CN112840051B

CN112840051B - Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体及其制造方法

Info

Publication number: CN112840051B
Application number: CN202080005681.4A
Authority: CN
Inventors: 喜濑纯男; 田中丰延; 闰间谦次; 石川浩司; 片冈奈奈美; 横山重和; 东田丰彦; 东义敬
Original assignee: Furukawa Techno Material Co Ltd
Current assignee: Furukawa Techno Material Co Ltd
Priority date: 2019-01-31
Filing date: 2020-01-27
Publication date: 2022-08-05
Anticipated expiration: 2040-01-27
Also published as: JP7103588B2; JP2020122209A; WO2020158684A1; US20220120308A1; EP3919640A1; EP3919640A4; CN112840051A; US11953047B2

Abstract

本发明的Cu‑Al‑Mn系形状记忆合金的成型体具有螺纹部，螺纹部为滚轧加工部。另外，本发明的Cu‑Al‑Mn系形状记忆合金成型体的制造方法包括下述工序：通过滚轧将成型体原材料的至少一部分在晶体结构为A2型结构的状态下进行塑性加工而成型之后，实施使其变为L2₁型结构的热处理，由此形成呈现超弹性特性的螺纹部。螺纹部能够以良好的加工特性来形成，耐疲劳特性及耐断裂特性优异。

Description

Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体及其制造方法

技术领域

本发明涉及Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体及其制造方法。若详细叙述，则本发明涉及具有螺纹部的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体及其制造方法，所述螺纹部能够以良好的加工特性来形成且耐疲劳特性优异。

背景技术

形状记忆合金是指：能够通过温度变化、所负载的应力的卸载而恢复为变形前的形状的金属材料。作为形状记忆合金所具有的特性，可以分为如下两类：通过对已变形的材料进行加热而恢复为变形前的形状的特性(将该特性称为“形状记忆效应”。)；以及，即使负载赋予超过了最大弹性应变的应变的应力而使其变形，也能通过卸载应力而恢复为变形前的形状的特性(将该特性称为“超弹性”。)。

在通常的金属材料中，若施加超过弹性极限的应力而使其发生塑性变形，则只要不再次实施加工，就不会恢复为变形前的形状，但由于形状记忆合金具有特异的性质，因此能够呈现出上述那样的特性。需要说明的是，在本发明中，将“形状记忆合金”定义为至少显示上述形状记忆效应和超弹性中的超弹性的合金。

形状记忆合金与热弹性型马氏体相变的逆相变相伴而显示出显著的形状记忆效应和超弹性，在生活环境温度(范围)下具有优异的功能，因此，在各种领域中被实用化。

作为代表性的形状记忆合金的Ni-Ti系合金用于利用形状记忆效应的制品、例如混合水龙头、热水器的温度调节机构，另外，用于利用超弹性的制品、例如胸罩金属丝、便携电话天线的芯材、眼镜框等，进而，最近用于医疗用的导丝、支架用的材料。

此外，近年来，以提高建筑物等结构物的耐震性为目的，开发了使用一般的钢材、极低屈服点钢等的减振构件。这样的减振构件通过金属的塑性变形来吸收地震能量，由此使主体结构物不受到破坏，但是如果使用上述这样的显示出超弹性的形状记忆合金，并且仅使由该形状记忆合金构成的部位进行塑性变形，则形状记忆合金具有在不进行加热的情况下从变形状态恢复为原来状态这样的特性，这是因为形状记忆合金的能够恢复为原来形状的温度(相变温度)与常温相比足够低。因此，对于使用形状记忆合金的减振构件而言，即使在发生大地震之后，也完全不产生残余变形，或者即使产生了残余变形，残余变形也非常轻微，因此不需要更换构件等。

这样的减振构件等不需要由价格昂贵的形状记忆合金来构成其整体，只要仅一部分由形状记忆合金构成就足够，因此，需要与构成其他部分的钢材等接合的接合结构。

现有的Ni-Ti系的形状记忆合金通过冷加工组织和热处理所致的再结晶而呈现出特性，因此，若使用焊接接合作为接合方法，则进一步被加热，容易产生与组织变化相伴的特性劣化、与氧化相伴的脆化，因此，作为接合方法，通常采用机械性接合方法。

作为机械性接合方法，通常可举出铆钉接合、敛缝接合、螺栓接合、热压配合等，其中，作为简易且能够得到牢固的接合力的方法，代表性地可举出螺栓接合。

为了进行螺栓接合，需要在作为对象的结构件上形成螺纹部，作为这样的螺纹部的形成方法，通常可举出基于切削加工的方法和基于滚轧加工的方法。但是，Ni-Ti系的形状记忆合金的切削性差，难以形成切削螺纹。另外，对于形状记忆合金而言，在低温的马氏体相的状态下，表观上发生塑性变形，但产生：若加热到逆相变温度以上则恢复为原来所记忆的形状的形状记忆效应；以及，即使发生变形、若卸载则也恢复为原来形状的上述那样的超弹性。对于可利用形状记忆合金进行滚轧的方法而言，在形状记忆特性方面，可考虑利用马氏体相进行加工而使其在表观上发生塑性变形的方法，但由于加热到逆相变温度以上时发生形状变形，因此螺纹精度变差。另外，由于超弹性从其性质来看不发生塑性变形，因此，若通过退火来去除加工组织，从而使得能够在最终工序中进行塑性变形，则存在变得无法充分发挥超弹性的倾向。因此，对于Ni-Ti系的形状记忆合金而言，作为机械性接合方法，采用基于滚轧螺纹的螺栓接合、基于塑性加工的铆钉接合是不现实的，在实用上大多采用了使用敛缝接合的接合方法。

另一方面，Cu-Al-Mn系的形状记忆合金也通过组织控制和时效热处理来发挥形状记忆特性及超弹性，但制法不同于上述的Ni-Ti系的形状记忆合金，并且加工性良好，因此，提倡了通过基于切削加工的螺栓接合(非专利文献1)、利用热镦锻机加工的铆钉加工(非专利文献2)、热压配合这样的嵌合方法(专利文献1)等进行的接合方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2018-119657号公报

