JPS60103166A - 形状記憶合金の製造方法 - Google Patents
形状記憶合金の製造方法Info
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- JPS60103166A JPS60103166A JP21051383A JP21051383A JPS60103166A JP S60103166 A JPS60103166 A JP S60103166A JP 21051383 A JP21051383 A JP 21051383A JP 21051383 A JP21051383 A JP 21051383A JP S60103166 A JPS60103166 A JP S60103166A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は’ｌ’ｉＮｉ相およびＴ１Ｎｉ、相の二相を有
するＮｉ過剰組成の’ｌ’ｉ −Ｎｉ糸形状記憶合金を
５００〜１１００Ｃの温度範囲において溶体化処理した
後急冷処理を施し、次に少なくとも５％以上の加工度の
４間加工または２００〜９００Ｃの温度範囲での温間加
工な施した後２００〜７００Ｃの温度範囲において記憶
させるべき所定の形状に拘束した状態で時効処理を施す
ことにより扁温相→低温相の変態ヒステリシスが小さく
且つ二方向性を有する形状記憶合金を得ることを特徴と
する形状記憶合金の製造方法に関するものである。
するＮｉ過剰組成の’ｌ’ｉ −Ｎｉ糸形状記憶合金を
５００〜１１００Ｃの温度範囲において溶体化処理した
後急冷処理を施し、次に少なくとも５％以上の加工度の
４間加工または２００〜９００Ｃの温度範囲での温間加
工な施した後２００〜７００Ｃの温度範囲において記憶
させるべき所定の形状に拘束した状態で時効処理を施す
ことにより扁温相→低温相の変態ヒステリシスが小さく
且つ二方向性を有する形状記憶合金を得ることを特徴と
する形状記憶合金の製造方法に関するものである。
同温でＣ８Ｃｌ型の体心立方構造を有し熱弾性型のマル
テンサイト変態を生ずる合金はほとんど形状記憶効果を
示すことが知られており、これまでにＴｉ −Ｎｉ系合
金をはじめＣｕ−’Ｚｘｒ−Ｍ、 Ｃｕ −Ａｆ −Ｎ
ｉ 、 Ｃｕ −Ｚｕ−Ａｕ ｒ Ｃｕ−Ｚｕ−ＧＣＬ
＋ Ｃｕ−Ｚｎ−８ｎ ｒ Ｃｕ−Ｚｎ−８Ｌ、 Ｃｕ
−８ｎ ＋ Ａｕ −Ｃｒｔ ｒ Ａｆ −Ｃｒｔ等の
合金が見い出されている。
テンサイト変態を生ずる合金はほとんど形状記憶効果を
示すことが知られており、これまでにＴｉ −Ｎｉ系合
金をはじめＣｕ−’Ｚｘｒ−Ｍ、 Ｃｕ −Ａｆ −Ｎ
ｉ 、 Ｃｕ −Ｚｕ−Ａｕ ｒ Ｃｕ−Ｚｕ−ＧＣＬ
＋ Ｃｕ−Ｚｎ−８ｎ ｒ Ｃｕ−Ｚｎ−８Ｌ、 Ｃｕ
−８ｎ ＋ Ａｕ −Ｃｒｔ ｒ Ａｆ −Ｃｒｔ等の
合金が見い出されている。
一般に形状ｉｄ憶会金は単結晶でないと形状記憶効果を
示さないことが知られているが、Ｔｉ −Ｎｉ系合金は
例外であり多結晶体で形状記憶効果を有しており極めて
実用的であり、前記合貧の中では最も広範囲ｌヨ検討か
なされているものである。形状記憶効果は低温でマルテ
ンサイト状態にある材料を変形後加熱するとその材料が
変形前の元の形状に戻るものであり、こうした効果を生
ずる温度は通常合金の逆変態開始温度（Ａｓ点）、逆変
態終了温７＆（Ａｆ点）、マルテンサイト変態開始温度
（Ｍｓ点）、およびマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ
点）によって決定され、Ａｓ点において形状記憶効果が
開始されＡ１点で終了するものである。この形状記憶効
果を生ずる際の回復力は５０〜６０Ｋｇ１−に及ぶもの
であり、この回復力を棟々の応用品へ利用する検討がな
されている。
示さないことが知られているが、Ｔｉ −Ｎｉ系合金は
例外であり多結晶体で形状記憶効果を有しており極めて
実用的であり、前記合貧の中では最も広範囲ｌヨ検討か
なされているものである。形状記憶効果は低温でマルテ
ンサイト状態にある材料を変形後加熱するとその材料が
変形前の元の形状に戻るものであり、こうした効果を生
ずる温度は通常合金の逆変態開始温度（Ａｓ点）、逆変
態終了温７＆（Ａｆ点）、マルテンサイト変態開始温度
（Ｍｓ点）、およびマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ
点）によって決定され、Ａｓ点において形状記憶効果が
