JP2021050396A

JP2021050396A - Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金

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Publication number: JP2021050396A
Application number: JP2019174725A
Authority: JP
Inventors: 貝沼　亮介; Ryosuke Kainuma; 亮介貝沼; 大森　俊洋; Toshihiro Omori; 俊洋大森; 勝許; Sheng Hsu
Original assignee: Tohoku University NUC
Current assignee: Tohoku University NUC
Priority date: 2019-09-25
Filing date: 2019-09-25
Publication date: 2021-04-01
Anticipated expiration: 2039-09-25

Abstract

【課題】より大きい最大弾性ひずみ量を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を提供する。【解決手段】１４ａｔ％〜２２ａｔ％のＡｌと、５ａｔ％〜１４．５ａｔ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成り、最大弾性ひずみ量が１．５％以上である。Ａｌは、１６ａｔ％〜２１ａｔ％であることが好ましく、Ｍｎは７ａｔ％〜１４．５ａｔ％であることが好ましい。さらに、０．００１ａｔ％〜１０ａｔ％のＮｉを含んでいてもよい。【選択図】図１

Description

本発明は、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金に関する。

従来、優れた加工性を維持しながら、高い形状記憶効果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または非特許文献１乃至３参照）。これらの合金の引張試験から、例えば、Ｃｕ−８．０７重量％Ａｌ−９．６８重量％Ｍｎ−０．５１重量％Ｃｏ合金で、約０．１％の最大弾性ひずみ量、および、２１０ＭＰａの弾性限度（例えば、特許文献１参照）、Ｃｕ−８．１重量％Ａｌ−１０．７重量％Ｍｎ合金で、約１％の最大弾性ひずみ量、および、１９０ＭＰａの弾性限度（例えば、特許文献２参照）、Ｃｕ−１７．５Ａｌ−１１Ｍｎ合金（ａｔ％）の一方向凝固材で、約１％の最大弾性ひずみ量、および、約１４０ＭＰａの弾性限度（例えば、非特許文献１参照）、Ｃｕ−１７Ａｌ−１５Ｍｎ合金（ａｔ％）の単結晶で、−１１３℃において約０．８％の最大弾性ひずみ量、および、約４１０ＭＰａの弾性限度（例えば、非特許文献２参照）、Ｃｕ−１７．５Ａｌ−１１Ｍｎ合金（ａｔ％）の一方向凝固材で、約０．５％の最大弾性ひずみ量、および、約８０ＭＰａの弾性限度（例えば、非特許文献３参照）が得られている。なお、最大弾性ひずみ量とは、弾性変形を示す範囲でのひずみの最大値である。

特開２００３−１３８３３０号公報国際公開ＷＯ２０１１／１５２００９号特開２０００−１６９９２０号公報特開２００１−２００２６号公報特開２０１４−５８７３７号公報特開２０１５−５４９７７号公報

S. Xu, H. Y. Huang, J. Xie, S. Takekawa, X. Xu, T. Omori, and R. Kainuma, "Giant elastocaloric effect covering wide temperature range in columnar-grained Cu71.5Al17.5Mn11 shape memory alloy", APL. Materials, 2016, 4, 106106 K. Niitsu, Y. Kimura, T. Omori and R. Kainuma, "Cryogenic superelasticity with large elastocaloric effect", NPG Asia Materials, 2018, 10, e457 S. Xu, T. Kusama, X. Xu, H. Huang, T. Omori, J. Xie, R. Kainuma, "Large [001] single crystals via abnormal grain growth from columnar polycrystal", Materialia, 2019, 6, 100336

特許文献１および非特許文献１乃至３に記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金など、ほとんどのＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金では、最大弾性ひずみ量が約１％以下である。このように、従来、最大弾性ひずみ量が１％よりも大きいＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は見出されておらず、応用範囲を拡大する観点から、より大きい最大弾性ひずみ量を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の開発が望まれていた。

本発明は、このような課題に着目してなされたもので、より大きい最大弾性ひずみ量を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を提供することを目とする。

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、１４ａｔ％〜２２ａｔ％のＡｌと、５ａｔ％〜１４．５ａｔ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成り、最大弾性ひずみ量が１．５％以上であることを特徴とする。

本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、最大弾性ひずみ量が１．５％以上と大きく、弾性変形領域が広い。また、ヤング率が５０ＧＰａ以下と低くすることもできる。このため、例えば、バネ材や生体材料など、比較的大きいひずみを受けても弾性変形を行う必要がある材料や、低ヤング率である必要がある材料として利用することができる。

