JP5837487B2 - 銅系合金及びそれを用いた構造材 - Google Patents

Description

本発明は、形状記憶特性を有する銅系合金及びそれを用いた構造材に関する。

近い将来発生すると予想されている関東南部地震などの直下型地震や南海、東南海、東海地震などの海溝型地震に対する対策が喫緊の課題となっている。なかでも構造物の安全性は重要な問題であり、構造物の耐震性のさらなる向上に加えて地震後における構造物の継続使用性が社会的に求められている。

そこで、例えば非特許文献１では、Ｎｉ−Ｔｉ形状記憶合金を土木建築構造物の応答制御に利用しようとする試みが幾つか紹介されている。形状記憶合金も通常の金属と同様、弾性域を超える変形によって発生する非線形歪は残留するが、形状記憶効果と呼ばれる特性を備えており、加熱することにより残留歪を除去することができる。また、形状記憶合金の場合、ある一定温度以上の温度域において、除荷するだけで残留歪がなくなる超弾性と呼ばれる特性も備えている。
なお、本明細書では、超弾性特性と形状記憶効果を総称して「形状記憶特性」と呼ぶ。

超弾性特性を有する形状記憶合金を用いた部材は、大地震に対して残留変形が生じないか、生じても非常に僅かであるため、大地震後における部材の取り替えや、加熱による残留変形解消の必要がないといった利点がある。しかし、Ｎｉ−Ｔｉ形状記憶合金は素材が高価なうえ、冷間加工性に乏しく切削が困難であるため、土木建築用構造材に適用しようとした場合、コストが極めて高くなるという問題がある。

そのため、近年、コスト的に有利な銅系形状記憶合金が注目されるようになってきている。例えば、特許文献１には、Ｍｎ：５〜２０質量％、Ａｌ：３〜１０質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる、加工性に優れたＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の製造方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金にＳを添加することによって、高い切削加工性が付与された制振部材が開示されている。

特許第３３３５２２４号公報 特開２００９−５２０９７号公報 特許第３３００６８４号公報

ソン ジー(Song G)，マー エン(Ma N)，リー エイチ−エン(Li H-N)著「アプリケーションズ オブ シェイプ メモリ アロイズ イン シビル ストラクチュアズ（Applications of shape memory alloys in civil structures）」，エンジニアリング ストラクチャーズ （Engineering Structures），２００６，Ｖｏｌ．２８，ｐｐ．１２６６−１２７４

Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の場合、材料（部材）サイズに対する結晶粒径が粗大になるほど、形状記憶特性が向上することが知られており、断面積の小さな材料（部材）においては、材料サイズに対して結晶粒径を粗大にすることが可能であると考えられている。通常の多結晶金属材料の結晶粒径は数μｍから数百μｍ程度であるが、例えば、特許文献３では、線径０．３６ｍｍ程度の線材や幅１０ｍｍ×厚さ０．２ｍｍの板材において、１．５ｍｍ程度の結晶粒径を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を実現している。

しかし、土木建築構造物では、比較的大きな断面サイズを有する構造材が使用されるため、特許文献３において実現された部材は断面サイズが小さすぎ、土木建築構造物に適用できないという問題がある。また、土木建築構造物で使用される比較的大きな断面サイズにおいて良好な形状記憶特性を得るには、より粗大な結晶粒が必要となるが、これまでの技術では、そのような粗大結晶粒は実現できていなかった。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、良好な形状記憶特性を有し、構造物等に適用可能な断面サイズを有する構造材を実現することが可能な銅系合金及びそれを用いた構造材を提供することを目的とする。

