JP2664055B2 - 機能合金部材の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ この発明は、Cu−Zn−Al、Cu−Al−Niなどの形状記憶
効果（それに付随する超弾性効果、防振効果を含む）を
示すβ黄銅型銅合金からなる部材の製造方法に関するも
のである。 ［従来の技術］ Cu−Zn−Al系機能合金や、Cu−Al−Ni系機能合金は、
その原料費が安価でありかつ溶解作業性や加工性も比較
的良好であるので、銅系機能合金のうちでは有望視され
ている。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかしながら、主に次のような欠点を有している。 すなわち、その１つは、熱間加工工程や形状記憶効果
を付与する工程において、結晶粒が粗大化しやすく形状
記憶特性が劣化することであり、他の１つは、結晶粒の
粗大化に伴ない耐疲労特性が劣化したり結晶粒界で割れ
やすくなることである。 より詳細に述べると、銅系機能合金部材は、組成的に
均一であることが好ましい。そのために、高温で均一化
焼鈍処理を施す工程、共析反応を生じない高温域での熱
間加工工程、さらには形状記憶効果付与のためのβ相構
造からの焼入れ処理（β化処理）など、高温加熱処理が
多い。したがって、製造工程中に結晶粒が粗大化しやす
くなる。また、銅系機能合金は、結晶方位による弾性異
方性が大きく弾性歪を緩和するために結晶粒界で応力集
中が生じる。その上に、マルテンサイト変態の際には、
その変態歪を緩和するために結晶粒界で応力集中が生じ
る。したがって、特に結晶粒が粗大化しているときに
は、これら結晶粒界における応力集中の影響によって、
疲労寿命が短くなり、疲労破壊やその他の破壊がこの結
晶粒界から生じやすくなる。 また、一般に機能合金において、回復可能な変形量は
結晶構造の変化に由来する形状変化によって決定され
る。すなわち、結晶方位によって最大可能変形量が異な
り、このことが前述した変態歪の緩和による粒界破壊の
一因となっている。したがって、多結晶状態の部材で
は、回復可能な変形量は、各結晶方位の平均となり、当
然のことながら特定の結晶方位によって得られる最大回
復可能変形量よりも小さくなる。 これらの問題点を解決する一手段として、機能合金
を、単結晶として用いる方法がある。一般に、機能合金
の単結晶を製造する方法としては、帯溶融法（ゾーンメ
ルト法）や、ブリッジマン法などがある。しかしなが
ら、帯溶融法では異形断面の部材を製造するのが不可能
であり、他方、ブリッジマン法においても、パイプ等の
中空体を製造することができない。したがって、さらに
切削加工等が必要とされる。 それゆえに、この発明の目的は、結晶粒粗大化に伴な
う形状記憶特性の劣化や耐疲労特性の劣化を防止すると
ともに、任意の断面形状を有する機能合金部材を少ない
工程数で容易に製造することのできる方法を提供するこ
とである。 ［問題点を解決するための手段］ この発明に従った機能合金部材の製造方法では、熱弾
性型マルテンサイト変態をするβ黄銅型銅合金を、鋳型
を用いて、連続的に鋳造するに際し、鋳型出口部の内壁
面の温度を鋳造すべきβ黄銅型銅合金のβ化温度以上で
あって融点未満に保ち、さらに、β化温度以上に保持さ
れて鋳型出口部から出てきた鋳塊を急冷することによっ
て機能合金部材を得る。 ［発明の作用効果］および［好ましい実施例］ 第１図を用いてこの発明の内容を説明する。 るつぼ１内には、熱弾性型マルテンサイト変態をする
β黄銅型銅合金２が溶融状態で貯留されている。るつぼ
１のまわりにはヒータ３が配置されており、このヒータ
３がβ黄銅型銅合金２を溶融状態に保つ。また、図示す
るように、るつぼ１には鋳型４が接続されている。この
鋳型４は、内部にヒータ５を内蔵しており、鋳型４の出
口部の内壁面の温度が鋳造すべきβ黄銅型銅合金２のβ
化温度以上であって融点未満となるように保たれてい
る。 るつぼ１内には、湯面高さ調節機構６が配置されてい
る。この湯面高さ調節機構６は、矢印Ａで示すように上
下動することによって、るつぼ１内の湯面の高さを調節
し、それによって鋳型４の出口部に作用する溶湯の圧力
を調節している。 こうして、熱弾性型マルテンサイト変態をするβ黄銅
型銅合金２を、鋳型４を用いて、連続的に鋳造する。こ
