JPS6140741B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は熱回復可能とすることができる金属合
金に関する。別の観点からは、本発明は熱回復可
能な金属物品に関する。熱回復可能とすることの
できる有機および金属材料は既知である。そのよ
うな材料から作られた物品は始めの熱的安定な形
状から第２の熱的不安定な形状に変形できる。そ
の物品は加熱すると熱的不安定な形状から始めの
熱安定な形状に戻せるという理由で熱回復可能だ
といわれる。 金属のうち例えばチタンとニツケルを含む、合
金で、熱回復可能とされる能力は金属が温度変化
に伴ないオーステナイト状態からマルテンサイト
状態へ可逆変化を受けるという事実の結果であ
る。そのような金属から作つた物品、例えば中空
スリーブはオーステナイト状態からマルテンサイ
ト状態に変化する温度以下に冷却すると、始めの
形状から新しい形状に容易に変形される。この温
度あるいは温度領域は普通Ms点と呼ばれる。こ
の変形を受けた物品がAs点あるいはその温度領
域と呼ばれるオーステナイト状態に戻る温度に加
熱されると、変形された物品は当初の形状に戻
る。上記の中空スリーブはマルテンサイトとなる
温度に冷却された時、例えばマンドレルを使つて
より大きい直径に容易に拡大できる。その後拡大
されたスリーブがオーステナイト状態に戻る温度
に加熱されるとそのスリーブは当初の寸法に戻
る。 通常、そのようなスリーブは変形の全部あるい
は実質的に変形の全部を回復する。即ち始めの寸
法に完全に戻る。しかしながらある状況では、本
物品がその変形の全部を加熱によつて回復できな
い程度に変形されることもありうる事に注目すべ
きである。これとは別にもし何等かの物体、例え
ば、変形前スリーブ内面の寸法より大きい外面寸
法を有する堅い物体をスリーブにさしはさむと、
スリーブは始めの寸法に回復できない。ある物品
が何等かの妨害が存在しない状態で回復可能な最
大の寸法変化は熱回復可能歪と呼ばれる。熱回復
可能歪の中、介在物あるいは他の媒介物が回復を
妨げる部分は不完全回復と言われる。最後に熱回
復可能歪の最大限を越える変形は回復不能歪をも
たらすと言われる。上述したチタニウムニツケル
合金が熱回復可能な性質を有することは長年知ら
れていた。更に最近では例えば米国特許第
3783037号には、熱回復可能な物質を作る方法が
開示された、それは加工してもしなくても冷却す
ると帯状マルテンサイトに無拡散変態を行なう金
属間化合物を有する合金が、適切な熱処理後変形
される方法であつて、その品物を再加熱すると少
なくとも部分的に始めの形状を取り戻す。指摘し
た合金は銅基合金で、擬立方対称型マルテンサイ
トに変態する。それには二元系の銅−亜鉛、銅−
アルミニウム系と三元系の銅−アルミニウム−亜
鉛、銅−亜鉛−錫、銅−亜鉛−シリコン、銅−ア
ルミニウム−マンガン、銅−アルミニウム−鉄、
銅−アルミニウム−ニツケル系が含まれる。 米国特許第3783037号（Col.8、In.63et seq.）
では銅−アルミニウム−亜鉛系について、“累進
的なアルミニウム含有量の増加と亜鉛含有量の減
少があるので……Ms点あるいはその近くで変形
した時、三元系合金で作れる最大の延性度が減少
する”と述べているのは注目される。アルミニウ
ム量が増加すると達成可能な最大熱回復可能歪が
減少する。例えば72％銅、22％亜鉛、６％アルミ
ニウムおよび75.7％銅、17％亜鉛、7.5％アルミ
ニウム（重量％）成分の合金では、最大熱回復歪
は各々4.8％と4.0％と報告された。 従つて、この特許が明らかに教示する点は、合
金のアルミニウム含有量は最大熱回復歪を得るに
はできるだけ減じるべきである。不幸にも、私は
以前の技術を知らず、アルミニウム含有量を減じ
たことにより、安定性即ち不完全回復の条件の下
で品物の応力緩和を避ける能力についてひどい悪
