JP2000169920A

JP2000169920A - 形状記憶特性及び超弾性を有する銅系合金及びその製造方法

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Publication number: JP2000169920A
Application number: JP34443598A
Authority: JP
Inventors: Kiyohito Ishida; 清仁石田; Ryosuke Kainuma; 亮介貝沼; Yuji Sudo; 祐司須藤
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1998-12-03
Filing date: 1998-12-03
Publication date: 2000-06-20

Abstract

(57)【要約】【課題】優れた加工性を維持しながら、高い形状記憶
特性及び超弾性を持つ銅系合金、及びその製造方法を提
供する。【解決手段】結晶組織はβ単相の結晶方位が揃ってい
る再結晶集合組織である形状記憶特性及び超弾性銅系合
金であり、焼鈍を含む冷間加工により成形し、溶体化処
理、焼入れ及び時効処理を行って製造され、かつ電子背
面散乱パターン法によって測定された加工方向における
β単相の特定結晶方位の存在頻度が2.0 以上になるよう
な最終焼鈍後の合計加工率で冷間加工を行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は銅系合金及びその製
造方法に関し、特に形状記憶特性及び超弾性に優れた銅
系合金及びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】ＴｉＮｉ合金、銅系合金等の形状記憶合
金は、マルテンサイト変態の逆変態に付随して顕著な形
状記憶効果及び超弾性を示すことが良く知られている。
なかでもＴｉＮｉ合金は生活環境温度近辺で優れた機能
を持つことから、電子レンジのダンパー、エアコン風向
制御、炊飯器蒸気調圧弁、建築用の換気口、携帯電話の
アンテナ、眼鏡フレーム等の幅広い分野で実用化されて
いる。ＴｉＮｉは、銅系合金に比して繰り返し特性、耐
食性等多くの点で優れているが、コストが銅系合金の１
０倍以上であり、その点でより低コストの合金が望まれ
ている。

【０００３】そのような要望の中で、コスト的に有利な
銅系形状記憶合金についての実用化研究がなされてき
た。しかし、銅系合金には冷間加工性の悪いものが多
く、実用化への障害となっている。そこで、本発明者ら
は冷間加工性に優れたβ単相構造のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系
形状記憶合金について先に提案した（特開平7-62472
号）。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、従来の方法で
製造したＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ系形状記憶合金の特性、特に
超弾性が十分ではなく、９０％以上の形状回復を示す最
大与ひずみは２〜３％程度である。その理由として、溶
体化処理後の焼入れは９００℃もの高温から行うため
に、結晶粒の成長が避けられず、さらに特定の結晶方位
が得られないことが挙げられる。

【０００５】従って、本発明の目的は、これらの問題を
解決し、優れた加工性を維持しながら、高い形状記憶特
性及び超弾性を持つ銅系合金、及びその製造方法を提供
することである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記課題を鑑み鋭意研究
の結果、本発明者らは結晶組織中のβ単相の結晶方位を
揃えることにより、形状記憶特性及び超弾性が大きく向
上することを発見し、また、冷間加工時の加工率及び溶
体化処理がβ単相の結晶方位の揃え具合に関係している
ことを発見し、本発明を完成した。

【０００７】すなわち、本発明の銅系合金は、形状記憶
及び超弾性を有し、実質的にβ単相からなる銅系合金で
あり、結晶組織は前記β単相の結晶方位が揃っている再
結晶集合組織であることを特徴とする。

【０００８】また上記銅系合金を製造する本発明の方法
は、焼鈍を含む冷間加工により成形し、溶体化処理、焼
入れ及び時効処理を行って、実質β単相からなる銅系合
金を製造し、電子背面散乱パターン法によって測定され
た前記加工方向における前記β単相の特定結晶方位の存
在頻度が2.0 以上になるような最終焼鈍後の合計加工率
で前記冷間加工を行うことを特徴とする。

【０００９】

【発明の実施の形態】本発明の銅系合金は、実質的にβ
単相からなり、β単相の＜１１０＞、＜１００＞等の特
定の結晶方位が圧延又は伸線などの冷間加工方向に揃え
た再結晶集合組織になっている。電子背面散乱パターン
（electron back scattering pattern）法で測定された
合金組織の結晶方位の存在頻度で表せば、本発明の銅系
合金の加工方向における特定結晶方位の存在頻度は2.0
以上であり、好ましくは2.5 以上である。以下は本発明
の銅系合金について詳細に説明する。

