JP3335224B2 - 高加工性銅系形状記憶合金の製造方法 - Google Patents
高加工性銅系形状記憶合金の製造方法Info
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- JP3335224B2 JP3335224B2 JP21324093A JP21324093A JP3335224B2 JP 3335224 B2 JP3335224 B2 JP 3335224B2 JP 21324093 A JP21324093 A JP 21324093A JP 21324093 A JP21324093 A JP 21324093A JP 3335224 B2 JP3335224 B2 JP 3335224B2
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Description
【０００１】本発明は、優れた冷間加工性を示すととも
に高い形状記憶特性を有し、複雑な加工を必要とするあ
らゆる分野で応用可能な高加工性形状記憶合金を製造す
る方法に関する。
に高い形状記憶特性を有し、複雑な加工を必要とするあ
らゆる分野で応用可能な高加工性形状記憶合金を製造す
る方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年形状記憶合金は、溶接不可能なTiパ
イプ用の継手や、医療用材料等の分野で実用化が進んで
いる。現在の実用合金の主流はNi-Ti （ニチノール）で
あり、ニチノール以外ではわずかにCu-Zn-Al系の合金が
用いられているに過ぎない。ニチノールはCu基に比して
繰り返し特性、耐食性等多くの点で優れているが、コス
トがCu基の10倍以上であるという欠点を有する。そのた
め、より低コストの形状記憶合金が望まれている。
イプ用の継手や、医療用材料等の分野で実用化が進んで
いる。現在の実用合金の主流はNi-Ti （ニチノール）で
あり、ニチノール以外ではわずかにCu-Zn-Al系の合金が
用いられているに過ぎない。ニチノールはCu基に比して
繰り返し特性、耐食性等多くの点で優れているが、コス
トがCu基の10倍以上であるという欠点を有する。そのた
め、より低コストの形状記憶合金が望まれている。
【０００３】そのような要望の中で、コスト的に有利な
Cu系形状記憶合金が注目されるようになってきた。実用
化研究の中心になっているCu系形状記憶合金はCu-Zn-Al
系及びCu-Al-Ni系の２合金系である。しかし、いずれの
系でも冷間加工性が悪く、これまで開発された最も良好
な冷間加工性を有する合金でも高々10〜20％程度しか加
工できず、それが実用化への最大の障害となっている。
ニチノールに関しても、今までのCu系に比すれば冷間加
工性はあるが、決して良好とは言えず、冷間加工性に優
れた形状記憶合金の開発が強く望まれているのが現状で
ある。
Cu系形状記憶合金が注目されるようになってきた。実用
化研究の中心になっているCu系形状記憶合金はCu-Zn-Al
系及びCu-Al-Ni系の２合金系である。しかし、いずれの
系でも冷間加工性が悪く、これまで開発された最も良好
な冷間加工性を有する合金でも高々10〜20％程度しか加
工できず、それが実用化への最大の障害となっている。
ニチノールに関しても、今までのCu系に比すれば冷間加
工性はあるが、決して良好とは言えず、冷間加工性に優
れた形状記憶合金の開発が強く望まれているのが現状で
ある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】かかる事情に鑑み種々
検討の結果、本発明者は、Cu系合金を形状記憶化処理し
た後所定の温度で規則化処理することにより、少なくと
も20％以上の冷間加工性を有する低廉なCu系形状記憶合
金を製造し得ることを発見し、本発明に想到した。
検討の結果、本発明者は、Cu系合金を形状記憶化処理し
た後所定の温度で規則化処理することにより、少なくと
も20％以上の冷間加工性を有する低廉なCu系形状記憶合
金を製造し得ることを発見し、本発明に想到した。
【０００５】すなわち、高加工性銅系形状記憶合金を製
造する本発明の第一の方法は、Mn５〜20 mass％、及びA
l３〜10 mass％を含有し、残部Cu及び不可避的不純物か
らなる銅合金を溶解鋳造した後に熱間加工及び冷間加工
によって所定の形状に成形し、500 ℃以上の温度に保持
した後急冷してβ単相にし、100 〜200 ℃の温度で10秒
