巨大超弾性を示す鉄系形状記憶合金の開発
田 中 優 樹大 森 俊 洋
檜 室 義 幸
1)
2)
須 藤 祐 司貝 沼 亮 介石 田 清 仁3)
4)
5)

ルテンサイト変態が，基本的に変態ヒステリシスの大きな非

.

は じ

め

に

熱弾性型だからである．牧らは，Fe32 Ni10Co5Ti(at)Ni3Ti 相を母相中に整合析出
合金において， L12 構造の g ′形状記憶合金は，加熱により元の形状に戻る現象(すなわさせると，熱弾性型の g/a′(bct)変態が現れることを見出し

ち「形状記憶効果」)を示す合金であるが，多くの形状記憶

たが(7)，この合金系において報告されている超弾性歪量は，合金が有する他の特性の 1 つに「超弾性(擬弾性)」がある．

低温曲げ試験で得られた 0.7に留まり，室温では全く得ら

通常の金属材料では，弾性歪量はたかだか 1以下であるのれていない(8) ．また， Fe 貴金属( Pd, Pt )系合金(10)(11) は，に対し，形状記憶合金の超弾性では，数もの可逆的弾性歪

ヒステリシスが非常に小さな熱弾性型 fcc/fct 変態を示し，が得られる．本現象は，応力誘起したマルテンサイトが除荷

それに起因する形状記憶効果は確認されているものの，超弾

時に逆変態することにより起こり，通常，変態ヒステリシス

性については報告が無い．

の小さな熱弾性型マルテンサイト変態を示す合金に顕著に出

さて，FeNiAl3 元系においては，g/a′
変態が起きるよう現する．NiTi 基形状記憶合金は，多結晶でも 7以上の超Ni3Al 相が準安定的に析出するこ
な Fe rich 側において g ′弾性回復歪が得られるため，眼鏡フレームや医療用ガイドワとが古くから知られていた．また，g/a′
変態に及ぼす析出のイヤーなど，様々な分野で利用されている．しかしながら，影響についても幾つか報告されている(12)(13)．しかし，この金属間化合物である Ni Ti 基合金は，冷間加工性が悪く原

変態は非熱弾性であり，形状記憶効
3 元系合金における g/a′

料素材も高価なため，製造性やコストの面からその応用範囲

果や超弾性についての報告は無い．最近，著者らは，牧らがに制約が大きい(1)．

Fe Ni Co Ti 合金に対し熱弾性型変態を得るために提示し一方，安価な形状記憶合金の代表として銅系合金と共に知た合金設計手法(6)(7) を基に， Ni 基超合金における合金設

ら れ て い る ， Fe Mn Si(2)(3), Fe Ni C(4), Fe Ni Co 

計(14)(15) 等も参考にして，非熱弾性型の Fe Ni Al 系合金をTi(5)(9)等の鉄系形状記憶合金は，不規則 fcc 相(g 相)を母相

熱弾性型へ変える試みを行った．すなわち，g/a′変態の変態とするため高い加工性を有している．実際， g / e ( hcp )変態

体積変化を減少させる効果のある Co を加えると共に，g′相を利用した Fe Mn Si 基合金は，その低コストと優れた形による析出強化向上に有効な合金元素を添加した Fe Ni 状記憶効果特性を売りにして，クレーンのレール継ぎ目板と変態を達成した．さCo Al 基合金において，熱弾性型 g / a ′して実用に供されている．しかしながら，従来の鉄系形状記