非专利文献

非专利文献1：Earthquake Engineering&Structural Dynamics2016：45：297-314

非专利文献2：Smart Materials and Structures 27：2018，065025

发明内容

发明所要解决的课题

但是，对于利用热镦锻机加工的铆钉加工而言，为了使其具备强度而存在下述这样的课题：需要特殊的组织控制；以及，在制造中需要特殊的装置。另外，热压配合这样的嵌合方法也需要特别的装置，而且强度的可靠性不稳定，因此，在可靠性和成本方面残存课题。

另外，对于切削加工螺纹而言，材料的成品率差，即使利用NC加工来进行切削加工，与一般的滚轧加工相比，作业时间也达到数倍以上。

另外，对于切削加工而言，材料的强度没有变化，因此，若使轴径(螺纹部以外的轴部分(棒部)的直径)比螺纹径(特别是螺纹谷部的直径)大，则具有在螺纹部处折损的危险，因此必须使螺纹径大于轴径，存在生产率、材料成品率极差这样的课题。

因此，本发明的目的在于，提供能够以良好的加工特性来形成、且耐疲劳特性及耐断裂特性优异的形状记忆合金的接合结构，特别是提供具有耐疲劳特性及耐断裂特性优异的螺纹部的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体及其制造方法。

用于解决课题的手段

本申请的发明人为了解决上述问题而进行了深入的研究，结果得到以下这样的见解。即，铜系形状记忆合金(Cu-Al-Mn系合金)通过组织控制热处理和时效热处理而发挥作为形状记忆合金的特性。若详细叙述，则组织控制热处理后的晶体结构为无序结构的A2型结构，在室温下以无序结构的状态放置时，慢慢地有序化而使相变温度上升，因此，为了使相变温度固定，需要通过时效热处理而使晶体结构成为有序结构的L2₁型结构(全霍伊斯勒合金)。

这些状态下的机械特性分别例如为图1(a)及(b)所示这样的机械特性。

由图1(a)还可知，在无序的A2型结构中未呈现出充分的超弹性，因此能够进行塑性加工。

已发现：利用该特性而以A2型结构来进行滚轧加工，然后进行时效热处理，从而使晶体结构变为L2₁型结构，由此，能够制造具有超弹性的滚轧螺纹。

进而，获得下述见解而完成了本发明，所述见解为：通过这样的方法所制造的螺纹部在距其表面为一定以上的深度区域的表层部分中被赋予压缩的残余应力，因此，具有高硬度，螺纹部的耐疲劳特性及耐断裂特性优异。

即，本发明的要旨构成如下所述。

(1)Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其是具有螺纹部的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其中，前述螺纹部为滚轧加工部。

(2)根据上述(1)所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其中，对于前述螺纹部而言，在包含该螺纹部的轴线的截面处进行测定时的、前述螺纹部的螺纹表层部分处的维氏硬度的平均值(Hs)相对于前述螺纹部的中央部分处的维氏硬度的平均值(Ho)的维氏硬度比(Hs/Ho比)为1.1以上。

(3)Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其是具有螺纹部的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其中，对于前述螺纹部而言，在包含该螺纹部的轴线的截面处进行测定时的、前述螺纹部的螺纹表层部分处的维氏硬度的平均值(Hs)相对于前述螺纹部的中央部分处的维氏硬度的平均值(Ho)的维氏硬度比(Hs/Ho比)为1.1以上。

(4)根据上述(1)、(2)或(3)所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，前述成型体还具有从前述螺纹部的至少一端延伸的棒部，前述螺纹部的螺纹最大径(Dmax)相对于前述棒部的轴径(Dsh)的比(Dmax/Dsh比)为1.17以下。

(5)根据上述(4)所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其中，前述螺纹部的螺纹最小径(Dmin)相对于前述棒部的轴径(Dsh)的比(Dmin/Dsh)为0.9以上。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其具有包含3.0～10.0质量％的Al及5.0～20.0质量％的Mn、且余量由Cu及不可避免的杂质构成的组成，并且，作为任意添加元素，可以含有合计为0.000～10.000质量％的选自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及混合稀土金属(mischmetal)组成的组中的1种或2种以上。

(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其中，晶体结构为L2₁型结构。

(8)根据上述(1)～(7)中任一项所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，前述成型体具有在重复进行拉伸应变为5％的负载和卸载的拉伸循环试验中、于1000次循环时不发生断裂的特性。

(9)根据上述(1)～(8)中任一项所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，前述成型体在拉伸至断裂时的拉伸试验中的断裂伸长率为7％以上。

(10)Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体的制造方法，其是具有螺纹部的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体的制造方法，其包括下述工序：通过滚轧将成型体原材料的至少一部分在晶体结构为A2型结构的状态下进行塑性加工而成型之后，实施使其变为L2₁型结构的热处理，由此形成呈现超弹性特性的前述螺纹部。

(11)根据上述(10)所述的制造方法，其中，前述热处理的温度为80～300℃的范围。

发明的效果

根据本发明，可以提供具有下述螺纹部的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，所述螺纹部能够以良好的加工特性来形成，且耐疲劳特性及耐断裂特性优异，例如，可以合适地用作以提高建筑物等结构物的耐震性为目的的减振构件中的结构构件。

附图说明

[图1]为表示Cu-Al-Mn系合金的机械特性的曲线图，(a)表示通过实施组织控制热处理而使晶体结构成为A2型结构时的曲线图，(b)表示通过实施时效热处理而使晶体结构成为L2₁型结构时的曲线图。

[图2]为示意性地对构成成型体的螺纹部的各部位进行说明的螺纹部的放大截面图。

[图3]为示意性地表示本发明的具有螺纹部的成型体的形状的一例的图。

[图4]为对本发明涉及的形状记忆合金的制造方法的各工序中的条件的一例进行说明的示意图。

具体实施方式

<Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体>

接下来，针对依据本发明的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体的优选实施方式，以下详细地进行说明。

在本发明涉及的Cu-Al-Mn系形状记忆合金成型体的具体内容之前，针对其各部位的称谓进行说明。

(螺纹部的称谓)

基于图2所示的螺纹的放大截面图、和图3所示的表示本发明的具有螺纹部的成型体的一例的附图，对螺纹部的称谓进行说明。

“螺纹部”是指在具有螺纹部的成型体中被切削螺纹的部分，是图3中用标记1表示的部位。

“棒部”是指成型体的从螺纹部的至少一端延伸的部分，是成型体中未被切削螺纹的部分、即螺纹部以外的部分，是图3中用标记2表示的部位。

“螺纹部的螺纹最大径”是指在外螺纹的山部S_M的顶S_T位置进行测定时的直径的最大值，是图2、图3中的Dmax。需要说明的是，外螺纹的山部的“顶”S_T是在山部S_M中位于距离螺纹部的轴线O最远的位置的部分。

