JP2020122209A - ねじ部を有するCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
しかし、Ni−Ti系の形状記憶合金は切削性が悪く、切削ねじの形成が困難である。また、形状記憶合金は、低温のマルテンサイト相の状態では、見かけ上塑性変形するが、逆変態温度以上に加熱すると元の記憶した形状に戻る形状記憶効果と、変形しても除荷すると元の形状に戻る上記したような超弾性がある。形状記憶合金で転造可能なものは、形状記憶特性では、マルテンサイト相で加工し、見かけ上塑性変形させる方法が考えられるが、逆変態温度以上に加熱した時に形状変形するため、ねじ精度が悪くなる。また超弾性は塑性変形しないため、最終工程で塑性変形できるように焼き鈍しにより加工組織を除去すると、超弾性の特性が極めて悪くなってしまう。このため、転造ねじによるボルト接合や、塑性加工によるリベットも現実的でなく、実用的にはカシメ方法が多く採用されている。
また、切削加工ねじは、材料の歩留まりが悪く、NC加工で加工しても一般的な転造に較べて作業時間が数倍以上になる。
また切削加工は材料の強度に変わりがないことから、ねじ谷部の径よりも軸径を大きくしなければ、ねじ部での折損の危険が有るため、軸径よりもねじ径を大きくしなければならず、生産性、材料歩留まりが極めて悪いという課題があった。
詳細に述べると、組織制御熱処理後の結晶構造は、不規則構造のA2型構造で、室温で不規則構造の状態で放置すると、徐々に規則化し変態温度が上昇するため、変態温度を固定させるためには、時効熱処理により結晶構造を規則構造のL21型構造(フルホイスラー合金)にする必要がある。
これらの状態での機械的特性は、それぞれ例えば、図1(a)及び(b)に示されるようなものである。
図1(a)からも解るように、不規則なA2型構造においては十分な超弾性を発現しないため塑性加工が可能である。
この特性を利用してA2型構造で転造加工し、その後時効熱処理することでL21型構造として超弾性転造ねじの製造が可能となることを見出した。
さらに、このような方法により製造されたねじ部は、その表面から一定以上の深さ領域の表層部分において、圧縮の残留応力が付与されることで、高い硬度を有し、ねじ部の耐疲労特性及び耐破断特性に優れたものとなる知見を得て、本発明に到達したものである。
(1)ねじ部を有する成形体であって、前記ねじ部が転造加工部であるCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
(2)前記ねじ部は、該ねじ部の軸線を含む断面で測定したときの、前記ねじ部のねじ表層部分でのビッカース硬度(Hs)の、前記ねじ部の中央部分でのビッカース硬度(Ho)に対するビッカース硬度比(Hs/Ho比)が1.1以上である上記(1)に記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
(3)前記成形体が、前記ねじ部の少なくとも一端から延在する棒部をさらに有し、前記ねじ部のねじ最大径(Dmax)は、前記棒部の軸径(Dsh)に対する比(Dmax/Dsh比)が1.17以下である上記(1)又は(2)に記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
(4)前記ねじ部のねじ最小径(Dmin)は、前記棒部の軸径(Dsh)に対する比(Dmin/Dsh)が0.9以上である上記(3)に記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
(5)3.0〜10.0質量%のAl、及び5.0〜20.0質量%のMnを含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなる組成を有し、かつ任意添加元素として、Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種又は2種以上を、合計で0.000〜10.000質量%含有することができる、上記(1)〜(4)のいずれかに記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
(6)結晶構造がL21型構造である上記(1)〜(5)のいずれかに記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