開始されＡ１点で終了するものである。この形状記憶効
果を生ずる際の回復力は５０〜６０Ｋｇ１−に及ぶもの
であり、この回復力を棟々の応用品へ利用する検討がな
されている。
その応用の代表例に第１図に示すような形状記憶効果を
繰り返し生じさせることを利用したアクチュエーターが
ある。このアクチュエーターはノくイアスカとしての通
常のコイルバネ（バイアスノ（ネ）と形状記憶合金コイ
ルバネとが組み合わされたものであり、低温においては
形状記憶合金がノ（イアスバネよりも降伏応力の小さな
マルテンサイト相の状態であるためにバイアスノくネの
方が強く、形状記憶合金を変形するように動作し、運に
尚温に８いては形状記憶合金がバイアスノ（ネよりも降
伏応力の大きなβ相の状態となり形状記憶合金がバイア
スバネを変形するように動作する。この場合関温相→低
温相の変態ヒステリシスが小さい程また二方向性を有し
ている程小さな温度範囲においてアクチュエーターとし
ての動作が容易に得られる。しかし、従来のＴｉ −Ｎ
ｉ系合金においては、一方向性の形状記憶効果しか得ら
れず、また高温相→低温相の変態ヒステリシスが約Ｓａ
Ｃ程度と大きく、このため低温相、高温相を可逆的に倚
てアクチュエーターを動作させる温度範囲が大きくなら
ざる７得ず、動作温度範囲が限定される欠点があった。
繰り返し生じさせることを利用したアクチュエーターが
ある。このアクチュエーターはノくイアスカとしての通
常のコイルバネ（バイアスノ（ネ）と形状記憶合金コイ
ルバネとが組み合わされたものであり、低温においては
形状記憶合金がノ（イアスバネよりも降伏応力の小さな
マルテンサイト相の状態であるためにバイアスノくネの
方が強く、形状記憶合金を変形するように動作し、運に
尚温に８いては形状記憶合金がバイアスノ（ネよりも降
伏応力の大きなβ相の状態となり形状記憶合金がバイア
スバネを変形するように動作する。この場合関温相→低
温相の変態ヒステリシスが小さい程また二方向性を有し
ている程小さな温度範囲においてアクチュエーターとし
ての動作が容易に得られる。しかし、従来のＴｉ −Ｎ
ｉ系合金においては、一方向性の形状記憶効果しか得ら
れず、また高温相→低温相の変態ヒステリシスが約Ｓａ
Ｃ程度と大きく、このため低温相、高温相を可逆的に倚
てアクチュエーターを動作させる温度範囲が大きくなら
ざる７得ず、動作温度範囲が限定される欠点があった。
本発明者らはこうした欠点を改善するために、’ｆｉｌ
’Ｊｉ相および’ｌ’１Ｎｉ３相の二相を有するＮｉ過
剰組成の’ｌ’１−Ｎｉ系形状記憶合金形状記憶合金１
００Ｃの温度範囲に１６いて俗体化処理した後急冷処椎
を〕ｍし、次に少なくとも５％以上の加工ＩＪ支の冷間
加工または、２００〜９００Ｃの温度範囲での温間加工
を施した後２００〜７００Ｃの温度範囲において記憶゛
させるべき所定の形状に拘束した状態で時効処理を施し
たところ有益な効果をもたらす事を発見したものである
。
’Ｊｉ相および’ｌ’１Ｎｉ３相の二相を有するＮｉ過
剰組成の’ｌ’１−Ｎｉ系形状記憶合金形状記憶合金１
００Ｃの温度範囲に１６いて俗体化処理した後急冷処椎
を〕ｍし、次に少なくとも５％以上の加工ＩＪ支の冷間
加工または、２００〜９００Ｃの温度範囲での温間加工
を施した後２００〜７００Ｃの温度範囲において記憶゛
させるべき所定の形状に拘束した状態で時効処理を施し
たところ有益な効果をもたらす事を発見したものである
。
次に本発明に１６ける処理条件の限定理由について述べ
る。溶体化処理温度については、５００Ｃ未満において
はＮ市マトリックス中へのＴｉＮ１ｓの十分な固溶度が
得られないものと考えられ、その効果が十分認められな
い。また１１００Ｃを越えると酸化によるＴｉ元素の滅
失が問題となる。以上の観点から７００〜１１００Ｃの
温度範囲に限定した。
る。溶体化処理温度については、５００Ｃ未満において
はＮ市マトリックス中へのＴｉＮ１ｓの十分な固溶度が
得られないものと考えられ、その効果が十分認められな
い。また１１００Ｃを越えると酸化によるＴｉ元素の滅
失が問題となる。以上の観点から７００〜１１００Ｃの
温度範囲に限定した。
次工程の加工については最終の時効処理時のＴｉＮ１ｓ
相の析出を促進すると考えられ、冷間加工および温間
加工のいずれにおいても効果が認められる。しかし、い
ずれの加工においても５％未満の加工度では良好な表面
状態が得られない。以−ヒの観点から加工度を５％以上
