WO2015137283A1 - Cu-Al-Mn系合金材とその製造方法、及びそれを用いた棒材または板材 - Google Patents
Cu-Al-Mn系合金材とその製造方法、及びそれを用いた棒材または板材 Download PDFInfo
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Definitions
- the present invention relates to a Cu-Al-Mn alloy material excellent in cyclic deformation resistance, a method of producing the same, and a bar or plate using the same.
- Shape memory alloy and superelastic alloy such as copper alloy show remarkable shape memory effect and superelastic property accompanied with reverse transformation of thermoelastic martensitic transformation and have excellent function near living environment temperature , Has been put to practical use in various fields.
- As typical materials of shape memory alloy and super elastic alloy there are TiNi alloy and copper (Cu) based alloy. Copper-based shape memory alloys and superelastic alloys (hereinafter collectively referred to simply as copper-based alloys) are inferior in properties to TiNi alloys in terms of repetitive characteristics, corrosion resistance, etc., while cost is lower. There is a movement to expand its scope for cheapness.
- copper-based alloys are advantageous in cost, they have poor cold workability and low superelastic properties. For this reason, despite various studies being made, copper-based alloys are not always sufficient for practical use.
- JP-A-7-62472 Japanese Patent Application Publication No. 2000-169920 JP 2001-20026 A International Publication WO2011 / 152009 A1
- the Cu—Al—Mn-based alloy manufactured by the method of Patent Document 1 is not sufficient in its properties, in particular, the superelastic property, and the maximum applied strain showing shape recovery of 90% or more is about 2 to 3%. As the reason, it is considered that due to the random crystal orientation, etc., a strong binding force is generated between crystal grains during deformation to introduce irreversible defects such as dislocations. Therefore, there are a large amount of residual strain accumulated due to repeated deformation, and the deterioration of superelastic properties is also significant after repeated deformation.
- the copper-based alloy of Patent Document 2 is a copper-based alloy having shape memory characteristics and superelastic characteristics and substantially consisting of ⁇ single phase, and the crystal structure is that the crystal orientation of the ⁇ single phase is ⁇ single phase
- the specific crystal orientation of ⁇ 101>, ⁇ 100>, etc. is a recrystallization texture in which the direction of cold working such as rolling or drawing is aligned.
- EBSP Electron BackScatter Diffraction Patterning
- EBSD electron Backscattering Diffraction
- the cold working is performed at a total working ratio after final annealing such that the existence frequency of the specific crystal orientation of the ⁇ single phase in the working direction measured by the above becomes 2.0 or more.
- the orientation dependency of the transformation strain amount is large, so it is still insufficient in order to stably obtain good superelastic properties homogeneously. It is.
- an object of the present invention is to provide a Cu—Al—Mn based alloy material excellent in cyclic deformation resistance characteristics, a method for producing the same, and a rod or plate using the same.
- the present inventors control the crystal grain size while controlling the crystal orientation of the Cu-Al-Mn alloy material, and further grow the crystal to a predetermined size or more. It has been found that the amount of strain remaining after cyclic deformation can be reduced by controlling the amount (presence ratio) of non-small crystal grains.
- control that enables such coexistence of crystal grain size and texture through predetermined intermediate annealing and cold working, further fixed the amount of ⁇ phase precipitation at the first stage of memory heat treatment ( ⁇ + ⁇ ) After heating to a temperature range where it becomes a ⁇ single phase at a specific slow temperature rising rate from a phase state, it is held at a predetermined temperature for a predetermined time, and further a temperature where it becomes an ( ⁇ + ⁇ ) phase from a temperature range where it becomes a ⁇ single phase
- Memory heat treatment that repeats at least twice the cooling at a specific slow temperature-fall rate to the temperature range and the heating at a specific slow temperature-rise rate from the temperature range to the ( ⁇ + ⁇ ) phase to the temperature range to the ⁇ single phase Found out that it can be achieved by The present invention has been completed based on these findings.
- the following means are provided. (1) 3.0 to 10.0% by mass of Al, 5.0 to 20.0% by mass of Mn, and Ni, Co, Fe, Ti, V, Cr, Si, Nb, Mo, W, Sn, 0.000 to 10.000% by mass in total of one or more selected from the group consisting of Mg, P, Be, Sb, Cd, As, Zr, Zn, B, C, Ag and misch metal
- the content of each of Ni and Fe is from 0.000 to 3.000% by mass
- the content of Co is from 0.000 to 2.000% by mass
- the content of Ti is at most 0.
- the content of V, Nb, Mo and Zr is respectively 0.000 to 1.000% by mass, and the content of Cr is 0.000 to 2.000% by mass.
- the content of Si is 0.000 to 2.000% by mass, and the content of W is 0.00
- the content of Sn is 0.000 to 1.000% by mass
- the content of Mg is 0.000 to 0.500% by mass
- the content of P is 0..
- the content of Be, Sb, Cd and As is respectively 0.000 to 1.000% by mass
- the content of Zn is 0.000 to 5.000% by mass.
- B and C are each 0.000 to 0.500% by mass
- the content of Ag is 0.000 to 2.000% by mass
- the content of misch metal is 0.000 to 5%.
- the alloy material is an alloy material having an elongated shape with respect to a processing direction which is a rolling direction or a wire drawing direction, In the processing direction of the crystal grain length a x of the alloy material is R / 2 or less with respect to the width or diameter R of the alloy material, and the grain length b x in a direction perpendicular to the processing direction R / 4 or less In the crystal grain X which is the present, the abundance of the crystal grain X is 15% or less of the entire alloy material,
- the crystal grain length a in the processing direction and the crystal grain length b in the direction perpendicular to the processing direction satisfy the relationship a ⁇ b, and the angle between the normal to the (111) plane of the crystal and the processing direction
- a Cu—Al—Mn based alloy material wherein the crystal grain Y ′ having an angle of 15 ° or more is 85% or more of
- the content of Zn is 0.001 to 5.000% by mass, and the content of B and C is 0.001 to 0.500% by mass, respectively.
- the content of Si is 0.000 to 2.000% by mass, and the content of W is 0.00
- the content of Sn is 0.000 to 1.000% by mass
- the content of Mg is 0.000 to 0.500% by mass
- the content of P is 0..
- the content of Be, Sb, Cd and As is respectively 0.000 to 1.000% by mass
- the content of Zn is 0.000 to 5.000% by mass.
- B and C are each 0.000 to 0.500% by mass
- the content of Ag is 0.000 to 2.000% by mass
- the content of misch metal is 0.000 to 5%.
- Cu-Al-Mn alloy material having a composition of 000 mass% and the balance being Cu and unavoidable impurities,
- the difference between the stress value of 0.2% proof stress and the stress value when 5% strain is applied is 50MPa, which is obtained from the stress-strain curve when applying 5% stress and unloading stress.
- the Cu-Al-Mn based alloy material characterized in that the amount of strain remaining after 100 cycles of stress loading and unloading giving strain of 5% is as follows: 2.0% or less.
- the content of Zn is 0.001 to 5.000% by mass, and the content of B and C is 0.001 to 0.500% by mass, respectively.
- the Cu-Al-Mn based alloy material according to (3) wherein the content is 0.001 to 2.000% by mass, and the content of misch metal is 0.001 to 5.000% by mass.
- the content of Si is 0.000 to 2.000% by mass, and the content of W is 0.00
- the content of Sn is 0.000 to 1.000% by mass
- the content of Mg is 0.000 to 0.500% by mass
- the content of P is 0..
- the content of Be, Sb, Cd and As is respectively 0.000 to 1.000% by mass
- the content of Zn is 0.000 to 5.000% by mass.
- B and C are each 0.000 to 0.500% by mass
- the content of Ag is 0.000 to 2.000% by mass
- the content of misch metal is 0.000 to 5%.
- the Cu-Al-Mn based alloy material according to (6) wherein the content of Y is 0.001 to 2.000% by mass, and the content of misch metal is 0.001 to 5.000% by mass. Production method.
- the content of Si is 0.000 to 2.000% by mass, and the content of W is 0.00
- the content of Sn is 0.000 to 1.000% by mass
- the content of Mg is 0.000 to 0.500% by mass
- the content of P is 0..
- the content of Be, Sb, Cd and As is respectively 0.000 to 1.000% by mass
- the content of Zn is 0.000 to 5.000% by mass.
- B and C are each 0.000 to 0.500% by mass
- the content of Ag is 0.000 to 2.000% by mass
- the content of misch metal is 0.000 to 5%.
- the alloy material is an alloy material having an elongated shape with respect to a processing direction which is a rolling direction or a wire drawing direction, In the processing direction of the crystal grain length a x of the alloy material is R / 2 or less with respect to the width or diameter R of the alloy material, and the grain length b x in a direction perpendicular to the processing direction R / 4 or less In the crystal grain X which is the present, the abundance of the crystal grain X is 15% or less of the entire alloy material,
- the crystal grain length a in the processing direction and the crystal grain length b in the direction perpendicular to the processing direction satisfy the relationship a ⁇ b, and the angle between the normal to the (111) plane of the crystal and the processing direction
- the content of Zn is 0.001 to 5.000% by mass, and the content of B and C is 0.001 to 0.500% by mass, respectively.
- Method. (10) The method for producing a Cu—Al—Mn based alloy material according to any one of (6) to (9), wherein aging heat treatment is performed at 70 to 300 ° C. for 5 to 120 minutes after the rapid cooling.
- being excellent in cyclic deformation resistance means that the amount of strain remaining after repeating loading and unloading at a predetermined strain amount a predetermined number of times is small, and the smaller the residual strain, the better.
- the residual strain amount is 2.0% or less, preferably 1.5% or less, in cyclic deformation in which loading and unloading of stress equivalent to 5% strain amount is repeated 100 times.
- the Cu-Al-Mn superelastic alloy material of the present invention can be used for various applications requiring superelastic properties, and for example, in addition to mobile phone antennas and eyeglass frames, orthodontic correction as a medical product Applications to wires, guide wires, stents, in-curvature correction tools (in-dwell correction tools) and valgus valvular prostheses, other, connectors, and actuators are expected. Furthermore, the Cu-Al-Mn superelastic alloy material of the present invention is suitable as a vibration control material such as a bus bar or a construction material because of its excellent cyclic deformation resistance. In addition, it is possible to construct a vibration control structure etc. using this vibration control material and construction material.
- FIG. 1 is a schematic view of a Cu—Al—Mn alloy rod (wire) 1 according to the present invention, wherein large crystal grains 3 defined in the present invention (crystal grain Y ′ in final state, crystal grain Z ′, etc.) Alternatively, the grain length (a, b) of the crystal grain Y, Z) in the intermediate state and the material width or diameter (R) of the grain length (a X , b X ) of the small crystal grain 2 (crystal grain X) It is a schematic diagram explaining a relation.
- FIG. 2 is a schematic view illustrating the texture defined by the present invention. The portion marked in the inverse pole figure in FIG.
- FIG. 2A is a region where the angle between the normal to the (111) plane of the crystal and the processing direction is 15 ° or more. It is a crystal in this region, and further, if the crystal grain length satisfies the relationship of a ⁇ b, it is a crystal grain Y ′ (or a crystal grain Y in its intermediate state).
- Fig.2 (a) is a reverse pole figure based on the result of the below-mentioned comparative example 1.
- FIG. The area marked with an inverse pole point in FIG. 2B is an area where the angle between the normal to the (111) plane shown in FIG. 2A and the processing direction is 15 ° or more.
- FIG. 3 is a flowchart showing all steps in the manufacturing method of the present invention. The names of each process are shown together with the flowchart.
- FIG. 4 is a schematic view for explaining the definition of each physical property value exhibited by the Cu—Al—Mn based alloy material of the present invention.