〜６時間規則化処理することを特徴とする。この際、熱
間加工後の組織はβ単相であっても差し支えない。
造する本発明の第一の方法は、Mn５〜20 mass％、及びA
l３〜10 mass％を含有し、残部Cu及び不可避的不純物か
らなる銅合金を溶解鋳造した後に熱間加工及び冷間加工
によって所定の形状に成形し、500 ℃以上の温度に保持
した後急冷してβ単相にし、100 〜200 ℃の温度で10秒
〜６時間規則化処理することを特徴とする。この際、熱
間加工後の組織はβ単相であっても差し支えない。
【０００６】第一の方法の好ましい態様では、Mn８〜20
mass％、及びAl３〜８mass％を含有し、残部Cu及び不可
避的不純物からなる銅合金を溶解鋳造した後に熱間加工
及び冷間加工によって所定の形状に成形し、500 ℃以上
の温度に保持した後、200 ℃／秒以上の冷却速度で急冷
してβ単相にし、安定かつ良好な形状記憶を得るために
100 〜200 ℃の温度で10秒〜６時間規則化処理する。こ
の際、熱間加工後の組織はβ単相であっても差し支えな
い。
mass％、及びAl３〜８mass％を含有し、残部Cu及び不可
避的不純物からなる銅合金を溶解鋳造した後に熱間加工
及び冷間加工によって所定の形状に成形し、500 ℃以上
の温度に保持した後、200 ℃／秒以上の冷却速度で急冷
してβ単相にし、安定かつ良好な形状記憶を得るために
100 〜200 ℃の温度で10秒〜６時間規則化処理する。こ
の際、熱間加工後の組織はβ単相であっても差し支えな
い。
【０００７】第一の方法の好ましい別の態様では、Mn５
〜15mass％、及びAl８〜10mass％を含有し、残部Cu及び
不可避的不純物からなる銅合金を溶解鋳造し、熱間加工
を行い、200 ℃／分以下の冷却速度で冷却して組織をα
＋β相とし、冷間加工を行い、500 ℃以上の温度に保持
した後、200 ℃／秒以上の冷却速度で急冷してβ単相に
し、次いで安定かつ良好な形状記憶を得るために100 〜
200 ℃の温度で10秒〜６時間規則化処理する。
〜15mass％、及びAl８〜10mass％を含有し、残部Cu及び
不可避的不純物からなる銅合金を溶解鋳造し、熱間加工
を行い、200 ℃／分以下の冷却速度で冷却して組織をα
＋β相とし、冷間加工を行い、500 ℃以上の温度に保持
した後、200 ℃／秒以上の冷却速度で急冷してβ単相に
し、次いで安定かつ良好な形状記憶を得るために100 〜
200 ℃の温度で10秒〜６時間規則化処理する。
【０００８】また高加工性銅系形状記憶合金を製造する
本発明の第二の方法は、Mn５〜20 mass％、Al３〜10 ma
ss％、及びNi、Co、Fe、Ti、Ｖ、Cr、Si、Nb、Mo、Sn、
Mg、Ｐ、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、Ｂ及びミッシュメタ
ルからなる群から選ばれた少なくとも１種0.001 〜10 m
ass％（総計）を含有し、残部Cu及び不可避的不純物か
らなる銅合金を溶解鋳造した後に熱間加工及び冷間加工
によって所定の形状に成形し、500 ℃以上の温度に保持
した後急冷してβ単相にし、100 〜200 ℃の温度で10秒
〜６時間規則化処理することを特徴とする。
本発明の第二の方法は、Mn５〜20 mass％、Al３〜10 ma
ss％、及びNi、Co、Fe、Ti、Ｖ、Cr、Si、Nb、Mo、Sn、
Mg、Ｐ、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、Ｂ及びミッシュメタ
ルからなる群から選ばれた少なくとも１種0.001 〜10 m
ass％（総計）を含有し、残部Cu及び不可避的不純物か
らなる銅合金を溶解鋳造した後に熱間加工及び冷間加工
によって所定の形状に成形し、500 ℃以上の温度に保持
した後急冷してβ単相にし、100 〜200 ℃の温度で10秒
〜６時間規則化処理することを特徴とする。
【０００９】第二の方法の好ましい態様では、Mn５〜20
mass％、Al３〜10mass％、Ni、Co、Fe、Ti、Ｖ、Cr、S
i、Nb、Mo、Sn、Mg、Ｐ、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、Ｂ
及びミッシュメタルからなる群から選ばれた少なくとも
１種（総計）0.001 〜10mass％を含み、残部Cuと不可避
的不純物からなるCu合金を溶解鋳造し、熱間加工後冷間