の際、鋳型４の出口部の内壁面の温度がβ化温度以上で
あって溶融未満に保たれているので、β黄銅型銅合金２
の鋳塊はβ化温度以上に保持されて鋳型４の出口部から
出てくる。そして、この鋳塊を冷却手段７から噴出され
る冷却液によって急冷して機能合金部材を得る。 この発明の製造法では、β化温度以上であって溶融未
満に保持されて鋳型出口部から出てきた鋳塊を急冷する
ものであるので、鋳造後の材料がそのままの状態で形状
記憶効果を有する。従来の銅系機能合金部材の製造法で
は、最終形状で高温β相領域から焼入れるβ化処理が必
要とされており、そのために結晶粒粗大化に伴なう形状
記憶特性の劣化や耐疲労特性の劣化を招いていた。これ
に対し、本発明の製造方法によれば、高温加熱処理を行
なう必要がないので、結晶粒粗大化に伴なう形状記憶特
性の劣化や耐疲労特性の劣化を防止することができる。 なお、本発明の製造方法によって鋳造した材料は、そ
のままの状態では、直線形状を記憶している。そのた
め、たとえばコイルばねなどの形状を記憶させようとす
る場合には、鋳造材をコイリング後、β化処理するよう
にしてもよい。この場合であっても、コイリング程度の
加工ではβ化処理中に再結晶して多結晶となるようなこ
とはなく、鋳造後に得られた機能をそのまま維持する。 さらに、この発明の製造方法によれば、製造工程を少
なくすることができ、機能合金部材を安価に製造するこ
とができるようになる。具体的には、従来の製造方法で
は、典型的には、溶解→鋳造→熱間加工→冷間加工→成
形→β化処理→製品の工程を経て機能合金部材を得てい
る。冷間加工後に焼鈍を施すこともある。これに対し
て、本発明の製造法では、典型的には、溶解→鋳造→製
品の工程を経て機能合金部材を得ることができる。な
お、コイルばね７の形状を記憶させようとする場合に
は、鋳造後に、成形→β化処理の工程が含まれる。この
ように、本発明の製造法によれば、従来法に比し、その
工程数を大幅に少なくすることができる。 さらに、この発明の製造方法では、加熱鋳型を用いて
連続的に鋳造するものであるので、連続した単結晶を容
易に得ることができる。また、得られる鋳塊の表面状態
は良好である。このようなことから、本発明法によって
得られた機能合金部材は、粒界割れや表面からのクラッ
クが発生し難く、耐疲労特性に優れたものとなる。な
お、この発明の製造方法では、鋳型出口部の温度を鋳造
すべきβ黄銅型銅合金のβ化温度以上であって融点未満
に保つので、鋳型内で凝固が開始される。 また、この発明では、鋳型を用いて連続的に鋳造して
機能合金部材を得るものであるので、異形断面をはじ
め、任意の形状の断面形状を有する機能合金部材を容易
に得ることができる。 また、この発明の好ましい実施例では、熱弾性型マル
テンサイト変態をするβ黄銅型銅合金は、主として、10
〜45重量％のZnと12重量％以下のAlとを含有し、残部が
Cuである銅合金、または、主として、９〜15重量％のAl
と10重量％以下のNiとを含有し、残部がCuである銅合金
が用いられる。 上述の前者の組成において、Znを10〜45重量％の範囲
内に限定したのは、Znが10重量％未満では形状記憶効果
を有し難く、またZnが45重量％を超えて含有されていて
も同様に形状記憶効果を有し難いからである。また、Al
を12重量％以下としたのは、これを超えると、合金の変
態温度域が上昇し、実用上意味がなくなるからである。 前述の後者の組成において、Alを９〜15重量％の範囲
内に限定したのは、Alがその範囲外であるならば、高温
においてもβ相構造とはなり得ず、形状記憶効果を現出
し得ないからである。また、Niを10重量％以下としたの
は、これを超えると、いたずら変態温度域が下降し、実
用上意味がなくなるからである。 なお、Cu−Al−Ni合金は、加工性が悪く、特にワイヤ
などに加工するのが困難である。そのため、Cu−Al−Ni
合金からなるコイルばねは、今まで作られたことがなか
った。ところが、本発明法によれば、Cu−Al−Ni合金か
らなるコイルばねの製造も可能となる。このCu−Al−Ni
合金は、単結晶では、回復可能な歪量が最も大きく、約
20％である。 ［実施例１］ Cu−23重量％Zn−５重量％Al合金を、第１図に示す装
置を用いて連続的に鋳造し、直径2.5mm、長さ50mの線材
