサイト相は 2M 構造であり， b ＝ 109.5 °である．すなわ

超弾性による超弾性ひずみ量 eSE とマルテンサイト変態誘起

ち ， b 相 NiAl 粒 子 の 存 在 に よ り b 角 が 90 °に近づいていの臨界応力 sc の関係をまとめたのが図である(26) ． eSE はる．一方，本来， b 相は立方晶だが，図 5 では明らかに 95°

d / D に強く依存しており，明瞭な超弾性を得るにはバンブほど傾いている(これは制限視野回折図形(20)からも確認でき

ー構造とする必要があることがわかる．バンブー構造ではる)．内挿図はマルテンサイト逆変態後の母相と b 粒子の5程度の超弾性ひずみ量が得られる．一方，マルテンサイ

HAADFSTEM 像である．界面にミスフィット転位が全くト変態誘起臨界応力 sc は d/D が小さくなると高くなる．こ観察されないことから，逆変態前のマルテンサイト相と bのことは，変形時の結晶粒間の拘束力が強いことを示してい粒子も整合性を維持していたと考えられる．このことから，

る．多結晶体が外力を受けて変形する際，全体に渡ってひず

A2 母相中に整合析出した b 粒子はマルテンサイト変態に伴みが均一で粒界での連続性を維持されると仮定する Taylor

うシアーを受けて弾性的にひずみ，同時に，マルテンサイト

モデルでは，変態誘起臨界応力 sTaylorと変態ひずみ量(＝最cに近づけ，析出粒子との相もナノ双晶を導入して b 角を90°大の超弾性ひずみ量) eTaylorはTS

整合性を維持したと考えられる．このとき，マルテンサイト＝
sTaylorc

相と母相との晶癖面における格子整合性も保たれるはずである．よって，変態に必要な非化学的自由エネルギーも小さくDS( T － M s)
M′
h

(1)

h
M′

(2)

＝
eTaylorTSなり，また，変態に伴う原子移動の可逆性も維持され，熱弾性型変態が得られたものと考えられる． b 相が粗大になるとなり(M′
修正 Taylor 因子(27)，hせん断の大きさ)，こと，やがてマトリックスとの整合性を維持できなくなり，のモデルでは結晶粒間の拘束力は強く見積られることにな

FeMnAl 3 元系と同様に，非熱弾性型変態になるものと予〈110〉を計算すると本合金
る．〈 110 〉繊維集合組織なので M ′想されるが，組織と変態の詳細な関連性については，今後のは11.29と高く，TiNi 超弾性合金と異なり，また，Cu 系超研究が必要である．

弾性合金と同様，強く粒間拘束の影響を受ける合金系であ

熱弾性型マルテンサイト変態を示す多くの既存合金は規則

る(26) ．そのため，図 6 の組織のように，結晶粒が線断面内合金だが，FeNiCoTi 系や FeNiCoAl 系では，不規則に複数存在して粒間拘束を受ける場合は塑性変形がされやす

規則相(L12 構造)をナノ析出させる
FCC 相(A1 構造)中に g′

く，断面を貫通する場合は各結晶粒が単結晶のように応力誘ことで熱弾性型変態を得ている(5)(22) ． Fe Ni Ti C 合金で起変態・逆変態することで優れた超弾性が得られると考えら相が微細な時は，変態後もマルテンサイト相と整合で
は，g′

れる．

あり，粗大な時は非整合になるとされており，その臨界サイ

以上より，結晶粒成長は優れた超弾性の鍵となる重要な組

ズは 4 5 nm であると言われている(23)(24) ． Fe Ni Co Al 

織制御因子であると言える．しかし，線形が太くなるほど大

ま て り あ 第54巻 第 8 号(2015)
Materia Japan




図6

冷間伸線後，1473 K 溶体化処理，473 K，3 時間
時 効 処 理 を 施 し た q1 mm の Fe 34Mn 15Al 
7.5Ni 合金線における比結晶粒径 d/D と超弾性挙動 の 関 係 ． EBSD で 得 た IPF ( Inverse Pole
Figure)マップは伸線方向の方位を示している．