上記目的を達成するため、本発明では、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の結晶粒径を大きくすることにより、良好な形状記憶特性を有し、各種構造物や大型機械、自動車、航空機、船舶等に適用可能な断面サイズを有する構造材を実現する。
Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金は、高温でβ相（ｂｃｃ構造）となるが、適切な成分を選択することによって低温でα相（ｆｃｃ構造）が析出してβ＋α相の２相組織にすることができる。結晶粒の粗大化には、高温でβ相かつ低温でβ＋α相となるような組成であることが重要であると考えられる。なお、高温域においてα相が存在すると、結晶粒の成長がピン止めされ、結晶粒が微細になる。
本発明では、Ａｌ：７．８〜８．８質量％、Ｍｎ：７．２〜１４．３質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅系合金において、最大結晶粒径を８ｍｍ超とする。

また、本発明に係る銅系合金では、さらに、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｐ、Ｂｅ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃ、Ｓ、Ａｇ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一種の元素を合計で０．００１〜５質量％含有していてもよい。

また、本発明は、構造物を構成する以下の構造材を含む。
（１）上記銅系合金からなる主筋を有するコンクリート部材。
（２）上記銅系合金からなるＰＣテンドンを有するプレストレストコンクリート部材。
（３）上記銅系合金から形成され、組積造壁の内部に配置される補強材。

（４）上記銅系合金から形成され、部材同士の接合に使用されるスプライスプレート。
（５）上記銅系合金から形成され、部材同士の接合に使用される接合ボルト。
（６）上記銅系合金から形成され、コンクリート基礎に埋設されるアンカーボルト。

（７）上記銅系合金から形成され、構造物の構面内に設置されるブレース。
（８）上記銅系合金から形成され、梁を支持する方杖。

本発明では、Ａｌ：７．８〜８．８質量％、Ｍｎ：７．２〜１４．３質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅系合金において、８ｍｍを超える最大結晶粒径とすることにより、良好な形状記憶特性を有し、構造物等に適用可能な断面サイズを有する構造材を実現することができる。

本発明の一実施の形態に係る銅系合金を用いたコンクリート部材の断面図である。 鉄骨構造物の柱梁接合部の模式図である。 鉄骨構造物の基礎部の模式図である。 （Ａ）本発明の一実施の形態に係る銅系合金を用いたブレースの模式図、（Ｂ）本発明の一実施の形態に係る銅系合金を用いた方杖の模式図である。 実施例４の実体顕微鏡写真である。 比較例５の光学顕微鏡写真である。 実施例２９の実体顕微鏡写真である。 実施例３０の応力−歪曲線のグラフである。 実施例３１の応力−歪曲線のグラフである。 実施例３０、３１の繰返し回数ごとの等価減衰率を示したグラフである。

続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態に付き説明し、本発明の理解に供する。

本発明の一実施の形態に係る銅系合金は、Ａｌ：７．８〜８．８質量％、Ｍｎ：７．２〜１４．３質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、８ｍｍを超える最大結晶粒径を有している。
また、本実施の形態に係る銅系合金では、上記基本組成の元素以外に、さらにＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｐ、Ｂｅ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃ、Ｓ、Ａｇ及びミッシュメタルからなる群から選ばれた１種又は２種以上を合計で０．００１〜５質量％含有させてもよい。
以下の説明では、上記成分からなる銅系合金を「Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金」と呼ぶことがある。

Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の最大結晶粒径が８ｍｍ以下の場合、除荷後における残留歪の回復が充分ではなく、良好な形状記憶特性が得られない。一方、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の最大結晶粒径が大きい程、良好な形状記憶特性が得られるが、製造上の問題から結晶粒径の最大値は現時点において１５０ｍｍ程度である。

［結晶粒径の測定方法］
結晶粒の微細な試料は光学顕微鏡、結晶粒の粗大な試料は実体顕微鏡を用いて当該試料を撮像し、得られた像の試料長手方向に線を引く。そして、各結晶粒を横切る線分の長さを測定し、その最大値を当該試料の最大結晶粒径とする。

［Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の組成］
Ａｌはβ相を安定化させる元素であり、低温におけるα相の析出を抑制する。そのため、Ａｌの含有量が高くなると、結晶粒が粗大化しにくくなる。そこで、本実施の形態では、Ａｌの含有量の上限を低く設定し、８．８質量％としている。一方、Ａｌ元素の含有量が７．８質量％未満では高温域においてβ単相を形成できない。Ａｌ元素のより好ましい含有量はＭｎ元素の含有量により変化するが、８．０〜８．５質量％である。

Ｍｎ元素を含有することによりβ相が存在し得る組成範囲が低Ａｌ側へ広がり、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の冷間加工性が著しく向上する。Ｍｎ元素の含有量が７．２質量％未満では満足な冷間加工性が得られず、かつ高温域においてβ単相を形成することができない。またＭｎ元素の含有量が１４．３質量％を超えると、十分な形状記憶特性が得られない。好ましいＭｎの含有量は９．７〜１２．７質量％であり、この範囲においてＭｎ量を調節することで、マルテンサイト変態温度を調整することができる。

Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｓｎ及びＳｂは基地組織の強化に有効な元素である。Ｎｉ及びＦｅの好ましい含有量はそれぞれ０．００１〜３質量％である。Ｃｏは、またＣｏＡｌの形成により析出強化するが、過剰になると合金の靭性を低下させる。Ｃｏの好ましい含有量は０．００１〜２質量％である。Ｓｎ及びＳｂの好ましい含有量はそれぞれ０．００１〜１質量％である。

Ｔｉは合金特性を阻害する元素であるＮ及びＯと結合して、酸化物及び窒化物を形成する。またＢと共に添加するとボライドを形成し、析出強化に寄与する。Ｔｉの好ましい含有量は０．００１〜２質量％である。

Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＺｒは硬さを向上させて耐摩耗性を向上させる効果を有する。またこれらの元素は、ほとんど合金基地に固溶しないので、ｂｃｃ結晶として析出し、析出強化に有効である。Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＺｒの好ましい含有量は、それぞれ０．００１〜１質量％である。

Ｃｒは耐摩耗性及び耐食性を維持するのに有効な元素である。Ｃｒの好ましい含有量は０．００１〜２質量％である。
Ｓｉは耐食性を向上させる効果を有する。Ｓｉの好ましい含有量は０．００１〜２質量％である。

Ｍｇは合金特性を阻害する元素であるＮ及びＯを除去すると共に、阻害元素であるＳを硫化物として固定し、熱間加工性や靭性の向上に効果があるが、多量の添加は粒界偏析を招き、脆化の原因となる。Ｍｇの好ましい含有量は０．００１〜０．５質量％である。
Ｐは脱酸剤として作用し、靭性向上の効果を有する。Ｐの好ましい含有量は０．０１〜０．５質量％である。

Ｂｅは基地組織を強化する効果を有する。Ｂｅの好ましい含有量は０．００１〜１質量％である。
Ｚｎはマルテンサイト変態温度を上昇させる効果を有する。Ｚｎの好ましい含有量は０．００１〜５質量％である。
Ｂ及びＣは粒界に偏析し、粒界を強化する効果を有する。Ｂ及びＣの好ましい含有量はそれぞれ０．００１〜０．５質量％である。

Ｓは、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金にＳを添加することでＭｎＳ等の硫化物が材料内部に微量に形成され、優れた切削加工性が発現される。Ｓの好ましい含有量は０．００１〜０．３質量％である。
Ｇｅはマルテンサイト変態温度を上昇させる効果を有する。Ｇｅの好ましい含有量は０．００１〜１質量％である。
Ｂｉは切削加工性の向上に有効な元素である。Ｂｉの好ましい含有量は０．００１〜１質量％である。

Ａｇは冷間加工性を向上させる効果を有する。Ａｇの好ましい含有量は０．００１〜２質量％である。
ミッシュメタルは脱酸剤として作用し、靭性向上の効果を有する。ミッシュメタルの好ましい含有量は０．００１〜５質量％である。

［Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の製造方法］
８ｍｍを超える最大結晶粒径を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の製造方法の概略を以下に示す。
（１）上記成分からなるＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を高周波溶解炉などの溶解炉で溶解し、鋳型に鋳込んでインゴットを作製する。
（２）熱間鍛造や熱間圧延（６００〜９００℃）と冷間圧延や伸線により上記インゴットを所定の形状に成形加工する。
（３）所定の形状とされたＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金に対して、４００〜９５０℃の範囲で熱処理する。熱処理は、β単相域温度からβ＋αの２相域温度に保持したり、冷却中にα相を析出させたりした後に、再度、β単相域温度で熱処理を行う。この熱処理を一回又は二回以上行うことが好ましい。一般にβ単相域温度は７００〜９５０℃であり、β＋αの２相域温度は４００〜８５０℃である。
（４）β単相域で熱処理されたＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を水中に投入して急冷する。
（５）水冷されたＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金に対して、５０〜３００℃の温度で１〜３００分間、時効処理を行う。

Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金に（３）及び（４）の熱処理を行うことにより、結晶粒が粗大化し、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の超弾性特性及び形状記憶効果を向上させることができる。さらに、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金はβ単相域温度から水冷後、室温に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が、（５）の時効処理を行うことでマルテンサイト変態温度を安定にすることができ、安定な形状記憶特性を発現させることができる。

［Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の構造材への適用例］
８ｍｍを超える最大結晶粒径を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を適用することが可能な土木建築構造物用構造材について以下に幾つか例を示す。
（１）コンクリート部材
コンクリート部材の一例である梁１０の断面を図１に示す。梁１０は、矩形断面とされたコンクリート１１内に、上端筋１２及び下端筋１３と、上端筋１２及び下端筋１３に一定のピッチで巻き付けられたスターラップ１４とを有し、主筋である上端筋１２及び下端筋１３が本実施の形態に係るＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金から形成されている。

なお、主筋の全長に亘って本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を使用するのではなく、曲げモーメントが大きくなる梁端部など、主筋の一部のみに本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を使用してもよい。その場合、鉄筋と本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金とは、長ナットやカプラーなど機械式継手により接合すればよい。
また、プレストレストコンクリート部材において、ＰＣテンドンの材料として本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を使用してもよい。

あるいはまた、煉瓦や石、コンクリートブロックなどを積み上げた組積造壁の内部に配置される補強材として本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を使用してもよい。ここで、「組石造壁の内部」とは、目地に沿って補強材を配置するのみならず、目地に直交するように補強材を配置する場合や、目地に対して斜めに補強材を配置する場合も含むものである。

（２）スプライスプレート
図２は、鉄骨構造物の柱梁接合部を示したものである。本鉄骨構造物では、鉄骨柱２３から側方に突出するＨ形鋼からなるブラケット２４と、Ｈ形鋼からなる鉄骨梁２２とが、本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金からなるスプライスプレート２５を介して接合されている。鉄骨梁２２及びブラケット２４の各フランジをスプライスプレート２５で挟み、これらを貫通する高力ボルト２０（接合ボルト）で摩擦接合する。
なお、高力ボルト２０を本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金により形成してもよい。

（３）アンカーボルト
図３は、鉄骨構造物の基礎部を示したものであり、コンクリート基礎３１の上に鉄骨柱３２が立設されている。鉄骨柱３２の下端面に設けられたベースプレート３３とコンクリート基礎３１とは、コンクリート基礎３１から露出するアンカーボルト３０により接合されており、アンカーボルト３０は本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金から形成されている。

