本发明属于一种制造紧固件或温度传感元件的低镍铬、铁锰硅系形状记忆合金材料。 在日特开平2-149648专利文件中公开了一种不锈钢形状记忆合金，该合金虽有较好的耐蚀性与加工性，但含有贵重元素Co。因此价格昂贵，不易推广应用。在CN 89105554专利文件中也公开了一种Fe-Mn-Si-Ni形状记忆合金。该合金的不足之处在于：加工性不够好，未能穿出无缝管;C、N控制用量范围过低，必须采用超纯材料，因而成本明显增高;该发明无训练方法，因而形状恢复率不能达到100%。
本发明的目的在于，克服现有技术中的不足之处而提供一种价廉且易加工、适于工业上推广应用的、用于做紧固件及温度传感元件的低镍铬、铁锰硅系形状记忆合金。
本发明的目的是这样实现的：
用于紧固件和温度传感元件的低镍铬、铁锰硅系形状记忆合金的组成成分是（重量%）：
Mn 22～28% Al 0～2.6%
Si 2.5～5% Ni 1～3.5%
C 0.02～0.006% Cr 0.8～4%
N 微量～0.08% Ni与Cr总量 2.3～5%
余量为Fe及不可避免的杂质。其杂质的控制范围是：
O2+H2＜200 PPM，
P＜0.02%，
S＜0.02%。
本发明合金的熔炼和加工工艺步骤是：
1.熔炼。将按合金组成成分配好的原料加入真空中频感应电炉（或中频感应电炉）中，加热至1600℃～1800℃，进行熔炼，待控制好成份，净化除气后，浇注成合金锭;
2.扩散退火。合金在1200℃时退火12～16小时，炉内缓冷;
3.锻造和轧制。合金锭经1050℃～1150℃加热后，于850℃～1100℃锻造成合金坯，随之热轧成带材或盘条或穿成无缝管，再轧成不同尺寸的管材，还可将热轧盘条冷拉成丝材。
4.固溶处理。合金材料在950℃～1020℃时，处理0.5小时，随后放入油中进行速冷至室温。
5.形变-时效训练。合金在Ms点附近形变，随后在300℃～450℃时效训练，每次0.5小时，反复进行三次。
附图说明如下：
图1为本发明1＃合金的金相图（放大500倍）;
图2为本发明2＃合金的金相图（放大500倍）;
图3为本发明3＃合金的金相图（放大500倍）;
图4为本发明1＃合金地电镜照片，（放大2.3万倍）从照片中可看出形变≤4%后，沿孪晶界形成平行的ε-M和层错。
下面举三个不同成份的合金实施例对本发明合金的形状记忆特性作进一步详述：
表1 三种合金的化学成分（克）
编号Mn(%)Si(%)Ni(%)Cr(%)C(%)Al(%)1#2#3#24.6427.0723.44.513.373.882.123.143.231.110.812.10.0440.060.025--1.85
表2 上述成分的三种合金性能
上述三种合金都是经过常规的熔炼和950℃～1020℃的固溶处理后，均获得了较多的退火孪晶（见图1、2、3），从而易形成平行的ε-M和层错（见图4），这就不易造成ε-M的相互交叉，使逆转变可充分进行，因而有较好的记忆特性。三种合金经训炼后，形状恢复率均可提高到100%，而且都有很好的加工性能。
1＃合金热轧成ψ35mm的圆棒，再用穿管机穿管，热轧成内径为ψ20mm的无缝管材，并制成内径为ψ20mm的管接头，在室温下扩孔，使管接头内径扩大为ψ20.7mm，再经300℃加热0.5小时，其内径可恢复到20.07mm。所以，将外径为20.5mm的两根管子装入内径为ψ20.7mm的管接头内，再加热至300℃，保持0.5小时后，管接头可完全紧固在两根管子上使其牢固的连接。
2＃合金已轧成厚0.5mm和3mm的带材
3＃合金已冷拔成ψ2.0mm的丝材。
由以上实例可说明本合金具有良好的冷热加工性能和较好的形状记忆特性。