(7)前記成形体は、引張歪み5%の負荷と除荷を繰り返す引張サイクル試験において、1000回サイクルで破断が生じない特性を有する上記(1)〜(6)のいずれかに記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
(8)前記成形体は、破断まで引っ張ったときの引張試験において、破断伸びが7%以上である上記(1)〜(7)のいずれかに記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
(9)ねじ部を有するCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体の製造方法であって、成形体素材の少なくとも一部を、結晶構造がA2型構造である状態で転造により塑性加工して成形した後に、L21型構造に変化させる熱処理を施すことで、超弾性特性を発現させる前記ねじ部を形成する工程を含むCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体の製造方法。
(10)前記熱処理の温度は、80〜300℃の範囲である上記(9)に記載の製造方法。
次に、本発明に従うねじ部を有するCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体の好ましい実施形態について、以下で詳細に説明する。
(ねじ部の呼称)
ねじ部の呼称を、図2に示すねじの拡大断面図と、図3に示す本発明のねじ部を有する成形体の一例を示す図面をもとに説明する。
「ねじ部」とは、ねじ部を有する成形体においてねじ切りされた部分であり、図3において符号1で示される部位である。
「棒部」とは、成形体が、ねじ部の少なくとも一端から延在する部分であって、成形体においてねじ切りされていない部分、すなわちねじ部以外の部分であり、図3において符号2で示される部位である。
「ねじ部のねじ最大径」とは、雄ねじの山部SMの頂ST位置で測定したときの直径の最大値であり、図2、図3におけるDmaxである。なお、雄ねじの山部の「頂」STとは、山部SMのうち、ねじ部の軸線Oから最も離れた位置にある部分である。
「ねじ部のねじ最小径」とは、雄ねじの谷部SVの谷底SB位置で測定したときの直径であり、図2及び図3におけるDminである。なお、雄ねじの谷部SVの「谷底」SBとは、谷部SVのうち、ねじ部の軸線Oから最も近い位置にある部分である。
「ねじ部の傾斜部」SInとは、ねじ部の山部SMの頂STとねじ部の谷部SVの谷底SBとを連絡(連結)する面、すなわちフランクを構成する部分である。
「棒部の軸径」とは、成形体においてねじ切りされていない部分、すなわちねじ部以外の部分(棒部2)の直径を意味するものであり、図3におけるDshである。なお、以下において「棒部の軸径」を単に「軸径」と省略して記載する場合もある。
また「ねじ部の軸線」は、図2及び図3において符号Oで示されるねじ部の軸心を通る中心線である。
「ねじ部の中央部分」とは、ねじ部の軸線を含む断面にて、ねじ部の軸線に沿って延在する、軸線を中心とする0.80mm幅の部分を意味する。
「ねじ部のねじ表層部分」とは、図2におけるねじ山部SMの頂STと、ねじ谷部SVの谷底SBと、ねじ部の傾斜部SInとを全てつなげたねじ部の表面全体において、ねじ部の表面から、一定深さ、具体的には表面より0.80mmの深さ位置までの領域を意味する。なお、ここで規定する「表層部分」の範囲は、あくまで本発明に係るねじ部が、特異的に高い硬度を有することの指標とする上での規定であり、実際上でこの表層の領域とより内部の領域との境界で明確な何らかの物性の差異が生じるといったものではなく、また転造ねじの形成により硬度が向上する領域は、このような深さまでに何ら限定されるものではなく、好ましくは、より深い領域、具体的には例えば、表面より1.20mm程度における硬度も向上するものである。
なお、図3において、ねじ部1におけるねじの山、谷は誇張して描かれており、またねじの山と谷の距離も誇張して描かれている。
例えば、図3に示すように、棒状の成形体の一方又は両方の端部にねじ部1が設けられる。
本発明に係る成形体10の前記ねじ部は、該ねじ部の軸線を含む断面で測定したときの、前記ねじ部1のねじ表層部分でのビッカース硬度Hsの、前記ねじ部1の中央部分でのビッカース硬度Hoに対するビッカース硬度比(Hs/Ho比)が1.1以上、より好ましくは1.2以上、さらに好ましくは1.3以上である。
このように、Cu−Al−Mn系形状記憶合金の成形体10のねじ部1を高強度で形成できるため、成形体1は、引張歪み5%の負荷と除荷を繰り返す引張サイクル試験において、1000回サイクルで破断が生じない特性を有し、高い信頼性を得ることができる。