本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金で、Ａｌが１４ａｔ％未満のとき、α相が出現して弾性変形領域が狭くなる。Ａｌが２２ａｔ％より多くなると、極めて脆くなり、弾性変形領域が狭くなる。Ｍｎが５ａｔ％未満のとき、α相が出現して弾性変形領域が狭くなる。Ｍｎが１４．５ａｔ％より多くなると、弾性率が高くなり、弾性変形領域が狭くなる。

本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、前記Ａｌが１６ａｔ％〜２１ａｔ％であり、前記Ｍｎが７ａｔ％〜１４．５ａｔ％であることが特に好ましい。この場合、最大弾性ひずみ量をより大きくすることができ、例えば、最大弾性ひずみ量を３％以上にすることもできる。

また、本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、さらに、０．００１ａｔ％〜１０ａｔ％のＮｉを含んでいてもよい。この場合、Ｎｉを含むことにより、基地組織を強化することができるが、Ｎｉが１０ａｔ％より多くなると、焼き入れ性が低下してしまう。また、本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、単結晶から成ることが好ましいが、多結晶から成っていてもよい。多結晶から成る場合、結晶方位の＜１００＞方位が変形方向に配向していることが好ましく、例えば、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により測定した結晶粒の変形方向の結晶方位のうち、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っているものが、５０％以上であることが好ましい。また、本発明に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、結晶粒径が材料の断面サイズ以上であることが好ましい。例えば、板材の場合、結晶粒径が板厚以上であることが好ましく、結晶粒径が板幅以上であることがさらに好ましい。

本発明によれば、より大きい最大弾性ひずみ量を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を提供することができる。

本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金である、Ｃｕ−１７Ａｌ−１４Ｍｎ合金（ａｔ％）単結晶の応力ひずみ曲線を示すグラフである。本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金である、Ｃｕ−１７Ａｌ−１３．５Ｍｎ−３Ｎｉ合金（ａｔ％）の（ａ）微細結晶粒試料、（ｂ）粗大結晶粒試料の製造工程を示す加工プロセスチャートである。本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金である、Ｃｕ−１７Ａｌ−１３．５Ｍｎ−３Ｎｉ合金（ａｔ％）の微細結晶粒試料の（ａ）ＲＤ、（ｂ）ＴＤ、（ｃ）ＮＤでの結晶配向を示す、逆極点図方位マップ（左側、白黒で示した）および逆極点図（右側）、（ｄ）ＭＤでの結晶配向を示す、逆極点図方位マップ（左側上段、白黒で示した）、＜００１＞方位から３０°以内である結晶粒を示したマップ（左側上段）、逆極点図（右側）である。本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金である、Ｃｕ−１７Ａｌ−１３．５Ｍｎ−３Ｎｉ合金（ａｔ％）の粗大結晶粒試料の（ａ）ＲＤ、（ｂ）ＴＤ、（ｃ）ＮＤでの結晶配向を示す、逆極点図方位マップ（左側、白黒で示した）および逆極点図（右側）、（ｄ）ＭＤでの結晶配向を示す、逆極点図方位マップ（左側上段、白黒で示した）、＜００１＞方位から３０°以内である結晶粒を示したマップ（左側下段）、逆極点図（右側）である。本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金である、Ｃｕ−１７Ａｌ−１３．５Ｍｎ−３Ｎｉ合金（ａｔ％）の（ａ）微細結晶粒試料、（ｂ）粗大結晶粒試料の応力ひずみ曲線を示すグラフである。

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。
本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、１４ａｔ％〜２２ａｔ％のＡｌと、５ａｔ％〜１４．５ａｔ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成っている。また、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、最大弾性ひずみ量が１．５％以上である。

なお、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、Ａｌが１６ａｔ％〜２１ａｔ％であることが好ましい。また、Ｍｎが７ａｔ％〜１４．５ａｔ％であることが特に好ましい。また、さらに、０．００１ａｔ％〜１０ａｔ％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、単結晶から成ることが好ましいが、多結晶から成っていてもよい。多結晶から成る場合、結晶方位の＜１００＞方位が変形方向に配向していることが好ましい。結晶配向は、一方向凝固や加工熱処理の組み合わせなどにより実現することができる。