加工によって所定の形状に成形し、500 ℃以上の温度に
保持した後、200 ℃／秒以上の冷却速度で急冷してβ単
相にし、安定かつ良好な形状記憶を得るために100 〜20
0 ℃の温度で10秒〜６時間規則化処理を行う。
mass％、Al３〜10mass％、Ni、Co、Fe、Ti、Ｖ、Cr、S
i、Nb、Mo、Sn、Mg、Ｐ、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、Ｂ
及びミッシュメタルからなる群から選ばれた少なくとも
１種（総計）0.001 〜10mass％を含み、残部Cuと不可避
的不純物からなるCu合金を溶解鋳造し、熱間加工後冷間
加工によって所定の形状に成形し、500 ℃以上の温度に
保持した後、200 ℃／秒以上の冷却速度で急冷してβ単
相にし、安定かつ良好な形状記憶を得るために100 〜20
0 ℃の温度で10秒〜６時間規則化処理を行う。
【００１０】
【作用】本発明の製造方法により、冷間で20％以上の加
工が可能で、ほぼ100 ％の形状記憶性を有する高加工性
銅系形状記憶合金を得ることができる。これにより、従
来の形状記憶合金では困難であった極細線、薄板等を得
ることができる。
工が可能で、ほぼ100 ％の形状記憶性を有する高加工性
銅系形状記憶合金を得ることができる。これにより、従
来の形状記憶合金では困難であった極細線、薄板等を得
ることができる。
【００１１】[1] 高加工性銅系形状記憶合金の組成 本発明の高加工性形状記憶合金を構成する合金の配合量
の限定理由を以下説明する。
の限定理由を以下説明する。
【００１２】５〜20mass％のMn元素を含有することによ
り、β相の存在範囲を低Al側に広げて冷間加工性を著し
く高め、所望の形状の形状記憶合金の製造が容易にな
る。Mn元素の添加量がMn５mass％未満では、満足な加工
性が得られず、かつβ単相の領域を形成することができ
ない。また20mass％を超えると銅系形状記憶合金の組織
内部に転位が導入されやすくなるため、形状記憶特性が
著しく低下してしまうと同時に、Ｍｓ温度が低下してし
まう。
り、β相の存在範囲を低Al側に広げて冷間加工性を著し
く高め、所望の形状の形状記憶合金の製造が容易にな
る。Mn元素の添加量がMn５mass％未満では、満足な加工
性が得られず、かつβ単相の領域を形成することができ
ない。また20mass％を超えると銅系形状記憶合金の組織
内部に転位が導入されやすくなるため、形状記憶特性が
著しく低下してしまうと同時に、Ｍｓ温度が低下してし
まう。
【００１３】Al元素の含有量は、形状記憶特性が得られ
る組成領域がMn元素の組成によって定まり、Mnの組成範
囲からおのずと限定される。具体的にはAlの含有量は３
〜10mass％である。
る組成領域がMn元素の組成によって定まり、Mnの組成範
囲からおのずと限定される。具体的にはAlの含有量は３
〜10mass％である。
【００１４】Alの含有量が３〜８mass％と比較的少ない
場合、Mnの含有量は８〜20mass％であるのが好ましい。
これに対して、Alの含有量が８〜10mass％と比較的多い
場合、Mnの含有量はMn５〜15mass％であるのが好まし
い。
場合、Mnの含有量は８〜20mass％であるのが好ましい。
これに対して、Alの含有量が８〜10mass％と比較的多い
場合、Mnの含有量はMn５〜15mass％であるのが好まし
い。
【００１５】Ni、Co、Fe、Ti、Ｖ、Cr、Si、Nb、Mo、S
n、Mg、Ｐ、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、Ｂ及びミッシュ
メタルからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素
は、冷間加工性を維持したまま、結晶粒を微細化して強
度を上げ、形状記憶特性を向上させるために添加する元
素である。これら元素の合計添加量を0.001 〜10mass％
に限定したのは、その下限未満では上記効果が得られ
ず、またその上限を超えるとマルテンサイト変態温度が
低下し、形状記憶効果が得られなくなるからである。
n、Mg、Ｐ、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、Ｂ及びミッシュ
メタルからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素