- FIG. 4 (a) shows each of the time point at which the first cycle after the test after repeating 100 cycles of 5% strain load unloading is completed (solid line in the figure) and at the time when 100 cycle is completed (dotted line in the figure) It is a SS curve, and each residual distortion at the time of this 1st and 100th completion was shown in the figure.
- FIG. 4 (b) is an S-S curve after the 5% strain load unloading test, and the "difference in stress" of the stress value at 5% strain load against the 0.2% proof stress is shown in the figure.
- FIG.5 (a) is a flowchart which shows the manufacturing process in Example 1 (it manufactures by process No.a later mentioned), and FIG.5 (b) is comparative example 1 (it manufactures by process No.A later mentioned). The conditions of processing and heat treatment in each step and the number of repetitions are shown together.
- Example 1 Step No. a
- Comparative Example 1 Step No.
- FIG. 6 (a) is an SS curve obtained by measuring each sample obtained in Comparative Example 1 (Step No. A) and Example 1 (Step No. a) and FIG. 6 (b).
- Fig.7 (a) is the photograph image
- the Cu-Al-Mn alloy material of the present invention is subjected to heating to a temperature region where it becomes the first ⁇ single phase of memory heat treatment after predetermined intermediate annealing and cold working [Step 5-3]
- the temperature in the temperature range to become ( ⁇ + ⁇ ) phase [Step 5-2]
- the specific slowness from the temperature range to become ⁇ single phase to the temperature range to become ( ⁇ + ⁇ ) phase Cooling at a cooling rate [Step 5-5] and heating at a specific slow temperature increase rate from a temperature range from the ( ⁇ + ⁇ ) phase to a temperature range to the ⁇ single phase [Step 5-7] at least twice Repeated memory heat treatment is performed.
- the crystal orientation is controlled to a texture oriented other than the ⁇ 111> direction which is a crystal orientation with high induced stress (that is, the angle between the normal to the (111) plane and the processing direction (RD) is
- the crystal grain size of the large crystal grain (the crystal grain Y ′ in the final state, Z ′ in the final state, or the crystal grain Y in the intermediate state, Z) while the small amount of crystal grains smaller than 15 °
- a processing direction points out a wire-drawing direction if it is wire drawing processing, and if it is rolling processing, it points out a rolling direction.
- RD Rolling Direction
- the drawing direction at the time of wire drawing of a bar or the like may also be conventionally described as RD. Therefore, when it says in this specification RD, a rolling direction and a wire-drawing direction are named generically, and processing directions, such as board material and a bar (wire rod), shall be meant.
- the copper-based alloy of the present invention having shape memory properties and superelasticity is an alloy containing Al and Mn.
- This alloy becomes a ⁇ phase (body-centered cubic) single phase (also referred to as simply ⁇ single phase in this document) at high temperature, and a two phase structure (herein simply, ⁇ phase and ⁇ phase (face centered cubic) at low temperature (Also referred to as ( ⁇ + ⁇ ) phase).
- ⁇ phase body-centered cubic
- ⁇ phase and ⁇ phase face centered cubic
- ( ⁇ + ⁇ ) phase face centered cubic phase
- the high temperature to be the ⁇ single phase is usually 700 ° C. or higher
- the low temperature to be the ( ⁇ + ⁇ ) phase is usually less than 700 ° C.
- the Cu-Al-Mn alloy material of the present invention contains 3.0 to 10.0% by mass of Al and 5.0 to 20.0% by mass of Mn, and is composed of the balance Cu and unavoidable impurities Have. If the content of Al element is too low, the ⁇ single phase can not be formed, and if too high, the alloy material becomes brittle.
- the content of Al element changes according to the content of Mn element, but the preferable content of Al element is 6.0 to 10.0 mass%. By containing the Mn element, the existing range of the ⁇ phase is spread to the low Al side, and the cold workability is remarkably improved, so that the forming process becomes easy.
- the addition amount of the Mn element When the addition amount of the Mn element is too small, satisfactory processability can not be obtained, and a region of ⁇ single phase can not be formed. In addition, when the addition amount of Mn element is too large, sufficient shape recovery characteristics can not be obtained.
- the preferred content of Mn is 8.0 to 12.0% by mass.
- the Cu-Al-Mn alloy material of the above composition is rich in hot workability and cold workability, and cold working ratio of 20% to 90% or more becomes possible, and bars (wires), plates (rows) In addition to the above, it is also possible to form and process ultra-fine wires, foils, pipes and the like which are conventionally difficult to process.
- the Cu-Al-Mn alloy material of the present invention further contains Ni, Co, Fe, Ti, V, Cr, Si, Nb, Mo, W, Sn as optional sub-additive elements.
- Mg, P, Be, Sb, Cd, As, Zr, Zn, B, C, Ag, and misch metal (Pr, Nd, etc.) can contain one or more selected from the group consisting of .
- These elements exhibit the effect of improving the strength of the Cu—Al—Mn alloy while maintaining the cold workability.
- the total content of these additive elements is preferably 0.001 to 10.000% by mass, and particularly preferably 0.001 to 5.000% by mass. When the content of these elements is too large, the martensitic transformation temperature decreases and the ⁇ single phase structure becomes unstable.
- Ni, Co, Fe and Sn are elements effective for strengthening the base structure. Co coarsens the crystal grains due to the formation of a Co-Al intermetallic compound, but when it becomes excessive, it lowers the toughness of the alloy.
- the content of Co is 0.001 to 2.000% by mass.
- the content of Ni and Fe is 0.001 to 3.000% by mass, respectively.
- the content of Sn is 0.001 to 1.000% by mass.
- Ti combines with the inhibiting elements N and O to form an oxynitride.
- boride is formed to improve strength.
- the content of Ti is 0.001 to 2.000% by mass.
- V, Nb, Mo, and Zr have the effect of increasing the hardness and improve the wear resistance. Further, since these elements hardly dissolve in the matrix, they are precipitated as a ⁇ phase (bcc crystal) to improve the strength.
- the contents of V, Nb, Mo and Zr are each 0.001 to 1.000% by mass.
- Cr is an element effective to maintain wear resistance and corrosion resistance.
- the content of Cr is 0.001 to 2.000% by mass.
- Si has the effect of improving the corrosion resistance.
- the content of Si is 0.001 to 2.000% by mass. Since W hardly dissolves in the matrix, it has an effect of precipitation strengthening.
- the content of W is 0.001 to 1.000% by mass.
- Mg has an effect of removing N and O which are inhibiting elements, and fixes S which is an inhibiting element as a sulfide, and is effective in improving hot workability and toughness. A large amount of addition leads to grain boundary segregation and causes embrittlement.
- the content of Mg is 0.001 to 0.500% by mass.
- P acts as a deoxidizer and has the effect of improving the toughness.
- the content of P is 0.01 to 0.50 mass%.
- Be, Sb, Cd and As have the effect of strengthening the base tissue.
- the contents of Be, Sb, Cd and As are each 0.001 to 1.000% by mass.
- Zn has the effect of raising the shape memory processing temperature.
- the content of Zn is 0.001 to 5.000% by mass. If B and C are used in appropriate amounts, a pinning effect can be obtained, and the crystal grains can be coarsened more. In particular, composite addition with Ti and Zr is preferable.
- the contents of B and C are each 0.001 to 0.500% by mass.
- Ag has an effect of improving cold workability.
- the content of Ag is 0.001 to 2.000% by mass. If the misch metal is used in an appropriate amount, the pinning effect can be obtained, so that the crystal grains are more coarsened.
- the content of misch metal is 0.001 to 5.000% by mass. Note that misch metal refers to an alloy of rare earth elements such as La, Ce, Nd, etc. which are difficult to separate.
- the Cu-Al-Mn based alloy material of the present invention has a recrystallized structure. Further, the Cu—Al—Mn alloy material of the present invention has a recrystallized structure substantially consisting of a ⁇ single phase.
- “having a recrystallized structure substantially consisting of a single ⁇ phase” means that the proportion of the ⁇ phase in the recrystallized structure is 90% or more, preferably 95% or more.
- the present invention it is technical significance of the present invention to control the Cu—Al—Mn alloy material to a predetermined texture and grain size. That is, according to the present invention, by forming a predetermined texture, not only the superelastic property is stably shown, but in addition to that, a bamboo structure consisting of predetermined large crystal grains (crystal grains Y and Z) Even if predetermined small crystal grains (crystal grains X) are mixed at a constant low abundance, it is possible to exhibit superelasticity that can withstand multiple (for example, 100 times) cyclic deformations. Thus, the remarkable effect which can not be predicted from the conventional means is obtained.
- the bamboo structure is also required, but only large crystal grains can be controlled, and small crystal grains can not be controlled. Therefore, although it showed good superelasticity in several repetition cycles, residual strain increased in many times. This is because residual strain is accumulated at grain boundaries.
- the small crystal grains that cause residual strain in many repeated deformations are controlled to remove a certain mixing ratio, which makes it possible to reduce the residual strain after many repeated cycles. Thus, the remarkable effect which can not be predicted from the conventional means is obtained.
- crystal grains having a small crystal grain size exist in a low abundance (presence ratio) of 15% or less Is a crystal grain having a large crystal grain size (for example, a crystal grain Y or Z, etc., in which the grain length satisfies the relationship of a ⁇ b and is defined in the present invention).
- the crystal grain length in the processing direction (RD) (a X for crystal grain X ) is R / 2 or less with respect to the sample diameter R, and in the direction perpendicular to the processing direction (RD) grain length R / 4 or less which is smaller crystal grains (crystal grains X b X for) for (that this crystal grains X), the abundance of the crystal grains X is not more than 15% of the total alloy material, Preferably it is 10% or less.
- the crystal grain length (a X for crystal grain X) in the processing direction is R / 2 or less with respect to the width of the sample (direction perpendicular to RD, ie, the sample length of TD)
- R the direction perpendicular to the direction of grain length (RD) is R / 4 or less which is smaller crystal grains (crystal grains X b X for) (referred to this crystal grains X)
- the abundance of the crystal grains X alloy It is 15% or less of the whole material, preferably 10% or less.
- the abundance of the crystal grain X can be judged by the ratio (area ratio) of the area occupied by the crystal grain in the surface or the cross section of the Cu—Al—Mn copper alloy material.
- the surface or cross section of the alloy material in the longitudinal direction can be an area obtained by arbitrarily measuring four or more points.
- the crystal grain X in the present invention is a Cu-Al-Mn based alloy material in which the degree of processing is substantially higher than that of the central portion due to the effect of additional shear stress and tool surface friction in the processing step We will make an evaluation on the surface of
- the large crystal grain, the crystal grain Y, and the crystal grain Z have the relation of the crystal grain length (the a, b) satisfying aab.
- the crystal grains Y and the crystal grains Z have the relationship of the crystal grain lengths (the a and b or the a ′ and b ′ in the final state): a ⁇ 1. It is particularly preferable to satisfy 5b (or a ' ⁇ 1.5b' in the final state).
- the Cu-Al-Mn alloy material of the present invention can further improve the superelastic property against cyclic deformation by making the above-mentioned state of crystal grain size compatible with the texture preferably described below. is there.
- the crystal grain length a in the processing direction and the crystal grain length b in the direction perpendicular to the processing direction satisfy the relationship a ⁇ b, and the normal to the (111) plane of the crystal and the processing direction
- the amount of the crystal grain Y (or the crystal grain Y 'in the final state) is about the crystal grain Y (or the crystal grain Y' in the final state) whose angle of the angle with (RD) is 15 ° or more It is 85% or more of the whole alloy material.
- the amount of the crystal grains Y is preferably 90% or more.
- crystal grains Z (or crystal grains Z ′ in the final state) in which the angle between the normal to the (101) plane of the crystal and the processing direction (RD) is within 20 °.