Ｃｕ−１７Ａｌ−１４Ｍｎ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。Ｃｕ−１７Ａｌ−１４Ｍｎ合金は、以下のようにして製造した。まず、Ｃｕ；６９ａｔ％、Ａｌ；１７ａｔ％、Ｍｎ；１４ａｔ％の組成を有する合金を溶解し、鋳型に鋳造してインゴットを作製した。インゴットを再溶解し、水冷した銅モールドと加熱ヒーターとが備え付けられた一方向凝固炉内で鋳造し、１５０ｍｍ×８０ｍｍ×４０ｍｍの一方向凝固インゴットを作製した。その後、長手方向が凝固方向となるように、１ｍｍ×１０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を９００℃から４５０℃まで３℃／分で冷却し、さらに、９００℃まで１０℃／分で加熱する、冷却・加熱のサイクル熱処理を２３回繰り返した後、９００℃で３時間の溶体化処理を行い、水中へ投入して急冷した。

こうして、長さ５０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ１ｍｍの、板状のＣｕ−１７Ａｌ−１４Ｍｎ合金試料を製造した。製造されたＣｕ−１７Ａｌ−１４Ｍｎ合金試料は、単結晶であり、凝固方向に対する結晶方位が＜１００＞方位である。

製造したＣｕ−１７Ａｌ−１４Ｍｎ合金試料に対して引張試験を行った。引張方向は、凝固方向である。引張試験は、引張荷重を４００ＭＰａまでかけて戻し、次に引張荷重を４５０ＭＰａまでかけて戻し、さらに引張荷重を５００ＭＰａまでかけて戻す、というように、上限応力を５０ＭＰａずつ増加しながら、引張荷重をかけて戻す手順を繰り返して行った。この引張試験により得られた応力ひずみ曲線を、図１に示す。

図１に示すように、試料は、６１２ＭＰａの応力で破壊されたが、それまでは、引張荷重をかけて戻す手順の繰り返しで、ほぼ同じ曲線上を移動しており、弾性変形していることが確認された。また、図１に示すように、応力（Engineering stress）が５５０ＭＰａのときのひずみ（Engineering strain）が３．５８％であり、応力が６００ＭＰａのときのひずみが４．３１％であることが確認された。また、試料の最大弾性ひずみ量は４．３１％であることが確認された。また、ひずみが大きくなるに従って、応力ひずみ曲線の傾きが徐々に小さくなり、ヤング率が変化していることが確認された。ひずみが３．５８％のときの見かけ上のヤング率、すなわち、原点からひずみが３．５８％までを線形とみなしたときのヤング率は１５．４ＧＰａ、ひずみが４．３１％のときの見かけ上のヤング率は１４ＧＰａであることが確認された。

２種類のＣｕ−１７Ａｌ−１３．５Ｍｎ−３Ｎｉ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。各Ｃｕ−１７Ａｌ−１３．５Ｍｎ−３Ｎｉ合金は、それぞれ図２（ａ）および（ｂ）に示す工程により製造した。各工程では、まず、Ｃｕ；６６．５ａｔ％、Ａｌ；１７ａｔ％、Ｍｎ；１３．５ａｔ％、Ｎｉ；３ａｔ％の組成を有する合金を溶解し、鋳型に鋳造して、直径３４ｍｍのインゴットを作製した。

図２（ａ）に示す工程では、このインゴットに対して、９００℃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。このときの板厚は、５．８ｍｍである。次に、５００℃で６０分間の焼なましを行い、水中へ投入して急冷（Water quench）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。このときの板厚は３．３ｍｍであり、圧延率は４３．１％である。再び、６００℃で６０分間の焼なましを行い、水中へ投入して急冷した後、冷間圧延を行って、さらに薄い板状に加工した。このときの板厚は１．６ｍｍであり、圧延率は５１．５％である。再び、６００℃で６０分間の焼なましを行い、水中へ投入して急冷した後、冷間圧延を行って、さらに薄い板状に加工した。このときの板厚は１．０ｍｍであり、圧延率は３７．５％である。再び、５００℃で３０分間の焼なましを行い、水中へ投入して急冷した後、冷間圧延を行って、さらに薄い板状に加工した。このときの板厚は０．４ｍｍであり、圧延率は６０％である。ここまでの４回の冷間圧延の圧延率は、９３．１％である。最後に、８００℃まで３．３Ｋ／分で加熱し、８００℃で１０分間の熱処理を行い、水中へ投入して急冷した。こうして、多結晶で、微細な結晶粒を有するＣｕ−１７Ａｌ−１３．５Ｍｎ−３Ｎｉ合金試料（以下では、「微細結晶粒試料」とも呼ぶ）を製造した。

