本發(fā)明涉及耐重復(fù)變形特性優(yōu)異的Cu-Al-Mn系合金材料及其制造方法、以及使用了該合金材料的棒材或板材。

背景技術(shù)：

銅合金等形狀記憶合金和超彈性合金隨著熱彈性型馬氏體相變的逆轉(zhuǎn)變而顯示出顯著的形狀記憶效果和超彈性特性，在生活環(huán)境溫度附近具有優(yōu)異的功能，因而在各種領(lǐng)域中正在被實(shí)用化。作為形狀記憶合金和超彈性合金的代表性材料，有TiNi合金和銅(Cu)系的合金。從循環(huán)特性、耐腐蝕性等方面出發(fā)，銅系的形狀記憶合金和超彈性合金(下文中也將它們一并簡(jiǎn)稱為銅系合金)與TiNi合金相比特性較差，另一方面，由于成本低，因而具有使銅系合金的適用范圍擴(kuò)大的動(dòng)向。但是，銅系合金雖在成本方面有利，但冷加工性差，超彈性特性也低。因此，目前的狀況是：雖然正在進(jìn)行各種研究，但銅系合金的實(shí)用化無(wú)法說(shuō)是充分的。

迄今為止，對(duì)銅系合金進(jìn)行了各種研究。例如，在下述專利文獻(xiàn)1～4中報(bào)道了冷加工性優(yōu)異的β單相結(jié)構(gòu)的Cu-Al-Mn系形狀記憶合金等。在這些示例中，例如，關(guān)于晶體取向，其形成了使β單相的金屬織構(gòu)在<101>、<100>等特定方向統(tǒng)一于軋制或拉絲等冷加工方向的再結(jié)晶織構(gòu)。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開平7-62472號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本特開2000-169920號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)3：日本特開2001-20026號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)4：國(guó)際公開WO2011/152009A1號(hào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的課題

利用專利文獻(xiàn)1的方法所制造的Cu-Al-Mn系合金的特性、尤其是超彈性特性不充分，顯示出90％以上的形狀恢復(fù)的最大應(yīng)變?yōu)?％～3％左右?？烧J(rèn)為其理由是：由于結(jié)晶取向是隨機(jī)的等等，在變形時(shí)晶粒間產(chǎn)生強(qiáng)烈的約束力，因而引入了位錯(cuò)等不可逆缺陷。由此，因重復(fù)變形而蓄積的殘余應(yīng)變多，重復(fù)變形后超彈性特性的劣化也顯著。

另外，專利文獻(xiàn)2的銅系合金是具有形狀記憶特性和超彈性特性、并且實(shí)質(zhì)上由β單相構(gòu)成的銅系合金，結(jié)晶組織成為了上述β單相的晶體取向?yàn)棣聠蜗嗟?lt;101>、<100>等使特定的晶體取向統(tǒng)一在軋制或拉絲等冷加工方向的再結(jié)晶組織。上述銅系合金中，以通過電子背散射衍射圖案測(cè)定法(Electron Back-Scatter Diffraction Patterning、下文中有時(shí)簡(jiǎn)稱為“EBSP”)(或者也稱為電子背散射衍射(Electron BackScatter Diffraction、下文中簡(jiǎn)稱為EBSD))所測(cè)定的上述加工方向的上述β單相的特定晶體取向的存在頻率達(dá)到2.0以上這樣的最終退火后的總加工率來(lái)進(jìn)行上述冷加工。即使是這種材料，在Cu-Al-Mn系合金中轉(zhuǎn)變應(yīng)變量的取向依賴性也大，因此為了穩(wěn)定地以良好的精度均質(zhì)地得到良好的超彈性特性，還不充分。而且，因重復(fù)變形而蓄積的殘余應(yīng)變多，重復(fù)變形后超彈性特性的劣化也顯著。

此外，對(duì)于專利文獻(xiàn)3和專利文獻(xiàn)4中記載的銅系合金而言，所表現(xiàn)出的形狀記憶特性和超彈性特性的性能存在很大不均，這些特性不穩(wěn)定，從該方面出發(fā)，是仍存在改善余地的水平。另外，為了使形狀記憶特性和超彈性特性穩(wěn)定，認(rèn)為織構(gòu)控制是不可缺少的，但在專利文獻(xiàn)3中記載的方法中，Cu-Al-Mn系合金中的組織的集聚度低、形狀記憶特性和超彈性特性尚不足夠穩(wěn)定。專利文獻(xiàn)3中，為了提高銅系合金的形狀記憶特性和超彈性特性，提出了下述方案：在進(jìn)行向β單相的結(jié)晶取向的控制的同時(shí)，線材的情況下使平均結(jié)晶粒徑為線徑的一半以上、或者板材的情況下使平均結(jié)晶粒徑為板厚以上，并且，使具有這樣的結(jié)晶粒徑的區(qū)域?yàn)榫€材的整個(gè)長(zhǎng)度或板材的整個(gè)面積的30％以上。此外，專利文獻(xiàn)4中，為了制成使銅系合金的形狀記憶特性提高、且可適用于結(jié)構(gòu)物的截面尺寸大的銅系合金，提出了下述方案：制成最大結(jié)晶粒徑超過8mm的巨大晶粒組織。但是，專利文獻(xiàn)3和專利文獻(xiàn)4中記載的方法中，Cu-Al-Mn系合金中的具有特定尺寸的結(jié)晶粒徑的晶粒的粒徑分布的控制尚不充分，因而形狀記憶效果和超彈性特性不穩(wěn)定。而且，因重復(fù)變形而蓄積的殘余應(yīng)變多，重復(fù)變形后超彈性特性的劣化也顯著。

如此，認(rèn)為晶體取向的集聚和具有特定尺寸的結(jié)晶粒徑在Cu-Al-Mn系合金中對(duì)超彈性的提高是有效的。但是，在現(xiàn)有技術(shù)中，對(duì)于重復(fù)變形中的超彈性特性的劣化并未進(jìn)行改善。然而，在將本合金用作醫(yī)療器具或建筑構(gòu)件等的情況下，重復(fù)變形導(dǎo)致的特性劣化成為了大問題，要求對(duì)此進(jìn)行改善。

于是，本發(fā)明的課題在于提供一種耐重復(fù)變形特性優(yōu)異的Cu-Al-Mn系合金材料及其制造方法、以及使用了該Cu-Al-Mn系合金材料的棒材或板材。

用于解決課題的方案

本發(fā)明人為了解決上述問題進(jìn)行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過在控制Cu-Al-Mn系合金材料的晶體取向的情況下對(duì)結(jié)晶粒徑進(jìn)行控制，進(jìn)而對(duì)未生長(zhǎng)至特定尺寸以上的小晶粒的存在量(存在比例)進(jìn)行控制，從而能夠降低重復(fù)變形后殘余的應(yīng)變量。另外發(fā)現(xiàn)，能夠兼顧這種結(jié)晶粒徑和織構(gòu)的控制可以通過下述操作來(lái)實(shí)現(xiàn)：經(jīng)過特定的中間退火和冷加工，并進(jìn)一步進(jìn)行下述記憶熱處理：在記憶熱處理的最初階段，形成將α相析出量固定的(α+β)相的狀態(tài)，之后以特定的緩慢升溫速度加熱至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域后，以特定的溫度保持特定的時(shí)間，進(jìn)而反復(fù)進(jìn)行至少2次的從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域的特定緩慢降溫速度下的冷卻和從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域的特定緩慢升溫速度下的加熱。本發(fā)明是基于這些技術(shù)思想而完成的。

根據(jù)本發(fā)明，提供以下的技術(shù)方案。

(1)一種Cu-Al-Mn系合金材料，該Cu-Al-Mn系合金材料具有下述組成：含有3.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％的Al、5.0質(zhì)量％～20.0質(zhì)量％的Mn、以及合計(jì)為0.000質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.000質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，剩余部分由Cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

上述Cu-Al-Mn系合金材料的特征在于，

上述合金材料是在作為軋制方向或拉絲方向的加工方向具有長(zhǎng)條形狀的合金材料，

關(guān)于上述合金材料的上述加工方向的晶粒長(zhǎng)度a_x相對(duì)于上述合金材料的寬度或直徑R為R/2以下、且與上述加工方向垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度b_x為R/4以下的晶粒X，上述晶粒X的存在量為上述合金材料整體的15％以下，

關(guān)于上述加工方向的晶粒長(zhǎng)度a和與上述加工方向垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度b滿足a≥b的關(guān)系、且該結(jié)晶的(111)面的法線與上述加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒Y’，上述晶粒Y’的存在量為上述合金材料整體的85％以上。

(2)如(1)項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料，其含有合計(jì)為0.001質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.001質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.010質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。

(3)一種Cu-Al-Mn系合金材料，該Cu-Al-Mn系合金材料具有下述組成：含有3.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％的Al、5.0質(zhì)量％～20.0質(zhì)量％的Mn、以及合計(jì)為0.000質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.000質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，剩余部分由Cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

上述Cu-Al-Mn系合金材料的特征在于，

在進(jìn)行提供5％的應(yīng)變的應(yīng)力的施加和除去的情況下，由應(yīng)力-應(yīng)變曲線求出0.2％耐力的應(yīng)力值與施加5％的應(yīng)變時(shí)的應(yīng)力值之差，該差的值為50MPa以下，進(jìn)而反復(fù)進(jìn)行100次提供5％的應(yīng)變的應(yīng)力的施加和除去時(shí)殘余的應(yīng)變量為2.0％以下。