- the existing amount of the crystal grains Z is 50% or more of the entire alloy material. It is more preferable that the existing amount of the crystal grains Z (or the crystal grains Z ′ in the final state) is 60% or more.
- crystal grain Y includes crystal grain Z
- the size of the crystal grain having a size other than the crystal grain X and the crystal grain Y is larger than the crystal grain X and smaller than the crystal grain Y.
- the crystal orientation of the sample is measured by electron backscattering diffraction pattern measurement (EBSP) in a plane directed in the stress axis direction (processing direction, RD) (alloy material Assuming that the area is measured at three or more points (magnification: 100 times), the angle between the normal to the (111) plane and the processing direction is 15 °, at least 85%, preferably 90% of the crystal grains. It has the above-described texture (see FIG. 2A of Comparative Example 1 and FIG. 2B of Example 1).
- EBSP electron backscattering diffraction pattern measurement
- crystal grains whose angle between the normal to the (111) plane of the crystal and the processing direction is 15 ° or more is 85% or more, preferably 90% or more of all crystal grains.
- crystal grains whose angle between the normal to the (111) plane and the processing direction is at least 15 ° may be 100% of the area fraction (presence amount) of all crystal grains in the observation surface. However, in reality, it may be less than 100%.
- crystal grains Y having a crystal grain length satisfying the relationship of a ⁇ b and having an angle of 15 ° or more between the normal to the (111) plane of the crystal and the processing direction are Call it
- the direction of the normal to the (111) plane is the direction of the (111) plane.
- the direction of the normal to the (101) plane is the direction of the (101) plane.
- the Cu—Al—Mn alloy material according to the present invention is preferably 50% or more, more preferably 60% or more, of the crystal grains Y, in addition to the crystal grain length and the texture described above.
- the crystal grains have a texture in which the angle between the normal to the (101) plane of the crystal and the processing direction (RD) is within 20 °.
- the crystal grains having an angle of 20 ° or less between the normal to the (101) plane of the crystal and the processing direction (RD) are preferably 50% or more of all crystal grains. More preferably, it is 60% or more.
- such crystal grains are referred to as crystal grains Z.
- the degree of accumulation in the ⁇ 111> direction and the degree of accumulation in the ⁇ 101> direction are measured by the SEM-EBSD method.
- the specific measuring method is demonstrated below.
- the Cu-Al-Mn alloy material of the present invention is cut so that the surface facing the stress axis direction (processing direction, RD) is the observation surface, embedded in a conductive resin, and subjected to vibrational buffing (polishing) .
- processing direction, RD processing direction
- vibrational buffing polishing
- measurement is performed at four or more points under the condition of a scan step of 5 ⁇ m in a measurement area of about 800 ⁇ m ⁇ 2000 ⁇ m.
- a test piece for measuring recrystallization texture one taken out at the completion of [Step 5-4] is used.
- the area of the atomic plane of the crystal grains present in the range in which the angle between the normal to the (111) plane and the processing direction is 15 ° or more, the normal to the (101) plane, and the processing direction The plane of the atomic plane of the crystal grains present in the range of 20 ° or less is determined.
- the abundance of crystal grains whose angle between the normal to the (111) plane and the processing direction is at least 15 °, and the method of the (101) plane An amount of crystal grains whose angle between the line and the processing direction is within 20 ° is obtained.
- the amount of the crystal grains in the [Step 5-4] having the predetermined orientation corresponding to the crystal grains satisfying the relation of a ⁇ b in the crystal grain length of the material after final heat treatment is the crystal grain Y and The amount of crystal grains Z is present, and the amount of crystal grains present at the completion of [Step 5-10] is the amount of crystal grains Y ′ and crystal grains Z ′.
- the processing and heat treatment method of the present invention it is possible to control the crystal grain diameter in the final step of the memory heat treatment without breaking the proportion of the controlled crystal orientation. Therefore, the range of the orientation of the crystal orientation of the present invention is equivalent to the orientation of the final crystal orientation.
- Example 1 shown in Table 3-2 the value of the abundance of crystal grain Y and crystal grain Z [Step 5-4] taken out at the time of completion is approximately 800 ⁇ m ⁇ 2000 ⁇ m by the SEM-EBSD method.
- the results of measurement at four points in the measurement area are shown. Therefore, the amount (ratio of area ratio) of crystal grain Y having an angle of 15 ° or more between the normal line of the (111) plane and the processing direction is 88%. It is indicated that the amount of crystal grain Z whose angle formed by the normal to the (101) plane of the crystal and the processing direction is within 20 ° is 60%. That is, the size of the crystal grain size is not taken into consideration here.
- any crystal grain was measured by SEM-EBSD method for materials manufactured to [Step 5-10] in the same manner as Example 1, and the orientation of the crystal orientation was clarified
- the amount of crystal grains hereinafter, crystal grain Y ′
- crystal grains Z ' the amount of crystal grains whose angle formed by the normal to the (101) plane and the processing direction was within 20 ° was 65%.
- the crystal orientation is confirmed by the SEM-EBSD method, and then the crystal grain size is photographed by a digital camera or the like to calculate the area (area ratio).
- the amount of crystal orientation of crystal grains at [Step 5-4] and [Step 5-10] is compared in the same manner as described above.
- crystal grain growth occurs with almost no change in crystal orientation Y ′ 85% and crystal grain Z ′ 55% at the time of [Step 5-10] and crystal orientation, It was confirmed that the crystal grains were coarsened.
- the measurement region includes the crystal grain X, and the crystal grain Y, Z (or the crystal grain other than the crystal grain X)
- the area ratio is confirmed.
- the evaluation of the area ratio in the final state is not performed by the EBSD method but is calculated by a photograph or the like because the crystal grains are coarsened. That is, in step [5-4], the crystal orientation and the area ratio are measured by EBSD method, but in [step 5-10], only the crystal orientation is measured by EBSD method, and the area ratio is measured by a photograph etc. Will do.
- the crystal orientation and the crystal grain size were measured at different positions in the longitudinal direction of the same material, the same results were recognized in the confirmation of the structure after the final heat treatment in [Step 5-10].
- the crystal grain X of the material after the final heat treatment has a small crystal grain size, the crystal orientation is not evaluated, and only the crystal grain size and the area ratio are evaluated.
- the measurement range of the area ratio of the crystal grain size with respect to the crystal grain X is a range including at least 20 crystal grains similar to the range in which the crystal grain Y ′ and the crystal grain Z ′ are confirmed.
- the measuring method of the crystal grain diameter and crystal orientation of this invention is performed independently, respectively.
- the production conditions for obtaining a superelastic alloy material which exhibits stable and good superelastic properties as described above and is excellent in cyclic deformation resistance properties are as follows: Manufacturing process can be mentioned. An example of a typical manufacturing process is shown in FIG. Moreover, an example of a preferable manufacturing process is shown to Fig.5 (a). In addition, the processing temperature and processing time (holding time) in each heat treatment shown as “(for example)” in the following description, and the working ratio (cumulative working ratio) in cold working are respectively Example 1, process No. The values used in a are representatively shown, and the present invention is not limited thereto.
- the heat treatment temperature [3] in the intermediate annealing [step 3] is in the range of 400 to 680 ° C.
- cold working specifically, cold rolling or cold drawing
- step 4 The Cu-Al-Mn alloy material which exhibits a good superelastic property stably by setting the cold rolling ratio in [1] or the working ratio [5] of cold drawn wire in the range of 30% or more can get.
- the temperature range [8] and [14] that become the ( ⁇ + ⁇ ) phase (generally around 300 to 700 ° C. depending on the alloy composition) Preferably, it is from 400 ° C. to 650 ° C.
- a temperature range [11] and [17] (generally 700 ° C. or higher, preferably 750 ° C. or higher, more preferably 900 ° C. to 950 ° C.). Heating temperature [Steps 5-3] and [Steps 5-7] [10] and [16] and the temperature range from [11] to [ ⁇ ] single phase to the ( ⁇ + ⁇ ) phase [14] [5-5] of all cooling to [cooling step 5-5] to a predetermined slow range of 0.1 to 20 ° C / min.
- Step 5-7 Heating [step 5-7] at a temperature rising rate [16] of 0.1 to 20 ° C./min from a temperature range [17] to a ⁇ single phase, and further for a predetermined time [18] in the temperature range [17] Steps [step 5-4] to [step 5-8] until holding [step 5-8] are repeated at least twice ([step 5-9]). After this, quenching is finally performed [Step 5-10].
- steps [Step 5-4] to [Step 5-8] are repeated at least twice, including these temperature lowering [Step 5-5] and temperature raising [Step 5-7], before [Step 5-9] Is heated to the temperature range [8] which becomes the ( ⁇ + ⁇ ) phase at the temperature rising rate [7] [step 5-1], and then held for a constant holding time [9] in this temperature range [8] [step 5- 2] is preferable.
- the temperature is raised to the temperature range [11] that becomes the ⁇ single phase after being held [Step 5-2] once in the temperature range [8] that becomes the ( ⁇ + ⁇ ) phase once [Step 5-3], Since the precipitation amount and the size of the phase are kept constant and small, the effect of making the crystal grains large can be easily obtained when the crystal grain coarsening treatment is performed by quenching [Step 5-10] at the end of the memory heat treatment.
- the temperature is first raised to the temperature range [8] where it will be the ⁇ + ⁇ phase [Step 5-1], and then it will be 2 to 120 minutes [9] in the temperature range [8] (eg 500 ° C.) where this ( ⁇ + ⁇ ) phase will be reached. ] [Step 5-2].
- the temperature range [8] for the ( ⁇ + ⁇ ) phase may be reached by raising the temperature, so the temperature rising rate [7 in this Step 5-1] ]
- the heating rate [7] may be, for example, 30 ° C./min, but may be faster or slower.
- the holding time [9] in the temperature range [8] in which the ( ⁇ + ⁇ ) phase is obtained is preferably 10 to 120 minutes. Further, fixation of the precipitation amount of the ⁇ phase is performed in [Step 5-2]. Since the precipitation amount of the ⁇ phase can be controlled in [Step 5-2], there is no problem even if the temperature rising rate in [Step 5-1] is not specified. For this reason, the temperature raising rate in [Step 5-1] can be performed at a high speed, and the entire time required for manufacturing can be shortened. This is one of the merits in the manufacturing method of the present invention.
- the temperature is increased from the temperature range [8] (for example, 500 ° C.) to be the ( ⁇ + ⁇ ) phase to the temperature range [11] (for example 900 ° C.) to be the ⁇ single phase [Step 5-] 3) and hold for a predetermined time [12] in this temperature range [11] [step 5-4].
- the temperature is lowered [Step 5-5] at the temperature decrease rate [13] to the temperature range [14] to become the ( ⁇ + ⁇ ) phase, and held for a predetermined time [15] [Step 5-6] in this temperature range [14],
- the temperature is increased (the temperature increase rate [16] in the second and subsequent temperature increase [step 5-7]).
- the temperature lowering rate [10] and [16] and the temperature lowering rate [13] in the memory heat treatment are decreased (this is also referred to as gradual temperature rising and gradual temperature lowering in this document), and the temperature lowering [Step 5-5]
- the heating rate [10] and [16] and the cooling rate [13] are each 0.1 to 20 ° C./min, preferably 0.1 to 10 ° C./min, more preferably 0.1 ⁇ 3.3 ° C / min.
- the last heat treatment (step in the illustrated example, the rightmost one in the figure) of the step-down temperature [step 5-5] and step-wise temperature rise [step 5-7] repeatedly performed at least twice or more.
- solution treatment is performed by quenching [Step 5-10] (so-called quenching).
- This quenching can be performed, for example, by water cooling in which the Cu—Al—Mn alloy material subjected to the storage heat treatment until the holding heating in the ⁇ single phase [Step 5-8] is introduced into the cooling water.