らに集合組織や結晶粒径制御を駆使することで，NiTi 基合

憶合金の最大の欠点は，いずれの合金系においても形状記憶金実用材の約 2 倍に相当する 13 もの大きな超弾性が室温効果は示すが超弾性が殆ど得られない点であり，これが実用で得られることを報告した(16)．本稿では，FeNiCoAl 基化における大きな障害となってきた．超弾性が得られないの合金において超弾性を得るために行った基本的な合金設計とは， g / e や g / a ′( bcc または bct )変態といった鉄系合金のマ組織制御に関する概略，さらにこの合金の磁気特性について東北大学大学院工学研究科金属フロンティア工学専攻
1)博士研究員(〒9808579 仙台市青葉区荒巻字青葉6602)2)助教 3)准教授 4)教授 5)名誉教授
東北大学大学院生大学院工学研究科金属フロンティア工学専攻(現在古河スカイ株式会社)
Development of Ferrous Shape Memory Alloy Showing Huge Superelasticity; Yuuki Tanaka, Toshihiro Omori, Yoshiyuki Himuro, Yuji
Sutou, Ryosuke Kainuma and Kiyohito Ishida (Department of Metallurgy, Tohoku University, Sendai)
L12 phase, Fe
Keywords; shape memory alloy, shape memory effect, superelasticity, martensitic transformation, g/a′transformation, g′
Ni
CoAlbased alloy, alloy design, microstructural controlling
2011年 3 月 9 日受理

ま て り あ 第50巻 第 8 号(2011)Materia Japan




図1

図2

相固溶温
Fe 28Ni 17Co 11.5Al 合金の準安定 g ′度における添加元素依存性．

図3

溶体化処理後(1300°
C×30分)，600°
Cで40時間の時効を行った試料の母相(g 相)内部組織( a ) Fe 28Ni 17Co 11.5Al 合金，( b ) Fe 28Ni 
17Co11.5Al2Ta 合金．

Fe30 atNi9CoAl の縦断面状態図．

も紹介する．

. Fe
Ni
Co
Al 基合金の合金設計と組織制御


相の相安定性FeNiCoAl 基合金における準安定 g′と第元素添加の影響

図に Fe 30Ni 9Co Al (以下 at )の縦断面状態図を示す(17) ． Fe Ni Co Al4 元系合金の場合，マルテンサイト変態温度は， Ni 濃度の増加に伴い低下していくが，室温で超弾性を得るために適した変態温度が得られるのが， Ni 濃度
30 at付近の合金である．このような Ni 濃度を有する Fe
NiCoAl 系においては，高温域では g 単相域が14Al 程度


まで広がっており， 750 °C 以下の低温域においては g ＋ g ′Ni3Al2 相域が準安定的に存在する．従って，比較的高い Al

濃度を有する合金に対し，高温 g 単相域からの焼入れと
相を整合析
600°
C程度での時効を行うことで，多量の微細 g′
出させることが出来る．
さて， Ni 基耐熱合金においては， Ti, Nb, Ta 等の合金元

以上の結果を踏まえ，Ta 添加合金の変態特性についてさらに詳しく見ていきたい．


変態に及ぼす Ta 添加のFe Ni Co Al 基合金の g / a ′影響

図に Fe28Ni17Co11.5Al 合金およびこれに Ta を 2.5
at添加した合金を 1300°
C で溶体化後， 600°
Cで時効した試

素は g ′
Ni3Al 相を安定化し，その析出量を増加させること

料のマルテンサイト変態付近における電気抵抗曲線を示す．

が良く知られている(14)(15)．図は，Fe28Ni17Co11.5Al

Ms, Mf, As, Af はそれぞれマルテンサイト変態開始温度，マ合金に，これらの元素を含めた様々な元素を添加した時の，ルテンサイト変態終了温度，マルテンサイト逆変態開始温

準安定 g ′
相の固溶温度の変化を示したものである．ここ度，マルテンサイト逆変態終了温度である．また，表にで，合金元素は Fe に置換する形で添加した．本合金系におは，これらの合金と共に牧らにより報告された Fe 32Ni いても， Ti, Nb, Ta は g ′相の固溶温度を大きく上昇させ，10Co5Ti 合金(7)(9)について，母相の強度とマルテンサイト