(4)如(3)所述的Cu-Al-Mn系合金材料，其含有合計(jì)為0.001質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.001質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.010質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。

(5)如(1)～(4)中任一項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料，其中，在上述晶粒Y’之內(nèi)，關(guān)于該結(jié)晶的(101)面的法線與上述加工方向所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒Z’，上述晶粒Z’的存在量為上述合金材料整體的50％以上。

(6)一種Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法，其特征在于，其由下述工序構(gòu)成：

熔解、鑄造Cu-Al-Mn系合金的原材料的工序，該Cu-Al-Mn系合金具有下述組成：含有3.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％的Al、5.0質(zhì)量％～20.0質(zhì)量％的Mn、以及合計(jì)為0.000質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.000質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，剩余部分由Cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；

進(jìn)行熱加工的工序；

依次進(jìn)行至少各1次以上的400℃～680℃下1分鐘～120分鐘的中間退火、和加工率為30％以上的冷加工的工序；和

從室溫加熱至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域后在該溫度區(qū)域保持2分鐘～120分鐘，以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的升溫速度從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域加熱至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域并在該溫度區(qū)域保持5分鐘～480分鐘，之后以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的降溫速度從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域冷卻至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域并在該溫度區(qū)域保持20分鐘～480分鐘，之后以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的升溫速度從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域加熱至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域并在該溫度區(qū)域保持5分鐘～480分鐘后，驟冷而成，

此處，關(guān)于從上述在變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域進(jìn)行保持的工序起、之后經(jīng)過以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的降溫速度從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域冷卻至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域并在該溫度區(qū)域保持20分鐘～480分鐘的工序、進(jìn)而至以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的升溫速度從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域加熱至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域并在該溫度區(qū)域保持5分鐘～480分鐘的工序?yàn)橹?，反?fù)進(jìn)行至少2次。

(7)如(6)項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法，其中，含有合計(jì)為0.001質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.001質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.010質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。

(8)一種Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法，其為具有下述組成的Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法：含有3.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％的Al、5.0質(zhì)量％～20.0質(zhì)量％的Mn、以及合計(jì)為0.000質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.000質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，剩余部分由Cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

該制造方法的特征在于，

上述合金材料是在作為軋制方向或拉絲方向的加工方向具有長(zhǎng)條形狀的合金材料，

關(guān)于上述合金材料的上述加工方向的晶粒長(zhǎng)度ax相對(duì)于上述合金材料的寬度或直徑R為R/2以下、且與上述加工方向垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度bx為R/4以下的晶粒X，上述晶粒X的存在量為上述合金材料整體的15％以下，

關(guān)于上述加工方向的晶粒長(zhǎng)度a和與上述加工方向垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度b滿足a≥b的關(guān)系、且該結(jié)晶的(111)面的法線與上述加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒Y，上述晶粒Y的存在量為上述合金材料整體的85％以上。

(9)如(8)項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法，其中，含有合計(jì)為0.001質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.001質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.010質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。

(10)如(6)～(9)中任一項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法，其中，在上述驟冷后，在70℃～300℃實(shí)施5分鐘～120分鐘的時(shí)效熱處理。

(11)一種棒材或板材，其由(1)～(5)中任一項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料構(gòu)成。

此處，耐重復(fù)變形特性優(yōu)異是指，反復(fù)進(jìn)行特定次數(shù)的特定應(yīng)變量下的施加和除去后殘余的應(yīng)變量小，該殘余應(yīng)變?cè)叫≡絻?yōu)選。本發(fā)明中是指，在反復(fù)進(jìn)行100次與5％應(yīng)變量相當(dāng)?shù)膽?yīng)力的施加和除去的重復(fù)變形中，殘余的應(yīng)變量為2.0％以下、優(yōu)選為1.5％以下。

發(fā)明的效果

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系超彈性合金材料能夠用于要求超彈性特性的各種用途，例如，除了移動(dòng)電話的天線或眼鏡框以外，還被期待適用于作為醫(yī)療產(chǎn)品的牙齒正畸絲、導(dǎo)絲、支架、嵌甲矯正工具(嵌甲矯正工具)或拇指外翻輔助裝置、以及連接器、執(zhí)行器。進(jìn)而，本發(fā)明的Cu-Al-Mn系超彈性合金材料由于其優(yōu)異的耐重復(fù)變形特性而適合作為匯流條等的減振材料或建筑材料。另外，使用該減振材料或建筑材料，可以構(gòu)建減振結(jié)構(gòu)體等。此外，利用上述吸收振動(dòng)的特性，還能夠用作可防止噪音或振動(dòng)的公害的土木建筑材料。還能夠用作飛機(jī)或汽車等的振動(dòng)吸收構(gòu)件。還可以適用于以噪音衰減的效果為目的的輸送設(shè)備領(lǐng)域。

本發(fā)明的上述和其它特征及優(yōu)點(diǎn)可以適當(dāng)參照附圖由下述記載進(jìn)一步明確。

附圖說(shuō)明

圖1是本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金棒材(線材)1的示意圖，其是對(duì)本發(fā)明中規(guī)定的大晶粒3(最終狀態(tài)下的晶粒Y’、晶粒Z’等或者其中間狀態(tài)下的晶粒Y、Z)的粒長(zhǎng)(a、b)和小晶粒2(晶粒X)的粒長(zhǎng)(a_X、b_X)與材料寬度或直徑(R)的關(guān)系進(jìn)行說(shuō)明的示意圖。

圖2是說(shuō)明本發(fā)明中規(guī)定的織構(gòu)的示意圖。圖2的(a)的反極圖中帶有記號(hào)的部分是結(jié)晶的(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的區(qū)域。若為該區(qū)域內(nèi)的結(jié)晶，進(jìn)而晶粒長(zhǎng)度滿足a≥b的關(guān)系，則為晶粒Y’(或者其中間狀態(tài)下的晶粒Y)。需要說(shuō)明的是，圖2的(a)所示的是基于后述比較例1的結(jié)果的反極圖。圖2的(b)的反極圖中帶有記號(hào)的部分表示上述圖2的(a)中示出的(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的區(qū)域、以及(101)面的法線與加工方向所成的角的角度為20°以內(nèi)的區(qū)域。若為該重復(fù)的區(qū)域內(nèi)的結(jié)晶、且晶粒長(zhǎng)度滿足a≥b的關(guān)系，則為晶粒Z’(或者其中間狀態(tài)下的晶粒Z)。需要說(shuō)明的是，圖2的(b)所示的是基于后述實(shí)施例1的結(jié)果而反極圖。

圖3是示出本發(fā)明的制造方法中的全部工序的流程圖。將各工序的名稱與流程圖一并示出。

圖4是說(shuō)明本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料所取得的各物性值的定義的示意圖。圖4的(a)是反復(fù)進(jìn)行100個(gè)循環(huán)5％應(yīng)變施加除去的試驗(yàn)后的第1個(gè)循環(huán)完成的時(shí)刻(圖中的實(shí)線)與第100個(gè)循環(huán)完成的時(shí)刻(圖中的虛線)的各自的S-S曲線，將該第1次、第100次完成時(shí)的各自的殘余應(yīng)變示于圖中。圖4的(b)是5％應(yīng)變施加除去試驗(yàn)后的S-S曲線，將相對(duì)于0.2％耐力的5％應(yīng)變施加時(shí)的應(yīng)力值的“應(yīng)力之差”示于圖中。

圖5的(a)是示出實(shí)施例1(后述的工序No.a中制造)中的制造工序的流程圖，圖5的(b)是示出比較例1(后述的工序No.A中制造)中的制造工序的流程圖。將各工序中的加工和熱處理、以及反復(fù)次數(shù)的條件一并示出。在實(shí)施例1(工序No.a)中，記憶熱處理中的緩慢降溫[工序5-5][13]和緩慢升溫[工序5-7][16]的反復(fù)數(shù)[19]為2次，與此相對(duì)，在比較例1(工序No.A)中，該記憶熱處理中僅分別進(jìn)行1次緩慢降溫[工序5-5][13]和緩慢升溫[工序5-7][16]，即反復(fù)數(shù)[19]為1次，這點(diǎn)是不同的。

圖6的(a)是對(duì)實(shí)施例1(工序No.a)中得到的各試樣進(jìn)行測(cè)定而得到的S-S曲線，圖6的(b)是對(duì)比較例1(工序No.A)中得到的各試樣進(jìn)行測(cè)定而得到的S-S曲線。

圖7的(a)是對(duì)實(shí)施例1(工序No.a)中得到的各試樣所拍攝的照片，圖7的(b)是對(duì)比較例1(工序No.A)中得到的各試樣所拍攝的照片，示出晶粒的粒長(zhǎng)。

