JP2004002981A - 鉄系形状記憶合金管およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】合金中に炭化物や窒化物などの析出物を形成させることなどにより、形状記憶特性および強度を向上させて、継手管として実用できる鉄系形状記憶合金管およびその製造方法を提供することである。
【解決手段】Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系形状記憶合金からなる管であって、前記形状記憶合金が、少なくとも、ＶまたはＴｉのいずれか一方の炭化物または窒化物を含有するようにし、遠心鋳造により、前記合金管を形成するようにしたのである。Ｖ、Ｔｉの炭化物や窒化物などの析出物の形成時に生じる局所歪みと合金母相の格子歪との間で、組織制御された相互作用により、回復歪エネルギーが大きくなって、鉄系形状記憶合金管の形状回復率を明瞭に向上させ、析出強化作用により強度をも顕著に向上させることが可能となった。
【選択図】 図１
【解決手段】Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系形状記憶合金からなる管であって、前記形状記憶合金が、少なくとも、ＶまたはＴｉのいずれか一方の炭化物または窒化物を含有するようにし、遠心鋳造により、前記合金管を形成するようにしたのである。Ｖ、Ｔｉの炭化物や窒化物などの析出物の形成時に生じる局所歪みと合金母相の格子歪との間で、組織制御された相互作用により、回復歪エネルギーが大きくなって、鉄系形状記憶合金管の形状回復率を明瞭に向上させ、析出強化作用により強度をも顕著に向上させることが可能となった。
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、鋼管などの接合に用いられる形状記憶特性を有する継手管の素材となる管およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
形状記憶合金は、各種産業分野から医療分野に亘る広い範囲で応用されており、その応用例の一つに、継手管がある。この継手管は、周知のように、接続しようとする２本の管をその内径に嵌め込み、形状記憶特性を利用して継手管の内径を収縮させ、締結するもので、従来からＴｉ−Ｎｉ合金やＣｕ系合金が用いられている。一方、従来からのＴｉ−Ｎｉ合金やＣｕ系合金に加えて、最近では、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系などの鉄系形状記憶合金が開発されている。この鉄系形状記憶合金は、とくにＴｉ−Ｎｉ合金と比べて安価であり、例えば、航空機用等の特殊用途のみならず、一般用として使用しやすいなどの利点がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、この鉄系形状記憶合金を、例えば、継手管に使用しようとすると、その強度や、形状回復率などの形状記憶特性が、実用的なレベルにまで到達していなく、実用化されていないのが現状である。
【０００４】
そこで、この発明の課題は、合金中に炭化物や窒化物などの析出物を形成させることなどにより、形状記憶特性および強度を向上させて、継手管として実用できる鉄系形状記憶合金管およびその製造方法を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
前記の課題を解決するために、この発明では以下の構成を採用したのである。
【０００６】
即ち、鉄系形状記憶合金管を、主要成分として、Ｍｎ（マンガン）を１５〜４０％、Ｓｉ（ケイ素）を３．５〜８％含有する鉄系形記憶合金に、さらに、少なくとも、Ｖ（バナジウム）またはＴｉ（チタン）のいずれか一方の炭化物あるいは窒化物を含有するようにして形成したのである。このようにすれば、ＶやＴｉの炭化物や窒化物などの析出物が形成されたときに生じる局所歪みと鉄系形状記憶合金の母相の格子歪みとの間に生じる組織制御された相互作用によって、回復歪みエネルギーが大きくなって、形状回復率が向上し、かつ、析出強化作用により強度も増加する。
【０００７】
上記の各合金元素の作用について記すと、Ｍｎは、室温付近での加工による応力誘起変態によって、降伏点を超える応力の作用時に双晶変形をもたらす稠密六方構造のマルテンサイト（ε）の生成を可能とするが、Ｍｎ量が１５％以下と少なくなると、この応力誘起変態によって、体心正方晶のマルテンサイト（α’）も導入され、この体心正方晶のマルテンサイト（α’）は逆変態しないために、形状記憶作用がなく、従って、形状記憶効果が低下する。また、Ｍｎ量が４０％を越えると、母相のオ−ステナイト（γ）相の安定度が増して、オ−ステナイト（γ）→マルテンサイト（ε）の応力誘起変態よりも、オ−ステナイト（γ）のすべりが優先的に生じるようになり、強度が低下し、かつ形状記憶効果が損なわれる。
【０００８】
Ｓｉは、積層欠陥エネルギーを低下させ、磁気変態点（ネール点）を下げる作用を有し、これらは、上記マルテンサイト（ε）への変態を促進する効果がある。この効果は、Ｓｉ量が３．５％以上で充分認められるが、Ｓｉ量が８％を超えると、前記形状記憶合金の加工性や成形性が低下し、欠陥のない鉄系形状記憶合金の製造が難しくなる。
【０００９】
前記形状記憶合金に、Ｃｒ（クロム）またはＮｉ（ニッケル）を単独で１０％以下、あるいはＣｒとＮｉを合わせて１０％以下の範囲で含有させることが望ましい。
【００１０】
Ｃｒも同様に、マルテンサイト（ε）への変態を容易にする効果があり、形状記憶効果を向上させ、かつ、耐食性および耐高温酸化性を向上させ、Ｎ（窒素）の溶解度を増加させる効果がある。しかし、１０％を超えると、Ｓｉと低融点の金属間化合物を作るようになるため、合金の溶製ができなくなる。
【００１１】
Ｎｉは、形状記憶特性を劣化させずに、形状回復応力を低減し、靱性や耐食性、耐高温酸化性を向上させる。しかし、Ｃｒの場合と同様に、１０％を超えると、熱間加工性がわるくなり、欠陥のない鉄系形状記憶合金の製造が難しくなる。