- the intermediate annealing [Step 3] and the cold working [Step 4-1] may be performed once in this order, and may be repeated twice or more in this order [6] [Step 4].
- memory heat treatment [Step 5-1] to [Step 5-10] is performed.
- the memory heat treatment [Step 5-1] to [Step 5-10] is a temperature range (for example, 500 ° C.) where the ( ⁇ + ⁇ phase) becomes [8] to a temperature range (for example, 900 ° C.) where the ⁇ single phase occurs.
- a temperature range e.g 900 0.1 to 20 ° C./minute, preferably 0.1 to 10 ° C./minute, more preferably 0.degree. C. to the temperature range (e.g., 500.degree. C.) [14] from [11] to (.alpha. +. Beta. Phase).
- each step of quenching for example, water cooling is included.
- the temperature range for the ⁇ + ⁇ single phase is set to less than 300 to 700 ° C., preferably 400 to 650 ° C.
- the temperature range for the ⁇ single phase is 700 ° C. or higher, preferably 750 ° C. or higher, and more preferably 900 to 950 ° C.
- aging heat treatment [Step 6] for 5 to 120 minutes [22] at a temperature lower than 300 ° C. [21]. If the aging temperature [21] is too low, the ⁇ phase is unstable, and when left at room temperature, the martensitic transformation temperature may change. Conversely, when the aging temperature [21] is too high, precipitation of the ⁇ phase occurs, and the shape memory characteristics and superelasticity tend to be significantly reduced.
- the crystal orientation can be more preferably accumulated by repeatedly performing the intermediate annealing [Step 3] and the cold working [Step 4-1] [Step 4-2].
- the repeating number [6] of the intermediate annealing [step 3] and the cold working [step 4-1] may be one, but preferably two or more, and more preferably three or more. This is because as the number of repetitions [6] of the intermediate annealing [step 3] and the processing [step 4-1] increases, the degree of accumulation toward the ⁇ 101> direction increases and the characteristics improve.
- the intermediate annealing [Step 3] is performed at 400 to 680 ° C. [3] for 1 minute to 120 minutes [4].
- the intermediate annealing temperature [3] is preferably lower, preferably 400 to 550.degree.
- Cold working [Step 4-1] has a working ratio of 30% or more [5].
- a 1 is the cross-sectional area of the samples before cold working (cold rolling or cold drawing),
- a 2 is the cross-sectional area of the sample after cold working.
- the cumulative processing ratio ([6]) in the case of repeating this intermediate annealing [step 3] and cold working [step 4-1] twice or more is preferably 30% or more, more preferably 45% or more It is.
- the upper limit value of the cumulative processing rate is not particularly limited, but is usually 95% or less.
- a temperature range for example, 500 ° C. where the ( ⁇ + ⁇ phase) is to be [8]
- the temperature range for example, 500 ° C.
- the temperature rate [10] is set to 0.1 to 20 ° C./minute, preferably 0.1 to 10 ° C./minute, and more preferably 0.1 to 3.3 ° C./minute of the gradual temperature increase.
- the temperature range [11] is held for 5 to 480 minutes, preferably 10 to 360 minutes [12] [Step 5-4]. Thereafter, the temperature range (for example, 900 ° C.) [11] that becomes the ⁇ single phase to the temperature range (for example 500 ° C.) [14] that changes to the ( ⁇ + ⁇ phase) is 0.1 to 20 ° C./min, preferably 0. Cooling is performed at a rate of 1 to 10 ° C./minute, more preferably 0.1 to 3.3 ° C./minute [13] [Step 5-5], and in this temperature range [14] for 20 to 480 minutes, preferably [15] Hold [Step 5-6] for 30 to 360 minutes.
- the temperature range (for example, 900 ° C.) [11] that becomes the ⁇ single phase to the temperature range (for example 500 ° C.) [14] that changes to the ( ⁇ + ⁇ phase) is 0.1 to 20 ° C./min, preferably 0. Cooling is performed at a rate of 1 to 10
- the cooling rate [20] at the time of quenching [Step 5-10] is usually 30 ° C./second or more, preferably 100 ° C./second or more, and more preferably 1000 ° C./second or more.
- the final optional aging heat treatment [Step 6] is usually performed at 70 to 300 ° C. [21] for 5 to 120 minutes [22], preferably at 80 to 250 ° C. [21] for 5 to 120 minutes [22].
- the superelastic Cu-Al-Mn alloy material of the present invention has the following physical properties (properties).
- the amount of residual strain (for example, FIG. 4 (a), FIG. 6 ( a) See 2% or less.
- the residual strain amount is preferably 1.5% or less.
- the lower limit value of the residual strain amount is not particularly limited, but is usually 0.1% or more.
- the difference is preferably 50 MPa or less.
- the difference in stress is more preferably 30 MPa or less.
- the lower limit value of the stress difference is not particularly limited, but is usually 0.1 MPa or more.
- the difference in stress indicates the amount of change in a region (plateau region) in which the stress has a substantially constant value with respect to an increase in strain in the stress-strain curve of the shape memory alloy. If the difference in stress is reduced within a predetermined range, only a certain amount of force is transmitted in spite of a large force, even if a large force is received. For example, when it is used as a construction material, the influence on buildings is reduced. Can. When the difference in stress is small, transformation and reverse transformation between the matrix phase and the martensitic phase are easy, so that repeated deformation and vibration can be tolerated.
- the Cu—Al—Mn based alloy material of the present invention is a shaped body elongated in the processing direction (RD).
- the processing direction (RD) is the rolling direction of the rolling process if the alloy material is a plate material, and the drawing direction of the drawing process if the rod material.
- the alloy material of the present invention is elongated in the processing direction (RD), but the longitudinal direction of the alloy material and the processing direction do not necessarily have to match.
- the specific shape of the Cu-Al-Mn alloy material of the present invention is not particularly limited, and may be, for example, various shapes such as bars (wires) and plates (strips).
- the diameter may be 0.1 to 50 mm or, depending on the application, a diameter of 8 to 16 mm.
- the thickness may be 1 mm or more, for example, 1 to 15 mm.
- the bar of the present invention is not limited to a round bar (round wire), and may be in the shape of a square bar (square line) or a flat bar (flat line).
- a square bar square wire
- Flat wire processing such as drawing processing may be performed.
- the rod (wire) of the present invention may be in the form of a hollow tube having a tube wall or the like.
- the Cu-Al-Mn alloy material of the present invention can be suitably used as a vibration control material or a building material.
- the vibration control material and the building material are made of the above-described rod material and plate material.
- limit in particular as an example of a vibration-damping material and a construction material,
- a brace, a fastener, an anchor bolt etc. can be mentioned.
- the Cu-Al-Mn based alloy material of the present invention can be suitably used as a vibration control structure.
- the vibration control structure is constructed of the vibration control material.
- the example of the vibration control structure is not particularly limited, and may be any structure as long as it is a structure configured using the above-mentioned brace, fastener, anchor bolt or the like.
- ⁇ Civil construction materials> The Cu-Al-Mn alloy material of the present invention can also be used as a civil engineering and construction material capable of preventing noise and vibration pollution. For example, a composite material can be formed and used with concrete.
- the Cu-Al-Mn alloy material of the present invention can also be used as a vibration absorbing member for aircrafts and automobiles. It can also be applied to the field of transport equipment aiming at the effect of noise attenuation.
- Example 1 to 49 Comparative Examples 1 to 34
- the sample (test material) of the rod material (wire material) was produced under the following conditions. Pure copper, pure Mn, pure Al and, if necessary, raw materials of other subadditive elements were melted in a high frequency induction furnace as materials of Cu-Al-Mn alloys giving compositions shown in Tables 1-1 and 1-2.
- the molten Cu—Al—Mn alloy was cooled to obtain an ingot (outer diameter 80 mm ⁇ length 300 mm). After hot-extruding the obtained ingot at 800 ° C., in Example 1 of the present invention, the process No. 1 shown in Table 2 is performed. a (a flow chart is shown in FIG. 5 (a)).
- a bar having a diameter of 10 mm was produced according to the processing process shown in A (flow chart is shown in FIG. 5 (b)).
- the other Examples and Comparative Examples were prepared in the same manner as Example 1 and Comparative Example 1 except that the respective processing processes shown in Table 2 were changed.
- each process in each processing process shown in Table 3-1 which will be described later in Table 2 and others, and Tables 4-1 to 4-2 is shown in FIG. 3, FIG. 5 (a) and FIG. 5 (b). It corresponds to the parenthesized number ([step #]).
- various manufacturing conditions (numbers in parentheses ([#])) other than those shown in Table 2 are as follows, and are described in particular in Table 2, Table 3-1, and Tables 4-1 to 4-2. About the thing which is not, it was set as the same condition in all the Examples and comparative examples.
- Melting / casting conditions in [1] were cast by cooling in a mold of a predetermined size after air melting as described above.
- the hot working temperature of [2] was 800 ° C.
- the intermediate annealing temperature in [3] was 550 ° C.
- the intermediate annealing time of [4] was 100 minutes.
- the cold working rate of [5] was 30%.
- the number of repetitions of [3] to [5] of [6] was 3 times, and the cumulative cold working ratio was 65%.
- the temperature rising rate from the room temperature of [7] to the temperature range to be the ( ⁇ + ⁇ ) phase was 30 ° C./min.
- the holding temperature in the temperature range to be the ( ⁇ + ⁇ ) phase of [8] was 500 ° C.
- the holding time in the temperature range where the ( ⁇ + ⁇ ) phase of [9] is obtained was 60 minutes.
- the holding temperature in the temperature range to become the ⁇ single phase of [11] was 900 ° C.
- the holding time in the temperature range where [beta] single phase of [12] was 120 minutes.
- the holding temperature was 500 ° C. in the temperature range where the ( ⁇ + ⁇ ) phase of [14] was to be obtained.
- the holding time in the temperature range to be the ( ⁇ + ⁇ ) phase of [15] was 60 minutes.
- the holding temperature in the temperature range to become the ⁇ single phase of [17] was 900 ° C.
- the holding time in the temperature range where [beta] single phase of [18] was 120 minutes.
- the quenching rate from the temperature range to become the ⁇ single phase of [20] was 50 ° C./sec.
- the aging temperature in [21] was 150 ° C.
- the aging time for [22] was 20 minutes.
- each sample material is cut so that the surface facing the stress axis direction (processing direction, RD) becomes the observation surface, and then the conductivity is measured. It was embedded in resin and vibration buffed (polished). According to the EBSD method, four or more points were measured at a scanning step of 5 ⁇ m in a measurement area of about 800 ⁇ m ⁇ 2000 ⁇ m. Here, the sample for which the recrystallization texture was measured was used at the completion of [Step 5-4].
- the area of the atomic plane of the crystal grain in which the angle formed by the processing direction (RD) was within 20 ° was determined. By dividing the area by the total measurement area, the abundance of crystal grains whose angle between the normal to the (111) plane and the processing direction (RD) is at least 15 °, and the method of the (101) plane The amount of crystal grains whose angle between the line and the processing direction (RD) was within 20 ° was obtained.
- a crystal grain having a predetermined grain size (a ⁇ b) and having an angle of 15 ° or more between the normal to the (111) plane and the processing direction (RD) The amount (area fraction) of the crystal grains Y as the grain Y is shown as "the amount (%) of the crystal grains Y" in the following table.
- the crystal grain Z a crystal grain whose angle between the normal to the (101) plane and the processing direction (RD) is within 20 ° is the crystal grain Z, and the abundance of the crystal grains Z was expressed as "the amount of crystal grain Z (%)".
- the amount (%) of the crystal grain Y is "A” as excellent when it is 90% or more, and "B", less than 85% as good when it is 85% or more and less than 90%.
- the case is shown in each table as “C” as a failure.