また、図２（ｂ）に示す工程では、直径３４ｍｍのインゴットに対して、９００℃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。このときの板厚は、５．８ｍｍである。次に、５００℃で６０分間の焼なましを行い、水中へ投入して急冷（Water quench）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。このときの板厚は３．３ｍｍであり、圧延率は４３．１％である。再び、６００℃で６０分間の焼なましを行い、水中へ投入して急冷した後、冷間圧延を行って、さらに薄い板状に加工した。このときの板厚は１．６ｍｍであり、圧延率は５１．５％である。再び、５００℃で３０分間の焼なましを行い、水中へ投入して急冷した後、冷間圧延を行って、さらに薄い板状に加工した。このときの板厚は０．４ｍｍであり、圧延率は７５％である。ここまでの３回の冷間圧延の圧延率は、９３．１％である。最後に、８００℃まで０．５Ｋ／分で加熱し、８００℃で１０分間の熱処理を行い、水中へ投入して急冷した。こうして、多結晶で、粗大な結晶粒を有するＣｕ−１７Ａｌ−１３．５Ｍｎ−３Ｎｉ合金試料（以下では、「粗大結晶粒試料」とも呼ぶ）を製造した。

図２（ａ）の工程で製造された微細結晶粒試料、および、図２（ｂ）の工程で製造された粗大結晶粒試料に対して、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および逆極点図を、それぞれ図３および図４に示す。なお、図３および図４に示すＲＤ（rolling direction）は圧延方向、ＴＤ（transverse direction）は圧延面内で圧延方向に直交する方向、ＮＤ（normal direction）は圧延面の法線方向、ＭＤは、圧延面内でＲＤに対して４５度の方向である。

微細結晶粒試料では、図３に示すように、半分程度の結晶粒の粒径が、板厚の０．４ｍｍとほぼ同じか、それより大きくなっていることが確認された。また、図３（ｄ）に示すように、ＭＤで測定した７０．９％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っており、結晶方位＜１００＞方位が圧延方向に揃っていることが確認された。粗大結晶粒試料では、図４に示すように、ほとんどの結晶粒の粒径が、板厚の０．４ｍｍより大きくなっていることが確認された。また、図４（ｄ）に示すように、ＭＤで測定した８７．９％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っており、結晶方位＜１００＞方位が圧延方向に揃っていることが確認された。

次に、図２（ａ）の工程で製造された微細結晶粒試料、および、図２（ｂ）の工程で製造された粗大結晶粒試料に対して、引張試験を行った。引張方向は、ＭＤである。引張試験は、ひずみ量０．５％まで引っ張って戻し、次にひずみ量１．０％まで引っ張って戻し、さらにひずみ量１．５％まで引っ張って戻す、というように、上限ひずみ量を０．５％ずつ増加しながら、引張変形をさせてゼロ荷重まで戻す手順を繰り返して行った。この引張試験により得られた応力ひずみ曲線を、それぞれ図５（ａ）および（ｂ）に示す。

微細結晶粒試料は、図５（ａ）に示すように、６２１ＭＰａの応力で破壊されたが、それまでは、引張荷重をかけて戻す手順の繰り返しで、曲線が若干ずれていくものの、ほぼ弾性変形していることが確認された。また、微細結晶粒試料の最大弾性ひずみ量は２．４０％であることが確認された。また、ひずみが大きくなるに従って、応力ひずみ曲線の傾きが徐々に小さくなり、ヤング率が変化していることが確認された。ひずみが１．５％のときの見かけ上のヤング率は２９ＧＰａであることが確認された。

粗大結晶粒試料は、図５（ｂ）に示すように、約６００ＭＰａの応力で破壊されたが、それまでは、引張荷重をかけて戻す手順の繰り返しで、曲線が若干ずれていくものの、ほぼ弾性変形していることが確認された。また、粗大結晶粒試料の最大弾性ひずみ量は約３．２５％であることが確認された。また、ひずみが大きくなるに従って、応力ひずみ曲線の傾きが徐々に小さくなり、ヤング率が変化していることが確認された。ひずみが２．５％のときの見かけ上のヤング率は２１ＧＰａであることが確認された。