“螺纹部的螺纹最小径”是指在外螺纹的谷部S_V的谷底S_B位置进行测定时的直径，是图2及图3中的Dmin。需要说明的是，外螺纹的谷部S_V的“谷底”S_B是在谷部S_V中位于距离螺纹部的轴线O最近的位置的部分。

“螺纹部的倾斜部”S_In是指将螺纹部的山部S_M的顶S_T与螺纹部的谷部S_V的谷底S_B连接(连结)的面、即构成侧面的部分。

“棒部的轴径”是指在成型体中未被切削螺纹的部分、即螺纹部以外的部分(棒部2)的直径，是图3中的Dsh。需要说明的是，下文中也有时将“棒部的轴径”仅省略地记载为“轴径”。

另外，“螺纹部的轴线”是在图2及图3中用标记O表示的通过螺纹部的轴心的中心线。

“螺纹部的中央部分”是指在包含螺纹部的轴线的截面中沿着螺纹部的轴线延伸的、以轴线为中心的0.80mm宽的部分。

“螺纹部的螺纹表层部分”是指在将图2中的螺纹山部S_M的顶S_T、螺纹谷部S_V的谷底S_B和螺纹部的倾斜部S_In全部连起来的螺纹部的表面整体中从螺纹部的表面至一定深度、具体而言至距离表面为0.80mm的深度位置为止的区域。需要说明的是，此处所规定的“表层部分”的范围只不过是出于作为本发明涉及的螺纹部具有特别高的硬度的指标的考虑而做出的规定，实际上并不是说在该表层的区域与更靠内部的区域的边界产生明确的某些物性差异，另外，通过形成滚轧螺纹而使硬度提高的区域完全不限定至这样的深度，优选在更深的区域、具体而言例如距离表面为1.20mm左右处的硬度也提高。

需要说明的是，图3中，螺纹部1中的螺纹的山、谷被夸张地描绘，另外，螺纹的山与谷的距离也被夸张地描绘。

而且，本发明涉及的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体的特征在于，是具有螺纹部1的成型体10，该螺纹部1为滚轧加工部。

作为本发明涉及的具有螺纹部1的成型体10的形状，没有特别限定，在成型体的任意部位设置螺纹部1即可。

例如，如图3所示，在棒状的成型体的一个端部或两个端部设置螺纹部1。

(螺纹部的中央部分处的维氏硬度的平均值Ho与螺纹部的螺纹表层部分处的维氏硬度的平均值Hs之比)

对于本发明涉及的成型体10的螺纹部1而言，在包含螺纹部1的轴线O的截面处进行测定时的、螺纹部1的螺纹表层部分处的维氏硬度的平均值Hs相对于螺纹部1的中央部分处的维氏硬度的平均值Ho的维氏硬度比(Hs/Ho比)优选为1.1以上，更优选为1.2以上，进一步优选为1.3以上。

如后所述，本发明涉及的成型体10的螺纹部1代表性地是使包含Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体原材料成为晶体结构为能够进行塑性成型加工的A2型结构的状态后通过滚轧加工而形成的，因此，螺纹部1的表面变得光滑，通过塑性变形而赋予压缩的残余应力，由此，硬度提高。因此，相对于原材料本来的硬度，在螺纹部1的整体中的任意部位，其表层部分的硬度均提高。

(螺纹部的重复强度、断裂伸长率)

如上所述，能够以高强度形成Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体10的螺纹部1，因此，成型体1优选具有在重复进行拉伸应变为5％的负载和卸载的拉伸循环试验中、于1000次循环时不发生断裂的特性。由此，成型体10具有优异的耐疲劳特性，可以得到高可靠性。

另外，Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体10优选在拉伸至断裂时的拉伸试验中的断裂伸长率为7％以上，更优选为15％以上，进一步优选为20％以上。由此，成型体10具有优异的耐断裂特性。

(螺纹部的直径与棒部的轴径之比)

另外，若从另外的观点考虑，则本发明涉及的Cu-Al-Mn系形状记忆合金成型体10还具有从螺纹部1的至少一端延伸的棒部2，螺纹部1的螺纹最大径Dmax相对于棒部2的轴径Dsh的比、即Dmax/Dsh比优选为1.17以下。

具备具有这样的Dmax/Dsh比的螺纹部1的本发明的成型体10通过滚轧加工而形成，因此，具有充分的强度。例如，在通过切削加工而形成Dmax/Dsh比为1.17以下的螺纹部的情况下，无法得到充分的强度，因此，能够从强度的观点考虑来明确地区分螺纹部为滚轧加工部的本发明的成型体、与具有通过切削加工而形成的螺纹部的成型体。需要说明的是，Dmax/Dsh比进一步优选为1.08～1.17，特别优选为1.10～1.14。

更理想地，螺纹部1的螺纹最小径(Dmin)相对于棒部2的轴径(Dsh)的比(Dmin/Dsh)优选为0.9以上，进一步优选为0.91以上，特别更优选为0.93～0.98。

<Cu-Al-Mn系合金材料的组成>

另外，作为在这样的本发明涉及的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体10中使用的合金材料的组成，没有特别限定，但优选为以下这样的组成。

具有形状记忆特性及超弹性的本发明中使用的铜系合金是含有Al及Mn的合金。该合金在高温下成为β相(体心立方)单相(本说明书中，以下也简单称为“β单相”。)，在低温下成为β相和α相(面心立方)的双相组织(本说明书中，以下也简单称为“(α+β)相”。)。虽然因合金组成的不同而异，但是成为β单相的高温通常为700℃以上，成为(α+β)相的低温是指大约低于700℃。

作为构成本发明涉及的成型体的Cu-Al-Mn系形状记忆合金，在成为β单相的情况下，如果在组织控制热处理后晶体结构显示为A2型的状态，时效热处理后的晶体结构呈现有序结构的L2₁型结构，则没有特别限定。