具體實(shí)施方式

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料經(jīng)過特定的中間退火和冷加工，并進(jìn)一步進(jìn)行下述記憶熱處理：通過記憶熱處理的最初的在至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域的加熱[工序5-3]前所實(shí)施的、在變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域的保持[工序5-2]，使α相析出量固定，之后反復(fù)進(jìn)行至少2次的從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域的特定緩慢降溫速度下的冷卻[工序5-5]和從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域的特定緩慢升溫速度下的加熱[工序5-7]。由此，能夠?qū)⒕w取向控制成在作為誘導(dǎo)應(yīng)力高的晶體取向的<111>取向以外所取向的織構(gòu)(即上述(111)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度小于15°和小晶粒的存在量小)，同時(shí)，將粒徑大的晶粒(最終狀態(tài)下的上述晶粒Y’、Z’或者其中間狀態(tài)下的晶粒Y、Z)的結(jié)晶粒徑控制成較大、且將其存在量控制成較大，并且能夠?qū)⑽瓷L(zhǎng)至特定尺寸以上的小晶粒(上述晶粒X)的存在量適當(dāng)?shù)乜刂瞥奢^小，可成為即便進(jìn)行重復(fù)變形也起到良好的超彈性的合金材料。

需要說(shuō)明的是，關(guān)于加工方向(RD、參照?qǐng)D1)，若為拉絲加工則指拉絲方向，若為軋制加工則指軋制方向。通常，將板材等的軋制加工時(shí)的軋制方向稱為RD(Rolling Direction，軋制方向)，棒材等的拉絲加工時(shí)的拉絲方向有時(shí)也習(xí)慣性地記為RD。因此，本說(shuō)明書中提到RD時(shí)，統(tǒng)稱軋制方向和拉絲方向，是指板材、棒材(線材)等的加工方向。

<Cu-Al-Mn系合金材料的組成>

具有形狀記憶特性和超彈性的本發(fā)明的銅系合金是含有Al和Mn的合金。該合金在高溫下變?yōu)棣孪?體心立方)單相(本說(shuō)明書中也簡(jiǎn)稱為β單相)，在低溫下變?yōu)棣孪嗪挺料?面心立方)的兩相組織(本說(shuō)明書中也簡(jiǎn)稱為(α+β)相)。變?yōu)棣聠蜗嗟母邷馗鶕?jù)合金組成而有所不同，但通常為700℃以上，變?yōu)?α+β)相的低溫通常小于700℃。

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料具有下述組成：含有3.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％的Al和5.0質(zhì)量％～20.0質(zhì)量％的Mn，剩余部分由Cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。若Al元素的含量過少，則無(wú)法形成β單相，另外若過多，則合金材料變脆。Al元素的含量根據(jù)Mn元素的含量而變化，優(yōu)選的Al元素的含量為6.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％。通過含有Mn元素，β相的存在范圍向低Al側(cè)擴(kuò)展，冷加工性顯著提高，因而成型加工變得容易。若Mn元素的添加量過少，則無(wú)法得到令人滿意的加工性，而且無(wú)法形成β單相的區(qū)域。另外，若Mn元素的添加量過多，則無(wú)法得到充分的形狀恢復(fù)特性。優(yōu)選的Mn的含量為8.0質(zhì)量％～12.0質(zhì)量％。上述組成的Cu-Al-Mn合金材料富有熱加工性和冷加工性，在冷的情況下可具有20％～90％或其以上的加工率，除了棒(線)、板(條)以外，還可以成型加工為以往難以加工的極細(xì)線、箔、管等。

除了上述必須的添加成分元素以外，本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料還可以進(jìn)一步含有選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土(Pr、Nd等)組成的組中的1種或2種以上作為任選的副添加元素。這些元素可在維持冷加工性的同時(shí)發(fā)揮出提高Cu-Al-Mn系合金材料的強(qiáng)度的效果。這些添加元素的含量?jī)?yōu)選合計(jì)為0.001質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％、特別優(yōu)選為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。這些元素的含量若過多，則馬氏體相變溫度降低，β單相組織變得不穩(wěn)定。

Ni、Co、Fe、Sn是對(duì)基體組織的增強(qiáng)有效的元素。Co通過形成Co-Al金屬間化合物而使晶粒粗大化，若過量，則會(huì)使合金的韌性降低。Co的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％。Ni和Fe的含量分別為0.001質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％。Sn的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％。

Ti與作為阻礙元素的N和O結(jié)合，形成氮氧化物。另外，通過與B的復(fù)合添加而形成硼化物，提高強(qiáng)度。Ti的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％。

V、Nb、Mo、Zr具有提高硬度的效果，使耐磨耗性提高。而且，這些元素幾乎不固溶于基體中，因此以β相(bcc結(jié)晶)的形式析出，使強(qiáng)度提高。V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％。

Cr是對(duì)于維持耐磨耗性和耐腐蝕性有效的元素。Cr的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％。Si具有提高耐腐蝕性的效果。Si的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％。W幾乎不固溶于基體中，因而具有強(qiáng)化析出的效果。W的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％。

Mg具有將作為阻礙元素的N和O除去的效果，同時(shí)可將作為阻礙元素的S以硫化物的形式進(jìn)行固定，對(duì)于熱加工性或韌性的提高具有效果。大量添加會(huì)引起晶界偏析，引起脆化。Mg的含量為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％。

P作為脫氧劑發(fā)揮作用，具有提高韌性的效果。P的含量為0.01質(zhì)量％～～0.50質(zhì)量％。Be、Sb、Cd、As具有強(qiáng)化基體組織的效果。Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％。

Zn具有使形狀記憶處理溫度上升的效果。Zn的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。B、C若適量則可得到磁通釘扎效果，具有晶粒進(jìn)一步粗大化的效果。特別優(yōu)選與Ti、Zr進(jìn)行復(fù)合添加。B、C的含量分別為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％。

Ag具有提高冷加工性的效果。Ag的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％?；旌舷⊥寥暨m量則可得到磁通釘扎效果，因而具有晶粒進(jìn)一步粗大化的效果?；旌舷⊥恋暮繛?.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。需要說(shuō)明的是，混合稀土是指La、Ce、Nd等難以進(jìn)行單質(zhì)分離的稀土元素的合金。

<Cu-Al-Mn系合金材料的金屬織構(gòu)>

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料具有再結(jié)晶組織。另外，本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料具有實(shí)質(zhì)上由β單相構(gòu)成的再結(jié)晶組織。此處，“具有實(shí)質(zhì)上由β單相構(gòu)成的再結(jié)晶組織”是指，在再結(jié)晶組織中β相所占的比例為90％以上、優(yōu)選為95％以上。

在本案技術(shù)領(lǐng)域中，即使晶體取向不統(tǒng)一而隨機(jī)地存在大量的晶粒，只要其為所謂的竹式組織(如圖1中示意性地示出的那樣，具有晶界位于像竹節(jié)那樣的位置的結(jié)晶結(jié)構(gòu)的金屬織構(gòu))，則有時(shí)能夠以超彈性的形式得到各取向的轉(zhuǎn)變應(yīng)變量的平均的應(yīng)變。該情況下，作為結(jié)果，有時(shí)也能夠與本發(fā)明中規(guī)定的特定織構(gòu)中的轉(zhuǎn)變應(yīng)變?yōu)榇篌w相同的程度。例如，即使是隨機(jī)地僅存在幾個(gè)晶粒的狀況，有時(shí)也可以帶來(lái)平均接近10％的超彈性應(yīng)變，有時(shí)該超彈性應(yīng)變也為3％左右。另外，在無(wú)法控制小晶粒的情況下，例如即使在幾次重復(fù)變形中可發(fā)揮出上述超彈性應(yīng)變，在100次的重復(fù)變形后也無(wú)法作為形狀記憶合金發(fā)揮功能。

因此，本發(fā)明的技術(shù)意義在于將Cu-Al-Mn系合金材料控制成特定的織構(gòu)和結(jié)晶粒徑。即，根據(jù)本發(fā)明，通過形成特定的織構(gòu)，不僅可穩(wěn)定地顯示出超彈性特性，而且即使在由特定的大晶粒(晶粒Y或Z)構(gòu)成的竹式組織中以一定的低存在率混雜有特定的小晶粒(晶粒X)，也能夠表現(xiàn)出可耐受多次(例如100次)重復(fù)變形的超彈性。如此得到通過現(xiàn)有方法預(yù)想不到的顯著效果。

需要說(shuō)明的是，現(xiàn)有技術(shù)中也要求竹式結(jié)構(gòu)，但僅能控制大晶粒，無(wú)法控制小晶粒。因此，雖然在幾次反復(fù)循環(huán)中顯示出良好的超彈性，但在多次時(shí)殘余應(yīng)變?cè)龆唷＿@是由于在晶界處殘余應(yīng)變蓄積而導(dǎo)致的。按照將多次重復(fù)變形中成為殘余應(yīng)變的原因的小晶粒除去至一定的混雜率為止的方式進(jìn)行控制，由此，能夠減小多次反復(fù)后的殘余應(yīng)變。如此可得到通過現(xiàn)有方法預(yù)想不到的顯著效果。