【００１２】
ＣｒおよびＮｉは、含有量が多くなり過ぎると、上記のような弊害があり、また、互いに重複する作用もあるため、それらの含有量は、単独で、あるいは、合わせて１０％以下とすることが望ましい。
【００１３】
前記形状記憶合金に含有されるＶが０．１〜５％の範囲にあるか、または、Ｔｉが０．１〜２％の範囲にあり、かつ、Ｃ（炭素）を０．００１〜２％、およびＮを０．００１〜０．５％含有することが望ましい。
【００１４】
ＶおよびＴｉは、前記合金に含有されるＣおよびＮと結合して、微細でかつ分散した炭化物および窒化物を形成するため、上述のように、形状回復率を向上させ、強度を増加させる。また、溶製時に、ＣおよびＮの溶解度を増加させる効果もある。さらに、Ｔｉの場合には、単独で固溶強化により強度の向上に寄与する。
【００１５】
このＶおよびＴｉは、含有量が、０．１％未満では、いずれも上記の効果は得られず、Ｖの場合は、含有量が５％を超えると、Ｔｉの場合は、含有量が２％を超えると、いずれも形状記憶特性および成形性が低下しはじめる。
【００１６】
ＣおよびＮが、それぞれ０．００１％未満であると、上記の炭化物や窒化物の析出量が少なくなって、上記の効果が得られず、Ｃ量が２％、Ｎ量が０．５％を超えると、炭化物および窒化物の析出量が多くなって、前記合金の延性が低下し始める。
【００１７】
前記形状記憶合金に、Ｎｂ（ニオブ）を０．１〜１％の範囲で含有させることもできる。
【００１８】
Ｎｂは、炭化物あるいは窒化物を形成し、ＶおよびＴｉの場合と同様に、形状回復率および強度（０．２％耐力）の向上に寄与し、単独でも固溶強化により、強度の向上に寄与する。とくに、Ｖが含有されている場合、Ｎｂ炭化物あるいはＮｂ窒化物の周囲に硬化能の高いＶ炭化物が整合して析出するので、形状記憶特性が一層改善される。
【００１９】
なお、上記のＶ、ＴｉおよびＮｂはいずれも、ＣｒよりもＣとの親和力が強いため、粒界腐食および粒界破壊の原因となるＣｒ炭化物（Ｃｒ２３Ｃ６ ）の析出を防止できる。
【００２０】
前記の各鉄系形状記憶合金を溶製した後、遠心鋳造により管状体に成形し、形状記憶合金管を製造することができる。
【００２１】
このように、上記の各鉄系形状記憶合金を、遠心鋳造によって管状体に成形すると、組織が緻密になり、鋳造欠陥を防止でき、また、従来の重力鋳造法などに比べて、管状体の長さ方向に偏肉が生じず、切削加工代を少なくでき、歩留が向上して資源ロスを低減できる。
【００２２】
前記遠心鋳造が回転する横向きの金属モールドを用いた遠心鋳造であり、前記金属モールドの内面に、厚さ２０〜１０００μｍの保護用コーティング層を形成し、前記形状記憶合金を金属モールドに注入後、凝固完了までの平均の冷却速度を１〜３０℃／ｓの範囲に制御することが望ましい。
【００２３】
形状記憶特性を良好にするためには、凝固組織を柱状晶組織にして、前記のＶやＴｉなどの炭化物や窒化物を金属モールドに垂直な方向に分布させることが望ましく、このような柱状晶組織を実現するためには、金属モールドに注入後の冷却速度のコントロールが必要である。
【００２４】
この冷却速度は、３０℃／ｓを超えると、管状体の凝固組織にチル晶が増加し、形状記憶特性が低下する。また、１℃／ｓ未満であると、等軸晶が増加して同様に、形状記憶特性が低下する。なお、金属モールドの回転速度が柱状晶の生成に及ぼす影響は小さい。また、柱状晶生成に関しては、注湯形式は、溶湯鋳込み用のトラフが、金属モ−ルドの長さに近く、トラフが金属モ−ルドに対して移動できる、または金属モ−ルドがトラフに対して移動できる長樋形式の方が、前記トラフが金属モ−ルドの長さに対して短く、トラフが固定された短樋形式よりも好ましい。
【００２５】
前記コーティング層の厚さが２０μｍ未満では、鉄系形状記憶合金の溶湯から金属モールドへの熱伝達量が多くなって、上記の好ましい冷却速度の範囲を超え、鋳造割れや湯境などの鋳造欠陥が発生しやすくなる。また、溶湯とモールド間で焼付きが生じやすくなり、金属モールドを保護する機能が失われる。一方、１０００μｍを超えると、管状体の表面にガス欠陥が発生し易くなり、また、コーティング層が厚くなるため、コーティング作業や鋳造後のモールドに残ったコーティング層の除去作業に時間を要する。
【００２６】
前記遠心鋳造により成形した管状体に溶体化処理および時効処理を施すことが望ましい。
【００２７】
この溶体化処理および時効処理の熱処理条件を適切に選択することにより、遠心鋳造により緻密に形成された組織中に、ＶやＴｉなどの炭化物や窒化物が微細に析出し、このような組織制御により、鉄系形状記憶合金管の形状回復率および強度が向上する。
【００２８】
前記溶体化処理において、合金元素は形状記憶合金の母相中に充分固溶させ、しかも、組織の粗大化を防止するためには、管状体の加熱温度域を９５０℃から１２００℃の範囲とし、加熱保持時間を０．５〜１０時間の範囲とすることが望ましい。加熱温度が９５０℃を下回ると母相中への固溶が不十分となりやすく、１２００℃を超えると結晶粒の粗大化をまねきやすいからである。また、保持時間が０．５時間を下回ると母相中への固溶および組織の均質化が不十分となりやすく、１０時間を超えると結晶粒の粗大化をまねきやすいからである。
【００２９】
前記時効処理において、ＶやＴｉなどの炭化物や窒化物が微細に析出し、しかも、それらの凝集を防止するためには、管状体の加熱温度域を６００℃から９００℃の範囲とし、加熱保持時間を０．０８〜１０時間の範囲とすることが望ましい。加熱温度が６００℃を下回ると析出物の生成が遅く、９００℃を超えると結晶粒の粗大化をまねきやすいからである。また、保持時間が０．０８時間を下回ると材料の均熱が十分でなく、安定した組織が得られず、１０時間を超えると結晶粒の粗大化をまねきやすく、経済的でないからである。また、熱処理において、組織の結晶粒成長を抑制することは、０．２％耐力など機械的性質の向上につながるので、二段時効を行ってもよい。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下に、この発明の実施形態を添付の図１乃至図５に基づいて説明する。