- “A” is excellent when it is 60% or more
- “B” is less than 50% when it is good when it is 50% or more and less than 60%. It was judged as rejection “C” when it was and was shown in each table.
- the inverse pole figure created from the result of having measured the crystal orientation observed by the surface which turned to the processing direction (RD) of Example 1 by EBSD is shown in FIG.2 (b).
- a reverse pole figure created from the measurement results of Comparative Example 1 is shown in FIG.
- the Cu—Al—Mn based alloy material of Example 1 has a particularly preferable texture defined in the present invention. Have.
- the amount of crystal grain Z whose angle between the surface normal and the processing direction (RD) is within 20 ° was measured by the EBSD method in the same manner as described above.
- the schematic diagram of the measuring method of crystal grain diameter is as having shown in FIG.
- the crystal grain length (hereinafter a x ) in the processing direction (RD) is R / 2 or less and the crystal grain length in the direction perpendicular to the stress axis (hereinafter b)
- the abundance of crystal grains (hereinafter referred to as crystal grains X) in which X 2 ) is R / 4 or less is 15% or less.
- crystal grains X in which X 2
- Y and the crystal grain Z
- crystal grain X a crystal grain satisfying the relationship of a predetermined grain size (a x , b x ) is defined as crystal grain X, and the abundance (area fraction) of the crystal grain X is referred to as “crystal The amount of grain X was indicated as “%”. Comparing the crystal grain sizes of Example 1 and Comparative Example 1, the crystal grain X was 15% or less in Example 1 and all a ⁇ b in the crystal grain Y (and the crystal grain Z). On the other hand, in Comparative Example 1, crystal grains X were present in an area fraction exceeding 15%, and did not satisfy the definition of the present invention.
- the percentage of the existing material of the crystal grain X is 10% or less of the total measurement area as "A", exceeding 10% and 15%
- the following items are indicated as “B” as good and as “C” as inferior as more than 15% as “C”.
- the crystal grain size of crystal grain Y (and crystal grain Z) is required to be aab, the judgment was made on the basis of the average value of the values of a / b.
- the a / b value of the crystal grain Y is shown as “a / b size of the crystal grain Y” in the following table.
- crystal grain Y includes crystal grain Z
- crystal grain Y includes crystal grain Z
- the size of the crystal grain having a size other than the crystal grain X and the crystal grain Y was larger than the crystal grain X and smaller than the crystal grain Y.
- Cyclic deformation resistance [residual strain after 5% strain load unloading-100 cycles]
- the stress-strain curve (SS curve) was determined by repeating loading and unloading of stress giving 5% strain, and from residual strain after one cycle to residual strain after 100 cycles (Fig. 4 ( a) see). From each test material, 20 test pieces having a length of 170 mm were cut out and subjected to the test. Residual strain after 5% strain load unloading-100 cycles was determined from the stress-strain curve (SS curve). In each table, residual strain after 100 cycles is shown as "post-cycle residual strain”.
- a tensile test was conducted 100 times at a test speed of 5% / min, alternately repeating stress loading and unloading to obtain a strain amount of 5% at a gage distance of 100 mm.
- the following criteria were evaluated.
- the superelastic property is excellent when the residual strain is 1.5% or less as "A” and the superelastic property is good when the residual strain is more than 1.5% and 2.0% or less.
- FIG. 6 A stress-distortion curve (SS curve) is shown in FIG. 6 for representative residual strain.
- FIG. 6 (a) shows the results of the test piece of Example 1 produced according to step a
- FIG. 6 (b) shows the results of the test piece of Comparative Example 1 produced according to step A is there.
- the residual strain (%) after 5% strain load unloading ⁇ 100 cycles is 1.4% in Example 1 and 2. It was 2%.
- the residual strain amount will be high if the crystal grain size does not satisfy the conditions specified in the present invention, so the stress value of 0.2% proof stress and 5%
- the “difference in stress” from the stress value shown when the strain of (ii) is applied increases.
- the difference in stress for example, when used as a construction material, is desired to have a smaller value of stress transmitted to a building, and therefore it can be said that the smaller the difference in stress, the better the characteristics.
- Examples 1 to 49 show superelasticity in cyclic deformation resistance and 5% strain and 0.2% strain by satisfying the crystal grain size and the texture orientation specified in the present invention. Excellent in stress difference.
- each comparative example resulted in inferiority to one of the characteristics.
- Comparative Examples 1 to 10 shown in Tables 3-1 to 3-2 and Comparative Examples 32 to 34 shown in Table 4-2 could not be manufactured per se (Comparative Example 8), or At least one of the crystal grain size and the texture orientation specified in the present invention can not be satisfied (comparative examples other than comparative example 8), and the superelastic cyclic deformation resistance is inferior.
- Comparative Examples 9 to 10 the difference in stress was further inferior.
- Comparative Examples 11 to 31 shown in Table 4-2 none of them could be manufactured themselves because they did not satisfy the predetermined alloy composition defined in the present invention (Comparative Examples 11 to 15 and 17 to 17). 20, 22, 26, 30) or the conditions of the crystal grain size and the texture orientation specified in the present invention, but the superelastic cyclic deformation resistance is inferior (comparative examples 11 to 15, 17 to Comparative examples other than 20, 22, 26, 30).
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Abstract
Description
(1)3.0~10.0質量%のAl、5.0~20.0質量%のMn、並びにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.000~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.000~3.000質量%であり、Coの含有量は0.000~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.000~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Crの含有量は0.000~2.000質量%であり、Siの含有量は0.000~2.000質量%であり、Wの含有量は0.000~1.000質量%であり、Snの含有量は0.000~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.000~0.500質量%であり、Pの含有量は0.000~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Znの含有量は0.000~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.000~0.500質量%であり、Agの含有量は0.000~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.000~5.000質量%であり、残部がCuと不可避的不純物からなる組成を有するCu-Al-Mn系合金材であって、
前記合金材は、圧延方向もしくは伸線方向である加工方向に対して長尺形状を有する合金材であり、
前記合金材の前記加工方向の結晶粒長axが前記合金材の幅あるいは直径Rに対してR/2以下で、かつ前記加工方向に垂直な方向の結晶粒長bxがR/4以下である結晶粒Xについて、前記結晶粒Xの存在量が前記合金材全体の15%以下であり、
前記加工方向の結晶粒長aと前記加工方向に垂直な方向の結晶粒長bとがa≧bの関係を満たし、かつその結晶の(111)面の法線と前記加工方向とのなす角の角度が15°以上である結晶粒Y’について、前記結晶粒Y’の存在量が前記合金材全体の85%以上であることを特徴とするCu-Al-Mn系合金材。
(2)Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.001~10.000質量%含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.001~3.000質量%であり、Coの含有量は0.001~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.001~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Crの含有量は0.001~2.000質量%であり、Siの含有量は0.001~2.000質量%であり、Wの含有量は0.001~1.000質量%であり、Snの含有量は0.001~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.001~0.500質量%であり、Pの含有量は0.010~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Znの含有量は0.001~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.001~0.500質量%であり、Agの含有量は0.001~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.001~5.000質量%である、(1)項に記載のCu-Al-Mn系合金材。