相を安定化させる．中でも，その効果が最も大きいのがg′の正方晶性を示した．従来， Fe Ni Co Ti 合金において熱Ta である．図に 600 °C で 40時間時効した Fe28Ni 17Co 

相の析出に起因した高い母相
弾性型変態が得られるのは，g′11.5Al 合金および 2 at Ta 添加合金の母相から得られた電強度と a′
相の大きな正方晶性(c/a＞1.1)，さらに基地相に整子回折図形と〈 100〉g′超格子反射による暗視野像を示す．白合な規則析出相による部分的な規則配列の導入によると考えく見える微細粒子が g ′相であるが， Ta を添加することでられている．すなわち，母相の高強度化によって変態時の転相がより微細かつ多量に析出することが分かる．
g′

位導入が抑制され，さらに，正方晶性の増大と部分的規則化




最近の研究

により，晶壁面の移動度が上昇したためと説明されていなくとも 500°
C 以上である．このため， 4 元系合金で超弾性る(1)(7)(18) ． Fe Ni Co Al4 元系合金の場合， g 単相状態でを得ることは明らかに困難である．表 1 を見ても分かるよ

は，転位を含んだ“レンズ状マルテンサイト”が生成するが，うに，4 元系合金において変態が非熱弾性型となるのは，母相を析出させると， Fe Ni Co Ti 合金で見られると同様
g′

相強度やマルテンサイトの正方晶性が低いことが原因であるな完全双晶から成る“薄板状マルテンサイト”が生成するよと考えられるが， Ta を添加することでその変態挙動は劇的

相を析出させた FeNiCoAl4 元系合金
うになる．また，g′に変化し，2程度の添加によって完全な熱弾性型に変えらでは，形状記憶効果は得られるものの非熱弾性型変態であれることが分かった．ちなみに，熱弾性型変態を示す Ta 合

り，その変態温度ヒステリシスは，図 4 (a )に示すように少金における変態ヒステリシスは，図 4(b )に示す通り 40°
C以下である．本合金が熱弾性型になったのは，表 1 に見られ相の析出量が増加して，母るように，Ta 添加により変態 g′
相強度や正方晶性が大幅に上昇し，Fe32Ni10Co5Ti 合金とほぼ同程度のレベルまで達したためであることは明らかである．


b 相の粒界反応析出に及ぼす B 添加と集合組織形成の効果

図( a )に Fe 28Ni 17Co 11.5Al 2.5Ta 合金の時効後の組織写真を示す．多量の b 相が粒界に析出しているのが分かる．FeNiCoAlTa 合金では，熱弾性型変態が得られた
ものの時効中にこの様な bNiAl(B2)相の析出が起こり脆化してしまうため，形状記憶効果や超弾性は殆ど得られない．
さて， Ni 基や Fe 基合金に B を添加することで，粒界における有害相の析出が抑制され，粒界が強化されることは古くから知られている．これは，B が粒界に偏析することで，粒界エネルギーが低下して不均一核生成が起こりにくくなると共に，粒界における空孔濃度や粒界拡散係数の低下が生じるためであると考えられている(14) ．そこで，本合金においてB の添加を試みたところ，微量の添加により b 相の出現を抑制できることが判明した．図 5 ( b )は，同図( a )の合金に
0.05 atの B を添加した合金の時効後の組織(母相の結晶方位はランダム)である． B 添加により粒界の b 相析出量は大
図4600°
Cで時効した後の試料におけるマルテンサイ
ト変態付近の電気抵抗曲線．
(a) Fe28Ni17Co11.5Al 合金(1300°
C×30分→
600 °C × 60 時 間 )，( b ) Fe 28Ni 17Co 11.5Al 
2.5Ta 合金( 1300 °C × 30 分→ 600 °C × 60 時間)，( c ) Fe 28Ni 17Co 11.5Al 2.5Ta 0.05B 合 金(1300°
C×16時間→600°
C×72時間)
ここでの電気抵抗比は室温における値を 1 としている．