【００３１】
図１は、鉄系形状記憶合金の管状体ｃを製造する遠心鋳造機を示したものである。形状記憶合金としては、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系で、Ｃ、Ｎに加えて少なくともＶまたはＴｉを含有し、凝固時にＶまたはＴｉのいずれか一方の炭化物または窒化物が析出する組成のものを用いる。
【００３２】
この遠心鋳造機では、上記のような組成の鉄系形状記憶合金の溶湯ａを、高周波溶解炉３から三角取鍋４に注入し、その取鍋４を円筒状の金属モールド１に対して所要位置までレール９上を移動させる。この後、取鍋４を矢印のごとく傾動し、鋳込み用トラフ５の供給口５ａから溶湯ａをトラフ５内に供給し、その先端の鋳込み口５ｂから、１４００℃以上の鋳込み温度を確保して金属モールド１に注入する。
【００３３】
前記トラフ５は、その長さが金属モールド１の長さに近い長樋形式のもので、移動台車７に固定され、金属モールド１に対して移動可能であり、鋳込み部、即ち溶湯ａの鋳込まれる箇所が金属モールド１内を順次移動することから、鋳込み量は、金属モールド１の長手に順次移動する前記鋳込み部のみでよいため、トラフ５の先端部５ａからの溶湯ａの注入流量を少なくできる。このため、図２に示す、トラフ５’が金属モールド１の長さに対して短く、金属モールド１に対して固定されている短樋形式の場合よりも、成形される管状体内面のドロス欠陥の発生が少なくでき、欠陥除去のための機械加工代が少なくなるなどの利点がある。
【００３４】
前記金属モールド１の内周面には、表１に組成を示したジルコニア系のコーティング剤ｂが、ポンプ６からホース６ａを介して鋳込み用トラフ５の下面に取り付けられたノズル８に送り込まれ、台車７を前後動させるとともに、モールド１を回転させ、このノズル８からモールド１内面にコーティング剤ｂがスプレー塗布され、２０〜１０００μｍ、好ましくは、５０〜８００μｍの範囲の厚さのコーティング層が形成されている。このとき、スプレー前に金属モールド１は１５０〜２５０℃の範囲に予熱されている。
【００３５】
【表１】
【００３６】
前記金属モールド１は、その外周面から図示を省略した冷却手段によって抜熱して、注入された溶湯ａの冷却速度の調節が可能となっており、通常、５０〜１５０Ｇの回転速度で回転し、トラフ５の鋳込み口５ｂから、溶湯ａを金属モールド１内に注入するにつれて、台車７を矢印のごとく、レール９に沿って後退させて、トラフ５と金属モールド１とを相対的に、好ましくは、速度５０〜１５０ｍｍ／ｓの範囲で移動させ、金属モールド１の全長にわたる管状体ｃが成形される。ここで、前記Ｇは、遠心力の加速度を重力加速度で割った値で、遠心力が重力の何倍になるかを表した重力倍数であり、金属モールド１の内径をＤ（ｃｍ）、回転速度をＮ（ｒｐｍ）とすれば、Ｇ＝Ｄ×Ｎ２ ／１７９０００となり、金属モールド１の回転速度と対応付けることができる。そして、なお、注入された溶湯ａの、凝固終了までの平均の冷却速度が１〜３０℃／ｓ、好ましくは、３〜２０℃／ｓの冷却速度となるように、前記冷却手段によって、金属モールド１の抜熱速度が調節される。冷却速度をこの範囲に収めることにより、より優れた形状記憶特性が得られる。
【００３７】
このようにして得られた管状体ｃ、即ち鉄系形状記憶合金管に、マルテンサイトへの変態開始温度以下の−１５０〜１００℃の温度範囲で、加工率が１〜２０％の範囲で、１回目の拡径処理が施され、逆変態温度以上の２００〜６００℃の温度範囲に加熱した後、マルテンサイトへの変態開始温度以下の−１５０〜１００℃の温度範囲に冷却する。そして、この温度域で上記と同様の２回目の拡径処理を施して応力誘起マルテンサイトを生成させることで、形状回復率を向上させることができる。
【００３８】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
【００３９】
成分元素として、Ｃ、Ｎに加えて少なくともＶまたはＴｉを含有する８種類のＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系形状記憶合金を高周波溶解炉で溶解し、図１に示した長樋形式の遠心鋳造機を用いて、下記の条件で各合金を素材とする管状体ｃを鋳造した。表２に、各管状体ｃの素材合金の成分組成、合金中に生成する析出物および後述する試験により得られた特性を併せて示す。
（鋳造条件）
鋳込み温度：１４００℃以上
呼び径：２５０ｍｍ（外径：２５２ｍｍ）
管肉厚：１１ｍｍ
コーティング厚：３８０〜４５０μｍ
冷却速度：１８〜２０℃／ｓｅｃ
【００４０】
【表２】
【００４１】
前記各管状体ｃを鋳造した後、溶体化処理および時効処理を施すことにより、表２に示した炭化物や窒化物が析出する。ここで、各管状体ｃの溶体化処理は、１１５０℃で１時間保持した後、空冷を行うものとした。また、時効処理の保持温度および保持時間は、生成析出物がＶＮのもの（実施例１，７）では７００℃×１０分間、ＴｉＮまたはＴｉＣのもの（実施例３，４）では８００℃×３０分間、その他（実施例２，５，６，８）では７００℃×３０分間とした。
【００４２】
上記の熱処理による組織の変化および析出物の生成過程について、実施例１の素材合金を代表例として調査を行った。図３（ａ）、（ｂ）および（ｃ）は、それぞれ、鋳造後（鋳造状態のまま）、溶体化処理後および時効処理後の顕微鏡組織を示す。溶体化処理により十分固溶され、また時効処理による結晶粒の粗大化は認められない。
【００４３】