と限定した。なお、温間加工温度については２０００未
満においては加工性が劣り、また９００Ｃを越えると良
好な表面状態が得られなくなることから２００〜９００
Ｃの温度範囲に限定した。また時効処理直置については
２００Ｃ未満においては十分なＴｊＮｉｓ相の析出が起
こらず、また７００Ｃを越えると形状記憶特性（回復率
１回復力）が劣化し、また中間相の生感が困難になると
考えられ高温相→低温相（中間相）変態の除の小ヒステ
リシスが得られなくなる。以上の観点から２００−７０
０Ｃの温度範囲に限定した。
相の析出を促進すると考えられ、冷間加工および温間
加工のいずれにおいても効果が認められる。しかし、い
ずれの加工においても５％未満の加工度では良好な表面
状態が得られない。以−ヒの観点から加工度を５％以上
と限定した。なお、温間加工温度については２０００未
満においては加工性が劣り、また９００Ｃを越えると良
好な表面状態が得られなくなることから２００〜９００
Ｃの温度範囲に限定した。また時効処理直置については
２００Ｃ未満においては十分なＴｊＮｉｓ相の析出が起
こらず、また７００Ｃを越えると形状記憶特性（回復率
１回復力）が劣化し、また中間相の生感が困難になると
考えられ高温相→低温相（中間相）変態の除の小ヒステ
リシスが得られなくなる。以上の観点から２００−７０
０Ｃの温度範囲に限定した。
以下本発明を実施例に基づき説明する。
〔実施例１〕
Ｔ１Ｎｉ相およびＴｉＮ１ａ相の二相を有するＮｉ過剰
組成のＴｉ−５０，’αｔ％Ｎｉ合金をアルゴン中にて
アーク溶解した後１０００ｔ：’にて２時間真壁焼鈍を
行なって均一化処理を施し、その後９００Ｃにて熱間圧
延を行ない１ｍ厚さの板とした。この板を９００Ｃにて
５時間浴体化処理を行なった後水冷し、更に７００Ｃに
て温間圧延を行ない０．６禦厚さの板とした。次に第２
図に示すように内径４０φのステンレスパイプの内面に
サンプルなＮ１５ｌＪにて巻きつけて拘束し、４００Ｃ
にて１０時間時効処理を施した佼二方回性の有無および
示差走査熱量計を用いた変態点の測定を行ない萬温相→
低温相（中間相）の変態ヒステリシスを確認した。なお
、ニガ向性の有無は第５図に示すようにサンプルが加熱
時に拘束形状となり、冷却時に自発的にｌθ、伸形状に
なろうとするかどうかにより判定した。
組成のＴｉ−５０，’αｔ％Ｎｉ合金をアルゴン中にて
アーク溶解した後１０００ｔ：’にて２時間真壁焼鈍を
行なって均一化処理を施し、その後９００Ｃにて熱間圧
延を行ない１ｍ厚さの板とした。この板を９００Ｃにて
５時間浴体化処理を行なった後水冷し、更に７００Ｃに
て温間圧延を行ない０．６禦厚さの板とした。次に第２
図に示すように内径４０φのステンレスパイプの内面に
サンプルなＮ１５ｌＪにて巻きつけて拘束し、４００Ｃ
にて１０時間時効処理を施した佼二方回性の有無および
示差走査熱量計を用いた変態点の測定を行ない萬温相→
低温相（中間相）の変態ヒステリシスを確認した。なお
、ニガ向性の有無は第５図に示すようにサンプルが加熱
時に拘束形状となり、冷却時に自発的にｌθ、伸形状に
なろうとするかどうかにより判定した。
第４図に実施例１にｊ（ける時効処理後の示差走査熱量
計による変態点の測定結果を示す。従来の材料において
は、低温相＃高温相の変態に起因するピークが加熱時お
よび冷却時に各々１つずつ認められるのに対し、本発明
による合金は時効処理後においてＴｉＮ１ｓの析出に伴
う中間相の生成に相当すると思われるピークがあられれ
るようになり、加熱、冷却時に各々２つずつのピークを
有する。
計による変態点の測定結果を示す。従来の材料において
は、低温相＃高温相の変態に起因するピークが加熱時お
よび冷却時に各々１つずつ認められるのに対し、本発明
による合金は時効処理後においてＴｉＮ１ｓの析出に伴
う中間相の生成に相当すると思われるピークがあられれ
るようになり、加熱、冷却時に各々２つずつのピークを
有する。
また、これに伴って冷却時のピークは加熱時の変態終了
温度とほとんど同じ温匣で開始するように７より、旨温
相→低温和（中間相）の変態ヒステリシスがほとんどＯ
Ｃとなる。また、このような状態においてサンプルは二
方向性が認められるようになる。
温度とほとんど同じ温匣で開始するように７より、旨温
相→低温和（中間相）の変態ヒステリシスがほとんどＯ
Ｃとなる。また、このような状態においてサンプルは二
方向性が認められるようになる。
なお、比較のために従来材における測定結果を第５図に