表
合金組成 (at)

幅に減少していることがわかる．ただし， Fe Ni Co Al 
Ta B 合金の場合，粒界エネルギーの低い小角粒界(方位差 15°)や対応粒界(∑3～ 29)では b 相析出が完全に抑制されるが，粒界エネルギーの高い大角粒界(方位差＞15°)においては析出を抑制することはできず，図 5(b )のように，全体の約半数以上の粒界に b 相が析出してしまう．
そこで，さらなる b 相析出の抑制を図るために，集合組

FeNiCoAl 基合金と FeNiCoTi 合金との特性比較．
相固溶温度 ビッカース硬さ 熱弾性/
g′
/°
/HV
非熱弾性
C

Ms/°
C

As

Af

変態ヒステリシス(Af
Ms)/°
C

マルテンサイト
の正方晶性

＞500

1.01

Fe28Ni17Co11.5Al

687

330

非熱弾性

－130

＞400 ＞400

Fe28Ni17Co11.5Al2.5Ta

924

450

熱弾性

－44

－55

－5

39

1.11

Fe28Ni17Co11.5Al2.5Ta0.05B

932

402

熱弾性

－86

－143

－62

24

1.11

Fe31.9Ni9.6Co4.7Ti(7)(9)

―

445

熱弾性

－146

－155 －114

22

1.14

X 線回折により決定
TEM により決定

ま て り あ 第50巻 第 8 号(2011)Materia Japan




図5

非集合組織材，および{ 035 }〈 100 〉集合組織材の600°
Cで時効後の光学顕微鏡組織写真．
( a ) Fe 28Ni 17Co 11.5Al 2.5Ta 非集合組織材(90冷間圧延→1300°
C×30分→600°
C×60時間)(b ) Fe28Ni17Co 11.5Al 2.5Ta0.05B 非集合組織材( 90 冷間圧延→ 1300 °C × 30 分→ 600 °C×
72時間)( c ) Fe 28Ni 17Co 11.5Al 2.5Ta 0.05B { 035 }〈 100 〉集合組織材( 98.6 冷間圧延→ 1300 °C × 16
時間→600°
C×72時間)図6

98.6 の冷間圧延後に 1300 °C ( 16 時間)で溶体化を行った Fe28Ni17Co11.5Al2.5Ta0.05B 合
金板材における(a) 方位カラーマップ，(b)(100)正極点図．

図7

Fe 28Ni 17Co 11.5Al 2.5Ta 0.05B 板材において得られた室温における引張りサイクル試験結果．
(a)～(c) {035}〈100〉集合組織材(98.6冷間圧延→ 1300 °C × 16 時間→ 600 °C × 72 時間)，( d ) 非集合組織材( 90 冷間圧延→ 1300 °C × 30 分→ 600 °C
×72時間)．(c)中には，NiTi 超弾性合金ワイヤー(Ni49.4 atTi, q0.48 mm)を示す．

織を利用した．集合組織の形成は，特定の優先方位を与えるだけでなく，粒界性格も変化させることが知られている(19)．すなわち，集合組織により粒界性格を制御することで，粒界エネルギーの低い小角粒界を増やし有害な b 相を
さ ら に 低 減 す る こ と を 試 み た ． Fe 28Ni 17Co 11.5Al 
2.5Ta0.05B 合金を途中焼鈍なしで98.6の冷間圧延をした

後，1300°Cで再結晶させた時の背面反射電子回折(EBSD)法による方位カラーマップと(100)極点図を図に示す． RD,
TD, ND は圧延方向，圧延面内の圧延直角方向，圧延面法線方向である．図から，この板材では，強烈な{ 035 }〈 100 〉再
結晶集合組織が形成されているのが分かる．なお，この集合組織材では，全粒界の 60 が小角粒界から成り，対応粒界(∑3～ 29)を除いた大角粒界の割合はわずか 30である．このような集合組織は， 98 以上の強冷間圧延と 1250 °C 以上の高温再結晶を施すことで形成されることが分かった．また，図 5 ( c )は本集合組織材を時効した後の組織写真であるが，集合組織材では，非集合組織材(図 5(b ))と比べて，粒

.