本发明低镍铬、铁锰硅系形状记忆合金的记忆机理与镍钛及铜基合金不同。镍钛及铜基合金是基于可逆的热弹性马氏体转变。而铁锰硅系合金是来源于可逆的应力诱发γ′ ()/() ε-M转变。在铁基合金中有两种马氏体转变，其一是α′-M（立方或四方晶格），其二是ε-M（六方晶格）。如产生了α′-M，其界面的共格往往被破坏，故难以产生良好的形状记忆功能，而六方马氏体是层错型，其界面为不全位错，共格性良好，转变有可逆性，故可产生良好的形状记忆效应。所以铁基形状记忆合金的合金化原则是抑制α′-M转变和利于ε-M转变 此外在应力诱发ε-M的同时，还要避免滑移变形之发生，为此合金化的另一出发点是提高合金的屈服强度σ6。
基于上述机理，本发明合金中各成分的作用及其限定用量范围的意义是：
Mn：Mn是合金中最主要的元素，能降低层错能，有利于ε-M的形成。经多次实验研究表明，如Mn低于20%就易于得到α′-M，故本发明确定Mn含量的下限为22%。但随Mn含量的升高，使合金的反铁磁性转变温度“奈尔点”升高，导致较高温度下发生磁性转变，使母相稳定化，不利于γ′-ε-M的转变。经实验研究表明，产生形状记忆效应最佳的Mn含量应为28～34%。考虑到Mn过高，阻止交滑移的进行，使合金的加工性能恶化，不易于工业化应用。故本发明确定Mn的含量取22～28%为宜
Si：Si可提高合金的屈服强度σB，而且还使合金的‘奈尔点’降低，有利于γ′→ε-M转变。为了保证合金良好的形状记忆效应，应使合金在受力时发生应力诱发γ′→ε-M转变而不产生滑移变形，否则合金就不可能完全恢复形状。因此必须提高合金的屈服强度σB。但当合金中Si含量大于6%时，易于形成σ相而脆化，而且Si产生固溶强化，导致塑性下降，因此使加工性能变坏。故Si含量一般要小于或等于6%。因此本发明确定Si的含量为2～5%。过低，屈服强度低;过高，加工性变坏。
Ni、Cr：Fe-30 Mn-6 Si合金是一个有很好形状记忆性能的合金。但是其缺点是加工性能差，难以成材。因而不易工业化应用。本发明用Ni、Cr取代部分Mn和Si，从而在保持有良好的形状记忆特性的同时，显著的改善其加工性能，以便迅速投入工业化应用。用Ni代替部分Mn，提高了合金的塑性，还可防止σ相的形成，防止脆化。因此使合金的加工性得到了改善。用Cr代替部分Si，既降低了‘奈尔点’，有利于γ′→ε-M转变，还可以改善合金的耐蚀性和加工性。因而确定Ni的用量为1～3.5%，Cr的用量为0.8～4%，Ni和Cr的用量总和为2.3～5%。过低作用不明显，过高增加成本。
Al：Al的加入改善了合金的耐蚀性，也可增加母相的孪晶，有利于形状记忆效应。但Al的加入使合金的加工性变坏，对成材率不利。故Al作为选择成分，如对耐蚀性要求高的情况下应用合金材料，即可加入适量的Al。如在对耐蚀性无要求的场合应用合金材料，可不加入Al。因此Al的用量范围确定0～2.6%为宜。
不可避免的杂质元素;一类是S、P、O2、H2等杂质。含量高时，使合金的记忆性能变坏。控制过严，又增加冶炼成本。故本发明参照工业生产的控制标准确定为O2+H2＜200PPM，S＜0.02%，P＜0.02%。另一类是C、N元素，一方面它们可使转变温降低，N还利于γ′→ε-M转变，对记忆效应有利。但C、N过高使记忆效应和加工性恶化。因此本发明对C、N的控制范围放宽为C 0.02～0.06%，N微量～0.08%。这样既保证了合金具有良好的记忆性能，又使冶炼成本大大降低。其原料可采用工业纯铁或低碳的锰铁或硅铁等（C＜0.06%）。如规定限制范围C＜0.02%，则必须用电解铁，金属锰和纯硅为原料。这样将使生产成本显著升高，不利于工业广泛应用。
本发明合金的机械性能是：
屈服强度 σ6＝200～260 MPa
强度极限 σb≥700 MPa
断面收缩率 ψ≥40%
本发明与现有技术相比有如下优点：
价廉，本发明合金成分中对杂质限制范围宽，因此对原料的选用要求不严，从而降低了冶炼成本;冷热加工性能好，可制成带材、丝材、管材易于工业化推广应用;训炼方法简单，温度低，降低了能耗，提高了合金的性能;强度高，恢复力和紧固力强。