また、Cu−Al−Mn系形状記憶合金の成形体10は、破断まで引っ張ったときの引張試験において、破断伸びが7%以上である特性を有することができ、より好ましくは15%以上であり、さらに好ましくは20%以上といった特性を有する。
また、本発明に係るCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体10は、別の観点からすると、前記ねじ部1の少なくとも一端から延在する棒部2をさらに有し、前記ねじ部1のねじ最大径Dmaxは、棒部の軸径Dshに対する比、すなわちDmax/Dsh比が1.17以下であることが好ましい。
このようなねじ最大径Dmaxと軸径Dshの比を有するねじ部を有する成形体は、例えば、切削加工によりねじ部を形成した場合においては十分な強度を発揮できず、本発明に係るねじ部を有する成形体と明らかに区別可能である。なお、Dmax/Dsh比は、さらに好ましくは1.08〜1.17、特に好ましくは1.10〜1.14である。
また、このような本発明に係るCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体10に用いられる合金材の組成としては特に限定されるものではないが、好ましくは以下のようなものである。
本発明に係るCu−Al−Mn系形状記憶合金の成形体の製造方法としては、基本的にCu−Al−Mn系合金材において、上記のような安定的に良好な超弾性特性を奏して耐繰返し変形特性に優れる超弾性合金材を得るための製造条件に従い、成形体素材の少なくとも一部を、結晶構造がA2型構造である状態で転造により塑性加工して成形した後に、L21型構造に変化させる熱処理を施すことで、超弾性特性を発現させるねじ部を形成する工程を含む。転造加工によるねじ部形成工程後の、熱処理の温度としてはL21型構造に変化させることのできるものであれば特に限定されるわけではないが、80〜300℃の温度で熱処理することが望ましい。
本発明に係る製造方法としては、例えば、下記のような製造工程を挙げることができる。
ねじ加工前のCu−Al−Mn系合金の線棒材(成形体素材)の製造工程は、図4に示すように主として溶解・鋳造[工程1]、熱間鍛造・加工[工程2]、中間焼鈍[工程3]、冷間加工[工程4]、記憶熱処理[工程5]からなる。
常法によって溶解・鋳造[工程1]と熱間圧延又は熱間鍛造の熱間加工[工程2]を行った後、400〜680℃[3]で1〜120分[4]の中間焼鈍[工程3]と、その後に、加工率30%以上[5]の冷間圧延又は冷間伸線の冷間加工[工程4−1]とを行う。ここで、中間焼鈍[工程3]と冷間加工[工程4−1]とはこの順で1回ずつ行ってもよく、この順で2回以上の繰り返し回数[6]で繰り返して[工程4−2]行ってもよい。その後、記憶熱処理[工程5−1]〜[工程5−10]を行う。
β単相になる到達温度域は700℃以上、好ましくは750℃以上、さらに好ましくは900〜950℃とする。
このような、組織制御熱処理後の結晶構造がA2型構造である状態の線棒材(成形体素材)に、ねじ部を形成するための塑性加工を行う。
塑性加工は、一般的に転造ねじの製造方法において公知のいずれの手段を用いて良く、例えば、平ダイスを用いた転造や、丸ダイスを用いた転造等によりねじ部を形成することができる。転造処理においては、構造材がダイスによって圧縮応力を加えられるため、ねじ部の強度が向上する。なお、転造処理の際の温度条件等は特に限定されるわけではないが、例えば0〜80℃程度の温度条件下であることが好ましい。
中間焼鈍[工程3]は、400〜680℃[3]で1分〜120分[4]とする。この中間焼鈍温度[3]はより低い温度とすることが好ましく、好ましくは400〜550℃とする。
冷間加工[工程4−1]は加工率30%以上[5]とする。ここで、加工率は次の式で定義される値である。
加工率(%)={(A1−A2)/A1}×100
A1は冷間加工(冷間圧延若しくは冷間伸線)前の試料の断面積であり、A2は冷間加工後の試料の断面積である。
転造ねじ加工後の時効熱処理[工程6]は、80〜300℃[21]で5〜120分[22]、好ましくは100〜200℃[21]で5〜120分[22]行う。
なお、実施例、比較例において用いた各試験及び評価の方法は以下の通りである。
(1)評価サンプル
評価サンプルは、長さ100mmの棒材の片端部に、長さ25mmのねじ加工を施してねじ部を形成した成形体Aと、長さ200mmの棒材の左右両端部に、それぞれ長さ25mmのねじ加工を施してねじ部を形成した成形体Bの2種類を作製した。