作为本发明中使用的Cu-Al-Mn系合金材料，优选具有包含3.0～10.0质量％的Al和5.0～20.0质量％的Mn、且余量由Cu及不可避免的杂质构成的组成。若Al含量过少，则无法形成β单相，另外，若过多，则合金材料变脆。另外，Al含量根据Mn元素的含量而发生变化，但优选的Al含量为6.0～10.0质量％。Mn是β相的存在范围向低Al侧扩展、使冷加工性显著提高、使成型加工变得容易的元素，因此，需要含有Mn。若Mn含量少于5.0质量％，则无法得到令人满意的加工性，且无法形成β单相的区域。另外，若Mn含量多于20.0质量％，则无法得到充分的形状恢复特性。需要说明的是，Mn含量优选为8.0～12.0质量％。

除上述必需的含有元素以外，本发明中使用的Cu-Al-Mn系合金材料还可以根据需要而含有合计为0.000～10.000质量％的选自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及混合稀土金属(Pr、Nd等)组成的组中的1种或2种以上作为任意添加元素。这些任意添加元素发挥在维持冷加工性的状态下使Cu-Al-Mn系合金材料的强度提高的效果。这些任意添加元素的含量优选合计为0.000～10.000质量％，特别优选为0.001～5.000质量％。这是因为：若这些任意添加元素的合计含量合计多于10.000质量％，则马氏体相变温度降低，β单相组织变得不稳定。

Ni、Co、Fe、Sn是对于基质(matrix)组织的强化有效的元素。Co通过形成Co-Al金属间化合物而使晶粒粗大化，但若过剩，则使合金的韧性降低。Co的含量为0.001～2.000质量％。Ni及Fe因Ni-Al金属间化合物的生成及Fe-Al化合物的生成而导致基质中的Al浓度降低，变得容易生成无序相，因此，Ni及Fe的含量分别为0.001～6.000质量％。若Sn在基质中的含量变多，则合金的韧性降低，因此，Sn含量为0.001～1.000质量％。

Ti为下述元素：与作为阻碍元素的N及O键合而形成氮氧化物，另外，通过与B复合添加而形成硼化物，使强度提高。Ti含量为0.001～2.000质量％。

V、Nb、Mo、Zr为下述元素：具有提高硬度的效果，使耐磨损性提高，另外，这些元素基本不固溶于基质中，因此作为β相(bcc晶体)而析出，使强度提高。V、Nb、Mo、Zr的含量分别为0.001～1.000质量％。

Cr为对于维持耐磨损性及耐腐蚀性有效的元素。Cr含量为0.001～2.000质量％。Si为具有使耐腐蚀性提高的效果的元素。Si含量为0.001～2.000质量％。W为下述元素：基本不固溶于基质中，因此具有析出强化的效果。W含量为0.001～1.000质量％。

Mg为下述元素：具有除去作为阻碍元素的N及O的效果，并且将作为阻碍元素的S以硫化物的形式固定，对于热加工性、韧性的提高有效。Mg的大量的添加导致晶界偏析，成为脆化的原因。Mg含量为0.001～0.500质量％。

P是作为脱氧剂来发挥作用、具有提高韧性的效果的元素。P含量为0.01～0.50质量％。Be、Sb、Cd、As具有强化基质组织的效果。Be、Sb、Cd、As的含量分别为0.001～1.000质量％。

Zn为具有使形状记忆处理温度上升的效果的元素。Zn的含量为0.001～5.000质量％。B、C为下述元素：若为适量，则可得到钉扎效应，具有晶粒进一步粗大化的效果。B和/或C特别优选与Ti和/或Zr复合添加。B、C的含量分别为0.001～0.500质量％。

Ag为具有使冷加工性提高的效果的元素。Ag含量为0.001～2.000质量％。混合稀土金属为下述元素：若为适量，则可得到钉扎效应，因此具有晶粒进一步粗大化的效果。混合稀土金属的含量为0.001～5.000质量％。需要说明的是，所谓混合稀土金属，是指Pr、La、Ce、Nd等单质难以分离的稀土元素的合金。

上述成分以外的余量为Cu及不可避免的杂质。此处所谓的“不可避免的杂质”是指，在制造工序上会不可避免地包含的含有水平的杂质。作为不可避免的杂质，例如可举出O、N、H、S等。不可避免的杂质的含量例如若以不可避免的杂质成分的合计量计为0.10质量％以下，则对本发明的Cu-Al-Mn系合金材料的特性不会带来影响。

作为本发明涉及的成型体10的形状，只要具有螺纹部，其具体的形状等就没有特别限定，能够采用各种形态。具体而言，可以举出例如用作减振(减震)材料、建筑材料等的、例如普通螺栓、地脚螺栓、支撑用螺纹、通过对表面赋予凹凸来提高与混凝土、砂浆的附着强度的异形钢筋等。进而，特别是即使在需要耐重复变形特性的航天设备、航空设备、汽车构件、电子部件、以往难以应用的领域中，也能够使用。可以为能够作为土木建筑材料(其利用吸收振动的特性而能够防止噪音、振动的公害)来利用的各种连接构件，在以噪音衰减的效果为目的的情况下，也可以为运输设备领域中的各种连接构件、结构体。

虽无特别限定，但例如在用作建筑物的减振材料的方式中，优选为轴径为1.67～30.93mm、螺纹部形成M2～M32左右的螺纹而成的形态。

<Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体的制造方法>

作为本发明涉及的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体的制造方法，包括下述工序：基本上按照用于在Cu-Al-Mn系合金材料中得到如上所述的稳定地发挥良好的超弹性且耐重复变形特性优异的超弹性合金材料的制造条件，通过滚轧将成型体原材料的至少一部分在晶体结构为A2型结构的状态下进行塑性加工而成型之后，实施使其变为L2₁型结构的热处理，由此形成呈现超弹性特性的螺纹部。作为基于滚轧加工的螺纹部形成工序后的、热处理的温度，只要是能够变为L2₁型结构的温度，就没有特别限定，优选以80～300℃的温度进行热处理。

作为本发明涉及的制造方法，例如可举出下述这样的制造工序。

(螺纹加工前的线棒材的制造方法)

螺纹加工前的Cu-Al-Mn系合金的线棒材(成型体原材料)的制造工序如图4所示主要包括：熔化·铸造[工序1]、热锻·加工[工序2]、中间退火[工序3]、冷加工[工序4]、记忆热处理[工序5]。

