JP2021050391A - Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】０より小さい、または０に近いポアソン比を有する新たなＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法を提供する。【解決手段】３ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＡｌと、５ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成る圧延材から成る。また、β相全体の結晶粒の７０％以上が、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により測定した圧延方向の結晶方位が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ポアソン比が０．１より小さい。【選択図】図７
Description
本発明は、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法に関する。
従来、優れた加工性を維持しながら、高い形状記憶特性や安定した超弾性を示すＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金が、本発明者等により開発されている（例えば、特許文献１乃至６参照）。金属材料の場合、通常、ポアソン比は０．３程度であり、正の値をとる。しかし、コルクや発泡体において、０より小さい負のポアソン比を有する材料も稀に存在している。負のポアソン比は、材料がある方向に引っ張られたとき、その垂直方向に膨張すること、あるいは、ある方向に圧縮されたとき、その垂直方向に収縮することを意味している。このような材料は、良好なシール性を示す。金属材料においては、Ｂ２構造やＬ２１構造の金属間化合物において負のポアソン比となることが理論的に予測されている。Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金では、Ｌ２１構造のＣｕ２ＭｎＡｌ合金が負のポアソン比を示すことが理論的に予測されている（例えば、非特許文献１参照）。
R. H. Baughman, J. M. Shacklette, A. A. Zakhidov and S. Stafstrom, "Negative Poisson’s ratios as a common feature of cubic metals", Nature, 26 March 1998, Vol. 392, p.362-365
特許文献１乃至６に記載のようなＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金では、非特許文献１に記載のＣｕ２ＭｎＡｌ合金において、０より小さい負のポアソン比を有することが理論的に予測されているが、実際に、負のポアソン比を有する材料は見出されておらず、応用範囲を拡大する観点から、０より小さいポアソン比を有する新たなＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の開発が望まれていた。また、変形を受けてもその垂直方向の寸法変化がほとんど生じない、０に近いポアソン比を有する新たなＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の開発も望まれていた。
本発明は、このような課題に着目してなされたもので、０より小さい、または０に近いポアソン比を有する新たなＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法を提供することを目的とする。
上記目的を達成するために、本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、３ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＡｌと、５ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成る圧延材から成り、β相全体の結晶粒の７０％以上が、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ；Electron Backscatter Diffraction）法により測定した圧延方向（ＲＤ；rolling direction）の結晶方位が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ポアソン比が０．１より小さいことを特徴とする。
本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、ポアソン比が０．１より小さく、オーセチック（Auxetic）な特性を有している。このため、従来のオーセチック材料の用途のうち、金属を使用可能な用途や、金属に置き換えた方が有利な用途、全く新しい用途に使用することができる。例えば、各種構造物に用いる、抜けにくい杭やネジなどの締結材に有用である。
本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、ＥＢＳＤ法により測定したＲＤの結晶方位が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っている結晶粒が、β相全体の８０％以上であることが好ましい。負のポアソン比を得るためには、ＥＢＳＤ法により測定した圧延面内で圧延方向に直交する方向（ＴＤ；transverse direction）の結晶方向が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っている結晶粒が、β相全体の４０％以上であることが好ましく、５０％以上であることがより好ましい。また、０に近いポアソン比を得るためには、ＥＢＳＤ法により測定したＴＤの結晶方位が、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っている結晶粒が、β相全体の４０％以上であることが好ましく、６０％以上であることがより好ましい。