(3)3.0~10.0質量%のAl、5.0~20.0質量%のMn、並びにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.000~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.000~3.000質量%であり、Coの含有量は0.000~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.000~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Crの含有量は0.000~2.000質量%であり、Siの含有量は0.000~2.000質量%であり、Wの含有量は0.000~1.000質量%であり、Snの含有量は0.000~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.000~0.500質量%であり、Pの含有量は0.000~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Znの含有量は0.000~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.000~0.500質量%であり、Agの含有量は0.000~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.000~5.000質量%であり、残部がCuと不可避的不純物からなる組成を有するCu-Al-Mn系合金材であって、
5%の歪みを与える応力の負荷と除荷を行なった場合に0.2%耐力の応力値と5%の歪みを負荷した際の応力値の差を応力-歪曲線から求めた値が50MPa以下であり、さらに5%の歪みを与える応力の負荷と除荷を100回繰返した際に残留する歪み量が2.0%以下であることを特徴とするCu-Al-Mn系合金材。
(4)Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.001~10.000質量%含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.001~3.000質量%であり、Coの含有量は0.001~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.001~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Crの含有量は0.001~2.000質量%であり、Siの含有量は0.001~2.000質量%であり、Wの含有量は0.001~1.000質量%であり、Snの含有量は0.001~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.001~0.500質量%であり、Pの含有量は0.010~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Znの含有量は0.001~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.001~0.500質量%であり、Agの含有量は0.001~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.001~5.000質量%である、(3)項に記載のCu-Al-Mn系合金材。
(5)前記結晶粒Y’の内で、その結晶の(101)面の法線と前記加工方向とのなす角の角度が20°以内である結晶粒Z’について、前記結晶粒Z’の存在量が前記合金材全体の50%以上である、(1)~(4)のいずれか1項に記載のCu-Al-Mn系合金材。
(6)3.0~10.0質量%のAl、5.0~20.0質量%のMn、並びにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.000~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.000~3.000質量%であり、Coの含有量は0.000~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.000~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Crの含有量は0.000~2.000質量%であり、Siの含有量は0.000~2.000質量%であり、Wの含有量は0.000~1.000質量%であり、Snの含有量は0.000~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.000~0.500質量%であり、Pの含有量は0.000~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Znの含有量は0.000~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.000~0.500質量%であり、Agの含有量は0.000~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.000~5.000質量%であり、残部がCuと不可避的不純物からなる組成を有するCu-Al-Mn系合金の素材を溶解・鋳造する工程と、
熱間加工する工程と、
400~680℃で1~120分の中間焼鈍と、加工率30%以上の冷間加工を少なくとも各1回以上この順に行う工程と、
室温から(α+β)相になる温度域まで加熱した後に該温度域に2~120分保持し、(α+β)相になる温度域からβ単相になる温度域まで0.1~20℃/分の昇温速度で加熱し該温度域に5~480分保持して、その後、β単相になる温度域から(α+β)相になる温度域まで0.1~20℃/分の降温速度で冷却し該温度域に20~480分保持して、その後、(α+β)相になる温度域からβ単相になる温度域まで0.1~20℃/分の昇温速度で加熱し該温度域に5~480分保持した後に急冷してなり、
ここで、前記β単相になる温度域に保持する工程から、その後の、β単相になる温度域から(α+β)相になる温度域まで0.1~20℃/分の降温速度で冷却し該温度域に20~480分保持する工程を経て、さらに、(α+β)相になる温度域からβ単相になる温度域まで0.1~20℃/分の昇温速度で加熱し該温度域に5~480分保持する工程までを少なくとも2回繰返すことを特徴とするCu-Al-Mn系合金材の製造方法。
(7)Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.001~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.001~3.000質量%であり、Coの含有量は0.001~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.001~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Crの含有量は0.001~2.000質量%であり、Siの含有量は0.001~2.000質量%であり、Wの含有量は0.001~1.000質量%であり、Snの含有量は0.001~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.001~0.500質量%であり、Pの含有量は0.010~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Znの含有量は0.001~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.001~0.500質量%であり、Agの含有量は0.001~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.001~5.000質量%である、(6)項に記載のCu-Al-Mn系合金材の製造方法。
(8)3.0~10.0質量%のAl、5.0~20.0質量%のMn、並びにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.000~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.000~3.000質量%であり、Coの含有量は0.000~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.000~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Crの含有量は0.000~2.000質量%であり、Siの含有量は0.000~2.000質量%であり、Wの含有量は0.000~1.000質量%であり、Snの含有量は0.000~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.000~0.500質量%であり、Pの含有量は0.000~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Znの含有量は0.000~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.000~0.500質量%であり、Agの含有量は0.000~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.000~5.000質量%であり、残部がCuと不可避的不純物からなる組成を有するCu-Al-Mn系合金材の製造方法であって、
前記合金材は、圧延方向もしくは伸線方向である加工方向に対して長尺形状を有する合金材であり、
前記合金材の前記加工方向の結晶粒長axが前記合金材の幅あるいは直径Rに対してR/2以下で、かつ前記加工方向に垂直な方向の結晶粒長bxがR/4以下である結晶粒Xについて、前記結晶粒Xの存在量が前記合金材全体の15%以下であり、
前記加工方向の結晶粒長aと前記加工方向に垂直な方向の結晶粒長bとがa≧bの関係を満たし、かつその結晶の(111)面の法線と前記加工方向とのなす角の角度が15°以上である結晶粒Yについて、前記結晶粒Yの存在量が前記合金材全体の85%以上であることを特徴とするCu-Al-Mn系合金材の製造方法。
(9)Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.001~10.000質量%含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.001~3.000質量%であり、Coの含有量は0.001~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.001~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Crの含有量は0.001~2.000質量%であり、Siの含有量は0.001~2.000質量%であり、Wの含有量は0.001~1.000質量%であり、Snの含有量は0.001~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.001~0.500質量%であり、Pの含有量は0.010~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Znの含有量は0.001~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.001~0.500質量%であり、Agの含有量は0.001~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.001~5.000質量%である、(8)項に記載のCu-Al-Mn系合金材の製造方法。
(10)前記急冷の後に、70~300℃で5~120分の時効熱処理を施す、(6)~(9)のいずれか1項に記載のCu-Al-Mn系合金材の製造方法。
(11)(1)~(5)のいずれか1項に記載のCu-Al-Mn系合金材からなる棒材または板材。
本発明の上記及び他の特徴及び利点は、適宜添付の図面を参照して、下記の記載からより明らかになるであろう。
形状記憶特性及び超弾性を有する本発明の銅系合金は、Al及びMnを含有した合金である。この合金は、高温でβ相(体心立方)単相(本書では、単にβ単相ともいう)になり、低温でβ相とα相(面心立方)の2相組織(本書では、単に(α+β)相ともいう)になる。合金組成により異なるが、β単相となる高温は通常700℃以上であり、(α+β)相となる低温とは通常700℃未満である。
本発明のCu-Al-Mn系合金材は、再結晶組織を有する。また、本発明のCu-Al-Mn系合金材は、実質的にβ単相からなる再結晶組織を有する。ここで「実質的にβ単相からなる再結晶組織を有する」とは、再結晶組織中でβ相の占める割合が90%以上、好ましくは95%以上であることをいう。
本発明のCu-Al-Mn系銅合金中には、結晶粒径が小さい結晶粒(本発明で規定する結晶粒X)が15%以下という低い存在量(存在割合)で存在するが、大半は結晶粒径が大きい結晶粒(例えば、粒長が前記a≧bの関係を満たし、本発明で規定する結晶粒YやZなど)である。例えば、棒材であれば、試料直径Rに対して加工方向(RD)の結晶粒長(結晶粒XについてはaX)がR/2以下であり、加工方向(RD)に垂直な方向の結晶粒長(結晶粒XについてはbX)がR/4以下である小さい結晶粒(これを結晶粒Xという)について、前記結晶粒Xの存在量が合金材全体の15%以下であり、好ましくは10%以下である。なお板材であれば、試料の幅(RDに垂直な方向、すなわちTDの試料長)Rに対して加工方向の結晶粒長(結晶粒XについてはaX)がR/2以下であり、加工方向(RD)に垂直な方向の結晶粒長(結晶粒XについてはbX)がR/4以下である小さい結晶粒(これを結晶粒Xという)について、前記結晶粒Xの存在量が合金材全体の15%以下であり、好ましくは10%以下である。ここで、結晶粒Xの存在量はCu-Al-Mn系銅合金材の表面あるいは断面において当該結晶粒が占める面積の割合(面積率)で判断することができる。測定には、合金材の長手方向の表面あるいは断面を4点以上任意で測定した面積とすることができる。本発明における結晶粒Xは、加工工程での付加的剪断応力や工具面摩擦の影響で実質的に中心部より加工度が高く、結晶粒が微細になりやすい、Cu-Al-Mn系合金材の表面において評価を行うことにする。
さらに、前記結晶粒Yの内、その結晶の(101)面の法線と加工方向(RD)とのなす角の角度が20°以内である結晶粒Z(あるいは最終状態での結晶粒Z’)について、前記結晶粒Zの存在量が合金材全体の50%以上であることが好ましい。前記結晶粒Z(あるいは最終状態での結晶粒Z’)の存在量が60%以上であることがさらに好ましい。
本発明のCu-Al-Mn系合金材は、試料の結晶方位を電子背面散乱回折パターン測定(EBSP)法により応力軸方向(加工方向、RD)に向いた面で測定した場合(合金材を3点以上任意で測定した面積とする(倍率100倍))に、結晶粒の85%以上、好ましくは90%以上が(111)面の法線と加工方向とのなす角の角度が15°以上である集合組織を有する(比較例1の図2(a)や実施例1の図2(b)参照)。換言すると、結晶の(111)面の法線と加工方向とのなす角の角度が15°以上となっている結晶粒が、全結晶粒の85%以上、好ましくは90%以上である。なお、(111)面の法線と加工方向とのなす角の角度が15°以上である結晶粒は、観察面の全結晶粒に対する面積分率(存在量)で100%存在してもよいが、現実的には100%未満である場合がある。本発明においては、結晶粒長さがa≧bの関係を満たし、かつ、結晶の(111)面の法線と加工方向とのなす角の角度が15°以上である結晶粒を結晶粒Yと呼ぶ。なお、(111)面の法線の方向が(111)面の方向である。同様に、(101)面の法線の方向が(101)面の方向である。
本発明のCu-Al-Mn系合金材を応力軸方向(加工方向、RD)を向いた面が観察面となるように切断して、導電性樹脂に埋め込み、振動式バフ仕上げ(研磨)する。EBSD法により、約800μm×2000μmの測定領域で、スキャンステップが5μmの条件で4箇所以上測定を行う。ここで、再結晶集合組織を測定する試験片は[工程5-4]完了時点で取り出したものを使用する。この理由として、本発明のCu-Al-Mn系合金材は、記憶熱処理の最終工程である[工程5-10]まで行ってしまうと、結晶粒が粗大に成長しているために集合組織測定を実施するのが困難となるためである。そこで、途中工程である[工程5-4]完了時点で試験片を取り出すことによって結晶粒が粗大化する前の結晶方位の分布を確認することが可能となるため上記の状態で確認する。測定にはOIMソフトウェア(商品名、TSL社製)を用い、全測定結果から得られた結晶配向を逆極点図上にプロットさせる(例えば、図2(a)、図2(b)参照)。上記の通り、(111)面の法線と加工方向とのなす角の角度が15°以上である範囲内に存在する結晶粒の原子面の面積と、(101)面の法線と加工方向とのなす角の角度が20°以内の範囲内に存在する結晶粒の原子面の面積とを、それぞれ求める。得られた各々の面積を全測定面積で割ることで、(111)面の法線と加工方向とのなす角の角度が15°以上である結晶粒の存在量と、(101)面の法線と加工方向とのなす角の角度が20°以内である結晶粒の存在量とを得る。これらの内で、最終熱処理後の材料の前記結晶粒長がa≧bの関係を満たす結晶粒に対応する所定方位を有する[工程5-4]の結晶粒の存在量が、結晶粒Yと結晶粒Zの存在量であり、[工程5-10]完了時点の結晶粒の存在量が、結晶粒Y’と結晶粒Z’の存在量である。