在制造工序整体中，特别是将中间退火[工序3]中的热处理温度[3]设为400～680℃的范围，将冷加工(具体而言，冷轧或冷拔丝)[工序4-1]中的冷轧率或冷拔丝的加工率[5]设为30％以上的范围，由此可得到稳定地发挥良好的超弹性的Cu-Al-Mn系合金材料。此外，在记忆热处理[工序5-1]～[工序5-10]中，将从成为(α+β)相的温度区域[8]和[14](根据合金组成的不同而异，但为400～650℃、优选为450℃～550℃)至成为β单相的温度区域[11]和[17](根据合金组成的不同而异，但通常为700℃以上、优选为750℃以上、进一步优选为900℃～950℃)的加热[工序5-3]和[工序5-7]中的升温速度[10]和[16]均控制为0.1～20℃/分钟这样的规定的慢速范围。此外，将从成为β单相的温度区域[11]至成为(α+β)相的温度区域[14]的冷却[工序5-5]中的降温速度[13]控制为0.1～20℃/分钟这样的规定的慢速范围。进而，在从成为前述(α+β)相的温度区域[8]至成为β单相的温度区域[11]的加热[工序5-3]后，将下述[工序5-4]至[工序5-8]重复进行至少1次、优选至少4次([工序5-9])：从成为β单相的温度区域[11]中的规定时间[12]的保持[工序5-4]开始，其后以0.1～20℃/分钟的降温速度[13]从成为β单相的温度区域[11]冷却[工序5-5]至成为(α+β)相的温度区域[14]，在该温度区域[14]中经过规定时间[15]的保持[工序5-6]，进而以0.1～20℃/分钟的升温速度[16]从成为(α+β)相的温度区域[14]加热[工序5-7]至成为β单相的温度区域[17]，进而，直至在该温度区域[17]中进行规定时间[18]的保持[工序5-8]。然后，最后进行骤冷[工序5-10]。

优选可举出如下所述的制造工序。

通过常规方法进行熔化·铸造[工序1]和热轧或热锻的热加工[工序2]后，于400～680℃[3]进行1～120分钟[4]的中间退火[工序3]，然后进行加工率为30％以上[5]的冷轧或冷拔丝的冷加工[工序4-1]。此处，中间退火[工序3]和冷加工[工序4-1]可以依次各进行1次，也可以依次以2次以上的重复次数[6]重复进行[工序4-2]。然后，进行记忆热处理[工序5-1]～[工序5-10]。

通过中间退火[工序3]和冷加工[工序4-1]重复进行[工序4-2]，从而可以更理想地使晶体取向集聚。中间退火[工序3]和冷加工[工序4-1]的重复数[6]可以为1次，但优选为2次以上，进一步优选为3次以上。其原因在于，中间退火[工序3]和冷加工[工序4-1]的重复次数[6]越多，则特性越提高。

前述记忆热处理[工序5-1]～[工序5-10]中，以0.1～20℃/分钟、优选0.1～10℃/分钟、进而优选0.1～3.3℃/分钟的升温速度[10](以下，称为缓慢升温。)从成为(α+β相)的温度区域(例如，450℃)[8]加热[工序5-3]至成为β单相的温度区域(例如，900℃)[11]，在β相保持温度[11]下进行5分钟～480分钟、优选10～360分钟[12]的保持[工序5-4]，进而，以0.1～20℃/分钟、优选0.1～10℃/分钟、进一步优选0.1～3.3℃/分钟的降温速度[13](以下，称为缓慢降温。)从成为β单相的温度区域(例如，900℃)[11]冷却[工序5-5]至成为(α+β相)的温度区域(例如，450℃)[14]，在成为α+β相的α+β保持温度[14]下进行20～480分钟、优选30～360分钟[15]的保持[工序5-6]。然后，再次以上述缓慢升温的升温速度[16]从成为(α+β相)的α+β保持温度(例如，450℃)[14]加热[工序5-7]至成为β单相的β相保持温度(例如，900℃)[17]，在β相保持温度[17]下进行5分钟～480分钟、优选10～360分钟[18]的保持[工序5-8]。以至少1次、优选至少4次的重复次数[19]进行重复这样的缓慢降温[13][工序5-5]和缓慢升温[16][工序5-7]的[工序5-9]。然后，进行骤冷[工序5-10]、例如水冷却。

将作为成为α+β单相的温度区域、且由本发明规定的温度区域设为400～650℃，优选设为450～550℃。

成为β单相的到达温度区域设为700℃以上，优选设为750℃以上，进一步优选设为900～950℃。

(螺纹部的制造方法)

对这样的、组织控制热处理后的晶体结构为A2型结构的状态的线棒材(成型体原材料)进行用于形成螺纹部的塑性加工。

塑性加工可以使用通常在滚轧螺纹的制造方法中已知的任意手段，例如，可以通过使用平模的滚轧、使用圆模的滚轧等来形成螺纹部。在滚轧处理中，结构件通过模具而被施加压缩应力，因此，螺纹部的强度提高。需要说明的是，滚轧处理时的温度条件等没有特别限定，例如优选为0～80℃左右的温度条件下。

然后，为了使晶体结构成为L2₁型结构，在80～300℃[21]下实施5～120分钟[22]的时效热处理[工序6]。若时效处理温度[21]过低，则β相以不稳定的状态生成，因此，若在室温下放置，则马氏体相变温度有时经时地发生变化。反之，若时效处理温度[21]略高，则贝氏体(金属组织)析出，若时效处理温度[21]过高，则引起α相的析出。特别是α相的析出存在使形状记忆特性、超弹性显著地降低的倾向。

(各工序的优选条件)

中间退火[工序3]设为在400～680℃[3]下1分钟～120分钟[4]。该中间退火温度[3]优选设为更低的温度，优选设为400～550℃。

冷加工[工序4-1]设为加工率为30％以上[5]。此处，加工率为由以下的式子所定义的值。

加工率(％)＝{(A₁-A₂)/A₁}×100

此处，A₁为冷加工(冷轧或冷拔丝)前的试样的截面积，A₂为冷加工后的试样的截面积。

将该中间退火[工序3]和冷加工[工序4-1]重复进行2次以上时的累积加工率([6])优选设为30％以上，进一步优选为45％以上。累积加工率的上限值没有特别限定，但通常为95％以下。