<結(jié)晶粒徑的定義及其控制>

在本發(fā)明的Cu-Al-Mn系銅合金中，以15％以下的低存在量(存在比例)存在結(jié)晶粒徑小的晶粒(本發(fā)明中規(guī)定的晶粒X)，多半部分為結(jié)晶粒徑大的晶粒(例如，粒長(zhǎng)滿足上述a≥b的關(guān)系，本發(fā)明中規(guī)定的晶粒Y或Z等)。例如，若為棒材，關(guān)于加工方向(RD)的晶粒長(zhǎng)度(關(guān)于晶粒X，為a_X)相對(duì)于試樣直徑R為R/2以下且與加工方向(RD)垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度(關(guān)于晶粒X，為b_X)為R/4以下的小晶粒(將其稱為晶粒X)，上述晶粒X的存在量為合金材料整體的15％以下、優(yōu)選為10％以下。需要說(shuō)明的是，若為板材，則關(guān)于加工方向的晶粒長(zhǎng)度(關(guān)于晶粒X，為a_X)相對(duì)于試樣的寬度(與RD垂直的方向、即TD的試樣長(zhǎng))R為R/2以下且與加工方向(RD)垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度(關(guān)于晶粒X，為b_X)為R/4以下的小晶粒(將其稱為晶粒X)，上述晶粒X的存在量為合金材料整體的15％以下、優(yōu)選為10％以下。此處，晶粒X的存在量可以通過該晶粒在Cu-Al-Mn系銅合金材料的表面或截面所占的面積的比例(面積率)來(lái)判斷。測(cè)定中可以為在4點(diǎn)以上任意測(cè)定合金材料的長(zhǎng)度方向的表面或截面而得到的面積。對(duì)于本發(fā)明中的晶粒X來(lái)說(shuō)，在因加工工序中的附加性剪斷應(yīng)力或工具面摩擦的影響而使加工度實(shí)質(zhì)上高于中心部、晶粒容易變得微細(xì)的Cu-Al-Mn系合金材料的表面進(jìn)行評(píng)價(jià)。

對(duì)于上述大晶粒、晶粒Y和晶粒Z(或者最終狀態(tài)下的晶粒Y’、Z’)來(lái)說(shuō)，其晶粒長(zhǎng)度(上述a、b)的關(guān)系滿足a≥b。對(duì)于晶粒Y和晶粒Z(或者最終狀態(tài)下的晶粒Y’、Z’)來(lái)說(shuō)，特別優(yōu)選其晶粒長(zhǎng)度(上述a、b或者最終狀態(tài)下的a’、b’)的關(guān)系滿足a≥1.5b(或者最終狀態(tài)下a’≥1.5b’)。本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料通過兼顧上述的結(jié)晶粒徑的狀態(tài)和以下說(shuō)明的優(yōu)選的織構(gòu)，從而能夠進(jìn)一步提高對(duì)于重復(fù)變形的超彈性特性。

作為該大晶粒，關(guān)于加工方向的晶粒長(zhǎng)度a和與加工方向垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度b滿足a≥b的關(guān)系、且該結(jié)晶的(111)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為15°以上的晶粒Y(或者最終狀態(tài)下的晶粒Y’)，上述晶粒Y(或者最終狀態(tài)下的晶粒Y’)的存在量為合金材料整體的85％以上。上述晶粒Y的存在量?jī)?yōu)選為90％以上。

此外，在上述晶粒Y之內(nèi)，關(guān)于該結(jié)晶的(101)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒Z(或者最終狀態(tài)下的晶粒Z’)，上述晶粒Z的存在量?jī)?yōu)選為合金材料整體的50％以上。上述晶粒Z(或者最終狀態(tài)下的晶粒Z’)的存在量進(jìn)一步優(yōu)選為60％以上。

晶粒X的存在量與晶粒Y(晶粒Y包含晶粒Z)的存在量的合計(jì)小于100％的情況下，是指除了晶粒X和晶粒Y以外還存在這些晶粒以外的尺寸的晶粒。該情況下，除晶粒X和晶粒Y以外的尺寸的晶粒的尺寸大于晶粒X且小于晶粒Y。

<織構(gòu)的定義及其控制>

對(duì)于本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料來(lái)說(shuō)，通過電子背散射衍射圖案測(cè)定(EBSP)法，在朝向應(yīng)力軸方向(加工方向、RD)的面測(cè)定試樣的晶體取向時(shí)(為在3點(diǎn)以上任意測(cè)定合金材料而得到的面積(倍率100倍))，晶粒的85％以上、優(yōu)選90％以上具有(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的織構(gòu)(參照比較例1的圖2的(a)、實(shí)施例1的圖2的(b))。換言之，結(jié)晶的(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒為全部晶粒的85％以上、優(yōu)選為90％以上。需要說(shuō)明的是，關(guān)于(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒，以相對(duì)于觀察面的全部晶粒的面積百分比(存在量)計(jì)可以存在100％，但現(xiàn)實(shí)中有時(shí)小于100％。本發(fā)明中，將晶粒長(zhǎng)度滿足a≥b的關(guān)系、且結(jié)晶的(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒稱為晶粒Y。需要說(shuō)明的是，(111)面的法線的方向?yàn)?111)面的方向。同樣地，(101)面的法線的方向?yàn)?101)面的方向。

進(jìn)一步優(yōu)選的是，對(duì)于本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料來(lái)說(shuō)，在晶粒Y之中，除了上述的晶粒長(zhǎng)度和織構(gòu)以外，優(yōu)選50％以上的晶粒、進(jìn)一步優(yōu)選60％以上的晶粒具有該結(jié)晶的(101)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為20°以內(nèi)的范圍內(nèi)的織構(gòu)。換言之，在晶粒Y中，該結(jié)晶的(101)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒優(yōu)選為全部晶粒的50％以上、進(jìn)一步優(yōu)選為60％以上。本發(fā)明中，將這樣的晶粒稱為晶粒Z。

本發(fā)明中，利用SEM-EBSD法來(lái)測(cè)定向這些<111>取向以外的集聚程度及向<101>取向的集聚程度。下面說(shuō)明其具體測(cè)定方法。

將本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料切斷，使朝向應(yīng)力軸方向(加工方向、RD)的面為觀察面，埋入導(dǎo)電性樹脂中，進(jìn)行振動(dòng)式拋光精加工(研磨)。通過EBSD法，在約800μm×2000μm的測(cè)定區(qū)域以掃描步長(zhǎng)為5μm的條件對(duì)4處以上進(jìn)行測(cè)定。此處，測(cè)定再結(jié)晶織構(gòu)的試驗(yàn)片使用在[工序5-4]完成時(shí)刻取出的試驗(yàn)片。作為其理由，是因?yàn)椋罕景l(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料若進(jìn)行至記憶熱處理的最終工序、即[工序5-10]，則晶粒粗大地生長(zhǎng)，因而難以實(shí)施織構(gòu)測(cè)定。因此，在作為途中工序的[工序5-4]完成時(shí)刻將試驗(yàn)片取出，由此能夠確認(rèn)晶粒粗大化前的晶體取向的分布，因而在上述狀態(tài)下進(jìn)行確認(rèn)。測(cè)定中，使用了OIM軟件(商品名、TSL社制造)，對(duì)于由全部測(cè)定結(jié)果得到的結(jié)晶取向，在反極圖上作圖(例如參照?qǐng)D2的(a)、圖2的(b))。如上所述，分別求出(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的范圍內(nèi)所存在的晶粒的原子面的面積、和(101)面的法線與加工方向所成的角的角度為20°以內(nèi)的范圍內(nèi)所存在的晶粒的原子面的面積。將所得到的各面積除以總測(cè)定面積，由此得到(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒的存在量和(101)面的法線與加工方向所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒的存在量。這些之中，具有與最終熱處理后的材料的上述晶粒長(zhǎng)度滿足a≥b的關(guān)系的晶粒對(duì)應(yīng)的特定取向的[工序5-4]的晶粒的存在量為晶粒Y和晶粒Z的存在量，[工序5-10]完成時(shí)刻的晶粒的存在量為晶粒Y’和晶粒Z’的存在量。

根據(jù)本發(fā)明的加工·熱處理方法，不會(huì)破壞所控制的晶體取向的比例，能夠?qū)τ洃洘崽幚淼淖罱K工序中的結(jié)晶粒徑進(jìn)行控制。因此，本發(fā)明的晶體取向的取向性的范圍與最終晶體取向的取向性相同。

例如，在表3-2所示的實(shí)施例1中，作為晶粒Y、晶粒Z的存在量的值，記載了利用SEM-EBSD法在約800μm×2000μm的測(cè)定區(qū)域?qū)υ赱工序5-4]完成時(shí)刻取出的物質(zhì)進(jìn)行4處測(cè)定所得到的結(jié)果。因此，(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒Y的量(面積率的比例)為88％，這表示，在上述晶粒Y內(nèi)，該結(jié)晶的(101)面的法線與加工方向所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒Z的量為60％。即，此處不考慮結(jié)晶粒徑的尺寸。

另一方面，對(duì)于使加工條件等與實(shí)施例1同樣而制造的材料制造至[工序5-10]為止的物質(zhì)，利用SEM-EBSD法測(cè)定任意的晶粒，明確其結(jié)晶取向的取向性，之后通過其晶粒長(zhǎng)度和計(jì)算求出面積率，結(jié)果，(111)面的法線與加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒(以下記為晶粒Y’)的量為89％，(101)面的法線與加工方向所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒(以下記為晶粒Z’)的量為65％。晶粒Y’和晶粒Z’通過SEM-EBSD法確認(rèn)了晶體取向，之后利用數(shù)碼相機(jī)等拍攝結(jié)晶粒徑，計(jì)算出面積(面積率)。