転造及び切削によるねじ加工の可否は、ゲージ評価によって行った。
ねじ加工を行ったあとに、JIS B 0251:2008に規定されているおねじのゲージによる検査方法にて、通り側ねじリングゲージ及び止り側ねじリングゲージで行い、通り側ねじリングゲージがねじ全長にわたり通り、止り側ねじリングゲージが2周以内に止まる状態を同時に満たした場合を、所定のねじ加工が可能であったとして「○」とし、そうでない場合を、所定のねじ加工が困難であったとして「×」として評価とした。
ねじ寸法の測定は、ねじ部1のねじ最大径Dmaxをフラット式のマイクロメータにて測定し、ねじ部1のねじ最小径Dminを、先端がナイフエッジのマイクロメータにて測定し、棒部2の軸径Dshとの比を算出した。寸法の値は、成形体Aの片端部と、成形体Bの両端部の計3つのねじ部の寸法測定の平均とした。
ねじ部の硬度の測定は、ねじ部を、その軸線方向を含む平面位置にて湿式砥石切断機で切断して半部とし、この半部を、切断面が研磨面となるように樹脂に埋め、金属研磨機で研磨し、仕上げは0.2μmのアルミナ砥粒でバフ仕上げまで行い、押し込み荷重100gf、マイクロビッカース硬度計にて硬度測定した。
硬度測定方法は、JIS Z 2244:2009に準拠して行ない、ダイヤモンド圧子を試験片の表面に押し込みこれを解除した後、表面に残るくぼみの中心値(くぼみ対角線の交点)とねじ表面からの距離が、くぼみ対角線平均値の2.5倍以上になるようにした。
それぞれのねじ部において、ねじ表層部分の測定箇所は、ねじ部の軸線を含む断面にて、ねじの山部SMの頂ST、ねじの傾斜部SInの中心点、ねじの谷部Svの谷底SBの3箇所を結んだ表面から0.15mmだけ深さ方向に進んだ位置と、この位置から測定間隔0.16mmでねじの軸線に対して直交する方向に向って深くなる4箇所の位置とを測定、すなわち計15箇所で測定した。
ねじの傾斜部の中心点とは、図2に示す傾斜部SInの表面にある(Dmax+Dmin)/2の位置にある点である。
ねじ部の中央部分の測定箇所は、ねじ部の軸線を含む断面にて、ねじ部の軸線に沿って延在する、軸線を中心とする0.80mm幅の部分に位置する点の硬度を、0.16mmの軸線に沿った間隔で計10点測定した。
ねじ部のねじ表層部分で測定したビッカース硬度のすべての平均値(硬度平均値)をHsとし、ねじ部の中央部分で測定したビッカース硬度のすべての平均値をHoとし、ねじ表層部分でのビッカース硬度の、ねじ部の中央部分でのビッカース硬度に対する比(Hs/Ho比)を求めた。なお、表4〜表7において示す「硬度平均値」は、ねじ表層部分で測定したビッカース硬度のすべての平均値の値である。
超弾性特性の判定は、試験片(成形体B)に、両端M14、長さ50mmの長ナットを嵌めて、長ナットを引張試験機のチャックに挟み、評点間距離40mmの非接触伸び計を用い、歪み速度1%/minで、付与歪み5%まで負荷し、その後除荷して荷重がゼロになる引張試験を行い、荷重がゼロになった時点での残留歪みが0.50%以内である場合を良好であるとして評価した。
疲労試験は超弾性残留歪み特性を評価した後の試験片(成形体B)に、歪み速度2%/minで、付与歪み5%まで負荷し、その後除荷して荷重がゼロになるまでを1サイクルとした引張サイクル試験を1000サイクル繰り返して行った。破断するまでの繰返し回数が多いほど、繰返し変形に耐えられるため、建物の崩壊や部材の破壊を抑制でき、耐破断特性に優れている。1000サイクルでも、試験片が破断せずに引張サイクル試験を終えたものを良好として評価した。
破断伸びは、上記引張サイクル試験を行なった後の試験片(成形体B)に、歪み速度1%/minで、破断まで引っ張った時の伸び計により算出された破断歪みの値を求めた。ねじ部で破断せずに、破断伸び7%以上のものを良好として評価した。
総合評価は、ねじ加工が可能であったもののうちで、超弾性残留歪み特性、耐疲労特性及び耐破断特性の3つのうち、全て良好をA、二つ良好をB、良好が1つ以下をCとして行なった。
また、以下の実施例及び比較例において用いた成形体素材の合金組成は、表1〜表3に示す通りであった。
Cu−Al−Mn系合金として、Al:8.2質量%、Mn:10.7質量%、残部Cuの成形体素材(表1における合金No.1)を使用した。