在记忆热处理[工序5-1]～[工序5-10]中，首先，在[工序5-1]中，在冷加工后以升温速度[7](例如，30℃/分钟)从室温升温至成为(α+β相)的温度区域(例如，450℃)[8]。然后，在成为(α+β相)的温度区域(例如，450℃)[8]中进行2～120分钟、优选10～120分钟[9]的保持[工序5-2]。然后，在从成为(α+β相)的温度区域(例如，450℃)[8]加热[工序5-3]至成为β单相的温度区域(例如，900℃)[11]时，将升温速度[10]设为缓慢升温即0.1～20℃/分钟、优选0.1～10℃/分钟、进一步优选0.1～3.3℃/分钟。然后，在该温度区域[11]中进行5～480分钟、优选10～360分钟[12]的保持[工序5-4]。然后，以0.1～20℃/分钟、优选0.1～10℃/分钟、进一步优选0.1～3.3℃/分钟的降温速度[13]从成为β单相的温度区域(例如，900℃)[11]冷却[工序5-5]至成为(α+β相)的温度区域(例如，450℃)[14]，在该温度区域[14]中进行20～480分钟、优选30～360分钟[15]的保持[工序5-6]。然后，再次以成为缓慢升温的升温速度[16]从成为(α+β相)的温度区域(例如，450℃)[14]加热[工序5-7]至成为β单相的温度区域(例如，900℃)[17]，在该温度区域[17]中进行5～480分钟、优选10～360分钟[18]的保持[工序5-8]。将这样的[工序5-4]～[工序5-8](条件[11]～[18])重复[工序5-9]进行至少1次、优选至少4次[19]。

其后进行的冷却[工序5-10]时的冷却速度[20]通常设为骤冷即30℃/秒以上、优选100℃/秒以上、进一步优选1000℃/秒以上。滚轧螺纹加工后的时效热处理[工序6]在80～300℃的时效处理温度[21]下进行5～120分钟的时效处理时间[22]，优选在100～200℃[21]下进行5～120分钟[22]。

需要说明的是，上述实施方式是为了使本发明的具体方式易于理解而示例的方式，本发明并不仅限定于所涉及的实施方式，在不违反权利要求书所记载的发明的精神和范围的情况下，可以进行广泛的解释。

实施例

以下，基于实施例更详细地对本发明进行说明，但本发明不限定于这些。

在以下的实施例和比较例中，为了形成相同形状的螺纹部，通过切削或滚轧对成型体原材料进行加工，并确认能否加工，对可进行螺纹的加工的物质，进行维氏硬度、超弹性残余应变特性、耐疲劳特性(拉伸循环重复次数)、耐断裂特性(断裂伸长率)的评价，明确了显著性差异。

<评价方法>

需要说明的是，实施例、比较例中使用的各试验及评价的方法如下所述。

(1)评价样品

评价样品制作了两种成型体，即，在长度为100mm的棒材的一个端部实施长度为25mm的螺纹加工而形成了螺纹部的成形体A；和在长度为200mm的棒材的左右两个端部分别实施长度为25mm的螺纹加工而形成了螺纹部的成形体B。

(2)能否加工螺纹(量规评价)

对于能否进行基于滚轧和切削的螺纹加工而言，通过量规评价来进行。

在进行螺纹加工后，通过JIS B0251:2008所规定的外螺纹的基于量规的检查方法，利用通端螺纹环规和止端螺纹环规进行，将同时满足通端螺纹环规遍及螺纹全长地通过、止端螺纹环规在两周以内停止的状态的情形评价为能够进行规定的螺纹加工，并记为“○”，将并非这样的情形评价为难以进行规定的螺纹加工，并记为“×”。

(3)螺纹尺寸测定

关于螺纹尺寸的测定，利用扁平式的千分尺测定螺纹部1的螺纹最大径Dmax，利用前端为刀刃的千分尺测定螺纹部1的螺纹最小径Dmin，并算出与棒部2的轴径Dsh的比。尺寸的值设为成型体A的一个端部和成型体B的两个端部的共计3个螺纹部的尺寸测定的平均值。

(4)维氏硬度

关于螺纹部的硬度的测定，利用湿式砂轮切割机将螺纹部在包含其轴线方向的平面位置进行切割，成为一半，以切割面成为研磨面的方式将该一半填埋在树脂中，利用金属研磨机进行研磨，就精加工而言，利用0.2μm的氧化铝磨粒进行至抛光，在压凹载荷为100gf的条件下，利用微型维氏硬度计进行硬度测定。

硬度测定方法按照JIS Z2244:2009进行，将金刚石压头压入试验片的表面并解除该压入后，使残留于表面的凹坑的中心值(凹坑对角线的交点)与螺纹表面之间的距离成为凹坑对角线平均值的2.5倍以上。

在各个螺纹部中，关于螺纹表层部分的测定部位，在包含螺纹部的轴线的截面处，对从螺纹的山部S_M的顶S_T、螺纹的倾斜部S_In的中心点、及螺纹的谷部S_v的谷底S_B所位于的表面起朝向各自的深度方向行进仅0.15mm的位置(3个部位)、以及从这些位置起分别朝向与螺纹的轴线正交的方向以每0.16mm的间隔行进的4个位置(3个部位×4个位置＝12个部位)进行测定，即，在共计15个部位进行测定。

螺纹的倾斜部S_In的中心点是位于图2所示的倾斜部S_In的表面且位于(Dmax/Dmin)/2的位置的点。

关于螺纹部的中央部分的测定部位，在包含螺纹部的轴线的截面处，以沿着轴线的0.16mm的间隔，于共计10处测定由沿着螺纹部的轴线延伸并以轴线为中心的0.80mm宽的位置划分出的区域(部分)的硬度。

将在螺纹部的螺纹表层部分处测定的全部维氏硬度的平均值(硬度平均值)设为Hs，将在螺纹部的中央部分处测定的全部维氏硬度的平均值设为Ho，求出螺纹表层部分处的维氏硬度的平均值相对于螺纹部的中央部分处的维氏硬度的平均值的比(Hs/Ho比)。需要说明的是，表4～表7中示出的“硬度平均值”是由在螺纹表层部分处测定的全部维氏硬度的值算出的平均值。