【００１０】[1] 銅系合金の組成本発明の銅系合金は高温でβ相（体心立方）単相に、低
温でβ＋α（面心立方）の２相組織になる合金であり、
少なくともＣｕ及びＡｌを含有している。本発明の銅系
合金の好ましい具体例として、３〜１０重量％のＡｌ、
及び５〜２０重量％のＭｎを含有し、残部Ｃｕと不可避
的不純物からなる組成が挙げられる。

【００１１】Ａｌ元素の含有量が３重量％未満では、β
単相を形成できず、また１０重量％を超えると極めて脆
くなる。Ａｌ元素の含有量はＭｎ元素の組成によって変
化するが、好ましいＡｌ元素の含有量は６〜10重量％で
ある。

【００１２】Ｍｎ元素を含有することにより、β相の存
在範囲が低Ａｌ側へ広がり、冷間加工性が著しく向上す
るので、成形加工が容易になる。Ｍｎ元素の添加量が５
重量％未満では満足な加工性が得られず、かつβ単相の
領域を形成することができない。またＭｎ元素の添加量
が２０重量％を超えると、十分な形状回復特性が得られ
ない。好ましいＭｎの含有量は８〜１２重量％である。

【００１３】上記組成のＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ合金は熱間加
工性及び冷間加工性に富み、冷間で２０％〜９０％又は
それ以上の加工率が可能になり、従来困難であった極細
線、箔、パイプ等に容易に成形加工することができる。

【００１４】上記成分元素以外に、本発明の銅系合金は
さらに、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｐ、Ｂｅ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ａ
ｓ、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種又は２種以上を含有することが
できる。その中でも特にＮｉ及び／又はＣｏが好まし
い。これらの元素は冷間加工性を維持したまま結晶粒を
微細化して銅系合金の強度を向上させる効果を発揮す
る。これらの添加元素の含有量は合計で０. ００１〜１
０重量％であるのが好ましく、特に0.001 〜５重量％が
好ましい。これら元素の含有量が１０重量％を超えると
マルテンサイト変態温度が低下し、β単相組織が不安定
になる。

【００１５】Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｓｎは基地組織の強化
に有効な元素である。Ｎｉ、Ｆｅの好ましい含有量はそ
れぞれ0.001 〜３重量％である。ＣｏはまたＣｏＡｌの
形成により結晶粒を微細化するが、過剰になると合金の
靭性を低下させる。Ｃｏの好ましい含有量は0.001 〜２
重量％である。Ｓｎの好ましい含有量は0.001 〜１重量
％である。

【００１６】Ｔｉは阻害元素であるＮ及びＯと結合し酸
窒化物を形成する。またＢとの複合添加によってボライ
ドを形成し、結晶粒を微細化し、形状回復率を向上させ
る。Ｔｉの好ましい含有量は0.001 〜２重量％である。

【００１７】Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒは硬さを高める効果
を有し、耐摩耗性を向上させる。またこれらの元素はほ
とんど基地に固溶しないので、ｂｃｃ結晶として析出
し、結晶粒の微細化に有効である。Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚ
ｒの好ましい含有量はそれぞれ0.001 〜１重量％であ
る。

【００１８】Ｃｒは耐摩耗性及び耐食性を維持するのに
有効な元素である。Ｃｒの好ましい含有量は0.001 〜２
重量％である。

【００１９】Ｓｉは耐食性を向上させる効果を有する。
Ｓｉの好ましい含有量は0.001 〜２重量％である。

【００２０】Ｗは基地にほとんど固溶しないので、析出
強化の効果がある。Ｗの好ましい含有量は0.001 〜１重
量％である。

【００２１】Ｍｇは阻害元素であるＮ及びＯを除去する
とともに、阻害元素であるＳを硫化物として固定し、熱
間加工性や靭性の向上に効果があるが、多量の添加は粒
界偏析を招き、脆化の原因となる。Ｍｇの好ましい含有
量は0.001 〜0.5 重量％である。

【００２２】Ｐは脱酸剤として作用し、靭性向上の効果
を有する。Ｐの好ましい含有量は0.01〜0.5 重量％であ
る。

【００２３】Ｂｅ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ａｓは基地組織を強化
する効果を有する。Ｂｅ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ａｓの好ましい
含有量はそれぞれ0.001 〜１重量％である。