影響をもつことを発見した。更にもし先行技術の
教えに従い、相当量のアルミニウムを含有する三
元系合金の使用を避ければ熱間加工の点で制約さ
れる。特に低エネルギー入力の熱間加工は組織中
に第２相の存在を回避することが必要とされる。
不幸にも低アルミニウム含有合金は熱間加工性に
望ましい相であるβ単一相にするためには高温
度、例えば少くとも650℃以上に維持されねばな
らない。そのような高温度では工具寿命は短か
く、製品中の粗大結晶粒度を避けるのは困難であ
る。 もし熱回復可能な品物が、その品物の始めの形
状へ完全に回復するのを防げる（すなわち不完全
回復の条件下）ごとき基体上で回復されると、残
留歪は品物内で応力となる。全てのβ黄銅構造を
有する銅合金は完全な回復が妨げられると、多か
れ少なかれ不安定であることを発見した。使用、
例えば飛行機内の油圧あるいは電気的応用例に典
型的に見られるごとき普通の温度では、不完全に
回復された品物内の残留応力は着々と零に減つて
ゆくので、ある一定期間後に回復された物体、例
えば基質物体のまわりに固着されてから回復され
たスリーブは基質物体から容易に取り除くことが
できる。 熱回復可能な金属はそれが高い圧縮応力か他の
形の応力を出す応用に最大の用途があるので、上
述した応力緩和過程がこれらの金属の広範な利用
に対して相当な障害となることは、当業者には容
易に認められるだろう。例えば上述の米国特許第
3783037号にある二元系合金と特定の三元系合金
から作つた部品は、約４％の不完全回復の条件下
で始めの形状に完全には回復しないようにした
時、125℃、1000時間以内で（150℃では100時間
以内の緩和に相当する）完全な応力緩和を示し、
実際の多くの応用面で全く役立たない。 従つて、熱回復可能とされる多様なβ黄銅型の
銅合金組成物は先行技術には既知であるが、これ
らの組成物は用途をきびしく制限するような重大
な欠点を有する。 従つて本発明の目的は改良されたβ黄銅型合金
を提供することである。 本発明の別の目的はある程度の不完全回復が残
る条件下で回復された時、長期応力安定性を示す
β黄銅型合金の熱回復可能な物品を提供すること
である。 更に本発明の別の目的は、125℃で1000時間以
上または150℃で100時間以上の応力を維持するβ
黄銅型合金の熱回復可能な品物を提供することで
ある。 本発明は良好な延性を示し、優秀な長期応力安
定性に加え、熱間加工技術で容易に加工できる或
る特殊な三元系および四元系の銅、アルミニウ
ム、亜鉛、マンガン合金を開示する。良好な延性
を熱間加工性は商業上有益な材料に必要なもので
ある。本発明の合金から作られた熱回復可能な物
品は、たとえある量の不完全回復が残るような状
況下で回復されても長期応力安定性を示す。 本発明は銅、アルミニウム、マンガンあるいは
銅、アルミニウム亜鉛の三元系合金および銅、ア
ルミニウム、マンガン、亜鉛の四元系合金を提供
する。 本発明の三元系合金は銅−アルミニウムのβ→
（α＋γ）共析線が、三元系領域を横切る時形成
される線上かあるいはその近くに存在する。これ
はこれ以降共析線と称する。 本発明の銅−アルミニウム−マンガン合金は次
の諸点によつて三元系状態図（相図とも称す）中
に限定される領域内に存在する。 A.82.9％Cu 12.5％Al 4.6％Mn B.81.1％Cu 11 ％Al 7.9％Mn C.80.8％Cu 9.1％Al 10.1％Mn D.78.6％Cu 8.6％Al 12.8％Mn E.77.9％Cu 11 ％Al 11.1％Mn F.79.5％Cu 12.5％Al ８ ％Mn 銅−アルミニウム−亜鉛合金は次の諸点で三元
系状態図内に限定される領域内に存在する。 A.78.3％Cu 9.7％Al 12 ％Zn B.75.1％Cu 7.5％Al 17.4％Zn C.67 ％Cu 4.2％Al 28.8％Zn D.72.6％Cu 7.9％Al 19.5％Zn 本発明の四元系合金は重量で70〜82％銅、６〜