を得た。この際、鋳型４の出口部の温度を800℃に保持
した。得られた線材を組織観察したところ、鋳造開始よ
り0.5mのところからは単結晶となっていた。 上記線材を室温下で曲率半径30Rで90゜に曲げた。そ
して、この線材を90℃に加熱したところ、元の真直ぐな
形状に戻った。同じ操作を1000回繰返したが、機能の劣
化は認められなかった。 比較のため、溶解−鋳造−熱間加工−冷間加工−記憶
処理の工程を経て同一組成の合金からなる直径2.5mm、
長さ50mの線材を作った。この線材を、上述したのと同
様に室温下で曲率半径30Rで90゜に曲げ、その後90℃に
加熱処理する操作を繰返して行なった。１回目の操作で
は、線材は完全に元の形に戻ったが、100回目の操作で
は45゜までしか戻らず、また300回目の操作で破断し
た。 ［実施例２］ Cu−26重量％Zn−４重量％Al合金を、第１図に示す装
置を用いて連続的に鋳造し、内径10mm、肉厚2mm、長さ4
0mのパイプを得た。なお、鋳型４の出口部の温度は850
℃に保持した。 このパイプを室温下で内径12mmに拡管した後、70℃に
加熱したところ、元の内径10mmに収縮した。この操作を
20回繰返したところ、人為的に拡管操作をしなくても、
室温と70℃との間で収縮・膨張を繰返すようになった
（可逆形状記憶効果）。また、熱サイクルを3000回繰返
してみたが、機能の劣化は認められなかった。 比較のため、同一組成の合金を従来の製造工程を経て
加工し、同一形状および同一サイズのパイプを作った。
このパイプは、1000回の熱サイクルで破断した。 ［実施例３］ Cu−14重量％Al−3.5重量％Ni合金を、第１図に示す
装置を用いて連続的に鋳造し、直径2.0mm、長さ100mの
線材を得た。この線材を組織観察したところ、単結晶に
なっていることを確認した。なお、鋳型４の出口部の温
度は900℃に保持した。 上述のようにして得られた線材を内径10mmで５ターン
密着巻きした後、700℃で10分間加熱し、その後水焼入
れした。この線材の端部を組織観察したところ、単結晶
状態が保たれていた。 上記コイルばねは室温で良好な超弾性挙動を示した。
また、このコイルばねを表面最大歪が10％になるように
変形しても、完全に元の密着形状に戻った。

【図面の簡単な説明】 第１図は、この発明の製造方法を実施するための装置の
一例を示す模式的断面図である。 図において、１はるつぼ、２はβ黄銅型銅合金、３はヒ
ータ、４は鋳型、５はヒータ、６は湯面高さ調節機構、
７は冷却手段を示す。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭57−207134（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−209758（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−83753（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−88200（ＪＰ，Ａ)

Claims (1)

1. (57)【特許請求の範囲】 １．熱弾性型マルテンサイト変態をするβ黄銅型銅合金
   を、鋳型を用いて、連続的に鋳造するに際し、前記鋳型
   出口部の内壁面の温度を鋳造すべきβ黄銅型銅合金のβ
   化温度以上であって融点未満に保ち、さらに、β化温度
   以上に保持されて前記鋳型出口部から出てきた鋳塊を急
   冷することによって機能合金部材を得る、機能合金部材
   の製造方法。 ２．前記機能合金部材は、単結晶である、特許請求の範
   囲第１項に記載の機能合金部材の製造方法。 ３．前記機能合金部材は、異形断面を有する部材であ
   る、特許請求の範囲第１項または第２項に記載の機能合
   金部材の製造方法。 ４．前記β黄銅型銅合金は、10〜45重量％のZnと、12重
   量％以下のAlとを含有し、残部がCuである、特許請求の
   範囲第１項ないし第３項のいずれかに記載の機能合金部
   材の製造方法。 ５．前記β黄銅型銅合金は、９〜15重量％のAlと、10重
   量％以下のNiとを含有し、残部がCuである、特許請求の
   範囲第１項ないし第３項のいずれかに記載の機能合金部
   材の製造方法。