【００２４】Ｚｎは形状記憶処理温度を上昇させる効果
を有する。Ｚｎの好ましい含有量は0.001 〜５重量％で
ある。

【００２５】Ｂ、Ｃは結晶組織を微細化する効果があ
る。特にＴｉ、Ｚｒとの複合添加が好ましい。Ｂ、Ｃの
好ましい含有量は0.001 〜0.5 重量％である。

【００２６】Ａｇは冷間加工性向上させる効果がある。
Ａｇの好ましい含有量は0.001 〜２重量％である。

【００２７】ミッシュメタルは結晶粒を微細化する効果
を有する。ミッシュメタルの好ましい含有量は0.001 〜
５重量％である。

【００２８】[2] 銅系合金の製造方法 (a) 銅合金の成形上記組成の銅合金を溶解鋳造し、熱間圧延、冷間圧延、
プレス等の成形加工法により所望の形状に成形するが、
本発明において溶体化処理直前の成形加工は冷間圧延、
冷間伸線等の冷間加工で行なう。冷間加工を行うことに
より、得られる銅系合金のβ単相の結晶方位が揃うよう
になり、形状記憶特性及び超弾性が向上する。

【００２９】合金組織の配向性を高めるためには、最終
焼鈍後の合計加工率が高いほどよいが、その下限につい
ては合金の組成によって異なる。本発明では、電子背面
散乱パターン法により測定されたβ単相の＜１１０＞又
は＜１００＞等の特定結晶方位の存在頻度と形状記憶特
性、超弾性特性との関係から、存在頻度の値を目安に合
計加工率を決めることができる。例えば、加工方向にお
けるβ単相の特定結晶方位の存在頻度2.0 以上にする場
合、Ｃｕ82.2重量％、Ａｌ8.1 重量％、Ｍｎ9.7 重量％
の組成を有する合金では合計加工率を50％以上、Ｃｕ8
0.4重量％、Ａｌ8. 0重量％、Ｍｎ9. 5重量％、Ｎｉ2.1
重量％の組成を有する合金では合計加工率を30％以上
にする必要がある。最終焼鈍後の合計加工率が低いと合
金組織の結晶方位が揃わず、形状記憶特性及び超弾性の
向上が得られない。

【００３０】冷間加工はα相が存在する結晶組織で行う
必要がある。加工性の良いα相を存在させることによ
り、高い冷間加工率が実現でき、それにより結晶方位が
揃いやすくなる。α相の好ましい体積分率が20体積％以
上である。

【００３１】(b) 溶体化処理次にβ単相域温度に加熱し、結晶組織をβ単相に変態さ
せる溶体化処理を行う。

【００３２】本発明の好ましい態様として、溶体化処理
後にβ＋αの２相域温度に冷却して再度溶体化処理を行
う。このように、二回又は二回以上溶体化処理を行うこ
とにより、形状記憶特性及び超弾性の著しい向上が見ら
れる。これは一度生じたβ相を冷却させてβ＋αの２相
とすることにより、析出したα相が核となり、次の溶体
化処理で生成されるβ相がすべり変形の起きにくい結晶
方位に優先的に成長することによるものと考えられる。

【００３３】β単相域温度及びβ＋αの２相域温度は合
金成分によって異なるが、好ましいβ単相域温度は700
〜950 ℃であり、好ましいβ＋αの２相域温度は400 〜
850℃である。β単相域温度での保持時間は0.1 分間以
上であれば良いが、保持時間が15分間を超えても更なる
効果の向上が得られないので、保持時間が0.1 〜15分間
であるのが好ましい。

【００３４】なお、最終溶体化処理を行う前に、室温に
て５〜20％程度の歪みを与えるスキンパスを行うことも
できる。スキンパスを行うことにより、合金組織の結晶
方位がより揃いやすくなるので好ましい。

【００３５】また、溶体化処理は応力をかけながら熱処
理を行う、いわゆるテンション・アニーリングで行うこ
ともできる。テンション・アニーリングを行うことによ
り、合金の記憶形状を精密に制御できるようになる。

【００３６】(c) 焼入れ最後に溶体化処理した合金を急冷して、β単相状態を凍
結させる。急冷は水などの冷媒に入れるか、強制空冷に
よって行うことができる。冷却速度が小さいと、α相の
析出が生じてしまい、β単相の結晶構造を維持できなく
なる。冷却速度は50℃／秒以上であるのが好ましい。