12％アルミニウム、0.1〜24％亜鉛、0.1〜12％マ
ンガンを含有する。 この発明の背景の項で前に説明したように、先
行技術として既知であるβ黄銅型の組成物から形
成された物品は、それが長期間不完全回復の条件
下で適度の温度にさらされた時、応力の維持に関
して不安定であるという重大な不利を被るのを思
いがけなく発見した。この現象は以下の実際の使
用状態に於て明白である。そのような合金から作
つた物品はマルテンサイト状態にあるとき熱回復
可能とさせるため変形され、その物品を始めの形
状に完全には戻さないようにして、オーステナイ
トに戻す温度に加熱し、その後約80℃以上の温度
にさらす。この部分的回復後に、品物に残留して
いる歪の部分はすでに指摘したように不完全回復
と言われる。 従来技術において既知であるβ黄銅型成分から
作られた物品は十分な応力状態を維持するのに不
安定である。即ち応力は次第に零に減衰し、その
速度は温度と共に増加することが判明した。 銅、アルミニウム、亜鉛と銅、アルミニウム、
マンガンの三元系合金に対して応力不安定性は成
分に依存し、最も安定な合金は共析線上かあるい
はその近くにある成分を有するものであることも
判明した。 特に、本願発明として開示された成分領域内に
有り、ここで特許請求したこれらの合金のみが、
125℃で1000時間あるいはそれ以上の期間（150℃
では100時間に相当する）にわたつて実質上完全
な応力緩和を受けない。本願発明の主題である新
規な三元系合金は、全て前述した通り共析線上か
あるいはその近くにある成分を有する。 最初に三元系合金を考え、第１図を参照する
と、銅、アルミニウム、マンガン合金の三元系状
態図が示してあり、XYはこれらの元素からなる
合金に対する共析線である。これらの合金につい
て、与えられたいずれのＭ_s点に対しても共析
線、すなわち最大の応力安定な線上に唯一の成分
がある。共析線は約11.8％の一定のアルミニウム
含有量を示す。 第２図を参照すると、銅、アルミニウム、亜鉛
合金の三元系状態図が示してあり、XYはこれら
の元素の合金に対する共析線である。与えられた
いずれのＭ_s点に対しても、共析線、すなわち最
大の応力安定な線上に唯一の成分がある。例えば
−50℃のＭ_s点を有する合金は約７％のアルミニ
ウムを含む。 個々の成分の相対的含有量を調節すると同じＭ
_s点をもつ別の合金が得られる。しかし通常は、
共析組成からかなりずれると、所望の特性がある
程度低下する。例えば第１図に於て、アルミニウ
ム含有量を12.5％に上げ、希望したＭ_s点を得る
ため銅とマンガン量を調節すると合金を共析成分
のγ側へ移動させることになる。 第２図を見ると、アルミニウム含有量を10％に
上げ、−50℃のＭ_s点を得るため銅と亜鉛量を調節
すると、合金を共析成分のγ側へ移動させること
になる。アルミニウム含有量を増加したことが共
析線から離れるという安定性に関する効果を相殺
するので、いずれの場合も比較的安定性は失なわ
れない。しかしこのような合金の使用は、γ相の
析出が製作および熱処理中に避けるべきであるな
らば十分な注意を要する。またγ相析出を避ける
ため、その合金が加工中に温度を上昇しなければ
ならない場合には、延性に悪い効果を及ぼすよう
な好ましくない結晶粒成長を生ずるかもしれな
い。 反対に、もし合金を共析線上のα相に移すため
にアルミニウム量を下げると、合金の加工は容易
となる。しかし合金の応力安定性は、(1)共析線か
らずれることと、(2)アルミニウム量の減少という
累積的効果のため低減する。物品を冷間加工で作
らねばならない用途に対して、加工を容易にする
ため合金中のα相含有量を増加させるという望ま
しい効果は応力安定性の損失と対比して考慮する