は、冷間加工性を維持したまま、結晶粒を微細化して強
度を上げ、形状記憶特性を向上させるために添加する元
素である。これら元素の合計添加量を0.001 〜10mass％
に限定したのは、その下限未満では上記効果が得られ
ず、またその上限を超えるとマルテンサイト変態温度が
低下し、形状記憶効果が得られなくなるからである。
【００１６】[2] 製造方法 Al８〜10mass％を含む合金の場合、熱間加工後の平均冷
却速度を200 ℃／分以下にすることにより、加工性に富
むα＋β２相組織化することが可能となる。従って、特
に1100〜400 ℃の温度範囲においてこの条件を満足する
ことが望ましい。上記冷却速度より速い冷却ではβ単相
となり、α＋β２相組織の加工性より劣る場合がある。
またAl３〜８mass％を含む合金の場合、熱間加工後の組
織はβ単相であっても差し支えなく、熱間加工後の冷却
速度に関する制限はない。
却速度を200 ℃／分以下にすることにより、加工性に富
むα＋β２相組織化することが可能となる。従って、特
に1100〜400 ℃の温度範囲においてこの条件を満足する
ことが望ましい。上記冷却速度より速い冷却ではβ単相
となり、α＋β２相組織の加工性より劣る場合がある。
またAl３〜８mass％を含む合金の場合、熱間加工後の組
織はβ単相であっても差し支えなく、熱間加工後の冷却
速度に関する制限はない。
【００１７】また加工後の溶体化熱処理はβ単相にする
ためであり、500 ℃以上のβ単相の温度で行うことが不
可欠である。500 ℃以下のα相の存在する組織では、形
状記憶特性が著しく劣化してしまう。また溶体化熱処理
後の冷却速度は200 ℃／秒以上にすることが望ましい。
それ以下の冷却速度ではα相の析出が生じるので、形状
記憶特性が著しく劣化してしまう。
ためであり、500 ℃以上のβ単相の温度で行うことが不
可欠である。500 ℃以下のα相の存在する組織では、形
状記憶特性が著しく劣化してしまう。また溶体化熱処理
後の冷却速度は200 ℃／秒以上にすることが望ましい。
それ以下の冷却速度ではα相の析出が生じるので、形状
記憶特性が著しく劣化してしまう。
【００１８】さらに100 〜200 ℃の温度で10秒〜６時間
規則化処理を行う。この処理を行わないとβ相の規則度
は完全ではなく、形状記憶特性が不安定であり、室温で
放置しておくとマルテンサイト変態温度が変化すること
がある。なお200 ℃超の温度で熱処理を行うと、α相の
析出が起こり、形状記憶特性が著しく劣化してしまう。
規則化処理を行う。この処理を行わないとβ相の規則度
は完全ではなく、形状記憶特性が不安定であり、室温で
放置しておくとマルテンサイト変態温度が変化すること
がある。なお200 ℃超の温度で熱処理を行うと、α相の
析出が起こり、形状記憶特性が著しく劣化してしまう。
【００１９】
【実施例】本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説
明するが、本発明はそれに限定されるものではない。
明するが、本発明はそれに限定されるものではない。
【００２０】表１に示す組成の合金を溶解し、平均140
℃／分の冷却速度で凝固鋳造して直径20mmの鋳塊を得た
後、900 ℃で熱間圧延により1.5 mmの板材とし、それを
可能な限り冷間圧延した。その後900 ℃で10分の熱処理
後氷水中へ焼き入れ、再度100 ℃で５分の規則化処理を
行い供試材とした。
℃／分の冷却速度で凝固鋳造して直径20mmの鋳塊を得た
後、900 ℃で熱間圧延により1.5 mmの板材とし、それを
可能な限り冷間圧延した。その後900 ℃で10分の熱処理
後氷水中へ焼き入れ、再度100 ℃で５分の規則化処理を
行い供試材とした。
【００２１】このように作成した供試材を用いて引張試
験を行い、破断伸び及び形状記憶回復率を測定した。な
お引張試験における変形歪量は２％とした。得られた結
果を、中間焼き鈍しなしでの冷間加工率の限界値と併せ
て表１に示す。
験を行い、破断伸び及び形状記憶回復率を測定した。な
お引張試験における変形歪量は２％とした。得られた結
果を、中間焼き鈍しなしでの冷間加工率の限界値と併せ
て表１に示す。
【００２２】表１中、合金No. ７はNo. ６の合金を熱間
加工した後300 ℃／分の冷却速度で冷却したものであ
る。また比較例の合金No. 12はNo. ６の合金に対してβ
＋α２相域で記憶熱処理を行ったものであり、比較例の
合金No. 13はNo. ６の合金に対して規則化処理を行わな