本発明の加工・熱処理方法であれば、制御した結晶方位の割合を崩すことなく、記憶熱処理の最終工程における結晶粒径の制御が可能である。したがって、本発明の結晶方位の配向性の範囲は、最終結晶方位の配向性と同等となる。
一方、加工条件等は実施例1と同様に製造した材料を[工程5-10]まで製造したものについてSEM-EBSD法により任意の結晶粒を測定し、その結晶方位の配向性を明らかにした上でその結晶粒長と計算により面積率を求めた結果、(111)面の法線と加工方向とのなす角の角度が15°以上である結晶粒(以降結晶粒Y’)の量は89%、(101)面の法線と加工方向とのなす角の角度が20°以内である結晶粒(以降結晶粒Z’)の量は65%であった。結晶粒Y’及び結晶粒Z’はSEM-EBSD法により結晶方位を確認した上で、デジカメ等により結晶粒径を撮影し面積(面積率)を算出している。
上記と同様の測定方法で[工程5-4]と[工程5-10]時点の結晶粒の結晶方位の存在量を比較すると、実施例26では[工程5-4]時点(製造途中の状態)の結晶粒Y91%・結晶粒Z60%に対して[工程5-10]時点(最終状態)の結晶粒Y’95%・結晶粒Z’68%、実施例27では[工程5-4]時点の結晶粒Y88%・結晶粒Z55%に対して[工程5-10]時点の結晶粒Y’88%・結晶粒Z’60%、実施例39では[工程5-4]時点の結晶粒Y85%・結晶粒Z54%に対して[工程5-10]時点の結晶粒Y’85%・結晶粒Z’55%、と結晶方位の配向性はほとんど変化せずに結晶粒成長して、結晶粒が粗大化していることを確認した。これは本発明の熱処理工程では熱処理によって新たな核生成が起こらず、結晶粒が粗大化していることを示している。SEM-EBSD法の試験片の大きさに制約があること、途中の組織の方が容易に確認できることに加え、以上のように最終結晶方位との整合性が確認されていることから、途中の組織である結晶粒Y・結晶粒Zの存在量を最終組織の結晶粒Y’・結晶粒Z’の存在量と見做して扱うことができる。そのため、途中工程で確認した所定の配向を示す本発明の結晶粒の存在量(割合)は、最終組織の状態と同等の存在量を示しているといえる。
また、最終熱処理後の材料の結晶粒Xは結晶粒径が小さいため結晶方位は評価せず、結晶粒径と面積率のみの評価を行うことにした。結晶粒Xに関する結晶粒径の面積率の測定範囲は、結晶粒Y’と結晶粒Z’を確認した範囲と同様の最低20個以上の結晶粒を含む範囲とする。
なお、本発明の結晶粒径と結晶方位の測定方法はそれぞれ独立に行うものである。
本発明のCu-Al-Mn系合金材において、上記のような安定的に良好な超弾性特性を奏して耐繰返し変形特性に優れる超弾性合金材を得るための製造条件としては、下記のような製造工程を挙げることができる。代表的な製造プロセスの一例を図3に示した。また、好ましい製造プロセスの一例を図5(a)に示した。
なお、以下の説明において「(例えば、)」として示した各熱処理での処理温度と処理時間(保持時間)、及び冷間加工での加工率(累積加工率)は、それぞれ実施例1、工程No.aで用いた値を代表的に示したものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。
常法によって溶解・鋳造[工程1]と熱間圧延または熱間鍛造の熱間加工[工程2]を行った後、400~680℃[3]で1~120分[4]の中間焼鈍[工程3]と、その後に、加工率30%以上[5]の冷間圧延または冷間伸線の冷間加工[工程4-1]とを行う。ここで、中間焼鈍[工程3]と冷間加工[工程4-1]とはこの順で1回ずつ行ってもよく、この順で2回以上の繰り返し回数[6]で繰り返して[工程4-2]行ってもよい。その後、記憶熱処理[工程5-1]~[工程5-10]を行う。
α+β単相になる温度域は300~700℃未満、好ましくは400~650℃とする。
β単相になる温度域は700℃以上、好ましくは750℃以上、さらに好ましくは900~950℃とする。
中間焼鈍[工程3]は、400~680℃[3]で1分~120分[4]とする。この中間焼鈍温度[3]はより低い温度とすることが好ましく、好ましくは400~550℃とする。
冷間加工[工程4-1]は加工率30%以上[5]とする。ここで、加工率は次の式で定義される値である。
加工率(%)={(A1-A2)/A1}×100
A1は冷間加工(冷間圧延もしくは冷間伸線)前の試料の断面積であり、A2は冷間加工後の試料の断面積である。
前記記憶熱処理[工程5-1]~[工程5-10]においては、まず[工程5-1]では、前記冷間加工後に室温から昇温速度[7](例えば、30℃/分)で(α+β相)になる温度域(例えば、500℃)[8]まで昇温する。その後、(α+β相)になる温度域(例えば、500℃)[8]で2~120分、好ましくは10~120分[9]保持[工程5-2]する。その後、(α+β相)になる温度域(例えば、500℃)[8]からβ単相になる温度域(例えば、900℃)[11]まで加熱[工程5-3]する際には、昇温速度[10]を前記徐昇温の0.1~20℃/分、好ましくは0.1~10℃/分、さらに好ましくは0.1~3.3℃/分とする。その後、この温度域[11]に5~480分、好ましくは10~360分[12]保持[工程5-4]する。その後、β単相になる温度域(例えば、900℃)[11]から(α+β相)になる温度域(例えば、500℃)[14]まで0.1~20℃/分、好ましくは0.1~10℃/分、さらに好ましくは0.1~3.3℃/分の降温速度[13]で冷却[工程5-5]し、この温度域[14]で20~480分、好ましくは30~360分[15]保持[工程5-6]する。その後、再び(α+β相)になる温度域(例えば、500℃)[14]からβ単相になる温度域(例えば、900℃)[17]まで前記徐昇温の昇温速度[16]で加熱[工程5-7]し、この温度域[17]に5~480分、好ましくは10~360分[18]保持[工程5-8]する。このような[工程5-4]~[工程5-8](条件[11]~[18])を繰り返し[工程5-9]少なくとも2回[19]行う。
急冷[工程5-10]時の冷却速度[20]は、通常30℃/秒以上、好ましくは100℃/秒以上、さらに好ましくは1000℃/秒以上とする。
最後の任意の時効熱処理[工程6]は、通常70~300℃[21]で5~120分[22]、好ましくは80~250℃[21]で5~120分[22]行う。
本発明の超弾性Cu-Al-Mn系合金材は、以下の物性(特性)を有する。
さらに、0.2%耐力の応力値と5%の歪みを負荷した場合に示す応力値の差を応力の差(例えば、図4(b)、図6(a)参照)とした場合、その差が50MPa以下であることが好ましい。この応力の差は、さらに好ましくは30MPa以下である。この応力の差の下限値には特に制限はないが、通常0.1MPa以上である。この応力の差は、形状記憶合金の応力-歪み曲線において歪みの増加に対して応力がほぼ一定値を示す領域(プラトー領域)の変化量を示している。この応力の差を所定の範囲内に小さくすると、大きな力を受けた場合でも歪みの割には一定の力しか伝達されないため、例えば建築材として使用した場合、建築物への影響を小さくすることができる。またこの応力の差が小さいと、母相とマルテンサイト相との変態・逆変態が容易であるため繰返しの変形や振動に耐えられる。
本発明のCu-Al-Mn系合金材は、加工方向(RD)に対して伸長された形状体である。先述の通り、加工方向(RD)とは、合金材が板材であれば圧延加工の圧延方向であるし、棒材であれば伸線加工の伸線方向である。本発明の合金材は加工方向(RD)に対して伸長しているが、必ずしも合金材の長手方向と加工方向とが一致している必要はない。長尺状体である本発明のCu-Al-Mn系合金材を切断・曲げ加工等した場合は、合金材のもともとの加工方向がどの向きであったのかを考慮して、本発明に含まれるものであるか否かを判断する。なお、本発明のCu-Al-Mn系合金材の具体的な形状には特に制限はなく、例えば棒(線)、板(条)など種々の形状とすることができる。これらのサイズにも特に制限はないが、例えば、棒材であれば直径0.1~50mmあるいは用途によっては直径8~16mmのサイズと、それぞれすることができる。また、板材であれば、その厚さが1mm以上、例えば1~15mmであってもよい。ここで、本発明の上記製造方法において、伸線加工に代えて圧延加工を行うことで、板材(条材)を得ることができる。
本発明のCu-Al-Mn系合金材は制震材や建築材として好適に用いることができる。この制震材や建築材は、前記棒材や板材から構成されてなるものである。制震材や建築材の例としては、特に制限されるものではないが、例えば、ブレース、ファスナー、アンカーボルトなどを挙げることができる。
<制震構造体>
本発明のCu-Al-Mn系合金材は制震構造体として好適に用いることができる。この制震構造体は、前記制震材から構築されてなるものである。制震構造体の例としては、特に制限されるものではなく、前記のブレース、ファスナー、アンカーボルトなどを用いて構成された構造体であればいかなる構造体であってもよい。
<土木建築材>
本発明のCu-Al-Mn系合金材は騒音や振動の公害の防止が可能となる土木建築材としての利用も可能である。例えば、コンクリートと共に複合材料を形成して使用することができる。
<その他>
本発明のCu-Al-Mn系合金材は航空機や自動車などの振動吸収部材として使用も可能である。ノイズ減衰の効果を目的とした輸送機器分野への適用もできる。
棒材(線材)のサンプル(供試材)は以下の条件で作製した。
表1-1、1-2に示す組成を与えるCu-Al-Mn系合金の素材として、純銅、純Mn、純Al、及び必要により他の副添加元素の原料を高周波誘導炉で溶解した。溶製したCu-Al-Mn系合金を冷却し、外径80mm×長さ300mmの鋳塊(インゴット)を得た。得られた鋳塊を800℃で熱間押出した後、本発明の実施例1では表2に示した工程No.a(図5(a)にフローチャートを示した。)、比較例1では表2に示した工程No.A(図5(b)にフローチャートを示した。)にそれぞれ示した加工プロセスに従って直径10mmの棒材を作製した。これら以外の各々の実施例と比較例は、表2に示した各加工プロセスに変更した以外は前記実施例1と比較例1と同様にして調製した。
なお、表2と他に後述の表3-1、表4-1~4-2に示した各加工プロセスにおける各工程は、図3や図5(a)や図5(b)に示した括弧付の番号([工程#])に対応する。また、表2に示した以外の各種製造条件(括弧付の番号([#]))は以下の通りであり、表2、表3-1、表4-1~4-2で特に記載がないものについては全ての実施例と比較例で同一条件とした。
[2]の熱間加工温度は800℃とした。
[3]の中間焼鈍温度は550℃とした。
[4]の中間焼鈍時間は100分とした。
[5]の冷間加工率は30%とした。
[6]の[3]~[5]の繰返し回数は3回、累積冷間加工率は65%とした。
[7]の室温から(α+β)相となる温度域への昇温速度は30℃/分とした。
[8]の(α+β)相となる温度域での保持温度は500℃とした。
[9]の(α+β)相となる温度域での保持時間は60分とした。
[11]のβ単相となる温度域での保持温度は900℃とした。
[12]のβ単相となる温度域での保持時間は120分とした。
[14]の(α+β)相となる温度域での保持温度は500℃とした。
[15]の(α+β)相となる温度域での保持時間は60分とした。
[17]のβ単相となる温度域での保持温度は900℃とした。
[18]のβ単相となる温度域での保持時間は120分とした。
[20]のβ単相となる温度域からの急冷速度は50℃/秒とした。
[21]の時効温度は150℃とした。
[22]の時効時間は20分とした。
表3-1~3-2と表4-1~4-2に、本発明の実施例、比較例の試験及び評価の結果を、合金材料の種類(表1-1、1-2参照)と加工プロセス条件(表2、表3-1、表4-1~4-2参照)と併せてまとめて示す。
以下に各試験及び評価の方法について詳述する。
後述の超弾性の耐繰返し変形特性の評価前に、各供試材を応力軸方向(加工方向、RD)を向いた面が観察面となるように切断した後、導電性樹脂に埋め込み、振動式バフ仕上げ(研磨)した。EBSD法により、約800μm×2000μmの測定領域で、スキャンステップが5μmの条件で4箇所以上測定を行った。ここで、再結晶集合組織を測定したサンプルは[工程5-4]完了時点で引き抜いたものを使用した。この理由として、本発明材のCu-Al-Mn系合金は、記憶熱処理の最終工程である[工程5-10]まで行ってしまうと、結晶粒が粗大に成長しているため、集合組織測定を実施するのが困難となるためである。そこで、途中工程である[工程5-4]完了時点で引き抜くことによって結晶粒が粗大化するまえの結晶方位の分布を確認することが可能となるため上記の状態で確認した。測定にはOIMソフトウェア(商品名、TSL社製)を用い、全測定結果から得られた結晶配向を逆極点図上にプロットさせた(例えば、図2(a)、図2(b)参照)。上記の通り、(111)面の法線と加工方向(RD)とのなす角の角度が15°以上となる範囲内となる結晶粒の原子面の面積と、(101)面の法線と加工方向(RD)とのなす角の角度が20°以内の範囲内となる結晶粒の原子面の面積とを、それぞれ求めた。該面積をそれぞれ全測定面積で割ることで、(111)面の法線と加工方向(RD)とのなす角の角度が15°以上である結晶粒の存在量と、(101)面の法線と加工方向(RD)とのなす角の角度が20°以内である結晶粒の存在量とを得た。
結晶粒Yの存在量(%)については、90%以上であった場合を優れるとして「A」、85%以上90%未満であった場合を良好であるとして「B」、85%未満であった場合を不合格として「C」と、各表に示した。
また、結晶粒Zの存在量(%)については、60%以上であった場合を優れるとして「A」、50%以上60%未満であった場合を良好であるとして「B」、50%未満であった場合を不合格「C」と判断し、各表に示した。
これとは別に、実施例と比較例の各試料について、(111)面の法線と加工方向(RD)とのなす角の角度が15°以上である結晶粒Yの存在量と、(101)面の法線と加工方向(RD)とのなす角の角度が20°以内である結晶粒Zの存在量とを、前記と同様にしてEBSD法で測定した。
後述の超弾性の耐繰返し変形特性の評価のための引張試験の前に、試験片を棒状のままその表面を塩化第二鉄水溶液でエッチングし、結晶粒径を確認した。確認する試験片の全長は特に定めないが、後述する引張試験の標点距離と同等以上の長さが必要と考えられる。そのため本発明では100mm以上の長さとした。実施例1と比較例1の各試料を塩化第二鉄水溶液でエッチング後に組織写真を撮影した。その写真を実施例1について図7(a)に、比較例1について図7(b)に示す。また、結晶粒径の測定方法の模式図は図1に示したとおりである。本発明においては、試料の幅あるいは直径Rに対して、加工方向(RD)の結晶粒長(以後aX)がR/2以下であり、応力軸に垂直な方向の結晶粒長(以後bX)がR/4以下である結晶粒(以後結晶粒X)の存在量が15%以下であることが必要である。さらに結晶粒Y(及び結晶粒Z)ではa≧bであることが必要である。
さらに、結晶粒Y(及び結晶粒Z)における結晶粒径についてはa≧bであることが求められるため、a/bの値の平均値を基準として判断した。結晶粒Yのa/bの値を以下の表中には「結晶粒Yのa/bサイズ」と示した。a/bの値が1.5以上であるものを優れるとして「A」、1.5未満1.0以上であるものを良好であるとして「B」、1.0未満であるものを劣るとして「C」と、各表に示した。
結晶粒Xの存在量と結晶粒Y(結晶粒Yは結晶粒Zを含む)の存在量の合計が100%未満の場合、結晶粒Xと結晶粒Yの他に、これらの結晶粒以外のサイズのものが存在した。この場合、結晶粒Xと結晶粒Y以外のサイズの結晶粒のサイズは、結晶粒Xより大きくかつ結晶粒Yより小さかった。
5%の歪みを与える応力の負荷と除荷を繰返し行って、応力-歪曲線(S-Sカーブ)を求め、1サイクル後の残留歪から100サイクル後の残留歪まで求めた(図4(a)参照)。
各供試材から長さ170mmの20個の試験片を切り出して試験に供した。5%歪み負荷除荷-100サイクル後の残留歪みを応力-歪曲線(S-Sカーブ)から求めた。各表中には、100サイクル後の残留ひずみを「サイクル後残留歪み」として示した。
残留歪が1.5%以下であった場合を超弾性特性が優れるとして「A」、残留歪が1.5%を超えかつ2.0%以下であった場合を超弾性特性が良好であるとして「B」、残留歪が2.0%を超えて大きかった場合を超弾性特性が不合格であったとして「C」と判断し、各表に示した。