示した。
示した。
〔実施例２〕
Ｔｉ−５１’αｔ％Ｎｉ合金をアルゴン中にて篩周波訪
導溶解し、実施例１の場合と同様に均一化処理を行ない
、その後９５０Ｃにて鍛造を行ない１２°の桿とした。
導溶解し、実施例１の場合と同様に均一化処理を行ない
、その後９５０Ｃにて鍛造を行ない１２°の桿とした。
この棒を更に熱間スウエージングにより４φまで加工し
た後、９５０Ｃにて２時間浴体化処理な行ない水冷した
。次に５０００にて温間伸線を行ない、０．８φの緋と
した後第２図に示す方法によりサンプルを拘束し５００
Ｃにて、５時間時効処理を施した。この時の高温相→低
温相（中間相）の変態ヒステリシスは２Ｃであり、また
二方向性を有していることが確Ｈされた。
た後、９５０Ｃにて２時間浴体化処理な行ない水冷した
。次に５０００にて温間伸線を行ない、０．８φの緋と
した後第２図に示す方法によりサンプルを拘束し５００
Ｃにて、５時間時効処理を施した。この時の高温相→低
温相（中間相）の変態ヒステリシスは２Ｃであり、また
二方向性を有していることが確Ｈされた。
〔実施例６〕
Ｔｉ−５ｔ２αｔ％Ｎｉ合イクをアルゴン中にて一周波
訪導俗解し、実施例１の場合と同様な方法により１簡ノ
１さの板とした。この板を６００Ｃにて６時間溶体化処
」里した後水作し、丈に冷間圧延により、０．９ｍ厚さ
の板とした。次に第２図に示す方法によりサンプルを拘
束し、６００Ｃにて１５時間時効処理を施した。この時
の高温相→低温相（中間相）の変態ヒステリシスは１Ｃ
であり、また二方向性を有していることが確認された。
訪導俗解し、実施例１の場合と同様な方法により１簡ノ
１さの板とした。この板を６００Ｃにて６時間溶体化処
」里した後水作し、丈に冷間圧延により、０．９ｍ厚さ
の板とした。次に第２図に示す方法によりサンプルを拘
束し、６００Ｃにて１５時間時効処理を施した。この時
の高温相→低温相（中間相）の変態ヒステリシスは１Ｃ
であり、また二方向性を有していることが確認された。
〔実施例４〕
Ｔｉ−５０，’αｔ％Ｎｉ合金をアルゴン中にて尚周波
誘導ｆ？Ｌ Ｉｆｆし、実施例１の場合と同様に均一化
処理を行ない、その後９００Ｃにて鍛造を行ない１２φ
の俸とした。この棒を更に熱間スウェージングにより４
φまで加工した後８５０Ｃにて２時間溶体化処理を行な
い水冷した。次に３００Ｃにて温間伸線を行ない０．５
φの組とした後第２図に示す方法によりサンプルを拘束
し４００Ｃにて１時間時効処理を施した。
誘導ｆ？Ｌ Ｉｆｆし、実施例１の場合と同様に均一化
処理を行ない、その後９００Ｃにて鍛造を行ない１２φ
の俸とした。この棒を更に熱間スウェージングにより４
φまで加工した後８５０Ｃにて２時間溶体化処理を行な
い水冷した。次に３００Ｃにて温間伸線を行ない０．５
φの組とした後第２図に示す方法によりサンプルを拘束
し４００Ｃにて１時間時効処理を施した。
この時の高温相→低温相（中間相）の変態ヒステリシス
は３Ｃであり、また二方向性を有していることが確認さ
れた。
は３Ｃであり、また二方向性を有していることが確認さ
れた。
以上、実施例で述べたように本発明による合金は従来の
合金に比べ編温相→低温相の変態ヒステリシスが極めて
小さく、また二方向性を有しており、アクチュエーター
等に使用される場合の動作温度範囲の制限を著しく緩和
すると同時に熱応答速度を尚めるものであり、極めて有
益である。
合金に比べ編温相→低温相の変態ヒステリシスが極めて
小さく、また二方向性を有しており、アクチュエーター
等に使用される場合の動作温度範囲の制限を著しく緩和
すると同時に熱応答速度を尚めるものであり、極めて有
益である。
第１図は形状記憶合金を用いたアクチュエーターを示す
。図甲１は通常のコイルバネな、２は形状記憶合金コイ
ルバネな示す。 第２図はサンプルの拘束状態を示す。図中６は内径４０
φのステンレスパイプを、４は形状記憶合金を、５はサ
ンプルを拘束するために暮きつけたＮｉ線を示す。 第３図（α）はサンプルの拘束形状を示し、（ｂ）およ
び（Ｃ）は冷却時に自発的に直伸形状となる状態を示し
たものである。 第４図は実施例１０合金の時効処理後における示差走査
熱量計による変態点測定結果を示したものである。 第５図は従来月の水差走査熱量計による変態点測定結果
を示したものである。 特許庁長官殿 事件の表示 昭和５８年持許願第２１０５１３号 ’；ｆｆ＝ ｆｌｌｌ ｃＤ 名称 形状記憶合金の製