本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、実質的にβ単相から成る再結晶組織を有していることが好ましいが、α相を４０％以下で含んでいてもよい。本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、０．００１ｍａｓｓ％〜１０ｍａｓｓ％のＮｉを含んでいてもよい。この場合、特に、前記Ａｌが７ｍａｓｓ％〜１０ｍａｓｓ％であり、前記Ｍｎが６ｍａｓｓ％〜１２．５ｍａｓｓ％であり、前記Ｎｉが１ｍａｓｓ％〜６．５ｍａｓｓ％であることが好ましい。
本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法は、３ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＡｌと、５ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成る塊状の合金原料を、熱間加工により板状に加工する第１工程と、４００℃〜６００℃で、１分〜６０分の焼なましを行う第２工程と、冷間圧延により、さらに薄い板状に加工する第３工程と、７５０℃〜９５０℃で、１分〜１８０分の熱処理を行った後、冷却水に入れて急冷する第４工程とを有することを特徴とする。
本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法は、本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を好適に製造することができる。第１工程の熱間圧延は、１回のみの圧延処理でもよく、圧延処理を複数回行ってもよい。第３工程の冷間圧延は、１回のみの圧延処理でもよく、圧延処理を複数回行ってもよい。第３工程全体での圧延率は、５０％以上であることが好ましく、７０％〜９５％であることが特に好ましい。第４工程で７５０℃〜９５０℃に加熱する際の昇温速度は、０．２℃／分以上であることが好ましい。
本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法で、Ａｌが３ｍａｓｓ％未満のとき、β単相を形成することができず、Ａｌが２０ｍａｓｓ％より多くなると、極めて脆くなる。また、Ｍｎを含有することにより、β相の存在範囲が低Ａｌ側へ広がり、冷間加工性が著しく向上するため、成形加工が容易になる。Ｍｎが５ｍａｓｓ％未満のとき、冷間加工性が悪く、β単相の領域を形成することができない。Ｍｎが２０ｍａｓｓ％より多くなると、十分に小さなポアソン比が得られない。
本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法で、合金原料は、０．００１ｍａｓｓ％〜１０ｍａｓｓ％のＮｉを含んでいてもよい。この場合、特に、Ａｌが７ｍａｓｓ％〜１０ｍａｓｓ％であり、Ｍｎが６ｍａｓｓ％〜１２．５ｍａｓｓ％であり、Ｎｉが１ｍａｓｓ％〜６．５ｍａｓｓ％であることが好ましい。本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法は、Ｎｉを含むことにより、基地組織を強化したり、加工性を向上させたりすることができるが、Ｎｉが１０ｍａｓｓ％より多くなると、焼き入れ性が低下してしまう。
本発明によれば、０より小さい、または０に近いポアソン比を有する新たなＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法を提供することができる。
以下、実施例等に基づいて、本発明の実施の形態について説明する。
図１乃至図７は、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法を示している。
図１乃至図７は、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金およびＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法を示している。
本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、３ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＡｌと、５ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成る圧延材から成っている。なお、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、０．００１ｍａｓｓ％〜１０ｍａｓｓ％のＮｉを含んでいてもよい。
また、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、β相全体の結晶粒の７０％以上が、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により測定したＲＤの結晶方位が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っている。また、ＥＢＳＤ法により測定したＴＤの結晶方位が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っている結晶粒が、β相全体の４０％以上である、または、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っているものが、β相全体の４０％以上である。
また、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、実質的にβ単相から成る再結晶組織を有しているが、α相を４０％以下で含んでいてもよい。また、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、ポアソン比が０．１より小さい。
本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、ポアソン比が０．１より小さく、オーセチックな特性を有している。このため、従来のオーセチック材料の用途のうち、金属を使用可能な用途や、金属に置き換えた方が有利な用途、全く新しい用途に使用することができる。例えば、各種構造物に用いる、抜けにくい杭やネジなどの締結材に有用である。
Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。まず、図１に示す方法で、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を製造した。すなわち、図１に示すように、７９．３ｍａｓｓ％のＣｕと、７．９ｍａｓｓ％のＡｌと、９．７ｍａｓｓ％のＭｎと、３．１ｍａｓｓ％のＮｉとを含む塊状の合金原料を製造し、この合金原料に対して、８００℃で熱間圧延（Hot rolling）を行って板状に加工した後、空冷（Air cooling）した。なお、熱間圧延では、複数回の圧延処理を行っているが、１回のみの圧延処理でもよい。図１に示す具体的な一例では、径が２０ｍｍの合金原料を、熱間圧延により、４．１ｍｍの厚さに加工した。このときの圧延率は、７９．５％である。
次に、５００℃で３０分間の焼なましを行い、空冷した後、冷間圧延（Cold rolling）を行って、さらに薄い板状に加工した。なお、冷間圧延では、複数回の圧延処理を行っているが、１回のみの圧延処理でもよい。図１に示す具体的な一例では、厚さ４．１ｍｍの板を、冷間圧延により、０．５ｍｍの厚さに加工した。このときの圧延率は、８７．８％である。
次に、０．２℃／分以上の昇温速度で、８００℃、８５０℃、または、９００℃まで昇温し、その温度で１５分間の熱処理を行った後、冷却水に入れて急冷（Water quench）した。こうして、最終工程での熱処理温度が８００℃、８５０℃、９００℃の３種類のＣｕ−７．９Ａｌ−９．７Ｍｎ−３．１Ｎｉ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造した。
製造した各合金試料に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。得られた逆極点図方位マップ、特定方位（ＲＤは＜１０１＞、ＴＤは＜１１１＞または＜１０１＞、ＮＤは＜００１＞）から２０°以内である結晶粒を示したマップおよび逆極点図を、それぞれ図２乃至図４に示す。最終工程での熱処理温度が８００℃の合金試料では、図２（ａ）に示すように、ＲＤで測定した結晶粒の９９．６％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、図２（ｂ）に示すように、ＴＤで測定した結晶粒の７８．８％が、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、図２（ｃ）に示すように、ＮＤ（normal direction；圧延面の法線方向）で測定した結晶粒の２３．１％が、結晶方位＜００１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、この８００℃の合金試料では、α相が３６．０％、β相が６４．０％であり、β相の結晶粒の平均サイズが約１４μｍであることが確認された。
また、最終工程での熱処理温度が８５０℃の合金試料では、図３（ａ）に示すように、ＲＤで測定した結晶粒の９８．６％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、図３（ｂ）に示すように、ＴＤで測定した結晶粒の８３．７％が、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、図３（ｃ）に示すように、ＮＤで測定した結晶粒の１７．６％が、結晶方位＜００１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、この８５０℃の合金試料では、α相が１１．３％、β相が８８．７％であり、β相の結晶粒の平均サイズが約８０μｍであることが確認された。
また、最終工程での熱処理温度が９００℃の合金試料では、図４（ａ）に示すように、ＲＤで測定した結晶粒の８９．３％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、図４（ｂ）に示すように、ＴＤで測定した結晶粒の６０．３％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、図４（ｃ）に示すように、ＮＤで測定した結晶粒の５１．１％が、結晶方位＜００１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、この９００℃の合金試料では、β相が１００％のβ単相であり、β相の結晶粒の平均サイズが約４２０μｍであることが確認された。
次に、各合金試料に対して引張試験を行った。得られた応力ひずみ曲線、および、縦ひずみと横ひずみとの関係を、それぞれ図５乃至図７に示す。最終工程での熱処理温度が８００℃の合金試料では、図５（ａ）に示すように、単軸の応力をかけたとき、正の縦ひずみ（LD strain）と、わずかに負の横ひずみ（TD strain）が発生することが確認された。縦ひずみから得られたヤング率Ｅは、１３３．６ＧＰａであった。また、図５（ｂ）に示すように、ポアソン比νは正の値で、０．０２４であった。
また、最終工程での熱処理温度が８５０℃の合金試料では、図６（ａ）に示すように、単軸の応力をかけたとき、正の縦ひずみ（LD strain）と、わずかに負の横ひずみ（TD strain）が発生することが確認された。縦ひずみから得られたヤング率Ｅは、９９．０ＧＰａであった。また、図６（ｂ）に示すように、ポアソン比νは正の値で、０．０４０であった。
また、最終工程での熱処理温度が９００℃の合金試料では、図７（ａ）に示すように、単軸の応力をかけたとき、正の縦ひずみ（LD strain）と、正の横ひずみ（TD strain）が発生することが確認された。縦ひずみから得られたヤング率Ｅは、８６．０ＧＰａであった。また、図７（ｂ）に示すように、ポアソン比νは負の値で、−０．２１であった。
Ｃｕ−６．６Ａｌ−１４．４Ｍｎ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を６００℃、冷間圧延の圧延率を９０％、最終工程での熱処理温度を９００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
製造した合金試料に対し、実施例１と同様にしてＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った結果、ＲＤで測定した結晶粒の７６．２％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ＴＤで測定した結晶粒の５１．１％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、α相が６．１％であり、残りの９３．９％がβ相であることが確認された。また、製造した合金試料に対し、実施例１と同様にして引張試験を行った結果、ポアソン比νは、−０．１０であった。