かったものである。さらに比較例のNo. 14、No. 15およ
びNo. 16は、それぞれ実用化されているCu-Al-Ni合金、
Cu-Zn-Al合金、及びNi-Ti 合金についての結果である。
加工した後300 ℃／分の冷却速度で冷却したものであ
る。また比較例の合金No. 12はNo. ６の合金に対してβ
＋α２相域で記憶熱処理を行ったものであり、比較例の
合金No. 13はNo. ６の合金に対して規則化処理を行わな
かったものである。さらに比較例のNo. 14、No. 15およ
びNo. 16は、それぞれ実用化されているCu-Al-Ni合金、
Cu-Zn-Al合金、及びNi-Ti 合金についての結果である。
【００２３】
【表１】
【００２４】表１から明らかなように、本発明材No. １
〜No. 10はいずれも従来材に比して冷間加工性に優れて
いる。
〜No. 10はいずれも従来材に比して冷間加工性に優れて
いる。
【００２５】
【発明の効果】このように本発明によれば、きわめて加
工性に優れた形状記憶合金を得ることができ、従来の用
途に加え、形状記憶薄や極細線等の全く新しい用途の道
が開ける可能性がある。
工性に優れた形状記憶合金を得ることができ、従来の用
途に加え、形状記憶薄や極細線等の全く新しい用途の道
が開ける可能性がある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｌ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ (56)参考文献 特開 平４−163817（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−92330（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−116131（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−156390（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−116720（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22F 1/00 - 3/02 C22C 1/00 - 49/14
Claims (2)
- 【請求項１】 Mn５〜20 mass％、及びAl３〜10 mass％
を含有し、残部Cu及び不可避的不純物からなる銅合金を
溶解鋳造した後に熱間加工及び冷間加工によって所定の
形状に成形し、500 ℃以上の温度に保持した後急冷して
β単相にし、100 〜200 ℃の温度で10秒〜６時間規則化
処理することを特徴とする高加工性銅系形状記憶合金の
製造方法。 - 【請求項２】 Mn５〜20 mass％、Al３〜10 mass％、及
びNi、Co、Fe、Ti、Ｖ、Cr、Si、Nb、Mo、Sn、Mg、Ｐ、
Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、Ｂ及びミッシュメタルからな
る群から選ばれた少なくとも１種0.001 〜10 mass％
（総計）を含有し、残部Cu及び不可避的不純物からなる
銅合金を溶解鋳造した後に熱間加工及び冷間加工によっ
て所定の形状に成形し、500 ℃以上の温度に保持した後
急冷してβ単相にし、100 〜200 ℃の温度で10秒〜６時
間規則化処理することを特徴とする高加工性銅系形状記
憶合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21324093A JP3335224B2 (ja) | 1993-08-27 | 1993-08-27 | 高加工性銅系形状記憶合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21324093A JP3335224B2 (ja) | 1993-08-27 | 1993-08-27 | 高加工性銅系形状記憶合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0762472A JPH0762472A (ja) | 1995-03-07 |
| JP3335224B2 true JP3335224B2 (ja) | 2002-10-15 |
Family
ID=16635845