図４は、実施例１の合金中における析出物の生成状態、分布などを透過電子顕微鏡で観察した結果を示す。図４（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、溶体化処理後および時効処理後の状態を示し、図４（ｃ）は時効処理を１時間に延長した場合の処理後の状態を示す。図４（ａ）より、溶体化処理後、析出物などは合金中に完全に固溶され、均質化していることが分かる。ただし、微量の析出物は粒界に生成しており、これにより結晶粒径の粗大化を抑制する効果がある。そして、図４（ｂ）からは、時効処理後に、ナノメートルオーダーのＶＮ析出物が母相中に均一に分散、生成し、その形状は球状に近いということが見て取れる。また、１０分という短い時効処理時間で強度が増大するのは、析出物生成に伴う析出強化によるものであり、形状回復歪が増大するのは、内部整合歪によるものであることが分かる。さらに、図４（ｂ）と図４（ｃ）とを比べると、時効処理の保持時間を１時間に延長しても、析出物の分布などは１０分間保持した場合と大きな変化がないことも分かる。
【００４４】
前記熱処理を行った後、以下に示す試験を行って各実施例の形状回復率を測定し、形状記憶特性を評価した。試験は、溶体化処理および時効処理を行った各管状体ｃから、全長が５５ｍｍ、平行部の直径が４ｍｍ、長さが２３ｍｍ、標点距離（Ｌ０ ）が２０ｍｍ、つかみ部がＭ１０のねじ加工をした引張試験片を切り出し、以下の、▲１▼引張歪みの付与、▲２▼加熱処理、▲３▼形状回復率の測定の処理工程を２回繰り返して、各実施例の形状回復率をそれぞれ算出した。
【００４５】
▲１▼引張り歪みの付与
各試験片について定められた予歪み量（４〜１０％）を引張試験機で付与した後、試験片に付した、前記予歪付与後の標点距離（Ｌ１ ）をデジタルノギスにて測定した。引張速度は、試験機のクロスヘッド速度＝１．０ｍｍ／ｍｉｎ（歪み速度＝８．３×１０−４）とし、試験は恒温室（２７℃）で行ない、強度（０．２％耐力）も併せて測定した。
【００４６】
▲２▼加熱処理
各試験片に上記予歪みを付与した後、熱処理炉を用いて、Ａｒ雰囲気中で６００℃×３０ｍｉｎ（２回目は、３５０℃×３０ｍｉｎ）の加熱処理を行い、処理後は空冷とした。
【００４７】
▲３▼形状回復率測定
各試験片を、上記加熱処理後空冷し、標点距離（Ｌ２ ）を再度測定し、加熱前の標点間距離との差から、収縮量（ΔＬ＝Ｌ１ −Ｌ２ ）を算出した。この収縮量（ΔＬ）の算出値から一次（１回目）および二次（２回目）の形状回復率（ΔＬ／Ｌ）×１００％をそれぞれ算出した。
【００４８】
表２から、いずれの実施例についても、形状回復率は、予歪付与→加熱処理を繰り返すトレーニング処理により向上し、二次の形状回復率が従来レベルの３．０％を明らかに上回っていることが分かる。また、強度（０．２％耐力）についても、３００ＭＰａを超えて従来レベルの２５０ＭＰａよりも顕著に上回っている。これらの結果から、各実施例の管状体ｃが継手用途として十分に実用できる形状記憶特性および強度特性を有するものであることが確認された。
【００４９】
また、各実施例の管状体ｃは、いずれも良好な外観が得られ、断面組織の柱状晶率も８０％以上であった。図５は、一例として、実施例１の管状体ｃの断面組織を示す。肉厚のほぼ全体に柱状晶組織が得られ、外面および内面には等軸晶およびノロ・ドロスを含む層がほとんど存在していないことが観察される。従って、切削加工代の削減や、加工時および拡径時の割れの防止が図れ、低コスト化と資源ロスの削減とを同時に実現できる。
【００５０】
次に、表２の実施例１を基準として、成分組成が同じで、呼び径、肉厚等の鋳造条件を変化させた管状体ｃを４種類（実施例９〜１２）製造した。表３に各実施例の鋳造条件および得られた管状体ｃの特性を示す。
【００５１】
【表３】
【００５２】
表３から、呼び径が２５０ｍｍ（外径２５２ｍｍ）または１５０ｍｍ（外径１５２ｍｍ）の場合、肉厚６ｍｍから１９ｍｍの範囲にわたって、肉厚の長さ方向の均一性に優れた管状体ｃが得られることがわかる。また、各実施例の管状体ｃのいずれも、外観は良好で、コーティング剤ｂの厚さおよび冷却速度を前述の好ましい範囲内で設定することにより、その断面組織の柱状晶率が８０％以上となり、形状回復率も従来レベルの３％程度から大きく向上している。なお、この形状回復率は、前述の形状回復率の測定方法と同じ方法により算出した二次の値である。
【００５３】
この結果から、遠心鋳造法により、５ｍｍ程度の薄肉管から２０ｍｍ程度の厚肉管にいたるまで、長さ方向にほぼ均一な肉厚を有する鉄系形状記憶合金管を容易に製造できることが確認できた。
【００５４】
【発明の効果】
以上のように、この発明による鉄系形状記憶合金管では、Ｖ、ＴｉあるいはＮｂの炭化物、窒化物などの析出物が形成されたとき生じる局所歪みと合金母相の格子歪みとの間に生じる組織制御された相互作用により、回復歪エネルギーが大きくなり、形状回復率が従来レベルを明らかに上回り、また、析出強化作用による強度（０．２％耐力）の顕著な向上がもたらされた。
【００５５】
また、この鉄系形状記憶合金管は、肉厚のほぼ全体に柱状晶組織が得られ、外面および内面に等軸晶およびノロ・ドロスを含む層がほとんど存在しないものとなるため、切削加工代の削減や、加工時および拡径時の割れの防止が図れ、低コスト化と資源ロスの削減とを同時に図ることができる。
【００５６】
さらに、その遠心鋳造を用いた製造方法によれば、薄肉管から厚肉管にいたるまで、長さ方向にほぼ均一な肉厚を有する管を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の実施例に係る遠心鋳造機（長樋形式）の概略図
【図２】同上の遠心鋳造機（短樋形式）の概略図
【図３】図１の遠心鋳造機で鋳造した管状体の一例の熱処理による微細組織の変化を示す写真
【図４】同上の透過電子顕微鏡写真
【図５】同上の断面組織写真
【符号の説明】
１ 金属モールド
２ 回転ローラ
３ 高周波溶解炉
４ 三角取鍋
５、５’鋳込み用トラフ
５ａ 供給口
５ｂ 鋳込み口
６ コーティング用ポンプ
７ 移動台車
８ コーティングノズル
９ レール
ａ 溶湯
ｂ コーティング剤
ｃ 管状体
【発明の属する技術分野】
この発明は、鋼管などの接合に用いられる形状記憶特性を有する継手管の素材となる管およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