Fe
Ni
Co
Al
Ta
B 合金の超弾性特性

界を覆う b 相の量はさらに減少し，析出はほぼ完全に抑制されていること分かる．尚， B フリーの FeNiCoAlTa5b 相 析 出 が 十 分 に 抑 制 さ れ た Fe 28Ni 17Co 11.5Al 

元系合金でも，同様の加工熱処理により同等の集合組織を形

2.5Ta0.05B 集合組織材と，抑制が不十分な非集合組織材の成できるが，b 相の析出は全く抑制されない．本合金におい

室温における引張りサイクル試験の結果を図に示す．これて b 相の析出を抑制するためには， B 添加と集合組織形成

らの試料のマルテンサイト変態温度は，図 4( c )からわかるの両手法を併用することが必要である．

ように Ms ＝－ 86 °C, Af ＝－ 62 °C であり，結晶粒径はいずれも約400 mm に揃えた．また，試験片は20 mm×1 mm×0.22mm の板材であり，引張り軸方向は，圧延方向と平行とした．｛ 035 }〈 100 〉集合組織を有する本試料の場合，引張り軸




最近の研究

図8

Fe28Ni17Co11.5Al2.5Ta0.05B 集合組織材に対し，応力を付加，さらに除加した時の表面組織．

は母相の〈100〉方向に対応する．図 7 に示すように，非集合組織材では，b 相の存在に起因する粒界破壊により非常に脆
く超弾性は殆ど得られないのに対し，集合組織材では 20 
以上もの伸びが得られ，さらに単結晶で得られる様なほぼ水平な応力プラトーと良好な超弾性が現われる．図には本集合組織材に応力を印加・除加した時の表面組織を示すが，歪と共にマルテンサイトが可逆的に出現・消失しており，確かに応力誘起変態を生じていること分かる．なお，図 7( c )に示すように，本集合組織材では多結晶でありながら最大
13.5もの非常に大きな超弾性歪が確認された．この超弾性歪量は，実用 Ni Ti 超弾性合金ワイヤー( Ni 49.4 at  Ni,

q0.48 mm，図 7(c)中参照)の約 2 倍に相当する．
形状記憶合金の超弾性歪量は，現象論を基に予測することが可能であり，母相とマルテンサイトの結晶構造と格子定数

図9WechslerLiebermanRead 理論(20)を基に計算された Fe28Ni17Co11.5Al2.5Ta0.05B 合金単結晶における超弾性歪量．

が分かれば，容易に算出することができる(1) ． Fe 28Ni 
17Co 11.5Al 2.5Ta 0.05B 合金単結晶に対し， Wechsler 
Lieberman Read 理論(20) を基に計算した超弾性歪量を逆極

ルテンサイト(a＝0.2867 nm)が生成するとすれば，fcc→bcc

点図上に示したのが，図である．計算には， X 線回折に変態により現れる超弾性歪の計算値は12.5であり，実験結より実験的に決定した母相(g 相)とマルテンサイト相の格子果をうまく説明できる．また，図 7(b )の応力歪曲線におけ定 数 ( そ れ ぞ れ ， ap ＝ 0.3604 nm, aM ＝ 0.2771 nm, cM ＝る，印加時の応力プラトー域の歪量(＝ 8.5 )が， bct a ′相0.3069 nm )を用いた．尚，マルテンサイト相では，引張り( c / a ＝ 1.11)の〈 100〉方向で得られる歪量(＝ 8.7)とほぼ一変形により応力誘起させた状態で X 線回折を行い，その結致することも，この二段階的な変態モデルの可能性を支持し果を格子定数とした．この計算によると， Fe 28Ni 17Co ている．ただ，図 8 の写真 4(e＝ 10.3 )と写真 5(e＝ 11)