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21324093A Expired - Fee Related JP3335224B2 (ja) | 1993-08-27 | 1993-08-27 | 高加工性銅系形状記憶合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3335224B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011152009A1 (ja) | 2010-05-31 | 2011-12-08 | 社団法人 日本銅センター | 銅系合金及びそれを用いた構造材 |
| WO2020050175A1 (ja) | 2018-09-03 | 2020-03-12 | 株式会社古河テクノマテリアル | 銅系合金材およびその製造方法ならびに銅系合金材で構成された部材または部品 |
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| US20010001400A1 (en) * | 1997-04-18 | 2001-05-24 | Dennis R. Brauer Et Al | Grain refined tin brass |
| US6132528A (en) * | 1997-04-18 | 2000-10-17 | Olin Corporation | Iron modified tin brass |
| US6328822B1 (en) * | 1998-06-26 | 2001-12-11 | Kiyohito Ishida | Functionally graded alloy, use thereof and method for producing same |
| JP3300684B2 (ja) | 1999-07-08 | 2002-07-08 | 清仁 石田 | 形状記憶特性及び超弾性を有する銅系合金、それからなる部材ならびにそれらの製造方法 |
| JP4275334B2 (ja) * | 2001-10-31 | 2009-06-10 | 中央発條株式会社 | 銅系合金及びその製造方法 |
| DE10162296C1 (de) * | 2001-12-19 | 2003-04-03 | Karlsruhe Forschzent | Superelastisches Bauelement und Verfahren zum Einprägen und Konservieren einer Krümmung vorgegebener Geometrie |
| JP4592486B2 (ja) * | 2005-04-25 | 2010-12-01 | 清仁 石田 | 半導体モジュール |
| JP5369321B2 (ja) * | 2010-01-15 | 2013-12-18 | 株式会社古河テクノマテリアル | 外反母趾矯正装具及び外反母趾矯正装具の製造方法 |
| CN103122423A (zh) * | 2011-11-19 | 2013-05-29 | 大连得达科技发展有限公司 | 一种合金材料 |
| JP5567093B2 (ja) | 2012-09-16 | 2014-08-06 | 国立大学法人東北大学 | 安定した超弾性を示すＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金材とその製造方法 |
| KR20140102846A (ko) * | 2013-02-15 | 2014-08-25 | 한국산업기술대학교산학협력단 | 냉간 가공성이 우수한 형상 기억 합금 |
| EP3118338B1 (en) | 2014-03-14 | 2020-12-02 | Furukawa Electric Co. Ltd. | Rod made of cu-al-mn-based alloy and method for producing same |
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-
1993
- 1993-08-27 JP JP21324093A patent/JP3335224B2/ja not_active Expired - Fee Related
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