必要がある。 銅、アルミニウム、マンガンあるいは銅、アル
ミニウム、亜鉛の三元系合金はもちろん一般的に
新規ではない。更に、例えば米国特許第3783037
号により、銅、アルミニウム、亜鉛からなる三元
系合金は熱回復可能であることは既知である。し
かし従来技術で特別に報告された全ての合金は、
本願の目下特許請求の範囲に記載されている合金
の成分範囲の外にあり、多くの場合今までに述べ
たようなその使用を妨げる基本的な欠点（安定性
も含めて）を有している。特許請求した成分領域
の境界線を考えると、目下特許請求の範囲に記載
した合金がなぜ類無く優秀であるかを示してい
る。これらの境界変数、即ち境界パラメータは、
もちろん従来技術では未知である。更に共析線の
位置と、その位置が合金安定性に対する重要性は
以前の技術では完全に未知である。 特許請求の範囲の銅、アルミニウム、マンガン
の三元系合金は線AB，BC，CD，DE，EF，FA
で囲んだ領域により限定される。線FAの左側の
成分は合金のγ相の形成を妨げるためには、650
℃以上の温度に加熱しなければならない。これま
で指摘したように、γ相の存在は冷間加工して有
用な品物にするのを妨げるような、制約された延
性をもつ合金を生む結果となる。逆に650℃以上
の加熱は過剰な結晶粒の成長を促し、不十分な延
性を与えるので好ましくない。最後に線CDの右
側の成分を有する合金は、熱間加工に逆効果を生
むγ相の形成を妨げるため、650℃以上の温度に
加熱しなければならない。 特許請求の範囲の銅、アルミニウム、亜鉛三元
系合金は第２図の線AB，BC，CD，DAで囲んだ
領域によつて画成される。線DAの左側の成分は
合金のγ相形成を妨げるためには650℃以上の温
度に加熱しなければならない。γ相の存在は冷間
加工して有用な品物にするのを妨げるような、制
約された延性をもつ合金を生む結果となる。逆に
650℃以上の加熱は過剰な結晶粒の成長を促し、
不十分な延性を与えるので好ましくない。最後に
第２図の線BCの右側の成分をを有する合金は、
125℃で1000時間の安定性の要求に合わないこと
が判明した。 両方のタイプの合金を650℃から20℃の水中に
焼入れした。第１図で線ABCとDEFは各各０℃
と−200℃のＭ_s線である。第２図で線ABとCDは
各々０℃と200℃のＭ_s線である。−200℃以下のＭ
_s点をもつ合金は、低温度で変形した部品を貯蔵
するのは実際的でないので利用が制限される。熱
回復可能な金属品、例えばカツプリングは変形さ
れた条件、例えば液体窒素中に貯蔵され、加熱さ
れるとあるいはＭ_s点を通つて加熱されると回復
する。逆にこれらの合金系に対して、０℃以上の
Ｍ_s点は125℃で少くとも1000時間（150℃で100時
間に相当する）の安定性と矛循する。125℃で少
くとも1000時間の安定性は、米国政府仕様MIL−
Ｃ−23353Aの4.7.14.節により電気のコネクター
に要求されるものである。第１図のABCDEF周
辺と第２図の周囲ABCD周辺により限定された成
分領域内にあるこれらの三元系合金のみが、熱回
復性、有用な回復温度（Ｍ_s）、有用な延性、十分
な安定性という特殊な組合わせを有するのは明白
である。 第１図と第２図に見られるように、共析線が特
許請求の範囲の領域を通過するのを発見した。こ
の線上のあるいはこの線上に近い成分の合金は特
に良好な安定性がある。 本願明細書と特許請求の範囲中に使用している
ように、“共析成分”という術語はその合金成分
が共析線上に正確にあるか、あるいは合金中の３
つの成分のいずれもが、正確に共析成分から1.0
％重量以上異なる量では存在しないという意味で
ある。もちろん全ての場合において、上記の限定
された領域ABCDEFあるいはABCD内にある三
元系成分のみが、本発明によつて熟考され、ある
場合には正確な共析成分から金属の一つあるいは
それ以上のうち、１％以下の変動がある成分がそ