5%の歪みを与える応力の負荷と除荷を行って、応力-歪曲線(S-Sカーブ)から0.2%耐力の応力値と5%の歪みを負荷した場合に示す応力値の差を「応力の差」として求めた(図4(b)参照)。上記の「応力の差」は、例えば加工が不十分となった場合などに、好ましい結晶方位である(101)面の法線と加工方向とのなす角の角度が20°以内である結晶粒の存在量が適正に制御できなくなると、この「応力の差」が発生する。また、結晶方位が<101>方向へ配向していた場合でも結晶粒径が前記本発明で規定する条件を満たしていなければ残留歪み量が高くなるため0.2%耐力の応力値と5%の歪みを負荷した場合に示す応力値との「応力の差」が大きくなる。この応力の差は、例えば建築材として使用する場合、建物に伝達する応力の値は小さい方が望まれるため、応力の差が小さいほど優れた特性であると言える。そのため、上記方法で「応力の差」を計測した場合、30MPa以下のものを優れるとして「A」、30MPaを超えて50MPa以下のもの良好として「B」、50MPaを超えるものを劣るとして「C」と判断し、各表に示した。
この内、表3-1~表3-2に示した比較例1~10、表4-2に示した比較例32~34は、製造自体が不可能であったか(比較例8)、あるいは、それぞれ本発明で規定する結晶粒径や集合組織配向の少なくとも1つの条件を満たすことができず(比較例8以外の比較例)、超弾性の耐繰返し変形特性に劣っていた。比較例9~10では、さらに応力の差にも劣っていた。これらは、いずれも本発明の製造方法に対する比較例でもある。比較例8では、中間焼鈍温度が低すぎて断線が生じた。一方、比較例9では、中間焼鈍温度の高すぎて所望の集合組織配向が制御できなかった。
2 結晶粒X
3 最終状態の結晶粒Y’、Z’(あるいは中間状態の結晶粒Y、Z)
R 合金材の幅あるいは棒材(線材)の直径
RD 合金材の加工方向(棒材(線材)の伸線方向)
Claims (11)
- 3.0~10.0質量%のAl、5.0~20.0質量%のMn、並びにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.000~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.000~3.000質量%であり、Coの含有量は0.000~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.000~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Crの含有量は0.000~2.000質量%であり、Siの含有量は0.000~2.000質量%であり、Wの含有量は0.000~1.000質量%であり、Snの含有量は0.000~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.000~0.500質量%であり、Pの含有量は0.000~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Znの含有量は0.000~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.000~0.500質量%であり、Agの含有量は0.000~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.000~5.000質量%であり、残部がCuと不可避的不純物からなる組成を有するCu-Al-Mn系合金材であって、
前記合金材は、圧延方向もしくは伸線方向である加工方向に対して長尺形状を有する合金材であり、
前記合金材の前記加工方向の結晶粒長axが前記合金材の幅あるいは直径Rに対してR/2以下で、かつ前記加工方向に垂直な方向の結晶粒長bxがR/4以下である結晶粒Xについて、前記結晶粒Xの存在量が前記合金材全体の15%以下であり、
前記加工方向の結晶粒長aと前記加工方向に垂直な方向の結晶粒長bとがa≧bの関係を満たし、かつその結晶の(111)面の法線と前記加工方向とのなす角の角度が15°以上である結晶粒Y’について、前記結晶粒Y’の存在量が前記合金材全体の85%以上であることを特徴とするCu-Al-Mn系合金材。 - Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.001~10.000質量%含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.001~3.000質量%であり、Coの含有量は0.001~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.001~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Crの含有量は0.001~2.000質量%であり、Siの含有量は0.001~2.000質量%であり、Wの含有量は0.001~1.000質量%であり、Snの含有量は0.001~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.001~0.500質量%であり、Pの含有量は0.010~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Znの含有量は0.001~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.001~0.500質量%であり、Agの含有量は0.001~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.001~5.000質量%である、請求項1に記載のCu-Al-Mn系合金材。
- 3.0~10.0質量%のAl、5.0~20.0質量%のMn、並びにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.000~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.000~3.000質量%であり、Coの含有量は0.000~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.000~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Crの含有量は0.000~2.000質量%であり、Siの含有量は0.000~2.000質量%であり、Wの含有量は0.000~1.000質量%であり、Snの含有量は0.000~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.000~0.500質量%であり、Pの含有量は0.000~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Znの含有量は0.000~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.000~0.500質量%であり、Agの含有量は0.000~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.000~5.000質量%であり、残部がCuと不可避的不純物からなる組成を有するCu-Al-Mn系合金材であって、
5%の歪みを与える応力の負荷と除荷を行なった場合に0.2%耐力の応力値と5%の歪みを負荷した際の応力値の差を応力-歪曲線から求めた値が50MPa以下であり、さらに5%の歪みを与える応力の負荷と除荷を100回繰返した際に残留する歪み量が2.0%以下であることを特徴とするCu-Al-Mn系合金材。 - Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.001~10.000質量%含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.001~3.000質量%であり、Coの含有量は0.001~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.001~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Crの含有量は0.001~2.000質量%であり、Siの含有量は0.001~2.000質量%であり、Wの含有量は0.001~1.000質量%であり、Snの含有量は0.001~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.001~0.500質量%であり、Pの含有量は0.010~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Znの含有量は0.001~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.001~0.500質量%であり、Agの含有量は0.001~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.001~5.000質量%である、請求項3項に記載のCu-Al-Mn系合金材。
- 前記結晶粒Y’の内で、その結晶の(101)面の法線と前記加工方向とのなす角の角度が20°以内である結晶粒Z’について、前記結晶粒Z’の存在量が前記合金材全体の50%以上である、請求項1~4のいずれか1項に記載のCu-Al-Mn系合金材。
- 3.0~10.0質量%のAl、5.0~20.0質量%のMn、並びにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.000~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.000~3.000質量%であり、Coの含有量は0.000~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.000~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Crの含有量は0.000~2.000質量%であり、Siの含有量は0.000~2.000質量%であり、Wの含有量は0.000~1.000質量%であり、Snの含有量は0.000~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.000~0.500質量%であり、Pの含有量は0.000~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Znの含有量は0.000~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.000~0.500質量%であり、Agの含有量は0.000~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.000~5.000質量%であり、残部がCuと不可避的不純物からなる組成を有するCu-Al-Mn系合金の素材を溶解・鋳造する工程と、
熱間加工する工程と、
400~680℃で1~120分の中間焼鈍と、加工率30%以上の冷間加工を少なくとも各1回以上この順に行う工程と、
室温から(α+β)相になる温度域まで加熱した後に該温度域に2~120分保持し、(α+β)相になる温度域からβ単相になる温度域まで0.1~20℃/分の昇温速度で加熱し該温度域に5~480分保持して、その後、β単相になる温度域から(α+β)相になる温度域まで0.1~20℃/分の降温速度で冷却し該温度域に20~480分保持して、その後、(α+β)相になる温度域からβ単相になる温度域まで0.1~20℃/分の昇温速度で加熱し該温度域に5~480分保持した後に急冷してなり、
ここで、前記β単相になる温度域に保持する工程から、その後の、β単相になる温度域から(α+β)相になる温度域まで0.1~20℃/分の降温速度で冷却し該温度域に20~480分保持する工程を経て、さらに、(α+β)相になる温度域からβ単相になる温度域まで0.1~20℃/分の昇温速度で加熱し該温度域に5~480分保持する工程までを少なくとも2回繰返すことを特徴とするCu-Al-Mn系合金材の製造方法。 - Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.001~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.001~3.000質量%であり、Coの含有量は0.001~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.001~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Crの含有量は0.001~2.000質量%であり、Siの含有量は0.001~2.000質量%であり、Wの含有量は0.001~1.000質量%であり、Snの含有量は0.001~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.001~0.500質量%であり、Pの含有量は0.010~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Znの含有量は0.001~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.001~0.500質量%であり、Agの含有量は0.001~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.001~5.000質量%である、請求項6に記載のCu-Al-Mn系合金材の製造方法。
- 3.0~10.0質量%のAl、5.0~20.0質量%のMn、並びにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.000~10.000質量%を含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.000~3.000質量%であり、Coの含有量は0.000~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.000~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Crの含有量は0.000~2.000質量%であり、Siの含有量は0.000~2.000質量%であり、Wの含有量は0.000~1.000質量%であり、Snの含有量は0.000~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.000~0.500質量%であり、Pの含有量は0.000~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.000~1.000質量%であり、Znの含有量は0.000~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.000~0.500質量%であり、Agの含有量は0.000~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.000~5.000質量%であり、残部がCuと不可避的不純物からなる組成を有するCu-Al-Mn系合金材の製造方法であって、
前記合金材は、圧延方向もしくは伸線方向である加工方向に対して長尺形状を有する合金材であり、
前記合金材の前記加工方向の結晶粒長axが前記合金材の幅あるいは直径Rに対してR/2以下で、かつ前記加工方向に垂直な方向の結晶粒長bxがR/4以下である結晶粒Xについて、前記結晶粒Xの存在量が前記合金材全体の15%以下であり、
前記加工方向の結晶粒長aと前記加工方向に垂直な方向の結晶粒長bとがa≧bの関係を満たし、かつその結晶の(111)面の法線と前記加工方向とのなす角の角度が15°以上である結晶粒Yについて、前記結晶粒Yの存在量が前記合金材全体の85%以上であることを特徴とするCu-Al-Mn系合金材の製造方法。 - Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag及びミッシュメタルからなる群より選ばれた1種または2種以上を合計で0.001~10.000質量%含有し、ここで、Ni及びFeの含有量はそれぞれ0.001~3.000質量%であり、Coの含有量は0.001~2.000質量%であり、Tiの含有量は0.001~2.000質量%であり、V、Nb、Mo、Zrの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Crの含有量は0.001~2.000質量%であり、Siの含有量は0.001~2.000質量%であり、Wの含有量は0.001~1.000質量%であり、Snの含有量は0.001~1.000質量%であり、Mgの含有量は0.001~0.500質量%であり、Pの含有量は0.010~0.500質量%であり、Be、Sb、Cd、Asの含有量はそれぞれ0.001~1.000質量%であり、Znの含有量は0.001~5.000質量%であり、B、Cの含有量はそれぞれ0.001~0.500質量%であり、Agの含有量は0.001~2.000質量%であり、ミッシュメタルの含有量は0.001~5.000質量%である、請求項8項に記載のCu-Al-Mn系合金材の製造方法。
- 前記急冷の後に、70~300℃で5~120分の時効熱処理を施す、請求項6~9のいずれか1項に記載のCu-Al-Mn系合金材の製造方法。
- 請求項1~5のいずれか1項に記載のCu-Al-Mn系合金材からなる棒材または板材。
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