【００３７】(d) 時効処理時効処理は300 ℃未満、好ましくは100 〜250 ℃の温度
で行う。加熱温度が低過ぎると、β相は不安定であり、
室温で放置しておくとマルテンサイト変態温度が変化す
る場合がある。逆に加熱温度が300 ℃以上であるとα相
の析出が起こり、形状記憶特性や超弾性が著しく低下す
る。

【００３８】時効処理時間は銅系合金の組成により異な
るが、１〜３００分間が好ましく、５〜２００分間が特
に好ましい。時効処理時間が１分間未満では時効の効果
が得られず、また時効処理時間が３００分間を超える
と、組織が粗大化してしまい、材料としての機械的特性
が不充分になる。

【００３９】[3] 銅系合金の特性 (１）結晶組織本発明の銅系合金の結晶組織は、実質的にβ単相からな
り、β単相の＜１１０＞又は＜１００＞方向等の特定結
晶方位が揃った再結晶集合組織である。本発明の方法で
は冷間加工により結晶方位を付与しており、β単相の＜
１１０＞又は＜１００＞方向を圧延又は伸線などの冷間
加工方向に揃えている。合金組織の結晶方位は電子背面
散乱パターン法で測定することができ、結晶方位の揃え
具合を表す存在頻度を求めることができる。例えば加工
方向における＜１１０＞の存在頻度は、結晶方位が理論
上完全にランダムになっている場合における加工方向に
向いている＜１１０＞の存在頻度を１と仮定したときの
存在率であり、値が大きいほど結晶方位がより揃ってい
ることを表す。本発明の銅系合金の加工方向における特
定結晶方位の存在頻度は2.0 以上であり、好ましくは2.
5 以上である。

【００４０】(２）超弾性このような結晶方位の揃った本発明の銅系合金は、従来
の銅系合金に比べて著しく優れた超弾性を有する。変形
解放後の形状回復率が９０％以上の与ひずみは少なくと
も３％である。特に、溶体化を２回以上行った場合、変
形解放後の形状回復率が９０％以上の与ひずみは少なく
とも５％である。

【００４１】(３）形状記憶特性本発明の銅系合金は優れた形状記憶特性を有し、形状回
復率は９５％以上であり、実質的に１００％である。

【００４２】

【実施例】実施例１〜３及び比較例１Ｃｕ80.4重量％、Ａｌ8. 0重量％、Ｍｎ9. 5重量％、Ｎ
ｉ2.1 重量％の組成を有する銅合金を溶解し、平均１４
０℃／分の冷却速度で凝固して、直径２０ｍｍのビレッ
トを作製した後、８５０℃で熱間圧延し、さらに中間焼
鈍を行いながら冷間圧延をして、長さ１００ｍｍ、幅１
０ｍｍ、厚さ０．２ｍｍの板材を得た。最終焼鈍後の合
計加工率は表１に示す。最終焼鈍はともに600 ℃×10分
間であり、最終加工時のα相体積分率は70％であった。
得られた板材を９００℃で１５分間の溶体化処理した
後、氷水中へ投入して急冷し、ついで２００℃で１５分
間の時効処理を行い、銅系合金からなる板材を得た。

【００４３】得られた板材に対して、電子背面散乱パタ
ーンの測定及び応力−ひずみ相関図を以下の方法に従っ
て求めた。

【００４４】(1) 電子背面散乱パターン電子背面散乱パターン測定装置（商品名：Orientation
Imaging Microscope、ＴＳＬ社製）を用いて、得られた
板材の圧延方向におけるβ相の結晶方位の存在頻度を測
定した。図１には実施例２で得られた板材、図２には比
較例１の板材の圧延方向における各結晶方位の存在頻度
を等高線で示した逆極点図である。実施例２の図１では
等高線が＜１１０＞方向に集まっており、＜１１０＞方
向が圧延方向に揃っていることを示している。圧延方向
における＜１１０＞の存在頻度は５．０であった。一
方、比較例１の図２では、結晶方位がほぼランダムに分
散しており、圧延方向における＜１１０＞の存在頻度は
１．５であった。実施例１〜３及び比較例１の板材の圧
延方向における＜１１０＞の存在頻度を表１に合せて示
す。