の領域外に入ることも注意しなければならない。
特許請求の範囲の領域の境界線は他の臨界パラメ
ータを代表するもので、そのような成分はたとえ
共析成分でも他の欠点を有するものは、本発明の
範囲外である。 第３図は銅、アルミニウム、亜鉛三元系合金の
共析機XYを図示する。このグラフ上に描かれた
ものは、200℃、−125℃、−50℃、＋25℃のＭ_s点に
対して等しいＭ_s点の成分に相当する線と共析線
との接合点である。例えばＭ_sが−50℃の成分に
対するＭ_s線は共析線と７％アルミニウム、19.2
％亜鉛で交わる。 上記で検討した三元系合金の有用性を制限する
ある実際的な結果がある。先づ銅、アルミニウ
ム、亜鉛系三元においては、最大の安定性のある
成分領域は、たとえ共析成分の安定性がγ相に富
む領域に移動しても、即ちアルミニウム含有量を
上げて等しくなつても、共析線上かあるいはその
近くに存在する。しかし合金成分はγ相に富む領
域に移るので、もろさを伴なうγ相の析出を避け
るため、好ましくはないが高温度での熱間加工と
焼鈍が必要となる。銅−アルミニウム−マンガン
三元系合金の場合、どんなＭ_s点に対しても改善
できない安定性の水準がある。しかし合金に最良
に安定性を与える高いアルミニウム含有量のた
め、ある使用に対しては延性が十分でなくてもよ
い場合もある。 本発明の四元系合金は三元系合金に固有な欠点
を克服し、安定性と延性およびＭ_s点の希望した
応用にかなうよう最適化できる合金を提供する。
第四番目の金属によつて与えられる自由度の程度
により、各々の希望したＭ_s点に対してほとんど
無限数の共析成分があり得る。 これは第４図に例証として示し、マンガンとア
ルミニウム濃度を関数として−50℃のＭ_s点を有
する合金に対する共析成分を描いたものである。
この共析線に沿う亜鉛濃度も変化し、以下に示し
た方程式(b)、(c)、(d)から概算できる。 これらの四元系合金を使う別の予想しなかつた
利点は、ここに述べた大部分の合金が550℃ある
いはそれ以下の温度に冷却されるまでαあるいは
γ相を形成しないことである。反対に従来技術で
考察された多くの不安定な合金は650℃以上の温
度においてさえαあるいはγ相を形成する。本発
明による四元系合金は非常に改良された工具寿命
の結果、以前の技術よりずつと低い温度でβ相に
おいて有利に加工される。更にこれらの合金の予
期されなかつた別の利点は、α相とγ相の形成の
力学が以前のどんな既知の成分と比較しても非常
に遅れることである。本発明による大部分の四元
系合金において、空冷は実質上全ての材料をβ相
に保つに十分なほど急速な冷却である。この非常
に有益な結果は、急速焼入れ（水を焼入剤として
使うような）から生ずるそり、および相成分の変
化を伴い、比較的厚い断面での焼入れ速度の変化
が避けられる。マンガンかあるいは亜鉛と他の金
属あるいは他の金属の組み合わせを、銅とアルミ
ニウムの混合物に添加して得られた改良は、マン
ガンと亜鉛を組み合わせた添加から生ずる利点と
比べたら重要でない。 第４図は−50℃のＭ_s点に対する共析成分が、
亜鉛の代わりにマンガン（等しい重量基準ではな
いが）を使つて変更できることを示す。この理由
により合金のアルミニウム含有量は相当する安定
性の増加と共に増大できる。 本発明の四元系合金の応力安定性は次のことか
ら影響されることを発見した。 (1) 共析成分に関連した成分の位置。 (2) Ｍ_s点。 (3) 合金のアルミニウム含有量。 これらの要素の影響は次の手順で発見された。
各合金は650℃から20℃の水中に焼入れされた。
長さ76.2mm（３インチ）のサンプルは合金のＭ_s
点以下に冷却され、棒のまわりにＵ字型に曲げて
4.25％変形された。そのサンプルは変形された形
に保持される間、125℃か150℃に加熱された。周
期的にサンプルは室温まで冷却され、拘束はその