造方法補正をする者 名 称 （ｓｏｇ＋ ＩＥＩ立金属株式会社補正の対象 側軸をの発明の詳細な説明の橢 補正の内容 別紙の辷り （１）明細書第５頁の第５行〜第６行の「最終の時効処
理時のＴｕｉ１＋相の析出を促進すると考えられ、」を
削除する。 （２） 同第５頁第７行〜第８行の 「〜効果が認められる。」を削除し、次の文章を加入す
る。 「〜効果か認められ、冷部加工の場合には加工により合
金内に時効処理後も慶性歪を導入することか可能となり
、合金の二方向性か良好となる。また湯部加工の場合に
は時効析出粒子が析出と同時に加工を受けるため析出物
の方位か加工方向となることおよび析出粒子のまわりの
内部応力場が大となることにより、冷却時の変態ヒステ
リシスが小さくなると同時に二方向性が助長される。」 （３」 同第６頁第１８行の 「〜により判定した。」を削除し、次の文章を加入する
。 「〜およびｍ１因に示すようなコイルバネか尻熱時に拘
束形状の伸びた状態となり、冷却時に自発的に縮んだ状
態になろうとするかどうかにより判定した。」 以 上
。図甲１は通常のコイルバネな、２は形状記憶合金コイ
ルバネな示す。 第２図はサンプルの拘束状態を示す。図中６は内径４０
φのステンレスパイプを、４は形状記憶合金を、５はサ
ンプルを拘束するために暮きつけたＮｉ線を示す。 第３図（α）はサンプルの拘束形状を示し、（ｂ）およ
び（Ｃ）は冷却時に自発的に直伸形状となる状態を示し
たものである。 第４図は実施例１０合金の時効処理後における示差走査
熱量計による変態点測定結果を示したものである。 第５図は従来月の水差走査熱量計による変態点測定結果
を示したものである。 特許庁長官殿 事件の表示 昭和５８年持許願第２１０５１３号 ’；ｆｆ＝ ｆｌｌｌ ｃＤ 名称 形状記憶合金の製
造方法補正をする者 名 称 （ｓｏｇ＋ ＩＥＩ立金属株式会社補正の対象 側軸をの発明の詳細な説明の橢 補正の内容 別紙の辷り （１）明細書第５頁の第５行〜第６行の「最終の時効処
理時のＴｕｉ１＋相の析出を促進すると考えられ、」を
削除する。 （２） 同第５頁第７行〜第８行の 「〜効果が認められる。」を削除し、次の文章を加入す
る。 「〜効果か認められ、冷部加工の場合には加工により合
金内に時効処理後も慶性歪を導入することか可能となり
、合金の二方向性か良好となる。また湯部加工の場合に
は時効析出粒子が析出と同時に加工を受けるため析出物
の方位か加工方向となることおよび析出粒子のまわりの
内部応力場が大となることにより、冷却時の変態ヒステ
リシスが小さくなると同時に二方向性が助長される。」 （３」 同第６頁第１８行の 「〜により判定した。」を削除し、次の文章を加入する
。 「〜およびｍ１因に示すようなコイルバネか尻熱時に拘
束形状の伸びた状態となり、冷却時に自発的に縮んだ状
態になろうとするかどうかにより判定した。」 以 上
Claims (1)
- ｔ Ｔ１Ｎｉ相およびＴｉＮ１ｓ相の二相を有するＮｉ
過剰組成のＴｉ −Ｎｉ系形状記憶合金において５００
〜１１００Ｃの温＃範囲において溶体化処理した後急冷
処理を施し、次に少なくとも５％以上の加工度の冷間加
工または２００〜９００Ｃの温度範囲での温間加工を施
した後２００〜７００Ｃの温度範囲に１６いて記憶させ
るべき所定の形状に拘束した状態で時効処理を施すこと
を％徴とする形状記１．ば合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21051383A JPS60103166A (ja) | 1983-11-09 | 1983-11-09 | 形状記憶合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21051383A JPS60103166A (ja) | 1983-11-09 | 1983-11-09 | 形状記憶合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60103166A true JPS60103166A (ja) | 1985-06-07 |
| JPS6157389B2 JPS6157389B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16590613