【００４５】(2) 超弾性における形状回復率得られた板材の応力−ひずみ相関図をそれぞれ作成し
た。図３には実施例２の板材の与ひずみ６％での応力−
ひずみ相関図、図４には比較例１の与ひずみ６％での応
力−ひずみ相関図をそれぞれ示した。応力−与ひずみ相
関図から次式で超弾性における形状回復率を計算した: 形状回復率（％）＝１００×（与ひずみ−残留ひずみ）
／与ひずみ与ひずみ４％での形状回復率を表１に合せて示す。

【００４６】表１実施例１〜３及び比較例１における加工条件及びその特性最終焼鈍後の圧延方向における与ひずみ4%での例No. 合計加工率(%) <110> の存在頻度形状回復率(%) 実施例１３０２．８９０実施例２５０５．０９７実施例３７５５．２９７比較例１２０１．０８２

【００４７】表１からわかるように、最終焼鈍後の合計
加工率が30％以上の実施例１〜３では、圧延方向におけ
る＜１１０＞存在頻度が2.0 以上であり、＜１１０＞が
圧延方向に揃っていることを示している。また、形状回
復率がいずれも９０％以上である。しかし、最終焼鈍後
の合計加工率が２０％の比較例１では、圧延方向におけ
る＜１１０＞存在頻度が１．５であり、＜１１０＞の方
向がほぼランダムであることを示している。形状回復率
が８２％で、９０％未満であった。これらの結果は、高
い最終焼鈍後合計加工率が銅系合金中の結晶方位を揃わ
せ、よって超弾性を向上させたことを証明している。

【００４８】実施例４及び比較例２Ｃｕ82.2重量％、Ａｌ8.1 重量％、Ｍｎ9.7 重量％の組
成を有する銅合金を溶解し、平均１４０℃／分の冷却速
度で凝固して、直径２０ｍｍのビレットを作製した後、
８５０℃で熱間圧延し、さらに中間焼鈍を行いながら冷
間圧延をして、長さ１００ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ０．
２ｍｍの板材を得た。最終焼鈍温度はともに600 ℃であ
り、最終加工時のα相体積分率は70％であった。最終焼
鈍後の合計加工率は表２に示す。得られた板材を９００
℃で１５分間の溶体化処理した後、氷水中へ投入して急
冷し、ついで２００℃で１５分間の時効処理を行い、銅
系合金からなる板材を得た。

【００４９】得られた板材に対して、実施例１と同じ方
法で電子背面散乱パターン及び応力−ひずみ相関図を求
め、圧延方向における＜１１０＞の存在頻度及び与ひず
み３％での形状回復率を表２に合せて示す。

【００５０】表２実施例４及び比較例２における加工条件及びその特性最終焼鈍後の圧延方向における与ひずみ3%での例No. 合計加工率(%) <110> の存在頻度形状回復率(%) 実施例４５０２．３９０比較例２３０１．３８１

【００５１】表２からわかるように、最終焼鈍後の合計
加工率が50％の実施例２では、圧延方向における＜１１
０＞存在頻度が２以上であり、＜１１０＞が圧延方向に
揃っており、形状回復率が９０％であった。しかし、最
終焼鈍後の合計加工率が３０％の比較例２では、圧延方
向における＜１１０＞存在頻度が１．３であり、＜１１
０＞の方向がほぼランダムであることを示している。形
状回復率が８１％であった。

【００５２】実施例５〜８及び比較例３実施例３と同じ銅合金を用いて、実施例３と同じ方法で
熱間圧延、さらに中間焼鈍を行いながら冷間圧延をし
て、長さ１００ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ０．２ｍｍの板
材を得た。ただし、最終焼鈍は表３に示す温度に加熱し
た後焼入れしており、表３に示すような合金組織中のα
相体積分率を調節した。最終焼鈍後の合計加工率はいず
れも７５％であった。得られた板材を９００℃で１５分
間の溶体化処理した後、氷水中へ投入して急冷し、つい
で２００℃で１５分間の時効処理を行い、銅系合金から
なる板材を得た。得られた銅系合金の圧延方向における
β単相の＜１１０＞方向の存在頻度及び与ひずみ4%での
形状回復率（％）を実施例３と同じ方法で測定し、表３
に合せて示す。