（４）ブレース
図４（Ａ）は、柱４１、４２と、柱４１、４２間に架設された上梁４３及び下梁４４によって画成された構面内に設置されたブレース４０を示したものである。一対のブレース４０は本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金から形成され、ブレース４０の一端が上梁４３の中央部に接合されると共に、他端部が下梁４４の端部に接合され、Ｋ型ブレースを構成している。
なお、本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を座屈拘束ブレースの芯材や、引張ブレースのターンバックルの一部として使用してもよい。

（５）方杖
図４（Ｂ）は、上記と同じ構成からなる構面に設置された方杖５０を示したものである。方杖５０は本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金から形成され、上梁４３を支持する方杖５０は上梁４３と柱４１からなるコーナー部、及び上梁４３と柱４２からなるコーナー部に、下梁４４を支持する方杖５０は、下梁４４と柱４１からなるコーナー部、及び下梁４４と柱４２からなるコーナー部にそれぞれ設置されている。

以上、本発明の実施の形態について説明してきたが、本発明は何ら上記した実施の形態に記載の構成に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載されている事項の範囲内で考えられるその他の実施の形態や変形例も含むものである。例えば、上記実施の形態では、コンクリート部材として梁について説明したが、柱や壁等にも本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金が適用できることは言うまでもない。また、上記実施の形態では、構面内に設置されるブレースをＫ型ブレースとしたが、Ｘ型ブレースなど他の配置方法でもよいことは言うまでもない。さらにまた、上記実施の形態では、本Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を土木建築構造物の構造材として利用した例について説明したが、その他の構造物や大型機械、自動車、航空機、船舶等の構造材としても利用することができる。

［試験１］
表１に示す成分を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を高周波溶解炉で溶解し、鋳型に鋳込んでインゴットを作製した。次いで、インゴットを８００℃で２ｍｍの厚さまで熱間圧延した後、６００℃で１５分間の熱処理と冷間圧延により厚さ１ｍｍの板材とした。そして、板材から幅５ｍｍ、長さ２５〜３０ｍｍの試料を切り出し、当該試料について９００℃で１時間、５００℃で５分間、９００℃で１時間の熱処理を行った後、水中へ投入して急冷し、さらに２００℃で１５分間の時効処理を行った。

実施例１〜９は全て最大結晶粒径が８ｍｍ以上であり、巨大結晶粒組織を形成している。一方、比較例１、比較例２はＡｌ量が少ないため、結晶粒は十分に粗大化せず、比較例３はＭｎ量が少ないため、結晶粒が十分に粗大化していなかった。また、比較例４、比較例５、比較例６はそれぞれＭｎ量、Ａｌ量、Ａｌ量が多く、結晶粒の粗大化が十分でなかった。比較例の中で、特に比較例１、比較例３はそれぞれＡｌ量、Ｍｎ量が少ないことに起因して高温域においてα相が析出してβ＋αの２相となるため、結晶粒の成長が阻害されていた。
図５に実施例４の実体顕微鏡写真を、図６に比較例５の光学顕微鏡写真を示す。図５は同じ合金試料を３つ準備して上記の処理を行った結果を示したものであり、極めて巨大な結晶粒組織を有している。一方、Ａｌ量の多い比較例５は、結晶粒径が３００μｍ前後と、通常の金属材料の結晶粒径の範囲内にある。

次に、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の形状回復特性（形状記憶特性）を調査するため、試料を直径２０ｍｍの丸棒に巻き付け、除荷後における試料の曲率半径Ｒを測定した。形状記憶効果モードの試料である実施例２、６の形状回復特性は除荷後に２００℃まで加熱を行ったときの曲率半径Ｒにより評価した。ここで、形状記憶効果モードの試料とは、加熱すると元の形状に戻る性質を有する試料のことである。試料の形状回復特性は次式に示す形状回復率で評価し、形状回復率が８０％以上１００％以下をＡ、５０％以上８０％未満をＢ、５０％未満をＣとした。
形状回復率（％）＝（Ｒ−１０）/Ｒ×１００