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21051383A Granted JPS60103166A (ja) | 1983-11-09 | 1983-11-09 | 形状記憶合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60103166A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02277752A (ja) * | 1986-09-26 | 1990-11-14 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 形状記憶・超弾性材料の熱処理方法 |
| US7306683B2 (en) * | 2003-04-18 | 2007-12-11 | Versitech Limited | Shape memory material and method of making the same |
| CN102766834A (zh) * | 2012-08-08 | 2012-11-07 | 镇江忆诺唯记忆合金有限公司 | 一种NiTiVNd记忆合金热轧板材制备方法 |
| WO2014184007A1 (de) | 2013-05-17 | 2014-11-20 | G. Rau Gmbh & Co. Kg | Verfahren und vorrichtung zum umschmelzen und/oder umschmelzlegieren metallischer werkstoffe, insbesondere von nitinol |
-
1983
- 1983-11-09 JP JP21051383A patent/JPS60103166A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02277752A (ja) * | 1986-09-26 | 1990-11-14 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 形状記憶・超弾性材料の熱処理方法 |
| US7306683B2 (en) * | 2003-04-18 | 2007-12-11 | Versitech Limited | Shape memory material and method of making the same |
| US7789975B2 (en) | 2003-04-18 | 2010-09-07 | Versitech Limited | Shape memory material and method of making the same |
| CN102766834A (zh) * | 2012-08-08 | 2012-11-07 | 镇江忆诺唯记忆合金有限公司 | 一种NiTiVNd记忆合金热轧板材制备方法 |
| WO2014184007A1 (de) | 2013-05-17 | 2014-11-20 | G. Rau Gmbh & Co. Kg | Verfahren und vorrichtung zum umschmelzen und/oder umschmelzlegieren metallischer werkstoffe, insbesondere von nitinol |
| DE202014011248U1 (de) | 2013-05-17 | 2018-10-25 | G. Rau Gmbh & Co. Kg | Vorrichtung zum Umschmelzen und/oder Umschmelzlegieren metallischer Werkstoffe, insbesondere von Nitinol, und entsprechende Halbzeuge |
| US10422018B2 (en) | 2013-05-17 | 2019-09-24 | G. Rau Gmbh & Co. Kg | Method and device for remelting and/or remelt-alloying metallic materials, in particular Nitinol |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6157389B2 (ja) | 1986-12-06 |
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