【００５３】表３実施例５〜８及び比較例３における加工条件及びその特性最終焼鈍最終加工時圧延方向における与ひずみ4%での例No. 温度（℃） α相体積分率(%) <110> の存在頻度形状回復率(%) 実施例５５５０８０４．４９５実施例６６００７０３．９９７実施例７７００４５４．３９５実施例８８００１８３．０９５比較例３９０００１．５８２

【００５４】表３からわかるように、最終焼鈍後の成形
加工時にα相の含有量が得られる銅系合金の超弾性に影
響を及ぼしている。α相体積分率が１８％以上の実施例
５〜８では、圧延方向における＜１１０＞存在頻度が２
以上で、＜１１０＞が圧延方向に揃っており、また形状
回復率がいずれも９０％以上である。しかし、α相が実
質的に存在しない比較例３では圧延方向における＜１１
０＞存在頻度が１．５で、ランダムに近い状態であり、
形状回復率が８２％と低かった。

【００５５】実施例９、10 表４に示す組成を有する銅合金を実施例２と同じ方法で
長さ１００ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ０．２ｍｍの板材を
得た。ただし、最終焼鈍温度は６００℃であり、最終焼
鈍後の合計加工率はいずれも５０％であった。得られた
板材を９００℃で５分間溶体化処理した後８００℃以下
に空冷し、さらに９００℃で１５分間の溶体化処理した
後、氷水中へ投入して急冷し、ついで２００℃で１５分
間の時効処理を行い、銅系合金からなる板材を得た。

【００５６】表４実施例９及び10の銅系合金の組成（重量％）例No. Cu Al Mn Co Ni Cr 実施例９ 81.2 8.1 10.2 0.5 実施例10 79.0 7.8 9.3 2.1 1.8

【００５７】得られた銅系合金の圧延方向における結晶
方位の存在頻度を実施例２と同じ方法で測定した。図５
には実施例９で得られた板材の電子背面散乱パターンの
測定結果である逆極点図を示す。図５からわかるように
等高線が＜１００＞方向に集まっており、＜１００＞方
向が圧延方向に揃っていることを示している。圧延方向
における＜１００＞の存在頻度は４．５であった。

【００５８】得られた板材について、変形解放後の形状
回復率を実施例２と同じ方法で測定し、表５に示す。な
お、溶体化処理を一回のみ行って製造した板材の形状回
復率も比較のために合わせて示す。

【００５９】表５実施例９及び10で得られた銅系合金の形状回復率二回溶体化での溶体化一回のみの例No. 与ひずみ(%) 形状回復率(%) 形状回復率(%) 実施例９７９８８３実施例10 ６９０５２

【００６０】表５からわかるように、溶体化処理２回行
うことにより、得られた板材の超弾性がいずれも著しく
向上した。

【００６１】実施例10 表６に示す試料No. １〜４の組成を有する銅系合金を溶
解し、平均１４０℃／分の冷却速度で凝固して、直径２
０ｍｍのビレットを作製した後、８５０℃で熱間圧延
し、さらに中間焼鈍を行いながら冷間圧延をして、長さ
１００ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ０．２ｍｍの板材を得
た。ただし、最終焼鈍の条件は６００℃×１０分間であ
り、最終焼鈍後の合計加工率はいずれも５０％であっ
た。得られた板材を９００℃で１５分熱処理した後、氷
水中へ投入して急冷し、ついで２００℃で１５分間時効
処理を行い、銅系合金からなる板材を得た。

【００６２】得られた板材を液体窒素中において直径２
０ｍｍの丸棒に巻きつけ、液体窒素から取り出した後、
曲がった曲率半径Ｒ₀を測定した。次に曲がった板材を
２００℃に加熱し、形状回復を起こさせた後、板材の曲
率半径Ｒ₁を測定した。式:形状回復率（％）＝１００
×（Ｒ₁−Ｒ₀）／Ｒ₁により形状記憶による形状回復
率を計算した。形状回復率を表６に合せて示す。

【００６３】表６銅系合金の組成及び形状記憶による形状回復率組成（重量％）形状記憶による試料No. Cu Al Mn その他形状回復率(%) 1 82.2 8.1 9.7 95 2 79.0 7.8 9.3 Ni:2.1 Cr:1.8 100 3 81.2 8.1 10.2 Co:0.5 100 4 80.4 8.0 9.5 Ni:2.1 100