Ｃｕ−８．１Ａｌ−１１．１Ｍｎ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を５００℃、冷間圧延の圧延率を６０％、最終工程での熱処理温度を８００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
製造した合金試料に対し、実施例１と同様にしてＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った結果、ＲＤで測定した結晶粒の８０．５％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ＴＤで測定した結晶粒の６４．８％が、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、β相が１００％のβ単相（α相が０％）であることが確認された。また、製造した合金試料に対し、実施例１と同様にして引張試験を行った結果、ポアソン比νは、０．０３９であった。
Ｃｕ−９．２Ａｌ−９．９Ｍｎ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を４００℃、冷間圧延の圧延率を３０％、最終工程での熱処理温度を８００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
製造した合金試料に対し、実施例１と同様にしてＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った結果、ＲＤで測定した結晶粒の７１．１％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ＴＤで測定した結晶粒の４２．３％が、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、β相が１００％のβ単相（α相が０％）であることが確認された。また、製造した合金試料に対し、実施例１と同様にして引張試験を行った結果、ポアソン比νは、０．０９２であった。
Ｃｕ−８．１Ａｌ−１０．２Ｍｎ−１Ｎｉ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を６００℃、冷間圧延の圧延率を７０％、最終工程での熱処理温度を９００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
製造した合金試料に対し、実施例１と同様にしてＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った結果、ＲＤで測定した結晶粒の７４．６％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ＴＤで測定した結晶粒の４９．１％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、α相が２．４％であり、残りの９７．６％がβ相であることが確認された。また、製造した合金試料に対し、実施例１と同様にして引張試験を行った結果、ポアソン比νは、−０．１１であった。
Ｃｕ−１０．３Ａｌ−６．３Ｍｎ−６．４Ｎｉ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を４００℃、冷間圧延の圧延率を３０％、最終工程での熱処理温度を８００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
製造した合金試料に対し、実施例１と同様にしてＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った結果、ＲＤで測定した結晶粒の７８．５％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ＴＤで測定した結晶粒の４８．３％が、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、β相が１００％のβ単相（α相が０％）であることが確認された。また、製造した合金試料に対し、実施例１と同様にして引張試験を行った結果、ポアソン比νは、０．０４９であった。
［比較例１］
比較例として、Ｃｕ−２．８Ａｌ−１１Ｍｎ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を５００℃、冷間圧延の圧延率を９０％、最終工程での熱処理温度を９００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
比較例として、Ｃｕ−２．８Ａｌ−１１Ｍｎ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を５００℃、冷間圧延の圧延率を９０％、最終工程での熱処理温度を９００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
製造した合金試料に対し、実施例１と同様にしてＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った結果、ＲＤで測定した結晶粒の２０．８％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ＴＤで測定した結晶粒の１９．８％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、α相が９５．１％であり、残りの４．９％がβ相であることが確認された。また、製造した合金試料に対し、実施例１と同様にして引張試験を行った結果、ポアソン比νは、０．２４であった。
［比較例２］
比較例として、Ｃｕ−７．８Ａｌ−２１Ｍｎ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を５００℃、冷間圧延の圧延率を３０％、最終工程での熱処理温度を８００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
比較例として、Ｃｕ−７．８Ａｌ−２１Ｍｎ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を５００℃、冷間圧延の圧延率を３０％、最終工程での熱処理温度を８００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