この材料を、高周波真空溶解炉にて溶解鋳造し、800℃で熱間鍛造、600℃で熱間圧延、520℃の中間焼鈍、冷間加工率40%の冷間伸線に付し、直径14mm、長さ300mmの棒材を作製した。この棒材を、電気炉内で昇温速度10℃/minで500℃にし、500℃で1時間保持後、昇温速度1.0℃/minで900℃に達した後、900℃で10分保持、その後降温速度1.0℃/minで500℃にし、500℃で1時間保持後、昇温速度1.0℃/minで900℃に達した後、1時間保持後に水中急冷し、長さ300mmの単結晶で、結晶構造がA2型構造の棒材を得た。その後、直径14mmの棒材を旋盤加工とセンターレス研磨によって11.8mmから13.2mmまでの直径の異なる棒材を作製した。丸ダイスを用いた転造処理によって、JIS B 0205「一般用メートルねじ」に規定されるピッチ2mmのM14ねじを形成した。その後、150℃、熱処理時間30分の時効熱処理を行い、L21型構造の超弾性を発現する構造にさせた。このようにして本発明に係るCu−Al−Mn系形状記憶合金からなるねじ付棒材を得た。得られたねじ付棒材について、上述した各評価を行った。得られた結果を表4に示す。
実施例4と同様の製造方法であるが、ねじ転造後の熱処理温度を60〜400℃、熱処理時間30分の時効熱処理を行った。得られたねじ付棒材について、上述した各評価を行った。得られた結果を表4に示す。
実施例4と同様の製造方法であるが、Cu−Al−Mn系合金の成分として、表1〜3に示すように、Al及びMnの配合量、並びに任意添加元素の種類及び配合量を変更したもの(表1〜3における合金No.2〜30)を用いた。得られたねじ付棒材について、上述した各評価を行った。得られた結果を表5及び6に示す。
Cu−Al−Mn系合金として、Al:8.2質量%、Mn:10.7質量%、残部Cuの成形体素材(表1における合金No.1)を使用した。この素材を高周波真空溶解炉にて溶解鋳造し、800℃で熱間鍛造、600℃で熱間圧延、520℃の中間焼鈍、冷間加工率40%の冷間伸線に付し、直径14mm、長さ300mmの棒材を作製した。これを実施例1と同様に、電気炉内で昇温速度10℃/minで500℃にし、500℃で1時間保持後、昇温速度1.0℃/minで900℃に達した後、900℃で10分保持、その後降温速度1.0℃/minで500℃にし、500℃で1時間保持後、昇温速度1.0℃/minで900℃に達した後、1時間保持後に水中急冷し、長さ300mmの単結晶で、結晶構造がA2型構造の棒材を得た。得られた直径14mmの棒材を旋盤加工とセンターレス研磨によって直径12〜13mmになる棒材を作製した。本棒材を、旋盤を使った切削加工によって、JIS B 0205「一般用メートルねじ」に規定されるピッチ2mmのM14ねじの形成を試みた。その後150℃、熱処理時間30分の時効熱処理を行い、L21型構造の超弾性を発現させた。得られたねじ付棒材について、上述した各評価のうち可能なものについては評価を行った。得られた結果を表7に示す。
比較例4〜6においては、Ni-Ti系の形状記憶合金(表3における合金No.31)を用いた。形状記憶合金の中でも、超弾性の組成である56.0質量%Ni−44.0質量%Tiの組成の素材を高周波真空溶解炉にて溶解鋳造し、900℃で熱間鍛造、900℃で熱間圧延、700℃の中間焼鈍、冷間加工率30%の冷間伸線に付し、直径14mm、長さ300mmの棒材を作製し、正直機で直線性の有る棒材を4本作製した。4本のうち3本は、直線形状を維持する治具で拘束し、700℃で60分熱処理後水中焼入れし、棒材を作製した。その後、直径14mmを700℃で熱処理焼入れした棒材を旋盤加工により12〜13mmに加工し、長さ100mmと200mmに切断し、旋盤加工で長さ100mmの棒材の片端を、丸ダイスを用いた転造処理によって、JIS B 0205「一般用メートルねじ」に規定されるピッチ2mmのM14ねじを形成した。残りの200mmの棒材は、丸ダイスを用いた転造処理によって、両端部を長さ25mmのJIS B 0205「一般用メートルねじ」に規定されるピッチ2mmのM14ねじに加工した。その後300℃、熱処理時間30分保持後水冷の時効熱処理によりTi3Ni4を析出させて、超弾性を発現する組織にした。
比較例7は、比較例4と同様であるが、直径14mmを700℃での熱処理焼入れを行わずに、引抜加工により12.5mmに加工した。その後、比較例4の方法によって転造処理、熱処理を行い、再結晶化させ超弾性を発現する組織にした。その結果、比較例7は、Ni−Ti超弾性材の最も一般的な製造法となる、冷間加工組織を入れた状態で熱処理する方法を試みたが、転造加工時に転造ダイスと材料が割れてしまい、転造によるねじ形成ができなかった。このように、同一形状のねじ部を形成できず、ねじの加工が可能でなかったので、硬度、超弾性残留歪み特性、疲労試験(引張りサイクル繰返し試験)、破断伸びの評価は行わなかった。