形状記憶合金は、各種産業分野から医療分野に亘る広い範囲で応用されており、その応用例の一つに、継手管がある。この継手管は、周知のように、接続しようとする２本の管をその内径に嵌め込み、形状記憶特性を利用して継手管の内径を収縮させ、締結するもので、従来からＴｉ−Ｎｉ合金やＣｕ系合金が用いられている。一方、従来からのＴｉ−Ｎｉ合金やＣｕ系合金に加えて、最近では、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系などの鉄系形状記憶合金が開発されている。この鉄系形状記憶合金は、とくにＴｉ−Ｎｉ合金と比べて安価であり、例えば、航空機用等の特殊用途のみならず、一般用として使用しやすいなどの利点がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、この鉄系形状記憶合金を、例えば、継手管に使用しようとすると、その強度や、形状回復率などの形状記憶特性が、実用的なレベルにまで到達していなく、実用化されていないのが現状である。
【０００４】
そこで、この発明の課題は、合金中に炭化物や窒化物などの析出物を形成させることなどにより、形状記憶特性および強度を向上させて、継手管として実用できる鉄系形状記憶合金管およびその製造方法を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
前記の課題を解決するために、この発明では以下の構成を採用したのである。
【０００６】
即ち、鉄系形状記憶合金管を、主要成分として、Ｍｎ（マンガン）を１５〜４０％、Ｓｉ（ケイ素）を３．５〜８％含有する鉄系形記憶合金に、さらに、少なくとも、Ｖ（バナジウム）またはＴｉ（チタン）のいずれか一方の炭化物あるいは窒化物を含有するようにして形成したのである。このようにすれば、ＶやＴｉの炭化物や窒化物などの析出物が形成されたときに生じる局所歪みと鉄系形状記憶合金の母相の格子歪みとの間に生じる組織制御された相互作用によって、回復歪みエネルギーが大きくなって、形状回復率が向上し、かつ、析出強化作用により強度も増加する。
【０００７】
上記の各合金元素の作用について記すと、Ｍｎは、室温付近での加工による応力誘起変態によって、降伏点を超える応力の作用時に双晶変形をもたらす稠密六方構造のマルテンサイト（ε）の生成を可能とするが、Ｍｎ量が１５％以下と少なくなると、この応力誘起変態によって、体心正方晶のマルテンサイト（α’）も導入され、この体心正方晶のマルテンサイト（α’）は逆変態しないために、形状記憶作用がなく、従って、形状記憶効果が低下する。また、Ｍｎ量が４０％を越えると、母相のオ−ステナイト（γ）相の安定度が増して、オ−ステナイト（γ）→マルテンサイト（ε）の応力誘起変態よりも、オ−ステナイト（γ）のすべりが優先的に生じるようになり、強度が低下し、かつ形状記憶効果が損なわれる。
【０００８】
Ｓｉは、積層欠陥エネルギーを低下させ、磁気変態点（ネール点）を下げる作用を有し、これらは、上記マルテンサイト（ε）への変態を促進する効果がある。この効果は、Ｓｉ量が３．５％以上で充分認められるが、Ｓｉ量が８％を超えると、前記形状記憶合金の加工性や成形性が低下し、欠陥のない鉄系形状記憶合金の製造が難しくなる。
【０００９】
前記形状記憶合金に、Ｃｒ（クロム）またはＮｉ（ニッケル）を単独で１０％以下、あるいはＣｒとＮｉを合わせて１０％以下の範囲で含有させることが望ましい。
【００１０】
Ｃｒも同様に、マルテンサイト（ε）への変態を容易にする効果があり、形状記憶効果を向上させ、かつ、耐食性および耐高温酸化性を向上させ、Ｎ（窒素）の溶解度を増加させる効果がある。しかし、１０％を超えると、Ｓｉと低融点の金属間化合物を作るようになるため、合金の溶製ができなくなる。
【００１１】
Ｎｉは、形状記憶特性を劣化させずに、形状回復応力を低減し、靱性や耐食性、耐高温酸化性を向上させる。しかし、Ｃｒの場合と同様に、１０％を超えると、熱間加工性がわるくなり、欠陥のない鉄系形状記憶合金の製造が難しくなる。
【００１２】
ＣｒおよびＮｉは、含有量が多くなり過ぎると、上記のような弊害があり、また、互いに重複する作用もあるため、それらの含有量は、単独で、あるいは、合わせて１０％以下とすることが望ましい。
【００１３】
前記形状記憶合金に含有されるＶが０．１〜５％の範囲にあるか、または、Ｔｉが０．１〜２％の範囲にあり、かつ、Ｃ（炭素）を０．００１〜２％、およびＮを０．００１〜０．５％含有することが望ましい。
【００１４】
ＶおよびＴｉは、前記合金に含有されるＣおよびＮと結合して、微細でかつ分散した炭化物および窒化物を形成するため、上述のように、形状回復率を向上させ、強度を増加させる。また、溶製時に、ＣおよびＮの溶解度を増加させる効果もある。さらに、Ｔｉの場合には、単独で固溶強化により強度の向上に寄与する。
【００１５】
このＶおよびＴｉは、含有量が、０．１％未満では、いずれも上記の効果は得られず、Ｖの場合は、含有量が５％を超えると、Ｔｉの場合は、含有量が２％を超えると、いずれも形状記憶特性および成形性が低下しはじめる。
【００１６】
ＣおよびＮが、それぞれ０．００１％未満であると、上記の炭化物や窒化物の析出量が少なくなって、上記の効果が得られず、Ｃ量が２％、Ｎ量が０．５％を超えると、炭化物および窒化物の析出量が多くなって、前記合金の延性が低下し始める。
【００１７】
前記形状記憶合金に、Ｎｂ（ニオブ）を０．１〜１％の範囲で含有させることもできる。
【００１８】
Ｎｂは、炭化物あるいは窒化物を形成し、ＶおよびＴｉの場合と同様に、形状回復率および強度（０．２％耐力）の向上に寄与し、単独でも固溶強化により、強度の向上に寄与する。とくに、Ｖが含有されている場合、Ｎｂ炭化物あるいはＮｂ窒化物の周囲に硬化能の高いＶ炭化物が整合して析出するので、形状記憶特性が一層改善される。
【００１９】