図8

Fe 34Mn 15Al 7.5Ni 合金の異常粒成長開始時の光学顕微鏡写真．周囲の結晶粒内には亜結晶粒が観察されている．

は，g 相が半整合的に析出した時に母相中に導入された亜粒界が，その後溶体化しても a 母相中に残留し，特定の結晶粒がそれら亜粒界の界面エネルギーを駆動力として急速に粒成長するため生じる，と説明できる．このサイクル熱処理を繰り返し実施することで，異常粒成長は何度でも累積的に生じ，最終的に単結晶を作製することが可能である．図はゲージ長 8 mm で実施した単結晶試料の超弾性特性である(9)．
繰り返し熱処理により数センチメートルの単結晶も容易に得られている．
Fe 34Mn 15Al 7.5Ni 合金における超弾性の温度依存性を図( a)に示す(9) ．約 6変形に対して形状回復を示して
おり，さらに，各温度における応力があまり変動していな
図7

Fe 34Mn 15Al 7.5Ni 合金線( q1 mm )の比結晶
粒径 d/D と超弾性ひずみ量 eSE，マルテンサイト(M)変態誘起臨界応力 sc の関係．

い．通常，超弾性合金の応力は温度に強く依存し，例えば図中の Ti Ni では，室温で超弾性を示すが，低温では熱的にマルテンサイト変態するため超弾性を示さず，高温ではすべりが導入されて変形が残留する．各種の多結晶超弾性合金の変態誘起臨界応力を図10(b)にまとめた(9)．応力の温度依存

きな粒径にする必要性があり，バンブー構造は得られにくく性は，TiNi で 5.7 MPa・K－1，比較的小さい CuAlMn でなるため，超弾性部材としての形状が制約されてしまう．そ2.4 MPa ・ K－1 であるが， Fe Mn Al Ni では 473 K 6 時間

こで，異常粒成長等を利用して結晶粒を粗大化することが重時効材で 0.74 MPa・K－1，24時間時効材で 0.53 MPa・K－1

要となる．CuAlMn 形状記憶合金では，b⇔a＋b 変態を示と一桁小さい．単結晶に対する温度依存性も調査されておす温度域で冷却・加熱のサイクル熱処理をすることで異常粒り(9) ，[ 100 ]に対して引張で 0.54 MPa ・ K－1 ，圧縮で 0.41

成長を得ている(28) ．本手法は，通常の熱処理プロセスで容MPa・ K－1 が報告されている(21)．マルテンサイト変態誘起

易に巨大結晶粒が得られることから，量産プロセスにも適し

臨界応力 sc の温度依存性は次の ClausiusClapeyron の関係ている．著者らは， Fe Mn Al Ni 合金でも，高温で a 単で表される．

相，低温で g 相が析出するため，同様の冷却・加熱サイクル
手法を試み，本手法の有効性を明らかにした．図は，Fe

dsc
DS
＝－
dT
eTS・Vm(3)

34Mn 15Al 7.5Ni 合金を a 単相である 1473 K から冷却しここで， Vm はモル体積である． eTS, Vm は他の合金系と大て a＋g 二相とし，再度，1473 K に加熱した時の異常粒成長

きな違いはないが，変態エントロピー変化 DS は表の通り

開始時の組織である．異常粒の周囲の結晶粒内には多数の微－0.43 J・mol－1・K－1 と非常に小さい．よって式( 3 )より，

細な結晶粒界が観察されるが， EBSD による解析の結果，

Fe Mn Al Ni 合金における応力の温度依存性が小さいの

これらは亜粒界であることがわかった．一方，異常粒内部には，明らかに DS が小さいことに因る．このような特徴によはほとんど亜結晶粒は存在していない．この異常粒成長現象

り，FeMnAlNi 合金では環境温度にあまり影響されずに




最近の研究

表1

図9

サ イ ク ル 熱 処 理 に よ り 得 た Fe 34Mn 15Al 
7.5Ni 合金単結晶( 473 K ， 3 時間時効材)の室温での超弾性挙動．引張方位は内挿図に示している．