(5)超弹性残余应变特性

关于超弹性残余应变特性，将两端为M14、长度为50mm的长螺母嵌入于试验片(成形体B)，将长螺母夹于拉伸试验机的卡盘，使用计量标点间距离为40mm的非接触伸长计，以1％/min的应变速度负载至赋予应变为5％，然后卸载，进行载荷变为零的拉伸试验，将载荷变为零的时刻的残余应变为0.50％以内的情形评价为良好。

(6)耐疲劳特性(拉伸循环试验)

关于耐疲劳特性，重复进行1000次循环的拉伸循环试验，并进行评价，所述拉伸循环试验将针对评价了超弹性残余应变后的试验片(成形体B)以2％/min的应变速度负载至赋予应变为5％、然后卸载直至载荷变为零作为1个循环。关于拉伸循环试验，至发生断裂为止的重复次数越多，认为越能耐受重复变形，越能够抑制建筑物的崩塌、构件的损坏，因此耐疲劳特性越优异。将即使在1000次循环时试验片也没有断裂而结束了拉伸循环试验的情形评价为良好。

(7)耐断裂特性(断裂伸长率)

关于断裂伸长率，求出针对进行了上述拉伸循环试验后的试验片(成型体B)以1％/min的应变速度拉伸至断裂时的、利用伸长计算出的断裂伸长率的值。将在螺纹部不发生断裂、断裂伸长率为7％以上的情形评价为耐断裂特性良好。

(8)综合评价

综合评价如下进行：在能够进行螺纹加工的成型体中，将超弹性残余应变特性、耐疲劳特性和耐断裂特性这3个特性中的全部特性均良好的情形记为“A”，将两个特性良好的情形记为“B”，而且将良好的特性为1个以下的情形记为“C”。

<合金组成>

另外，以下的实施例及比较例中使用的成型体原材料的合金组成如表1～表3所示。

[表1]

[表2]

[表3]

(实施例1～7)

作为Cu-Al-Mn系合金，使用了Al：8.2质量％、Mn：10.7质量％、余量为Cu的成型体原材料(表1中的合金No.1)。

利用高频真空熔化炉将该材料进行熔化铸造，在800℃下进行热锻，在600℃下进行热轧，进行520℃下的中间退火、冷加工率为40％的冷拔丝，制作直径为14mm、长度为300mm的棒材。在电炉内使该棒材以升温速度10℃/min达到500℃，在500℃下保持1小时后，以升温速度1.0℃/min达到900℃后，在900℃下保持10分钟，然后以降温速度1.0℃/min达到500℃，在500℃下保持1小时后，以升温速度1.0℃/min达到900℃后，保持1小时，然后在水中骤冷，得到为长300mm的单晶且晶体结构为A2型结构的棒材。然后，通过车床加工和无心研磨，将直径为14mm的棒材制成11.80mm至13.20mm的直径不同的棒材。通过使用圆模的滚轧处理，形成了JIS B 0205“普通用米制螺纹”所规定的间距为2mm的M14螺纹。然后，进行150℃、热处理时间为30分钟的时效热处理，制成L2₁型结构的呈现超弹性的晶体结构。如上所述地操作，得到本发明涉及的由Cu-Al-Mn系形状记忆合金形成的带螺纹的棒材。对于所得的带螺纹的棒材，进行上述各评价。将所得的结果示于表4。

[表4]

其结果，如表4所示，在实施例1～7中，能够进行螺纹加工，特别是实施例2～6具有良好的超弹性、耐疲劳特性及耐断裂特性。需要说明的是，实施例1的结果是：滚轧加工前的轴径细，滚轧加工时的螺纹成型性差，断裂伸长率差。另外，实施例7的结果是：滚轧前的轴径粗，在螺纹成型时在一部分材料中观察到裂纹，断裂伸长率差。

(实施例8～11)

为与实施例4同样的制造方法，但进行螺纹滚轧后的热处理温度分别为60℃、80℃、300℃、400℃、热处理时间为30分钟的时效热处理。对于所得的带螺纹的棒材，进行上述各评价。将所得的结果示于表4。

其结果，如表4所示，在实施例8～11中，能够进行螺纹加工，特别是在实施例9、10中，具有良好的超弹性、耐疲劳特性及耐断裂特性。实施例8中，螺纹滚轧加工后的热处理温度低，从无序的A2型结构向有序结构L2₁型结构的变化不足，超弹性的呈现不充分，超弹性残余应变大。实施例11的结果是：螺纹滚轧加工后的热处理温度高，维氏硬度比(Hs/Ho比)低，另外，析出贝氏体相，因此超弹性残余应变差。

(实施例12～40)

为与实施例4同样的制造方法，但作为Cu-Al-Mn系合金的成分，使用如表1～3所示地改变了Al和Mn的配合量、以及任意添加元素的种类和配合量的成分(表1～3中的合金No.2～30)。对于所得的带螺纹的棒材，进行上述各评价。将所得的结果示于表5及6。

[表5]

[表6]

其结果，如表5及6所示，在实施例12～40中，能够进行螺纹加工。特别是在实施例13～40中，具有良好的超弹性、耐疲劳特性及耐断裂特性。另外，实施例12的结果是：Al成分略多，耐断裂特性差。

(比较例1～3)

作为Cu-Al-Mn系合金，使用了Al：8.2质量％、Mn：10.7质量％、余量为Cu的成型体原材料(表1中的合金No.1)。利用高频真空熔化炉将该原材料进行熔化铸造，在800℃下进行热锻，在600℃下进行热轧，进行520℃下的中间退火、冷加工率为40％的冷拔丝，制作直径为14mm、长度为300mm的棒材。与实施例1同样地，使其在电炉内以升温速度10℃/min达到500℃，在500℃下保持1小时后，以升温速度1.0℃/min达到900℃后，在900℃下保持10分钟，然后以降温速度1.0℃/min达到500℃，在500℃下保持1小时后，以升温速度1.0℃/min达到900℃后，保持1小时，然后在水中骤冷，得到为长300mm的单晶且晶体结构为A2型结构的棒材。通过车床加工和无心研磨，将得到的直径为14mm的棒材制成直径为12～13mm的棒材。通过使用车床对本棒材进行切削加工，尝试了形成JIS B 0205“普通用米制螺纹”中规定的间距为2mm的M14螺纹。然后，在150℃下进行热处理时间为30分钟的时效热处理，使其呈现L2₁型结构的超弹性。对于所得的带螺纹的棒材，进行上述各评价中可进行的评价。将所得的结果示于表7。