利用與上述同樣的測(cè)定方法對(duì)[工序5-4]和[工序5-10]時(shí)刻的晶粒的晶體取向的存在量進(jìn)行比較，實(shí)施例26中[工序5-4]時(shí)刻(制造途中的狀態(tài))的晶粒Y為91％、晶粒Z為60％，與此相對(duì)，[工序5-10]時(shí)刻(最終狀態(tài))的晶粒Y’為95％、晶粒Z’為68％；實(shí)施例27中[工序5-4]時(shí)刻的晶粒Y為88％、晶粒Z為55％，與此相對(duì)，[工序5-10]時(shí)刻的晶粒Y’為88％、晶粒Z’為60％；實(shí)施例39中[工序5-4]時(shí)刻的晶粒Y為85％、晶粒Z為54％，與此相對(duì)，[工序5-10]時(shí)刻的晶粒Y’為85％、晶粒Z’為55％，晶體取向的取向性基本上沒有變化而晶粒發(fā)生生長(zhǎng)，確認(rèn)到晶粒粗大化。這表明，在本發(fā)明的熱處理工序中未因熱處理而產(chǎn)生新的核生成，晶粒粗大化。除了SEM-EBSD法的試驗(yàn)片的尺寸存在限制、途中組織可以容易地確認(rèn)以外，如上所述確認(rèn)了與最終晶體取向的一致性，因而可以將作為途中組織的晶粒Y、晶粒Z的存在量視為最終組織的晶粒Y’、晶粒Z’的存在量。因此，可以說(shuō)在途中工序中確認(rèn)的顯示出特定取向的本發(fā)明的晶粒的存在量(比例)顯示出與最終組織的狀態(tài)同等的存在量。

利用SEM-EBSD法對(duì)實(shí)施了最終熱處理后的各晶粒的晶體取向進(jìn)行測(cè)定的情況下，對(duì)于其測(cè)定區(qū)域，測(cè)定包括晶粒X、且包括晶粒X以外的晶粒Y、Z(或者晶粒Y’、Z’)的至少最低20個(gè)以上晶粒的晶體取向，由此確認(rèn)其面積率。關(guān)于最終狀態(tài)下的面積率的評(píng)價(jià)，由于晶粒粗大化，因而不利用EBSD法進(jìn)行，而利用照片等進(jìn)行計(jì)算。即，在工序[5-4]中，利用EBSD法進(jìn)行晶體取向和面積率的測(cè)定，但在[工序5-10]中，僅利用EBSD法測(cè)定晶體取向，利用照片等進(jìn)行面積率的測(cè)定。此處，關(guān)于[工序5-10]的最終熱處理后的組織的確認(rèn)，在同一材料的長(zhǎng)度方向的不同位置進(jìn)行晶體取向和結(jié)晶粒徑的測(cè)定，結(jié)果確認(rèn)到同樣的結(jié)果。

另外，關(guān)于最終熱處理后的材料的晶粒X，由于結(jié)晶粒徑小，因而未評(píng)價(jià)晶體取向，僅對(duì)結(jié)晶粒徑和面積率進(jìn)行了評(píng)價(jià)。與晶粒X有關(guān)的結(jié)晶粒徑的面積率的測(cè)定范圍為與對(duì)晶粒Y’和晶粒Z’進(jìn)行確認(rèn)的范圍同樣的最低包括20個(gè)以上晶粒的范圍。

需要說(shuō)明的是，本發(fā)明的結(jié)晶粒徑和晶體取向的測(cè)定方法分別獨(dú)立地進(jìn)行。

<Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法>

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料中，作為用于得到上述可穩(wěn)定地發(fā)揮出良好的超彈性特性、耐重復(fù)變形特性優(yōu)異的超彈性合金材料的制造條件，可以舉出下述的制造工序。將代表性的制造工藝的一例示于圖3。另外，將優(yōu)選的制造工藝的一例示于圖5的(a)。

需要說(shuō)明的是，在以下的說(shuō)明中作為“(例如，)”所示出的各熱處理中的處理溫度和處理時(shí)間(保持時(shí)間)、以及冷加工中的加工率(累積加工率)分別代表性地示出了實(shí)施例1、工序No.a中使用的值，但本發(fā)明并不限定于此。

在整個(gè)制造工序中，特別是通過使中間退火[工序3]中的熱處理溫度[3]為400℃～680℃的范圍，使冷加工(具體地說(shuō)，冷軋或冷拉絲)[工序4-1]中的冷軋率或冷拉絲的加工率[5]為30％以上的范圍，由此可得到穩(wěn)定地發(fā)揮出良好的超彈性特性的Cu-Al-Mn系合金材料。除此以外，在記憶熱處理[工序5-1]～[工序5-10]中，將從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[8]和[14](根據(jù)合金組成而不同，但通常為300℃～700℃附近、優(yōu)選為400℃～650℃)至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域[11]和[17](根據(jù)合金組成而不同，但通常為700℃以上、優(yōu)選為750℃以上、進(jìn)一步優(yōu)選為900℃～950℃)的加熱[工序5-3]和[工序5-7]中的升溫速度[10]和[16]、以及從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域[11]至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[14]的冷卻[工序5-5]中的降溫速度[13]均控制成0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的特定的緩慢范圍。此外，在上述從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[8]至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域[11]的加熱[工序5-3]后，從在變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域[11]的特定時(shí)間[12]的保持[工序5-4]起，之后以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的降溫速度[13]從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域[11]至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[14]進(jìn)行冷卻[工序5-5]，經(jīng)過在該溫度區(qū)域[14]進(jìn)行特定時(shí)間[15]的保持[工序5-6]，進(jìn)而以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的升溫速度[16]從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[14]至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域[17]進(jìn)行加熱[工序5-7]，進(jìn)而在該溫度區(qū)域[17]進(jìn)行特定時(shí)間[18]的保持[工序5-8]，將至此的[工序5-4]至[工序5-8]反復(fù)進(jìn)行至少2次([工序5-9])。之后，最后進(jìn)行驟冷[工序5-10]。

此外，將包括這些降溫[工序5-5]和升溫[工序5-7]在內(nèi)的[工序5-4]至[工序5-8]反復(fù)進(jìn)行至少2次的[工序5-9]前，以升溫速度[7]向變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[8]加熱[工序5-1]后，優(yōu)選在該溫度區(qū)域[8]進(jìn)行一定保持時(shí)間[9]的保持[工序5-2]。如此，通過一度在變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[8]進(jìn)行保持[工序5-2]后升溫[工序5-3]至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域[11]，由此，α相的析出量及尺寸恒定保持為較小，因而，在記憶熱處理的最后，通過驟冷[工序5-10]進(jìn)行晶粒粗大化處理的情況下，容易得到晶粒變大的效果。

因此，首先升溫[工序5-1]至變?yōu)棣?β相的溫度區(qū)域[8]，之后在該變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[8](例如500℃)保持[工序5-2]2分鐘～120分鐘[9]。在上述熱處理[工序5-1]中進(jìn)行加熱時(shí)，只要通過升溫達(dá)到變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[8]即可，因此對(duì)該[工序5-1]中的升溫速度[7]沒有特別限制，不需要為本發(fā)明中的緩慢升溫。該升溫速度[7]例如可以為30℃/分鐘，但也可以更快，相反也可以更慢。在上述保持[工序5-2]中，在變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[8]的保持時(shí)間[9]優(yōu)選為10分鐘～120分鐘。另外，α相的析出量的固定在[工序5-2]進(jìn)行。[工序5-2]中可以控制α相的析出量，因而即使不規(guī)定[工序5-1]的升溫速度也沒問題。因此，關(guān)于[工序5-1]的升溫速度，以較快地速度進(jìn)行，可以縮短制造所需的整個(gè)時(shí)間。這是本發(fā)明的制造方法的優(yōu)點(diǎn)之一。

之后，以升溫速度[10]從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[8](例如500℃)至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域[11](例如900℃)進(jìn)行升溫[工序5-3]，在該溫度區(qū)域[11]進(jìn)行特定時(shí)間[12]的保持[工序5-4]。之后，以降溫速度[13]降溫[工序5-5]至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域[14]，在該溫度區(qū)域[14]進(jìn)行特定時(shí)間[15]的保持[工序5-6]，再次與上述同樣地進(jìn)行升溫(第2次以后的升溫[工序5-7]為升溫速度[16])。將該[工序5-4]至[工序5-8]反復(fù)進(jìn)行[工序5-9]合計(jì)2次以上[20]。之后，最后進(jìn)行驟冷[工序5-10]，實(shí)施固溶處理。優(yōu)選為這樣的整體工序。

此處，通過減慢上述記憶熱處理中的升溫速度[10]和[16]及降溫速度[13](本說(shuō)明書中，也將其稱為緩慢升溫、緩慢降溫)，同時(shí)將上述降溫[工序5-5]和升溫[工序5-7]反復(fù)進(jìn)行2次以上，由此在重復(fù)變形后也可以得到所期望的良好的超彈性。升溫速度[10]和[16]及降溫速度[13]均為0.1℃/分鐘～20℃/分鐘，優(yōu)選為0.1℃/分鐘～10℃/分鐘，更優(yōu)選為0.1℃/分鐘～3.3℃/分鐘。另外，關(guān)于記憶熱處理，在上述反復(fù)進(jìn)行至少2次以上的緩慢降溫[工序5-5]和緩慢升溫[工序5-7]中的最后的加熱處理(在圖示的例中，圖中最右側(cè)的[工序5-7][16])后，通過驟冷[工序5-10](所謂的淬火)來(lái)實(shí)施固溶處理。該驟冷例如可以通過將付諸至在β單相的保持加熱[工序5-8]為止的記憶熱處理后的Cu-Al-Mn系合金材料投入冷卻水中的水冷來(lái)進(jìn)行。