なお、上記のＶ、ＴｉおよびＮｂはいずれも、ＣｒよりもＣとの親和力が強いため、粒界腐食および粒界破壊の原因となるＣｒ炭化物（Ｃｒ２３Ｃ６ ）の析出を防止できる。
【００２０】
前記の各鉄系形状記憶合金を溶製した後、遠心鋳造により管状体に成形し、形状記憶合金管を製造することができる。
【００２１】
このように、上記の各鉄系形状記憶合金を、遠心鋳造によって管状体に成形すると、組織が緻密になり、鋳造欠陥を防止でき、また、従来の重力鋳造法などに比べて、管状体の長さ方向に偏肉が生じず、切削加工代を少なくでき、歩留が向上して資源ロスを低減できる。
【００２２】
前記遠心鋳造が回転する横向きの金属モールドを用いた遠心鋳造であり、前記金属モールドの内面に、厚さ２０〜１０００μｍの保護用コーティング層を形成し、前記形状記憶合金を金属モールドに注入後、凝固完了までの平均の冷却速度を１〜３０℃／ｓの範囲に制御することが望ましい。
【００２３】
形状記憶特性を良好にするためには、凝固組織を柱状晶組織にして、前記のＶやＴｉなどの炭化物や窒化物を金属モールドに垂直な方向に分布させることが望ましく、このような柱状晶組織を実現するためには、金属モールドに注入後の冷却速度のコントロールが必要である。
【００２４】
この冷却速度は、３０℃／ｓを超えると、管状体の凝固組織にチル晶が増加し、形状記憶特性が低下する。また、１℃／ｓ未満であると、等軸晶が増加して同様に、形状記憶特性が低下する。なお、金属モールドの回転速度が柱状晶の生成に及ぼす影響は小さい。また、柱状晶生成に関しては、注湯形式は、溶湯鋳込み用のトラフが、金属モ−ルドの長さに近く、トラフが金属モ−ルドに対して移動できる、または金属モ−ルドがトラフに対して移動できる長樋形式の方が、前記トラフが金属モ−ルドの長さに対して短く、トラフが固定された短樋形式よりも好ましい。
【００２５】
前記コーティング層の厚さが２０μｍ未満では、鉄系形状記憶合金の溶湯から金属モールドへの熱伝達量が多くなって、上記の好ましい冷却速度の範囲を超え、鋳造割れや湯境などの鋳造欠陥が発生しやすくなる。また、溶湯とモールド間で焼付きが生じやすくなり、金属モールドを保護する機能が失われる。一方、１０００μｍを超えると、管状体の表面にガス欠陥が発生し易くなり、また、コーティング層が厚くなるため、コーティング作業や鋳造後のモールドに残ったコーティング層の除去作業に時間を要する。
【００２６】
前記遠心鋳造により成形した管状体に溶体化処理および時効処理を施すことが望ましい。
【００２７】
この溶体化処理および時効処理の熱処理条件を適切に選択することにより、遠心鋳造により緻密に形成された組織中に、ＶやＴｉなどの炭化物や窒化物が微細に析出し、このような組織制御により、鉄系形状記憶合金管の形状回復率および強度が向上する。
【００２８】
前記溶体化処理において、合金元素は形状記憶合金の母相中に充分固溶させ、しかも、組織の粗大化を防止するためには、管状体の加熱温度域を９５０℃から１２００℃の範囲とし、加熱保持時間を０．５〜１０時間の範囲とすることが望ましい。加熱温度が９５０℃を下回ると母相中への固溶が不十分となりやすく、１２００℃を超えると結晶粒の粗大化をまねきやすいからである。また、保持時間が０．５時間を下回ると母相中への固溶および組織の均質化が不十分となりやすく、１０時間を超えると結晶粒の粗大化をまねきやすいからである。
【００２９】
前記時効処理において、ＶやＴｉなどの炭化物や窒化物が微細に析出し、しかも、それらの凝集を防止するためには、管状体の加熱温度域を６００℃から９００℃の範囲とし、加熱保持時間を０．０８〜１０時間の範囲とすることが望ましい。加熱温度が６００℃を下回ると析出物の生成が遅く、９００℃を超えると結晶粒の粗大化をまねきやすいからである。また、保持時間が０．０８時間を下回ると材料の均熱が十分でなく、安定した組織が得られず、１０時間を超えると結晶粒の粗大化をまねきやすく、経済的でないからである。また、熱処理において、組織の結晶粒成長を抑制することは、０．２％耐力など機械的性質の向上につながるので、二段時効を行ってもよい。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下に、この発明の実施形態を添付の図１乃至図５に基づいて説明する。
【００３１】
図１は、鉄系形状記憶合金の管状体ｃを製造する遠心鋳造機を示したものである。形状記憶合金としては、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系で、Ｃ、Ｎに加えて少なくともＶまたはＴｉを含有し、凝固時にＶまたはＴｉのいずれか一方の炭化物または窒化物が析出する組成のものを用いる。
【００３２】
この遠心鋳造機では、上記のような組成の鉄系形状記憶合金の溶湯ａを、高周波溶解炉３から三角取鍋４に注入し、その取鍋４を円筒状の金属モールド１に対して所要位置までレール９上を移動させる。この後、取鍋４を矢印のごとく傾動し、鋳込み用トラフ５の供給口５ａから溶湯ａをトラフ５内に供給し、その先端の鋳込み口５ｂから、１４００℃以上の鋳込み温度を確保して金属モールド１に注入する。
【００３３】
前記トラフ５は、その長さが金属モールド１の長さに近い長樋形式のもので、移動台車７に固定され、金属モールド１に対して移動可能であり、鋳込み部、即ち溶湯ａの鋳込まれる箇所が金属モールド１内を順次移動することから、鋳込み量は、金属モールド１の長手に順次移動する前記鋳込み部のみでよいため、トラフ５の先端部５ａからの溶湯ａの注入流量を少なくできる。このため、図２に示す、トラフ５’が金属モールド１の長さに対して短く、金属モールド１に対して固定されている短樋形式の場合よりも、成形される管状体内面のドロス欠陥の発生が少なくでき、欠陥除去のための機械加工代が少なくなるなどの利点がある。
【００３４】