各種合金の変態自由エネルギー変化 DG a/g，変態
エ ン ト ロ ピ ー 変 化 D S a/g ， 変 態 ヒ ス テ リ シ ス(2DT )．

合金系

DG a/g/J mol－1

DS a/g/J mol－1 K－1

2DT/K

FeMnAlNi

－32

－0.43

150

FeNi

－1000～－2000

－6.28

400

TiNi

－131

－4.37

60

CuAlMn

－17

－1.15

30

ト変態とそれに付随して得られる超弾性に関し，著者らの成果を含む国内外の研究を紹介した．鉄合金のマルテンサイト
変態は g→a′
変態がよく知られているが，合金元素により相安定性を制御することで，他の金属で見られる BCC 構造 a
相(高温粗な構造)→ FCC 構造 g 相(低温密な構造)の変態が得られることが示された．その中で，磁性が相安定性に及ぼす影響が大きいことが再確認された．なお，他の Fe 合
金では，規則相ではあるが FeMn Ga 系でも類似した変態(L21(規則 BCC)⇔D022(規則 FCT))が報告されている(29)(30)．
FeMnAlNi 合金は，近年になり実現されるようになった鉄系超弾性合金のひとつであり，比較的低廉な原料からなり，熱間・冷間加工性も良好なので，低コストでの製造が見込める．さらに，応力の温度依存性が極めて小さく力学特性
が環境温度に鈍感なので，使用温度範囲が少なくとも 77 Kから 423 K 程度までは可能である．このような鉄系超弾性合金は，比較的小型の機能性部材として利用されてきた形状記憶合金を大型の構造部材へと用途拡大できる可能性を有す
る．例えば，巨大地震で建築物や橋梁などの土木構造物が変形を受ける際，超弾性合金の自己復元力を利用した残留変形の抑制やエネルギー吸収による振動抑制を目的とした研究が国内外で行われている(31)(33) ．この分野では，超弾性特性に加え大型化とコスト，加工性などが問題となっており，
FeMnAlNi 合金は候補材のひとつとして大いに期待できる．なお，本合金は粒界破壊など，解決すべき問題点も見つ
図10 ( a ) Fe 34Mn 15Al 7.5Ni 合金( 473 K ， 6 時間時
効)と TiNi 合金の各温度における超弾性挙動．
(b)各種多結晶超弾性合金のマルテンサイト(M)
変態誘起臨界応力 sc の温度依存性．FeMnAlNi の(1)は 473 K，6 時間時効材，(2)は 473 K，24時間時効材．

かっており，今後，高延性化，結晶粒成長を含む大型化，疲労特性などに関する研究が必要である．
最後に，本稿では，東北大学名誉教授 石田清仁先生，物質・材料研究機構 大沼郁雄先生，東北大学 長迫実先生，大学院生 安藤佳祐氏(現 JFE スチール株式会社)との共同研究の成果を多数紹介させていただきました．心から御礼申し上

安定した力学的性質が期待できる．さらに，応力の上昇はすげます．

べり変形を起こして超弾性発現温度を制限するが，FeMn
AlNi 合金の温度に対する鈍感性は，部材として使用温度範文

献囲が極めて広いことも意味する．

.

お わ

り

に

本稿では， FeMnAl 系合金で生じる a⇔g マルテンサイ

ま て り あ 第54巻 第 8 号(2015)
Materia Japan( 1 ) 西澤泰二ミクロ組織の熱力学，日本金属学会，(2005)(第二章).
( 2 ) K. Ando, T. Omori, I. Ohnuma, R. Kainuma and K. Ishida:Appl. Phys. Lett., 95(2009), 212504.
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
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Koetaka, T. Omori and R. Kainuma: Str. Cont. Health
Monitor., 21(2014), 13041315.
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大森俊洋
2005年 3 月 東北大学大学院工学研究科博士課程修了
2005年 4 月 日本学術振興会特別研究員 PD(東北大学)
2007年 4 月 現職
専門分野状態図，相変態，材料組織学◎各種構造・機能材料の状態図と合金設計，組織制御に関する研究を中心に活動．

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大森俊洋

貝沼亮介

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