とき除かれた。これが行なわれた時、スプリング
バツク量すなわち始めの形状への移動が測定され
た。サンプルはそれから拘束状態に置かれ、125
℃あるいは150℃で更にある期間保持された。拘
束を除去したときはスプリングバツクは認められ
なかつた。その状態に達する時間を安定性の限界
として考えた。これはこの例の表にある時間であ
る。 これらの要素の各々が合金の応力安定性に影響
する様子は第５図から第８図を考察するとわか
る。今第５図を参照すると−40℃のＭ_s点と一定
のアルミニウム含有量（10％重量）を有する合金
に対して、共析成分に関連して成分を変化させた
効果を示す。 共析成分は4.6％重量のマンガンを含有する。 第６図は約−30℃のＭ_s点を有する全ての合金
に対してアルミニウムの含有量を増した効果を図
示する。第６図から応力安定性はアルミニウム含
有量の増加と共に増すことがわかる。 第７図はＭ_s点温度を変えた効果を示す。第７
図の研究に使用した合金は全て同じアルミニウム
含有量（10％）であつた。しかし他の合金元素の
相対的割合は所望のＭ_s点を得るよう調整され
た。この図から低いＭ_s点を有する合金の方がよ
り安定であることがわかる。 本発明の実際面に於ては、熱回復可能な品物が
使用されるべき応用に便利なＭ_s点を選択する。
第５図から第７図まで曲線から、望ましい寿命に
必要なアルミニウム、マンガン、亜鉛の必要量が
概算できる。一定のＭ_s点に対して共析成分の連
なつた大きな群があるのが認められる。従つて一
定のＭ_s点に対して共析線はマンガンとアルミニ
ウム含有量を関数として、そのＭ_s点の制約され
た四元系成分、即ちマンガンと亜鉛含有量が各々
０％の成分により限定される。−50℃のＭ_s点を有
する合金の場合、これらの合金は銅（81.05％）、
アルミニウム（11.75％）、マンガン（7.2％）、亜
鉛（０％）および銅（73.3％）、アルミニウム
（７％）、マンガン（０％）、亜鉛（19.2％）であ
る。今第８図を参照すると、上記の制約された四
元系成分により限定された線XYのグラフを示
す。この線上の全ての成分に対して共析点と−50
℃のＭ_s点の間に一致が見られる。 同様の線が−50℃以外のＭ_s点の合金に対して
得られる。次式が得られ、これから他のＭ_s点に
対する線XYが近似できる。 Mn（重量％）＝〔1.78Al（重量％）−（７９０＋Ｍ_ｓ／５９）〕（３７５−Ｍ_ｓ／４４５−Ｍ_ｓ） ……(a) 次式は650℃から20℃の水中へ焼入した後の
種々の合金に対して、Ｍ_s点を推定するため得ら
れた。 ６〜10％アルミニウムおよび４％までのマンガ
ン含有合金に対して、 Ｍ_s（℃）＝2469−68Zn（重量％） −172Al（重量％）−89Mn（重量％） …(b) ６〜10％アルミニウムおよび４〜10％マンガン
含有合金に対して、 Ｍ_s（℃）＝1844−52Zn（重量％） −133Al（重量％）−56Mn（重量％） …(c) 10％以上のアルミニウムを含有する合金に対し
て、 Ｍ_s（℃）＝1787−57Zn（重量％） −120Al（重量％）−60Mn（重量％） …(d) 前に指摘した通り、指定されたあらゆるアルミ
ニウム含有量に対して最大の安定性のある成分
は、共析成分かあるいはその近くに存在する。 ある場合は共析成分のγあるいはα側で操作し
た方が望ましい。 前者の場合γ相側でγ相の析出が避けがたい
し、この相を含有する成分は延性が低くなくなる
という重大な傾向があるので、比較的限られた範
囲の偏移（共晶線から）が許される。一般に良好
な安定性と適当な延性は、マンガン含有量につき
共析成分からの偏移３％までγ相に富む側に得ら
れる。しかしマンガン含有量については約１％の
偏差内にある方が好ましい。 α相に富む側へ移動すると延性の実質上の減少
はないが、安定性の減少を起こす傾向にもなる。