11.5Al 2.5Ta 0.05B 単結晶では，〈 100 〉方向に最大で 8.7 

を比較すると，Cu 系形状記憶合金等で度々見られる二段変の超弾性歪が予測される．幸いなことに，今回得られた集合

態とは異なり，二段階目の新たなマルテンサイト(bcca′
相)

組織材では，圧延方向が最大超弾性歪を生み出す〈100〉方向の生成は観察されない．おそらく， Fe Ni Co Al Ta B 合に一致しており，大きな超弾性を得るに最適な条件を持って金における bct(c/a＝ 1.11)→ bcc 変態は，bcta′
相の正方晶

いる．多結晶でありながら，まるで単結晶の様なきれいな応性が連続的に低下することで徐々に bcc に変化していくの

力変態挙動と大きな超弾性歪が得られたのはそのためであではないかと推測される．ただ，この変態モデルは推測の域る．しかし，今回実験で得られた集合組織材の超弾性歪量を脱しておらず，その解明は今後の課題である．

は，この単結晶に対する計算結果よりもはるかに大きく，計算値と一致しない．この原因は今のところ不明であるが，一

.

Fe
Ni
Co
Al
Ta
B 合金の磁気特性

つの可能性として fcc → bct ( c / a ＝ 1.11 )→ bcc なる二段階的な変態の発現が考えられる．例えば，bcta′
マルテンサイト

鉄系形状記憶合金の長所は，その原料の安さと高い加工性

マ(c/a＝ 1.11)を経由して，最終的に同じモル体積の bcca′にあるが，NiTi や銅系合金と比べた時のもう一つの魅力的

ま て り あ 第50巻 第 8 号(2011)Materia Japan




図10

Fe28Ni17Co11.5Al2.5Ta0.05B 集合組織材の磁気特性．
(a) 印加磁場，H＝79.6～3981 kA/m の時の熱磁化曲線(b) 室温で引張り応力を付加し，歪を与えている状態で得られた磁化曲線(c) 超弾性サイクル中の試料の磁化(H＝398 kA/m の時)を歪に対してプロットした図

な点は，磁性を有することである．ここでは，図 7(a)～(c)に比例する．このような磁気特性は，材料の変形を磁化の変で示した FeNiCoAlTaB 超弾性合金の基本的な磁気特化により検出する磁気歪センサーへの応用が考えられる．

性とこの合金の持つ特異な磁気特性の一つを紹介する．

.

図( a )に Fe 28Ni 17Co 11.5Al 2.5Ta 0.05B 集合組織

終

わ

り

に

材から得られた熱磁化曲線(磁場， H ＝ 79.6, 796, 3981 kA /m)を示す．室温付近で見られる常磁性/強磁性変態は，母相Fe Ni Co Al 基合金を超弾性材料としてみた場合，そのにおける磁気変態であり，この図から母相のキュリー温度は優れている点は大きな超弾性歪であるが，もう一つは高い見約45°Cと決定できる．一方，－150°
C近傍の低温域において掛け上の降伏強度(厳密には応力誘起変態の変態開始臨界応はマルテンサイト変態によるヒステリシスが見られるが，比力)である．本鉄基合金の臨界応力は， 750 ～ 800 MPa に設較的飽和磁化に近いと考えられる H ＝ 3981 kA / m の加熱曲定でき，実用に使われている Ni Ti 超弾性合金の臨界応力線を見てみると，逆変態に伴って熱磁化曲線の折れ曲がりが(室温ではおおよそ500 MPa)のおよそ1.5倍である．従って，見られることから，母相とマルテンサイト相の磁気特性に何NiTi 基合金では適用できなかったより大きな超弾性歪，あらかの差異があることが示唆される．そこで， Fe 28Ni 