[表7]

根据表7所示的比较例1～3的结果，在切削加工中，轴径越粗，则耐疲劳特性越差，未得到充分的特性。

(比较例4～6)

比较例4～6中，使用了Ni-Ti系的形状记忆合金(表3中的合金No.31)。利用高频真空熔化炉将作为形状记忆合金中也具有超弹性的组成的、56.0质量％Ni-44.0质量％Ti的组成的原材料进行熔化铸造，在900℃下进行热锻，在900℃下进行热轧，进行700℃下的中间退火、冷加工率为30％的冷拔丝，制作直径为14mm、长度为300mm的棒材，利用矫直机制作4根具有直线性的棒材。4根中的3根利用维持直线形状的夹具进行约束，在700℃下进行60分钟的热处理后进行水中淬火，制作棒材。然后，通过车床加工将在700℃下进行热处理淬火后的棒材由直径14mm加工成12～13mm，切割为长100mm和200mm，在车床加工中通过使用圆模的滚轧处理而使长度为100mm的棒材的一端形成JIS B 0205“普通用米制螺纹”所规定的间距为2mm的M14螺纹。关于剩下的200mm的棒材，通过使用圆模的滚轧处理而将两端部加工成长度为25mm的JIS B 0205“普通用米制螺纹”所规定的间距为2mm的M14螺纹。然后，在300℃下保持热处理时间30分钟后，通过水冷却的时效热处理而使Ti₃Ni₄析出，形成呈现超弹性的组织。

根据表7所示的比较例4～6的结果，通过预先对Ni-Ti超弹性材料进行退火以使其能够进行滚轧加工，从而能够进行滚轧加工，但通过用于使超弹性呈现的热处理而使形状恢复，无法形成满足量规评价的(精度的)足够的螺纹。这样，由于无法形成相同形状的螺纹部，不能进行螺纹的加工，因此，未进行硬度、超弹性残余应变特性、耐疲劳特性、耐断裂特性的评价。

(比较例7)

比较例7与比较例4同样，但在不进行700℃下的热处理淬火的情况下通过拉拔加工而将直径14mm加工成12.5mm。然后，利用比较例4的方法进行滚轧处理、热处理，使其再结晶化，形成呈现超弹性的组织。其结果，比较例7中，尝试了作为Ni-Ti超弹性材料的最普通的制造方法的、在引入了冷加工组织的状态下进行热处理的方法，但在滚轧加工时，滚轧模和材料发生破裂，无法通过滚轧而形成螺纹。这样，无法形成相同形状的螺纹部，不能进行螺纹的加工，因此，未进行硬度、超弹性残余应变特性、耐疲劳特性、耐断裂特性的评价。

(比较例8～10)

比较例8～10中，使用了Ni-Ti系的形状记忆合金(表3中的合金No.31)。利用高频真空熔化炉将作为形状记忆合金中也具有超弹性的组成的、56.0质量％Ni-44.0质量％Ti的组成的原材料进行熔化铸造，在900℃下进行热锻，在900℃下进行热轧，进行700℃下的中间退火、冷加工率为30％的冷拔丝，制作直径为14mm、长度为300mm的棒材，利用矫直机制作3根具有直线性的、晶体结构为B2结构的棒材。针对直径为14mm的棒材，通过车床加工而将轴径加工成12～13mm后，通过利用车床的切削加工，将两端部加工成长度为25mm的JISB0205“普通用米制螺纹”所规定的间距为2mm的M14螺纹。然后，在500℃下保持热处理时间30分钟后，进行水冷却的热处理。对于所得的带螺纹的棒材，进行上述各评价中可进行的评价。将所得的结果示于表7。

根据表7所示的结果，比较例8～10中，轴径越粗，则耐疲劳特性越差，未得到充分的特性。

附图标记说明

1 螺纹部

2 棒部

10 (Cu-Al-Mn系形状记忆合金的)成型体

O 螺纹部的轴线

Dsh 轴径

Dmax 螺纹最大径

Dmin 螺纹最小径

Claims

1.Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其是具有螺纹部的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其中，晶体结构为L2₁型结构，所述螺纹部为滚轧加工部。

2.根据权利要求1所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其中，对于所述螺纹部而言，在包含该螺纹部的轴线的截面处进行测定时的、所述螺纹部的螺纹表层部分处的维氏硬度的平均值(Hs)相对于所述螺纹部的中央部分处的维氏硬度的平均值(Ho)的维氏硬度比(Hs/Ho比)为1.1以上。

3.根据权利要求1所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，所述成型体还具有从所述螺纹部的至少一端延伸的棒部，所述螺纹部的螺纹最大径(Dmax)相对于所述棒部的轴径(Dsh)的比(Dmax/Dsh比)为1.17以下。

4.根据权利要求3所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其中，所述螺纹部的螺纹最小径(Dmin)相对于所述棒部的轴径(Dsh)的比(Dmin/Dsh)为0.9以上。

5.根据权利要求1所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，其具有包含3.0～10.0质量％的Al及5.0～20.0质量％的Mn、且余量由Cu及不可避免的杂质构成的组成，并且，作为任意添加元素，可以含有合计为0.000～10.000质量％的选自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及混合稀土金属组成的组中的1种或2种以上。

6.根据权利要求1所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，所述成型体具有在重复进行拉伸应变为5％的负载和卸载的拉伸循环试验中、于1000次循环时不发生断裂的特性。

7.根据权利要求1所述的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体，所述成型体在拉伸至断裂时的拉伸试验中的断裂伸长率为7％以上。

8.Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体的制造方法，其是具有螺纹部的Cu-Al-Mn系形状记忆合金的成型体的制造方法，其包括下述工序：

通过滚轧将成型体原材料的至少一部分在晶体结构为A2型结构的状态下进行塑性加工而成型之后，实施使其变为L2₁型结构的热处理，由此形成呈现超弹性特性的所述螺纹部。

9.根据权利要求8所述的制造方法，其中，所述热处理的温度为80～300℃的范围。