製造した合金試料に対し、実施例１と同様にしてＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った結果、ＲＤで測定した結晶粒の３９．４％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ＴＤで測定した結晶粒の２２．６％が、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、β相が１００％のβ単相（α相が０％）であることが確認された。また、製造した合金試料に対し、実施例１と同様にして引張試験を行った結果、ポアソン比νは、０．３３であった。
［比較例３］
比較例として、Ｃｕ−８．１Ａｌ−１１．１Ｍｎ−１２Ｎｉ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を５００℃、冷間圧延の圧延率を３０％、最終工程での熱処理温度を９００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
比較例として、Ｃｕ−８．１Ａｌ−１１．１Ｍｎ−１２Ｎｉ合金（ｍａｓｓ％）の試料を製造し、製造した合金に対してＥＢＳＤ法による結晶方位解析および引張試験を行った。この合金は、焼きなまし温度を５００℃、冷間圧延の圧延率を３０％、最終工程での熱処理温度を９００℃として、実施例１と同様の工程で製造した。
製造した合金試料に対し、実施例１と同様にしてＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った結果、ＲＤで測定した結晶粒の３１．６％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ＴＤで測定した結晶粒の２８．６％が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることが確認された。また、α相が４２．５％であり、残りの５７．５％がβ相であることが確認された。また、製造した合金試料に対し、実施例１と同様にして引張試験を行った結果、ポアソン比νは、０．２９であった。
実施例１〜６、比較例１〜３の合金組成および各試験結果をまとめ、表１に示す。表１に示すように、比較例１〜３では、ポアソン比が０．２以上であるのに対し、実施例１〜６では、ポアソン比は０．１より小さく、オーセチックな特性を有しているといえる。
Claims (7)
- ３ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＡｌと、５ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成る圧延材から成り、β相全体の結晶粒の７０％以上が、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により測定した圧延方向の結晶方位が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っており、ポアソン比が０．１より小さいことを特徴とするＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
- β相全体の結晶粒の４０％以上が、前記電子線後方散乱回折法により測定した圧延面内で前記圧延方向に直交する方向の結晶方位が、結晶方位＜１０１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることを特徴とする請求項１記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
- β相全体の結晶粒の４０％以上が、前記電子線後方散乱回折法により測定した圧延面内で前記圧延方向に直交する方向の結晶方位が、結晶方位＜１１１＞方位からのずれ角度が０°〜２０°の範囲内に入っていることを特徴とする請求項１記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
- 実質的にβ単相から成る再結晶組織を有していることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
- ０．００１ｍａｓｓ％〜１０ｍａｓｓ％のＮｉを含むことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
- 前記Ａｌが７ｍａｓｓ％〜１０ｍａｓｓ％であり、前記Ｍｎが６ｍａｓｓ％〜１２．５ｍａｓｓ％であり、前記Ｎｉが１ｍａｓｓ％〜６．５ｍａｓｓ％であることを特徴とする請求項５記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
- ３ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＡｌと、５ｍａｓｓ％〜２０ｍａｓｓ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成る塊状の合金原料を、熱間加工により板状に加工する第１工程と、
４００℃〜６００℃で、１分〜６０分の焼なましを行う第２工程と、
冷間圧延により、さらに薄い板状に加工する第３工程と、
７５０℃〜９５０℃で、１分〜１８０分の熱処理を行った後、冷却水に入れて急冷する第４工程とを
有することを特徴とするＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の製造方法。
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| CN114807648A (zh) * | 2022-05-27 | 2022-07-29 | 天津理工大学 | 一种高温形状记忆合金及其制备方法 |
| CN115466862A (zh) * | 2022-09-27 | 2022-12-13 | 同创普润(上海)机电高科技有限公司 | 一种超高纯铜铝合金的熔炼工艺 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2014058737A (ja) * | 2012-09-16 | 2014-04-03 | Tohoku Univ | 安定した超弾性を示すＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金材とその製造方法 |
-
2019
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