るいは，高い強度レベルが要求される新しい用途の創出が期

17Co 11.5Al 2.5Ta 0.05B 集 合 組 織 材 に 引 張 り 応 力 を 加待できると共に，眼鏡フレームや医療用ガイドワイヤー，スえ，室温でマルテンサイト相を強制的に出現させた状態で磁テントといった従来の用途に適用することで，その小型化や化を測定した．図10(b)は，その様にして得た磁化曲線であ

高性能化も期待できる．また， Fe Ni Co Al 基合金は，図る．ここで，図中実線は，応力印加過程の所定の歪量におい7 の応力歪曲線からも分かるように，非常に大きな応力ヒスて得られたものであり，点線は，12.3の歪を与えた後の除テリシスを示す．応力ヒステリシスに囲まれた面積は，1 回加過程で得られた結果である．なお，印加した磁場の方向の超弾性サイクルによって応力印加時に蓄えられた機械的エは，引張り方向に対して垂直とした．図に示すように，歪をネルギーが除加中に熱エネルギーに変えられ散逸するエネル

かけていない状態の試料の磁化は 40 Am2 / kg 程度の低い状

ギーに対応しており，合金が超弾性サイクルによって吸収す態にあり，図10(a)の結果と一致するが，歪を加えていくとる機械(制振)エネルギーとも言い換えることが出来る．現在

磁化は上昇し，12.3の歪を与えた状態では無歪時の約 3 倍

NiTi 超弾性合金は，そのエネルギー吸収能により，復元機の140 Am2/kg に達する．この状態から応力を除去していく能を持った新しい制震材料として応用が検討されていると，超弾性によって歪は回復していくが，それに伴い磁化はが(21) ， Fe Ni Co Al 基合金は， NiTi 合金よりもさらに大低下していき，除加後はほぼ変形前の状態に戻っている．こきなエネルギー吸収能を有するので，制震材料としても大いのような磁化の上昇と低下は，マルテンサイト相の応力誘起に期待できる．ただし，本合金を実用化させるには，耐食性と消失によるものと考えられるが，この結果から， Fe Ni や耐熱性，疲労特性の向上など，具体的に改善すべき問題もCoAlTaB 合金では，母相とマルテンサイトの磁性が室温数多く残されており，その実現にはまだ多くの研究が必要でにおいては大きく異なり，マルテンサイト相の方が高い磁化ある．

とキュリー温度を有していることが分かる．また，超弾性サ

鉄系形状記憶合金は，NiTi や銅系合金と並んで古くからイクル中の試料の磁化(H ＝ 398 kA /m )を歪に対してプロッ研究が行われてきた合金系であるが，鉄系に関する研究はトすると，図10(c)に示す様な関係が得られ，概ね磁化が歪

NiTi や銅系と比べるとはるかに少なく，その合金設計や組

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最近の研究

織制御は十分に洗練されたレベルまで達していない．これは，鉄系合金のマルテンサイト変態が基本的に非熱弾性であり，応用上魅力的な超弾性を得ることが絶望的だったことが一因と考えられる．しかし，非鉄合金に匹敵する程の優れた
超弾性特性が得られた本 FeNiCoAl 基合金の出現を契機に，今後は鉄系形状記憶合金の研究がより活発化して行くものと予想される．将来，さらに優れた特性を有する鉄系形状記憶合金が開発され，様々な分野で実用に供されることを期待する．
本研究は，科学技術振興機構，日本学術振興会，科学研究費補助金，グローバル COE ，新エネルギー・産業技術総合開発機構(NEDO)の支援の下に行われたものである．

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田中優樹
2004年 3 月 東北大学大学院工学研究科修士課程修了
2007年 3 月 東北大学大学院工学研究科博士課程修了
2007年 4 月より現職
専門分野金属材料学◎状態図と組織制御を用いた新規材料の開発に従事．

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田中優樹

大森俊洋

檜室義幸

須藤祐司

貝沼亮介

石田清仁

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