マンガン添加の最大量は線EFで支配される。銅
−アルミニウム−マンガンの三元系合金Ｅと銅−
アルミニウム−亜鉛の三元系合金Ｆの制約された
成分は、73％銅、6.6％アルミニウム、20.4％亜
鉛および80.6％銅、9.1％アルミニウム、10.3％マ
ンガンである。線EFで指定された量を越えるマ
ンガン量を有する成分は125℃で1000時間以内の
安定性を有するかまたはα相を除くため650℃以
上の加熱を要する。しかし最適な結果を得るには
α相側で共析成分の約３％重量内に入るのが好ま
しい。Ｍ_s点が−50℃である合金の範囲の境界線
は第８図に示され、線GHとABは各々共析のγ相
に富む側でマンガン含有量につき３％と１％の相
違を示す。反対にDCはマンガン含有量につき３
％の変化量の境界でEFはα相側で高いマンガン
含有量に対する制限量である。Ｍ_s点が−50℃の
非常に好ましい合金は、点ABYCDFで囲まれた
領域内に見い出される。 −50℃以外のＭ_s点の合金に対しては、共析か
ら同様に変化すれば、安定性と延性との間で満足
しかつ非常に望ましいバランスを有する合金が得
られる。−50℃以外のＭ_s点の合金に対する第８図
のようなグラフは、共析成分の上記(a)式から得ら
れる。線ABは次式から計算される。 Mn＝（1.78Al〔８５８＋Ｍ_ｓ／５９〕）（３７５−Ｍ_ｓ／４４５−Ｍ_ｓ） ……(e) 線CDは次式から計算できる。 Mn＝（1.78Al−〔５８６＋Ｍ_ｓ／５９〕）（３７５−Ｍ_ｓ／４４５−Ｍ_ｓ） ……(f) 線GHは次式から計算できる。 Mn＝（1.78Al−〔９９４＋Ｍ_ｓ／５９〕）（３７５−Ｍ_ｓ／４４５−Ｍ_ｓ） ……(g) 例 １ 次のものは125℃で少なくとも1000時間あるい
は150℃で100時間の長期応力安定性を有する本発
明による合金例である。各合金は650℃から20℃
の水に焼入れされた。長さ76.2mm（３インチ）の
サンプルはその合金のＭ_s点以下に冷却され、棒
のまわりにＵ字型に曲げて4.25％変形させた。サ
ンプルが変形された形に保持されている間に、
125℃かあるいは150℃に加熱した。周期的にサン
プルは室温にまで冷却され、拘束はそのとき除か
れた。これが行なわれた時スプリングバツク量す
なわち始めの形状への移動量が測定された。サン
プルはそれから拘束状態に置かれ、125℃あるい
は150℃で更にある期間保持された。拘束を除去
したときはスプリングバツクは認められなかつ
た。その状態に達する時間は安定性限界として考
えられた。

【表】

【表】 明らかに見本１、２、６は本発明の範囲外の成
分を指向した。

【表】

【表】 上文に述べた通り顕著な諸性質の組み合わせを
有する本発明による全ての合金は、多くの異なつ
た応用面で有益である。従つてこれらは米国特許
第3740839に記述されるごとき油圧カツプリング
と電気のコネクターに供するため使用されるだろ
う。 これらの合金の良好な熱間加工性は特に押出し
製品の利用に適切とされる。従つてこれらの合金
は容易に線、棒および色々な複雑な形状に製作さ
れるだろう。この技術に熟練した人々に良く知ら
れた技術をもつて、これらは容易にスタンピン
グ、すえ込み、および成形可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は三元系状態図で、それには本発明によ
る銅、アルミニウム、マンガンの三元系合金を囲
む領域を示す。線XYは約11.8％の一定のアルミ
ニウム含有量でこの合金系にみられる共析線であ
る。第２図は三元系状態図で、それには本発明に
よる銅、アルミニウム、亜鉛の三元系合金を囲む
領域を示す。線XYは共析線である。第３図は
銅、アルミニウム、亜鉛合金の三元系状態図で、
共析線XYとＭ_sとの一致を示す。銅は特に示され
ていないがもちろん（銅＋アルミニウム＋亜鉛）
は100％である。本合金は650℃から20℃の水中に