Ｃｕ−１４．５Ａｌ−１４．５Ｍｎ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した９１．０％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っており、結晶方位＜１００＞方位が圧延方向に揃っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、破壊されるまではほぼ弾性変形しており、最大弾性ひずみ量は２．５０％、見かけ上のヤング率は２２ＧＰａであることが確認された。

Ｃｕ−１５Ａｌ−１４Ｍｎ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した９０．２％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っており、結晶方位＜１００＞方位が圧延方向に揃っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、破壊されるまではほぼ弾性変形しており、最大弾性ひずみ量は２．９５％、見かけ上のヤング率は２２ＧＰａであることが確認された。

Ｃｕ−１９Ａｌ−８Ｍｎ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した５５．３％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っており、結晶方位＜１００＞方位が圧延方向に揃っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、破壊されるまではほぼ弾性変形しており、最大弾性ひずみ量は１．９８％、見かけ上のヤング率は４８ＧＰａであることが確認された。

Ｃｕ−２１Ａｌ−７Ｍｎ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した５０．０％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っており、結晶方位＜１００＞方位が圧延方向に揃っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、破壊されるまではほぼ弾性変形しており、最大弾性ひずみ量は１．７０％、見かけ上のヤング率は４９ＧＰａであることが確認された。

Ｃｕ−１７Ａｌ−１０．５Ｍｎ−１Ｎｉ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した６８．４％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っており、結晶方位＜１００＞方位が圧延方向に揃っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、破壊されるまではほぼ弾性変形しており、最大弾性ひずみ量は２．０２％、見かけ上のヤング率は３０ＧＰａであることが確認された。

Ｃｕ−２１Ａｌ−６．３Ｍｎ−６Ｎｉ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した６２．８％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っており、結晶方位＜１００＞方位が圧延方向に揃っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、破壊されるまではほぼ弾性変形しており、最大弾性ひずみ量は１．６１％、見かけ上のヤング率は４５ＧＰａであることが確認された。

［比較例１］
比較例として、Ｃｕ−６．２Ａｌ−１２．１Ｍｎ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した２５．３％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、最大弾性ひずみ量は０．３６％、見かけ上のヤング率は１５７ＧＰａであることが確認された。

［比較例２］
比較例として、Ｃｕ−１６．１Ａｌ−２１．３Ｍｎ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した４０．８％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、最大弾性ひずみ量は０．７１％、見かけ上のヤング率は１７４ＧＰａであることが確認された。

［比較例３］
比較例として、Ｃｕ−１６．８Ａｌ−１１．３Ｍｎ−１１．４Ｎｉ合金（ａｔ％）を製造し、引張試験を行った。この合金は、実施例２の図２（ａ）に示す方法により製造した。製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。その結果、ＭＤで測定した３６．７％の結晶粒が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っていることが確認された。また、製造後の合金試料に対して、実施例２と同様にして、引張試験を行った。その結果、最大弾性ひずみ量は０．４０％、見かけ上のヤング率は１８０ＧＰａであることが確認された。

実施例１〜８、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、最大弾性ひずみ量が１％以下であったのに対し、実施例１〜８では、少なくとも１．５％までは塑性変形がほとんど生じず、最大弾性ひずみ量が１．５％以上５％以下であり、広い弾性変形領域を有しているといえる。このため、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、例えば、バネ材や生体材料など、比較的大きいひずみを受けても弾性変形を行う必要がある材料として利用することができる。また、比較例１〜３では、ヤング率が１５０ＧＰａ以上であるのに対し、実施例１〜８では、ヤング率も５０ＧＰａ以下と低いため、本発明の実施の形態のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金は、低ヤング率である必要がある材料として利用することもできる。

Claims

１４ａｔ％〜２２ａｔ％のＡｌと、５ａｔ％〜１４．５ａｔ％のＭｎとを含み、残部がＣｕと不可避不純物とから成り、最大弾性ひずみ量が１．５％以上であることを特徴とするＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
前記Ａｌが１６ａｔ％〜２１ａｔ％であり、前記Ｍｎが７ａｔ％〜１４．５ａｔ％であることを特徴とする請求項１記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
さらに、０．００１ａｔ％〜１０ａｔ％のＮｉを含むことを特徴とする請求項１または２記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
前記最大弾性ひずみ量が３％以上であ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。
ヤング率が５０ＧＰａ以下である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。
単結晶から成ることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。
結晶粒の５０％以上が、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により測定した変形方向の結晶方位が、結晶方位＜１００＞方位からのずれ角度が０°〜３０°の範囲内に入っていることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金。