前記金属モールド１の内周面には、表１に組成を示したジルコニア系のコーティング剤ｂが、ポンプ６からホース６ａを介して鋳込み用トラフ５の下面に取り付けられたノズル８に送り込まれ、台車７を前後動させるとともに、モールド１を回転させ、このノズル８からモールド１内面にコーティング剤ｂがスプレー塗布され、２０〜１０００μｍ、好ましくは、５０〜８００μｍの範囲の厚さのコーティング層が形成されている。このとき、スプレー前に金属モールド１は１５０〜２５０℃の範囲に予熱されている。
【００３５】
【表１】
前記金属モールド１は、その外周面から図示を省略した冷却手段によって抜熱して、注入された溶湯ａの冷却速度の調節が可能となっており、通常、５０〜１５０Ｇの回転速度で回転し、トラフ５の鋳込み口５ｂから、溶湯ａを金属モールド１内に注入するにつれて、台車７を矢印のごとく、レール９に沿って後退させて、トラフ５と金属モールド１とを相対的に、好ましくは、速度５０〜１５０ｍｍ／ｓの範囲で移動させ、金属モールド１の全長にわたる管状体ｃが成形される。ここで、前記Ｇは、遠心力の加速度を重力加速度で割った値で、遠心力が重力の何倍になるかを表した重力倍数であり、金属モールド１の内径をＤ（ｃｍ）、回転速度をＮ（ｒｐｍ）とすれば、Ｇ＝Ｄ×Ｎ２ ／１７９０００となり、金属モールド１の回転速度と対応付けることができる。そして、なお、注入された溶湯ａの、凝固終了までの平均の冷却速度が１〜３０℃／ｓ、好ましくは、３〜２０℃／ｓの冷却速度となるように、前記冷却手段によって、金属モールド１の抜熱速度が調節される。冷却速度をこの範囲に収めることにより、より優れた形状記憶特性が得られる。
【００３７】
このようにして得られた管状体ｃ、即ち鉄系形状記憶合金管に、マルテンサイトへの変態開始温度以下の−１５０〜１００℃の温度範囲で、加工率が１〜２０％の範囲で、１回目の拡径処理が施され、逆変態温度以上の２００〜６００℃の温度範囲に加熱した後、マルテンサイトへの変態開始温度以下の−１５０〜１００℃の温度範囲に冷却する。そして、この温度域で上記と同様の２回目の拡径処理を施して応力誘起マルテンサイトを生成させることで、形状回復率を向上させることができる。
【００３８】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
【００３９】
成分元素として、Ｃ、Ｎに加えて少なくともＶまたはＴｉを含有する８種類のＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系形状記憶合金を高周波溶解炉で溶解し、図１に示した長樋形式の遠心鋳造機を用いて、下記の条件で各合金を素材とする管状体ｃを鋳造した。表２に、各管状体ｃの素材合金の成分組成、合金中に生成する析出物および後述する試験により得られた特性を併せて示す。
（鋳造条件）
鋳込み温度：１４００℃以上
呼び径：２５０ｍｍ（外径：２５２ｍｍ）
管肉厚：１１ｍｍ
コーティング厚：３８０〜４５０μｍ
冷却速度：１８〜２０℃／ｓｅｃ
【００４０】
【表２】
前記各管状体ｃを鋳造した後、溶体化処理および時効処理を施すことにより、表２に示した炭化物や窒化物が析出する。ここで、各管状体ｃの溶体化処理は、１１５０℃で１時間保持した後、空冷を行うものとした。また、時効処理の保持温度および保持時間は、生成析出物がＶＮのもの（実施例１，７）では７００℃×１０分間、ＴｉＮまたはＴｉＣのもの（実施例３，４）では８００℃×３０分間、その他（実施例２，５，６，８）では７００℃×３０分間とした。
【００４２】
上記の熱処理による組織の変化および析出物の生成過程について、実施例１の素材合金を代表例として調査を行った。図３（ａ）、（ｂ）および（ｃ）は、それぞれ、鋳造後（鋳造状態のまま）、溶体化処理後および時効処理後の顕微鏡組織を示す。溶体化処理により十分固溶され、また時効処理による結晶粒の粗大化は認められない。
【００４３】
図４は、実施例１の合金中における析出物の生成状態、分布などを透過電子顕微鏡で観察した結果を示す。図４（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、溶体化処理後および時効処理後の状態を示し、図４（ｃ）は時効処理を１時間に延長した場合の処理後の状態を示す。図４（ａ）より、溶体化処理後、析出物などは合金中に完全に固溶され、均質化していることが分かる。ただし、微量の析出物は粒界に生成しており、これにより結晶粒径の粗大化を抑制する効果がある。そして、図４（ｂ）からは、時効処理後に、ナノメートルオーダーのＶＮ析出物が母相中に均一に分散、生成し、その形状は球状に近いということが見て取れる。また、１０分という短い時効処理時間で強度が増大するのは、析出物生成に伴う析出強化によるものであり、形状回復歪が増大するのは、内部整合歪によるものであることが分かる。さらに、図４（ｂ）と図４（ｃ）とを比べると、時効処理の保持時間を１時間に延長しても、析出物の分布などは１０分間保持した場合と大きな変化がないことも分かる。
【００４４】
前記熱処理を行った後、以下に示す試験を行って各実施例の形状回復率を測定し、形状記憶特性を評価した。試験は、溶体化処理および時効処理を行った各管状体ｃから、全長が５５ｍｍ、平行部の直径が４ｍｍ、長さが２３ｍｍ、標点距離（Ｌ０ ）が２０ｍｍ、つかみ部がＭ１０のねじ加工をした引張試験片を切り出し、以下の、▲１▼引張歪みの付与、▲２▼加熱処理、▲３▼形状回復率の測定の処理工程を２回繰り返して、各実施例の形状回復率をそれぞれ算出した。
【００４５】
▲１▼引張り歪みの付与
各試験片について定められた予歪み量（４〜１０％）を引張試験機で付与した後、試験片に付した、前記予歪付与後の標点距離（Ｌ１ ）をデジタルノギスにて測定した。引張速度は、試験機のクロスヘッド速度＝１．０ｍｍ／ｍｉｎ（歪み速度＝８．３×１０−４）とし、試験は恒温室（２７℃）で行ない、強度（０．２％耐力）も併せて測定した。
【００４６】
▲２▼加熱処理
各試験片に上記予歪みを付与した後、熱処理炉を用いて、Ａｒ雰囲気中で６００℃×３０ｍｉｎ（２回目は、３５０℃×３０ｍｉｎ）の加熱処理を行い、処理後は空冷とした。
【００４７】
▲３▼形状回復率測定