優(yōu)選舉出以下的制造工序。

通過常規(guī)方法進(jìn)行熔解、鑄造[工序1]和熱軋或熱鍛造的熱加工[工序2]后，進(jìn)行在400℃～680℃[3]、1分鐘～120分鐘[4]的中間退火[工序3]、和其后的加工率為30％以上[5]的冷軋或冷拉絲的冷加工[工序4-1]。此處，中間退火[工序3]和冷加工[工序4-1]可以依次各進(jìn)行1次，也可以依次以2次以上的反復(fù)次數(shù)[6]反復(fù)進(jìn)行[工序4-2]。之后，進(jìn)行記憶熱處理[工序5-1]～[工序5-10]。

關(guān)于上述記憶熱處理[工序5-1]～[工序5-10]，以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘、優(yōu)選0.1℃/分鐘～10℃/分鐘、進(jìn)一步優(yōu)選為0.1℃/分鐘～3.3℃/分鐘的升溫速度[10]從變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域(例如500℃)[8]加熱[工序5-3]至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域(例如900℃)[11]，在該加熱溫度[11]保持[工序5-4]5分鐘～480分鐘、優(yōu)選10分鐘～360分鐘[12]，進(jìn)而以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘、優(yōu)選0.1℃/分鐘～10℃/分鐘、進(jìn)一步優(yōu)選0.1℃/分鐘～3.3℃/分鐘的降溫速度[13]從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域(例如900℃)[11]冷卻[工序5-5]至變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域(例如500℃)[14]，在該溫度[14]保持[工序5-6]20分鐘～480分鐘、優(yōu)選30分鐘～360分鐘[15]。之后，再次以上述緩慢升溫的升溫速度[16]從變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域(例如500℃)[14]加熱[工序5-7]至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域(例如900℃)[17]，在該溫度[17]保持[工序5-8]5分鐘～480分鐘、優(yōu)選10分鐘～360分鐘[18]。以至少2次的反復(fù)次數(shù)[19]進(jìn)行將這樣的緩慢降溫[13][工序5-5]和緩慢升溫[16][工序5-7]反復(fù)進(jìn)行[工序5-9]的操作。之后，具有驟冷[工序5-10]、例如水冷的各工序。

變?yōu)棣?β單相的溫度區(qū)域?yàn)?00℃～小于700℃、優(yōu)選為400℃～650℃。

變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域?yàn)?00℃以上、優(yōu)選為750℃以上、進(jìn)一步優(yōu)選為900℃～950℃。

在上述記憶熱處理[工序5-1]～[工序5-10]后，優(yōu)選以小于300℃[21]的條件實(shí)施5分鐘～120分鐘[22]的時(shí)效熱處理[工序6]。若時(shí)效溫度[21]過低，則β相不穩(wěn)定，在室溫放置時(shí)馬氏體相變溫度有時(shí)會(huì)變化。相反地，若時(shí)效溫度[21]過高，則會(huì)發(fā)生α相的析出，具有形狀記憶特性、超彈性顯著降低的傾向。

通過反復(fù)進(jìn)行中間退火[工序3]和冷加工[工序4-1]的[工序4-2]，可以更優(yōu)選地集聚晶體取向。中間退火[工序3]和冷加工[工序4-1]的反復(fù)數(shù)[6]可以為1次，但優(yōu)選為2次以上、進(jìn)一步優(yōu)選為3次以上。這是因?yàn)?，上述中間退火[工序3]和上述加工[工序4-1]的反復(fù)次數(shù)[6]越多，則向<101>取向的集聚程度越高，特性越高。

(各工序的優(yōu)選條件)

中間退火[工序3]為400℃～680℃[3]下進(jìn)行1分鐘～120分鐘[4]。該中間退火溫度[3]優(yōu)選為更低的溫度，優(yōu)選為400℃～550℃。

冷加工[工序4-1]的加工率為30％以上[5]。此處，加工率是由下式所定義的值。

加工率(％)＝{(A₁-A₂)/A₁}×100

A₁為冷加工(冷軋或冷拉絲)前的試樣的截面積，A₂為冷加工后的試樣的截面積。

反復(fù)進(jìn)行2次以上該中間退火[工序3]和冷加工[工序4-1]時(shí)的累積加工率([6])優(yōu)選為30％以上、進(jìn)一步優(yōu)選為45％以上。累積加工率的上限值沒有特別限制，通常為95％以下。

上述記憶熱處理[工序5-1]～[工序5-10]中，首先，在[工序5-1]中，在上述冷加工后以升溫速度[7](例如30℃/分鐘)從室溫升溫至變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域(例如500℃)[8]。之后，在變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域(例如500℃)[8]進(jìn)行2分鐘～120分鐘、優(yōu)選10分鐘～120分鐘[9]的保持[工序5-2]。之后，從變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域(例如500℃)[8]加熱[工序5-3]至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域(例如900℃)[11]時(shí)，使升溫速度[10]為上述緩慢升溫的0.1℃/分鐘～20℃/分鐘、優(yōu)選0.1℃/分鐘～10℃/分鐘、進(jìn)一步優(yōu)選0.1℃/分鐘～3.3℃/分鐘。之后，在該溫度區(qū)域[11]進(jìn)行5分鐘～480分鐘、優(yōu)選10分鐘～360分鐘[12]的保持[工序5-4]。之后，以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘、優(yōu)選0.1℃/分鐘～10℃/分鐘、進(jìn)一步優(yōu)選0.1℃/分鐘～3.3℃/分鐘的降溫速度[13]從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域(例如900℃)[11]冷卻[工序5-5]至變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域(例如500℃)[14]，在該溫度區(qū)域[14]進(jìn)行20分鐘～480分鐘、優(yōu)選30分鐘～360分鐘[15]的保持[工序5-6]。之后，再次以上述緩慢升溫的升溫速度[16]從變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域(例如500℃)[14]加熱[工序5-7]至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域(例如900℃)[17]，在該溫度區(qū)域[17]進(jìn)行5分鐘～480分鐘、優(yōu)選10分鐘～360分鐘[18]的保持[工序5-8]。將這樣的[工序5-4]～[工序5-8](條件[11]～[18])反復(fù)[工序5-9]，至少進(jìn)行2次[19]。

驟冷[工序5-10]時(shí)的冷卻速度[20]通常為30℃/秒以上、優(yōu)選為100℃/秒以上、進(jìn)一步優(yōu)選為1000℃/秒以上。

最后的任意的時(shí)效熱處理[工序6]通常在70℃～300℃[21]進(jìn)行5分鐘～120分鐘[22]，優(yōu)選在80℃～250℃[21]進(jìn)行5分鐘～120分鐘[22]。

<物性>

本發(fā)明的超彈性Cu-Al-Mn系合金材料具有以下的物性(特性)。

對(duì)于本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料來(lái)說(shuō)，在反復(fù)進(jìn)行100次與5％應(yīng)變量相當(dāng)?shù)膽?yīng)力的施加和除去的重復(fù)變形中，殘余的應(yīng)變量(例如參照?qǐng)D4的(a)、圖6的(a))為2％以下。該殘余應(yīng)變量?jī)?yōu)選為1.5％以下。該殘余應(yīng)變量的下限值沒有特別限制，通常為0.1％以上。

此外，在將0.2％耐力的應(yīng)力值與施加5％的應(yīng)變時(shí)顯示出的應(yīng)力值之差作為應(yīng)力之差(例如參照?qǐng)D4的(b)、圖6的(a))的情況下，該差優(yōu)選為50MPa以下。該應(yīng)力之差進(jìn)一步優(yōu)選為30MPa以下。該應(yīng)力之差的下限值沒有特別限制，通常為0.1MPa以上。該應(yīng)力之差表示在形狀記憶合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線中隨著應(yīng)變的增加而應(yīng)力基本上顯示出一定值的區(qū)域(平坦區(qū))的變化量。若將該應(yīng)力之差減小為特定的范圍內(nèi)，則即便在受到較大的力的情況下，盡管應(yīng)變大但僅能傳遞一定的力，因此，例如在用作建筑材料的情況下，可以減小對(duì)于建筑物的影響。并且，若該應(yīng)力之差小，則母相與馬氏體相的相變·逆相變?nèi)菀祝蚨赡褪芊磸?fù)的變形和振動(dòng)。