【００６４】表６から分かるように、本発明の銅系合金
は形状回復率が９５％以上であり、優れた形状記憶特性
を有している。

【００６５】

【発明の効果】以上詳述した通り、本発明の銅系合金は
β単相の特定結晶方位を揃えたものであり、従来のもの
に比べて形状記憶特性及び超弾性を著しく向上させてい
る。また、本発明の方法で上記銅系合金を容易に製造す
ることができる。さらに、本発明の銅系合金は加工性に
優れているため、多様な形状に安価に形成することがで
きる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例２の銅系合金板材の圧延方向における
β単相の結晶方位の存在頻度を等高線で示す逆極点図で
ある。

【図２】比較例１の銅系合金板材の圧延方向における
β単相の結晶方位の存在頻度を等高線で示す逆極点図で
ある。

【図３】実施例２の銅系合金板材の応力−ひずみ相関
図である。

【図４】比較例１の銅系合金板材の応力−ひずみ相関
図である。

【図５】実施例９の銅系合金板材の圧延方向における
β単相の結晶方位の存在頻度を等高線で示す逆極点図で
ある。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｌ６８６６８６Ｂ６９３６９３Ａ６９４６９４Ａ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】形状記憶特性及び超弾性を有し、実質的
にβ単相からなる銅系合金において、結晶組織は前記β
単相の結晶方位が揃っている再結晶集合組織であること
を特徴とする銅系合金。
【請求項２】請求項１に記載の銅系合金において、冷
間加工により成形されており、前記β単相の特定結晶方
位が前記冷間加工の加工方向に揃っていることを特徴と
する銅系合金。
【請求項３】請求項２に記載の銅系合金において、電
子背面散乱パターン法によって測定された前記加工方向
における前記β単相の特定結晶方位の存在頻度が2.0 以
上であることを特徴とする銅系合金。
【請求項４】請求項２又は３に記載の銅系合金におい
て、前記特定の結晶方位は＜１１０＞又は＜１００＞方
向であることを特徴とする銅系合金。
【請求項５】請求項１〜４のいずれかに記載の銅系合
金において、３〜１０重量％のＡｌと、５〜２０重量％
のＭｎと、残部Ｃｕ及び不可避不純物とからなる組成を
有することを特徴とする銅系合金。
【請求項６】請求項５に記載の銅系合金において、さ
らに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種以上を合計で０. ００１〜１０重量
％含有することを特徴とする銅系合金。
【請求項７】焼鈍を含む冷間加工により成形し、溶体
化処理、焼入れ及び時効処理を行って、実質β単相から
なる銅系合金を製造する方法において、電子背面散乱パ
ターン法によって測定された前記加工方向における前記
β単相の特定結晶方位の存在頻度が2.0 以上になるよう
な最終焼鈍後の合計加工率で前記冷間加工を行うことを
特徴とする銅系合金の製造方法。
【請求項８】請求項７に記載の銅系合金の製造方法に
おいて、前記溶体化処理後、β＋αの２相温度域に冷却
させて再度溶体化処理を行うことを特徴とする銅系合金
の製造方法。
【請求項９】請求項８に記載の銅系合金の製造方法に
おいて、前記溶体化処理を２回以上行うことを特徴とす
る銅系合金の製造方法。
【請求項10】請求項７〜９のいずれかに記載の銅系合
金の製造方法において、冷間加工時の結晶組織における
α相の体積分率を20％以上にすることを特徴とする銅系
合金の製造方法。
【請求項11】請求項７〜10のいずれかに記載の銅系合
金の製造方法において、前記銅系合金は３〜１０重量％
のＡｌと、５〜２０重量％のＭｎと、残部Ｃｕ及び不可
避不純物とからなる組成を有し、前記最終焼鈍後の合計
加工率は５０％以上であることを特徴とする銅系合金の
製造方法。
【請求項12】請求項11に記載の銅系合金の製造方法に
おいて、前記銅系合金はさらにＮｉ及び／又はＣｏを含
有し、前記最終焼鈍後の合計加工率は３０％以上である
ことを特徴とする銅系合金の製造方法。
【請求項13】請求項11又は12に記載の銅系合金の製造
方法において、さらにＦｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｐ、Ｂｅ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ａ
ｓ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｂ、Ｃ、Ａｇ及びミッシュメタルから
なる群から選ばれた１種以上を合計で０. ００１〜１０
重量％含有することを特徴とする銅系合金の製造方法。