比較例8〜10においては、Ni-Ti系の形状記憶合金(表3における合金No.31)を用いた。形状記憶合金の中でも超弾性の組成である56.0質量%Ni−44.0質量%Tiの組成の素材を高周波真空溶解炉にて溶解鋳造し、900℃で熱間鍛造、900℃で熱間圧延、700℃の中間焼鈍、冷間加工率30%の冷間伸線に付し、直径14mm、長さ300mmの棒材を作製し、正直機で直線性の有る、結晶構造がB2構造の棒材を3本作製した。直径14mmの棒材を、旋盤加工で軸径を12〜13mmに加工した後に、旋盤による切削加工によって、両端部を長さ25mmのJIS B 0205「一般用メートルねじ」に規定されるピッチ2mmのM14ねじに加工した。その後500℃、熱処理時間30分保持後水冷の熱処理を行った。得られたねじ付棒材について、上述した各評価のうち可能なものについては評価を行った。得られた結果を表7に示す。
表7に示す結果から、比較例8〜10は、軸径が太いほど耐疲労特性が悪く、十分な特性が得られなかった。
2 棒部
10 (Cu−Al−Mn系形状記憶合金)成形体
O ねじ部の軸線
Dsh 軸径
Dmax ねじ最大径
Dmin ねじ最小径
Claims (10)
- ねじ部を有する成形体であって、
前記ねじ部が転造加工部であるCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。 - 前記ねじ部は、該ねじ部の軸線を含む断面で測定したときの、前記ねじ部のねじ表層部分でのビッカース硬度(Hs)の、前記ねじ部の中央部分でのビッカース硬度(Ho)に対するビッカース硬度比(Hs/Ho比)が1.1以上である請求項1に記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
- 前記成形体が、前記ねじ部の少なくとも一端から延在する棒部をさらに有し、前記ねじ部のねじ最大径(Dmax)は、前記棒部の軸径(Dsh)に対する比(Dmax/Dsh比)が1.17以下である請求項1又は2に記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
- 前記ねじ部のねじ最小径(Dmin)は、前記棒部の軸径(Dsh)に対する比(Dmin/Dsh)が0.9以上である請求項3に記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
- 3.0〜10.0質量%のAl、及び5.0〜20.0質量%のMnを含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなる組成を有し、かつ任意添加元素として、Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種又は2種以上を、合計で0.000〜10.000質量%含有することができる、請求項1〜4のいずれかに記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
- 結晶構造がL21型構造である請求項1〜5のいずれかに記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
- 前記成形体は、引張歪み5%の負荷と除荷を繰り返す引張サイクル試験において、1000回サイクルで破断が生じない特性を有する請求項1〜6のいずれかに記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
- 前記成形体は、破断まで引っ張ったときの引張試験において、破断伸びが7%以上である請求項1〜7のいずれかに記載のCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体。
- ねじ部を有するCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体の製造方法であって、
成形体素材の少なくとも一部を、結晶構造がA2型構造である状態で転造により塑性加工して成形した後に、L21型構造に変化させる熱処理を施すことで、超弾性特性を発現させる前記ねじ部を形成する工程を含むCu−Al−Mn系形状記憶合金成形体の製造方法。 - 前記熱処理の温度は、80〜300℃の範囲である請求項9に記載の製造方法。
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