<超彈性Cu-Al-Mn系合金材料的尺寸和形狀>

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料是在加工方向(RD)被伸長(zhǎng)的形狀體。如前所述，關(guān)于加工方向(RD)，若合金材料為板材則是指軋制加工的軋制方向，若合金材料為棒材則是指拉絲加工的拉絲方向。本發(fā)明的合金材料在加工方向(RD)進(jìn)行伸長(zhǎng)，但未必需要合金材料的長(zhǎng)度方向與加工方向一致。在對(duì)為長(zhǎng)條狀體的本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料進(jìn)行切斷、彎曲加工等的情況下，考慮合金材料原本的加工方向?yàn)楹畏N方向，判斷是否包含在本發(fā)明中。需要說(shuō)明的是，對(duì)本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料的具體形狀沒有特別限制，例如可以為棒(線)、板(條)等各種形狀。對(duì)它們的尺寸也沒有特別限制，例如，若為棒材，則分別可以為直徑0.1mm～50mm或者根據(jù)用途而為直徑8mm～16mm的尺寸。另外，若為板材，則其厚度為1mm以上、例如可以為1mm～15mm。此處，在本發(fā)明的上述制造方法中，代替拉絲加工而進(jìn)行軋制加工，從而可以得到板材(條材)。

另外，本發(fā)明的棒材不限定于圓棒(圓線)，也可以為方棒(方線)或扁棒(扁線)的形狀。此處，為了得到方棒(方線)，根據(jù)常規(guī)方法，對(duì)利用上述方法預(yù)先得到的圓棒(圓線)例如實(shí)施利用加工機(jī)的冷加工、利用盒式輥模的冷加工、壓制、拉拔加工等扁線加工即可。另外，若適當(dāng)調(diào)整扁線加工中得到的截面形狀，則可以分開制作截面形狀為正方形的方棒(方線)和截面形狀為長(zhǎng)方形的扁棒(扁線)。此外，本發(fā)明的棒材(線材)也可以為中空狀、具有管壁的管等形狀。

<減振材料、建筑材料>

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料可以適合用作減振材料或建筑材料。該減振材料或建筑材料由上述棒材、板材構(gòu)成。作為減振材料、建筑材料的例子，沒有特別限制，例如可以舉出支撐件、緊固件、地腳螺栓等。

<減振結(jié)構(gòu)體>

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料可以適合用作減振結(jié)構(gòu)體。該減振結(jié)構(gòu)體由上述減振材料構(gòu)筑。作為減震結(jié)構(gòu)體的例子，沒有特別限制，只要是使用上述的支撐件、緊固件、地腳螺栓等來(lái)構(gòu)成的結(jié)構(gòu)體，就可以為任意的結(jié)構(gòu)體。

<土木建筑材料>

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料也可以用作可防止噪音或振動(dòng)的公害的土木建筑材料。例如，可以與混凝土一同形成復(fù)合材料來(lái)使用。

<其它>

本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金材料還能夠用作飛機(jī)或汽車等的振動(dòng)吸收構(gòu)件。還可以適用于以噪音衰減的效果為目的的輸送設(shè)備領(lǐng)域。

實(shí)施例

以下，基于實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更詳細(xì)的說(shuō)明，但本發(fā)明并非限定于這些實(shí)施例。

(實(shí)施例1～49、比較例1～34)

在以下的條件下制作了棒材(線材)的樣品(試驗(yàn)材料)。

作為提供表1-1、1-2所示的組成的Cu-Al-Mn系合金的原材料，將純銅、純Mn、純Al以及根據(jù)需要的其它副添加元素的原料在高頻感應(yīng)爐中熔解。將熔煉后的Cu-Al-Mn系合金冷卻，得到外徑80mm×長(zhǎng)度300mm的鑄塊(鑄錠)。將所得到的鑄塊在800℃進(jìn)行熱擠出后，在本發(fā)明的實(shí)施例1中按照表2所示的工序No.a(在圖5的(a)中示出流程圖)、在比較例1中按照表2所示的工序No.A(在圖5的(b)中示出流程圖)分別示出的加工工藝，制作直徑10mm的棒材。關(guān)于這些以外的各實(shí)施例和比較例，變更為表2所示的各加工工藝，除此以外與上述實(shí)施例1和比較例1同樣地制備。

需要說(shuō)明的是，表2和其它后述的表3-1、表4-1～4-2中所示的各加工工藝中的各工序與圖3、圖5的(a)及圖5的(b)中所示的帶括號(hào)的編號(hào)([工序#])對(duì)應(yīng)。另外，表2所示以外的各種制造條件(帶括號(hào)的編號(hào)([#]))如下所述，關(guān)于表2、表3-1、表4-1～4-2中沒有特別記載的條件，在所有實(shí)施例和比較例中為同一條件。

[1]的熔解、鑄造條件如上所述，在大氣熔解后，用特定尺寸的鑄模冷卻，進(jìn)行鑄造。

[2]的熱加工溫度為800℃。

[3]的中間退火溫度為550℃。

[4]的中間退火時(shí)間為100分鐘。

[5]的冷加工率為30％。

[6]的[3]～[5]的反復(fù)次數(shù)為3次，累積冷加工率為65％。

[7]的從室溫向變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域的升溫速度為30℃/分鐘。

[8]的在變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域的保持溫度為500℃。

[9]的在變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域的保持時(shí)間為60分鐘。

[11]的在變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域的保持溫度為900℃。

[12]的在變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域的保持時(shí)間為120分鐘。

[14]的在變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域的保持溫度為500℃。

[15]的在變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域的保持時(shí)間為60分鐘。

[17]的在變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域的保持溫度為900℃。

[18]的在變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域的保持時(shí)間為120分鐘。

[20]的從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域的驟冷速度為50℃/秒。

[21]的時(shí)效溫度為150℃。

[22]的時(shí)效時(shí)間為20分鐘。

組織觀察使用了光學(xué)顯微鏡或通過肉眼進(jìn)行，晶體取向分析使用了EBSD。關(guān)于超彈性特性的評(píng)價(jià)，反復(fù)進(jìn)行100次基于拉伸試驗(yàn)的應(yīng)力施加-除去，求出應(yīng)力-應(yīng)變曲線(S-S曲線)，求出殘余應(yīng)變，從而進(jìn)行評(píng)價(jià)。拉伸試驗(yàn)中，從1個(gè)試驗(yàn)材料切出5個(gè)(N＝5)試驗(yàn)片來(lái)進(jìn)行試驗(yàn)。在以下的試驗(yàn)結(jié)果中，殘余應(yīng)變?yōu)?根的平均值。

將本發(fā)明的實(shí)施例、比較例的試驗(yàn)和評(píng)價(jià)的結(jié)果與合金材料的種類(參照表1-1、1-2)和加工工藝條件(參照表2、表3-1、表4-1～4-2)一并歸納示于表3-1～3-2和表4-1～4-2中。

下面，對(duì)各試驗(yàn)和評(píng)價(jià)的方法進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。

a.再結(jié)晶織構(gòu)取向

在后述的超彈性的耐重復(fù)變形特性的評(píng)價(jià)前，將各試驗(yàn)材料切斷，使朝向應(yīng)力軸方向(加工方向、RD)的面為觀察面，之后埋入導(dǎo)電性樹脂中，進(jìn)行振動(dòng)式拋光精加工(研磨)。通過EBSD法，在約800μm×2000μm的測(cè)定區(qū)域以掃描步長(zhǎng)為5μm的條件對(duì)4處以上進(jìn)行測(cè)定。此處，測(cè)定再結(jié)晶織構(gòu)的樣品使用在[工序5-4]完成時(shí)刻拉拔的樣品。作為其理由，是因?yàn)椋罕景l(fā)明的Cu-Al-Mn系合金若進(jìn)行至記憶熱處理的最終工序、即[工序5-10]，則晶粒粗大地生長(zhǎng)，因而難以實(shí)施織構(gòu)測(cè)定。因此，通過在作為途中工序的[工序5-4]完成時(shí)刻進(jìn)行拉拔，能夠確認(rèn)晶粒粗大化前的晶體取向的分布，因而在上述狀態(tài)下進(jìn)行確認(rèn)。測(cè)定中，使用了OIM軟件(商品名、TSL社制造)，將由全部測(cè)定結(jié)果得到的結(jié)晶取向在反極圖上作圖(例如參照?qǐng)D2的(a)、圖2的(b))。如上所述，分別求出(111)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為15°以上的范圍的晶粒的原子面的面積、和(101)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為20°以內(nèi)的范圍內(nèi)的晶粒的原子面的面積。將該面積分別除以總測(cè)定面積，由此得到(111)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為15°以上的晶粒的存在量和(101)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒的存在量。

根據(jù)本發(fā)明的規(guī)定，將具有特定的粒徑(a≥b)且(111)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為15°以上的晶粒作為晶粒Y，將該晶粒Y的存在量(面積百分比)在以下的表中示為“晶粒Y的存在量(％)”。另外，在晶粒Y內(nèi)，進(jìn)一步將(101)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒作為晶粒Z，將該晶粒Z的存在量示為“晶粒Z的存在量(％)”。

關(guān)于晶粒Y的存在量(％)，將為90％以上的情況作為優(yōu)異，在各表中示為“A”，將為85％以上且小于90％的情況作為良好，在各表中示為“B”，將小于85％的情況作為不合格，在各表中示為“C”。

另外，關(guān)于晶粒Z的存在量(％)，將為60％以上的情況作為優(yōu)異，在各表中示為“A”，將為50％以上且小于60％的情況作為良好，在各表中示為“B”，將小于50％的情況作為不合格，在各表中示為“C”。