各試験片を、上記加熱処理後空冷し、標点距離（Ｌ２ ）を再度測定し、加熱前の標点間距離との差から、収縮量（ΔＬ＝Ｌ１ −Ｌ２ ）を算出した。この収縮量（ΔＬ）の算出値から一次（１回目）および二次（２回目）の形状回復率（ΔＬ／Ｌ）×１００％をそれぞれ算出した。
【００４８】
表２から、いずれの実施例についても、形状回復率は、予歪付与→加熱処理を繰り返すトレーニング処理により向上し、二次の形状回復率が従来レベルの３．０％を明らかに上回っていることが分かる。また、強度（０．２％耐力）についても、３００ＭＰａを超えて従来レベルの２５０ＭＰａよりも顕著に上回っている。これらの結果から、各実施例の管状体ｃが継手用途として十分に実用できる形状記憶特性および強度特性を有するものであることが確認された。
【００４９】
また、各実施例の管状体ｃは、いずれも良好な外観が得られ、断面組織の柱状晶率も８０％以上であった。図５は、一例として、実施例１の管状体ｃの断面組織を示す。肉厚のほぼ全体に柱状晶組織が得られ、外面および内面には等軸晶およびノロ・ドロスを含む層がほとんど存在していないことが観察される。従って、切削加工代の削減や、加工時および拡径時の割れの防止が図れ、低コスト化と資源ロスの削減とを同時に実現できる。
【００５０】
次に、表２の実施例１を基準として、成分組成が同じで、呼び径、肉厚等の鋳造条件を変化させた管状体ｃを４種類（実施例９〜１２）製造した。表３に各実施例の鋳造条件および得られた管状体ｃの特性を示す。
【００５１】
【表３】
表３から、呼び径が２５０ｍｍ（外径２５２ｍｍ）または１５０ｍｍ（外径１５２ｍｍ）の場合、肉厚６ｍｍから１９ｍｍの範囲にわたって、肉厚の長さ方向の均一性に優れた管状体ｃが得られることがわかる。また、各実施例の管状体ｃのいずれも、外観は良好で、コーティング剤ｂの厚さおよび冷却速度を前述の好ましい範囲内で設定することにより、その断面組織の柱状晶率が８０％以上となり、形状回復率も従来レベルの３％程度から大きく向上している。なお、この形状回復率は、前述の形状回復率の測定方法と同じ方法により算出した二次の値である。
【００５３】
この結果から、遠心鋳造法により、５ｍｍ程度の薄肉管から２０ｍｍ程度の厚肉管にいたるまで、長さ方向にほぼ均一な肉厚を有する鉄系形状記憶合金管を容易に製造できることが確認できた。
【００５４】
【発明の効果】
以上のように、この発明による鉄系形状記憶合金管では、Ｖ、ＴｉあるいはＮｂの炭化物、窒化物などの析出物が形成されたとき生じる局所歪みと合金母相の格子歪みとの間に生じる組織制御された相互作用により、回復歪エネルギーが大きくなり、形状回復率が従来レベルを明らかに上回り、また、析出強化作用による強度（０．２％耐力）の顕著な向上がもたらされた。
【００５５】
また、この鉄系形状記憶合金管は、肉厚のほぼ全体に柱状晶組織が得られ、外面および内面に等軸晶およびノロ・ドロスを含む層がほとんど存在しないものとなるため、切削加工代の削減や、加工時および拡径時の割れの防止が図れ、低コスト化と資源ロスの削減とを同時に図ることができる。
【００５６】
さらに、その遠心鋳造を用いた製造方法によれば、薄肉管から厚肉管にいたるまで、長さ方向にほぼ均一な肉厚を有する管を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の実施例に係る遠心鋳造機（長樋形式）の概略図
【図２】同上の遠心鋳造機（短樋形式）の概略図
【図３】図１の遠心鋳造機で鋳造した管状体の一例の熱処理による微細組織の変化を示す写真
【図４】同上の透過電子顕微鏡写真
【図５】同上の断面組織写真
【符号の説明】
１ 金属モールド
２ 回転ローラ
３ 高周波溶解炉
４ 三角取鍋
５、５’鋳込み用トラフ
５ａ 供給口
５ｂ 鋳込み口
６ コーティング用ポンプ
７ 移動台車
８ コーティングノズル
９ レール
ａ 溶湯
ｂ コーティング剤
ｃ 管状体
Claims (8)
- 主要成分として、重量パーセントで（以下すべて重量パーセントで表す）、Ｍｎを１５〜４０％、Ｓｉを３．５〜８％を含有する鉄系形状記憶合金からなる管であって、前記形状記憶合金が、さらに、少なくとも、ＶまたはＴｉのいずれか一方の炭化物または窒化物を含有することを特徴とする鉄系形状記憶合金管。
- 前記形状記憶合金が、ＣｒまたはＮｉを単独で１０％以下、あるいはＣｒとＮｉを合わせて１０％以下の範囲で含むことを特徴とする請求項１に記載の鉄系形状記憶合金管。
- 前記形状記憶合金に含有されるＶが０．１〜５％の範囲にあるか、または、Ｔｉが０．１〜２％の範囲にあり、かつ、Ｃを０．００１〜２％、Ｎを０．００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鉄系形状記憶合金管。
- 前記形状記憶合金が、Ｎｂを０．１〜１％の範囲で含有することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の鉄系形状記憶合金管。
- 請求項１から４のいずれかに記載した鉄系形状記憶合金を溶製し、遠心鋳造により管状体に成形する鉄系形状記憶合金管の製造方法。
- 前記遠心鋳造が回転する横向きの金属モールドを用いた遠心鋳造であり、前記金属モールドの内面に、厚さ２０〜１０００μｍの保護用コーティング層を形成し、前記形状記憶合金を金属モールドに注入後、凝固完了までの平均の冷却速度が１〜３０℃／ｓの範囲にある請求項５に記載の鉄系形状記憶合金管の製造方法。
- 前記遠心鋳造により成形した管状体に溶体化処理および時効処理を施す請求項５または６に記載の鉄系形状記憶合金管の製造方法。
- 前記溶体化処理において、前記管状体を９５０℃から１２００℃の温度域に０．５〜１０時間保持した後、水冷または空冷し、その後の前記時効処理において、前記管状体を６００℃から９００℃の温度域で、０．０８〜１００時間保持する請求項７に記載の鉄系形状記憶合金管の製造方法。
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