急冷した。第４図は−50℃のＭ_s点を有する銅、
アルミニウム、亜鉛、マンガン四元系合金の共析
線のグラフである。第５図は本発明による四元系
合金の共析点と長期応力安定性との関係を示すグ
ラフである。第６図は本発明による四元系合金の
アルミニウム含有量と長期応力安定性との関係を
示すグラフである。第７図は本発明による四元系
合金のＭ_s点温度と長期応力安定性との関係を示
すグラフである。第８図は−50℃のＭ_s点を有す
る本発明による四元系合金の好適成分範囲を示す
グラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 熱回復可能とすることができオーステナイト
   状態にある温度からマルテンサイト状態にある温
   度に冷却可能でありβ黄銅型構造を有する合金で
   あつて、該合金はMsが０℃以下であつてマルテ
   ンサイト状態にある間に変形され、続いて該変形
   の一部が残留する状態で回復された時、125℃で
   は少くとも1000時間は応力安定性を示し、前記合
   金の成分は、70〜82重量％のCu、６〜12重量％
   のAl、0.1〜12重量％のMn、0.1〜24重量％のZn
   から成る、上記合金。 ２ 特許請求の範囲第１項に記載の合金に於い
   て、合金の成分が実質的に銅、アルミニウム、マ
   ンガンおよび亜鉛の共析成分に相当する量だけ存
   在する該合金。 ３ 特許請求の範囲第２項に記載の合金に於い
   て、該合金のマンガン含有量が、共析成分から共
   析成分のγ相に富む側に共析成分のマンガン含有
   量の３重量％を越えない範囲で偏移し、該共析成
   分は銅と、アルミニウムと、マンガンおよび亜鉛
   の共析成分である、上記合金。 ４ 特許請求の範囲第３項記載の合金に於いて、
   該合金のマンガン含有量は、共析成分のマンガン
   量からの偏移量がγ相に富む側に１重量％を越え
   ず、該共析成分は、銅と、アルミニウムと、マン
   ガンと、亜鉛の共析成分である、上記合金。 ５ 特許請求の範囲第２項に記載の合金に於い
   て、該合金のマンガン含有量が、共析成分のマン
   ガン量からα相に富む側に３重量％を越えない範
   囲で偏移し該共析成分は銅と、アルミニウムと、
   マンガンと亜鉛の共析成分である、上記合金。 ６ 特許請求の範囲第５項記載の合金に於いて、
   該合金のマンガン含有量が、共析成分のマンガン
   量から共析成分中のα相に富む側に１重量％を越
   えない範囲で偏移している、上記合金。 ７ 熱回復可能とすることができオーステナイト
   状態にある温度からマルテンサイト状態にある温
   度に冷却可能でありβ黄銅型構造を有する合金で
   あつて、該合金はMsが０℃以下であつてマルテ
   ンサイト状態にある間に変形され、続いて該変形
   の一部が残留する状態で回復された時、125℃で
   は少くとも1000時間は応力安定性を示し、前記合
   金の成分は、添付の第１図の３元状態図に示すＡ
   （82.9％Cu、12.5％Al、4.6％Mn）、Ｂ（81.1％
   Cu、11％Al、7.9％Mn）、Ｃ（80.8％Cu、9.1％
   Al、10.1％Mn）、Ｄ（78.6％Cu、8.6％Al、12.8
   ％Mn）、Ｅ（77.9％Cu、11％Al、11.1％Mn）Ｆ
   （79.5％Cu、12.5％Al、８％Mn）の各点で囲まれ
   る範囲内のCu、Al、Mnから成る、上記合金。 ８ 特許請求の範囲第７項に記載の合金に於い
   て、該合金が共析成分を有し、該共析成分は、
   銅、アルミニウム、マンガンから成るグループの
   うちいづれの金属も、添付図面の第１図の線XY
   で画定された共析成分に相当する金属成分の含有
   量から１重量％以上異なる量では存在しない、上
   記合金。