その結果、巨大結晶粒を有する実施例１〜９の試料は非常に良好な形状記憶特性を示すことがわかった。一方、比較例１〜６は実施例１〜９に比べて形状回復率が低かった。特に比較例１及び比較例３は、高温においてα相が析出してβ＋αの２相になっていることに起因して形状回復率が低かった。また、比較例５及び比較例６は延性が低く、曲げ変形を与えることでクラックが発生した。

［試験２］
表２に示す成分を有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を準備し、熱処理後の組織観察と形状回復特性の評価を行った。なお、試料の製造方法は、実施例２７の溶体化処理温度を９５０℃とした以外は実施例１〜９と同様とした。形状記憶効果モードの試料である実施例１７、２２、２６、２７の形状回復特性は除荷後に２００℃まで加熱を行ったときの曲率半径Ｒにより評価した。
添加元素を加えた実施例１０〜２８のいずれのＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金においても結晶粒は十分に粗大化していた。また、超弾性特性あるいは形状記憶効果による形状回復率も良好であることが確認できた。

［試験３］
Ａｌを８．１質量％、Ｍｎを１１．１質量％を含有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金について、高周波溶解と熱間鍛造によりφ２０ｍｍの棒材を形成した。そして、９００℃で１５分間、６００℃で３０分間のサイクルを２回行い、最後に９００℃で１５分間の熱処理を行った後、水冷し、さらに２００℃で１５分間の時効処理を行って実施例２９を得た。
実施例２９の外観写真を図７に示す。図中の三角印は結晶粒界の位置を示している。同図より、棒材の直径を超える結晶粒が多数存在しており、そのサイズは最大１５０ｍｍにも達していることがわかる。以上のように、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金は太径材においても熱処理を行うことにより巨大結晶粒を得ることができる。

［試験４］
Ａｌを８．１質量％、Ｍｎを１０．７質量％含有するＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金について、高周波溶解、熱間鍛造、及び冷間伸線によりφ４ｍｍとφ８ｍｍの棒材（全長１５０ｍｍ）を形成した。そして、９００℃で１５分間、６００℃で３０分間のサイクルを２回行い、最後に９００℃で１５分間の熱処理を行った後、水冷し、さらに２００℃で１５分間の時効処理を行って実施例３０、３１を得た。実施例３０、３１の結晶粒径の中間値は８ｍｍ超である。
一方、比較例７はＣｕ−Ａｌ−Ｂｅ系形状記憶合金であり、表中の値は文献１(Graesser EJ, Cozzarelli FA. Shape memory alloys as new material for aseismic isolation, Journal of Engineering Mechanics, ASCE 1991; 117: 2590-2608.)及び文献２(Dolce M, Cardone D, Marnetto R. Implementation and testing of passive control devices on shape memory alloys, Earthquake Engineering and Structural Dynamics 2000; 29:945-968.)に基づいている。また、比較例８はＮｉ−Ｔｉ形状記憶合金であり、表中の値は文献３(Sepulveda A, Boroschek R, Herrera R, Moroni O, Sarrazin M, Steel beam-column connection using copper-based shape memory alloy dampers, Journal of Constructional Steel Research 2008, 64:429-435.)に基づいている。

実施例３０、３１及び比較例７、８について準静的繰返し引張試験を室内環境下で実施した。実施例３０の応力−歪曲線を図８に、実施例３１の応力−歪曲線を図９に示す。また、実施例３０、３１及び比較例７、８の材料定数を表３に示す。なお、表３における回復歪は与えた歪量から残留歪量を控除した値、降伏応力は０．２％オフセット耐力である。
実施例３０の回復歪は１２％、実施例３１の回復歪は９％、破断歪は実施例３０、３１とも１８％であった。実施例３０、３１の回復歪量は、比較例７に比べて非常に大きく、比較例８とほぼ同等であった。また、実施例３０、３１の破断歪は、比較例７のほぼ２倍、比較例８のほぼ半分であった。

また、実施例３０、３１の応力−歪曲線から算出した等価減衰率ｈ_(i)を図１０に示す。等価減衰率はｈ_(i)（％）＝ΔＷ_(i)／２πσ_(i)ε_(i)で定義される。ここで、ｉは繰返し回数、ε_(i)は与えた歪量、σ_(i)は歪ε_(i)の時の応力、ΔＷ_(i)は応力−歪曲線のループ内面積から算出した散逸エネルギーである。
実施例３０では等価減衰率ｈ_(i)は概ね２％前後であるが、実施例３１では等価減衰率ｈ_(i)は与えた歪量に依存し、歪量の増加に伴い２％から７％へと増加している。

１０：梁（コンクリート部材）、１１：コンクリート、１２：上端筋、１３：下端筋、１４：スターラップ、２０：高力ボルト（接合ボルト）、２２：鉄骨梁、２３：鉄骨柱、２４：ブラケット、２５：スプライスプレート、３０：アンカーボルト、３１：コンクリート基礎、３２：鉄骨柱、３３：ベースプレート、４０：ブレース、４１、４２：柱、４３：上梁、４４：下梁、５０：方杖

Claims (13)

1. 形状記憶特性を有し、構造材に用いられる銅系合金であって、
   Ａｌ：７．８〜８．８質量％、Ｍｎ：７．２〜１４．３質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、最大結晶粒径が８ｍｍを超えることを特徴とする銅系合金。
2. 請求項１記載の銅系合金において、さらに、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｐ、Ｂｅ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃ、Ｓ、Ａｇ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一種の元素を合計で０．００１〜５質量％含有することを特徴とする銅系合金。
3. 請求項１又は２記載の銅系合金からなる主筋を有するコンクリート部材。
4. 請求項１又は２記載の銅系合金からなるＰＣテンドンを有するプレストレストコンクリート部材。
5. 請求項１又は２記載の銅系合金から形成され、組積造壁の内部に配置される補強材。
6. 請求項１又は２記載の銅系合金から形成され、部材同士の接合に使用されるスプライスプレート。
7. 請求項１又は２記載の銅系合金から形成され、部材同士の接合に使用される接合ボルト。
8. 請求項１又は２記載の銅系合金から形成され、コンクリート基礎に埋設されるアンカーボルト。
9. 請求項１又は２記載の銅系合金から形成され、構造物の構面内に設置されるブレース。
10. 請求項１又は２記載の銅系合金から形成され、梁を支持する方杖。
11. 請求項１又は２記載の銅系合金であって、
    Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金をβ単相域温度に保持する第１の溶液化処理工程と、
    前記第１の溶液化処理工程の後の工程であって、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金をβ相及びα相の２相域温度に保持する、第２の溶液化処理工程と、
    前記第２の溶液化処理工程の後の工程であって、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金をβ単相域温度に保持する第３の溶液化処理工程と、
    を含む、
    形状記憶特性を有し、構造材に用いられる銅系合金であって、
    Ａｌ：７．８〜８．８質量％、Ｍｎ：７．２〜１４．３質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、最大結晶粒径が８ｍｍを超えることを特徴とする銅系合金の製造方法。
12. 請求項１１に記載の銅系合金の製造方法であって、
    前記第１の溶液化処理工程は、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を７００℃以上９５０℃以下で１５分以上１時間以下保持する工程であり、
    前記第２の溶液化処理工程は、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を４００℃以上８５０℃以下で５分以上３０分以下保持する工程であり、
    前記第３の溶液化処理工程は、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を７００℃以上９５０℃以下で１５分以上１時間以下保持する工程である、
    銅系合金の製造方法。
13. 請求項１１又は請求項１２に記載の銅系合金の製造方法であって、
    前記第２の溶液化処理工程は、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金を５００℃以上６００℃以下で５分以上３０分以下保持する工程である、
    銅系合金の製造方法。