需要說(shuō)明的是，實(shí)施例1中利用EBSD對(duì)在朝向加工方向(RD)的面所觀察的晶體取向進(jìn)行測(cè)定，由所得到的結(jié)果制作反極圖，示于圖2的(b)。同樣地，將由比較例1的測(cè)定結(jié)果制作的反極圖示于圖2的(a)。在圖2的(b)的圖中，由利用了兩種斜線進(jìn)行了標(biāo)記的反極圖可知，實(shí)施例1的Cu-Al-Mn系合金材料具有本發(fā)明中規(guī)定的特別優(yōu)選的織構(gòu)。

另外，對(duì)于實(shí)施例和比較例的各試樣，與上述同樣地利用EBSD法測(cè)定了(111)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為15°以上的晶粒Y的存在量、和(101)面的法線與加工方向(RD)所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒Z的存在量。

b.再結(jié)晶組織的結(jié)晶粒徑

在用于后述超彈性的耐重復(fù)變形特性的評(píng)價(jià)的拉伸試驗(yàn)前，對(duì)于試驗(yàn)片，以棒狀的狀態(tài)用氯化鐵水溶液蝕刻其表面，確認(rèn)了結(jié)晶粒徑。所確認(rèn)的試驗(yàn)片的全長(zhǎng)沒有特別規(guī)定，但認(rèn)為需要為與后述拉伸試驗(yàn)的標(biāo)點(diǎn)距離同等或更長(zhǎng)的長(zhǎng)度。因此，本發(fā)明中為100mm以上的長(zhǎng)度。將實(shí)施例1和比較例1的各試樣用氯化鐵水溶液蝕刻后，拍攝組織照片。關(guān)于實(shí)施例1，將該照片示于圖7的(a)，關(guān)于比較例1，將該照片示于圖7的(b)。另外，結(jié)晶粒徑的測(cè)定方法的示意圖如圖1所示。本發(fā)明中，加工方向(RD)的晶粒長(zhǎng)度(以下記為a_X)相對(duì)于試樣的寬度或直徑R為R/2以下且與應(yīng)力軸垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度(以下記為b_X)為R/4以下的晶粒(以下記為晶粒X)的存在量需要為15％以下。此外，晶粒Y(和晶粒Z)的情況下需要為a≥b。

根據(jù)本發(fā)明的規(guī)定，將滿足特定的粒徑(a_X、b_X)關(guān)系的晶粒作為晶粒X，將該晶粒X的存在量(面積百分比)在以下的表中示為“晶粒X的存在量(％)”。對(duì)實(shí)施例1和比較例1的結(jié)晶粒徑進(jìn)行比較，實(shí)施例1中晶粒X為15％以下且晶粒Y(和晶粒Z)均為a≥b。另一方面，比較例1中晶粒X以超過15％的面積百分比存在，不滿足本發(fā)明的規(guī)定。

在利用上述方法計(jì)測(cè)了結(jié)晶粒徑的棒材的各晶粒中，將晶粒X的存在比例為總測(cè)定面積的10％以下的情況作為優(yōu)異，在各表中示為“A”，將超過10％且為15％以下的情況作為良好，在各表中示為“B”，將超過15％的情況作為差，在各表中示為“C”。

此外，關(guān)于晶粒Y(和晶粒Z)中的結(jié)晶粒徑，要求a≥b，因此將a/b的值的平均值作為基準(zhǔn)來(lái)判斷。將晶粒Y的a/b的值在以下的表中示為“晶粒Y的a/b尺寸”。將a/b的值為1.5以上的情況作為優(yōu)異，在各表中示為“A”，將小于1.5且為1.0以上的情況作為良好，在各表中示為“B”，將小于1.0的情況作為差，在各表中示為“C”。

晶粒X的存在量與晶粒Y(晶粒Y包括晶粒Z)的存在量的合計(jì)小于100％的情況下，是指除了晶粒X和晶粒Y以外還存在這些晶粒以外的尺寸的晶粒。該情況下，除晶粒X和晶粒Y以外的尺寸的晶粒的尺寸大于晶粒X且小于晶粒Y。

c.耐重復(fù)變形特性[5％應(yīng)變施加除去-100個(gè)循環(huán)后的殘余應(yīng)變]

反復(fù)進(jìn)行提供5％的應(yīng)變的應(yīng)力的施加和除去，求出應(yīng)力-應(yīng)變曲線(S-S曲線)，求出從1個(gè)循環(huán)后的殘余應(yīng)變至100個(gè)循環(huán)后的殘余應(yīng)變(參照?qǐng)D4的(a))。

從各試驗(yàn)材料切出長(zhǎng)度為170mm的20個(gè)試驗(yàn)片，供試驗(yàn)。由應(yīng)力-應(yīng)變曲線(S-S曲線)求出5％應(yīng)變施加除去-100個(gè)循環(huán)后的殘余應(yīng)變。在各表中，將100個(gè)循環(huán)后的殘余應(yīng)變示為“循環(huán)后殘余應(yīng)變”。

關(guān)于試驗(yàn)條件，以標(biāo)點(diǎn)距離100mm、試驗(yàn)速度5％/分鐘進(jìn)行100次交替重復(fù)得到應(yīng)變量5％的應(yīng)力的施加和除去的拉伸試驗(yàn)。按照以下的基準(zhǔn)進(jìn)行評(píng)價(jià)。

將殘余應(yīng)變?yōu)?.5％以下的情況作為超彈性特性優(yōu)異，在各表中示為“A”，將殘余應(yīng)變超過1.5％且為2.0％以下的情況作為超彈性特性良好，在各表中示為“B”，將殘余應(yīng)變大、超過2.0％的情況作為超彈性特性不合格，在各表中示為“C”。

需要說(shuō)明的是，關(guān)于代表性的殘余應(yīng)變，在圖6中示出應(yīng)力-應(yīng)變曲線(S-S曲線)。圖6的(a)為實(shí)施例1，是基于工序a制造的試驗(yàn)片的結(jié)果；圖6的(b)為比較例1，是基于工序A制造的試驗(yàn)片的結(jié)果。由圖6的(a)和圖6的(b)可知，5％應(yīng)變施加除去-100個(gè)循環(huán)后的殘余應(yīng)變(％)在實(shí)施例1中為1.4％，在比較例1中為2.2％。

d.5％應(yīng)變與0.2％應(yīng)變的應(yīng)力之差

進(jìn)行提供5％的應(yīng)變的應(yīng)力的施加和除去，由應(yīng)力-應(yīng)變曲線(S-S曲線)求出0.2％耐力的應(yīng)力值與施加5％的應(yīng)變時(shí)顯示出的應(yīng)力值之差作為“應(yīng)力之差”(參照?qǐng)D4的(b))。關(guān)于上述“應(yīng)力之差”，例如在加工不充分等情況下，若作為優(yōu)選晶體取向的(101)面的法線與加工方向所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒的存在量無(wú)法適當(dāng)?shù)乜刂?，則會(huì)產(chǎn)生該“應(yīng)力之差”。另外，在晶體取向在<101>取向進(jìn)行取向的情況下，若結(jié)晶粒徑不滿足上述本發(fā)明中規(guī)定的條件，則殘余應(yīng)變量升高，因而0.2％耐力的應(yīng)力值與施加5％的應(yīng)變時(shí)顯示出的應(yīng)力值的“應(yīng)力之差”變大。關(guān)于該應(yīng)力之差，例如在用作建筑材料的情況下，希望傳遞至建筑物的應(yīng)力的值較小，因而可以說(shuō)應(yīng)力之差越小則特性越優(yōu)異。因此，在利用上述方法計(jì)測(cè)“應(yīng)力之差”的情況下，將30MPa以下的情況作為優(yōu)異，在各表中示為“A”，將超過30MPa且為50MPa以下的情況作為良好，在各表中示為“B”，將超過50MPa的情況作為差，在各表中示為“C”。

【表1-1】

由以上所示的結(jié)果可知，實(shí)施例1～49通過滿足本發(fā)明中規(guī)定的結(jié)晶粒徑和織構(gòu)取向，從而超彈性的耐重復(fù)變形特性、及5％應(yīng)變與0.2％應(yīng)變的應(yīng)力之差優(yōu)異。另外，如前所述，還能夠確認(rèn)剛進(jìn)行完[工序5-4]后的晶粒(Y、Z)的取向與最終熱處理([工序5-10])后的粗大晶粒(Y’、Z’)的取向一致。

另一方面，各比較例為任一種特性差的結(jié)果。

其中，關(guān)于表3-1～表3-2中所示的比較例1～10、表4-2中所示的比較例32～34，制造自身無(wú)法進(jìn)行(比較例8)，或者分別無(wú)法滿足本發(fā)明中規(guī)定的結(jié)晶粒徑或織構(gòu)取向中的至少1個(gè)條件(比較例8以外的比較例)，超彈性的耐重復(fù)變形特性差。比較例9～10中，應(yīng)力之差更差。這些均可以為相對(duì)于本發(fā)明的制造方法的比較例。比較例8中，中間退火溫度過低，發(fā)生了斷線。另一方面，比較例9中，中間退火溫度過高，無(wú)法控制所期望的織構(gòu)取向。

另外，關(guān)于表4-2中所示的比較例11～31，均不滿足本發(fā)明中規(guī)定的特定合金組成，因此制造自身分別無(wú)法進(jìn)行(比較例11～15、17～20、22、26、30)，或者雖然滿足本發(fā)明中規(guī)定的結(jié)晶粒徑或織構(gòu)取向的條件，但超彈性的耐重復(fù)變形特性差(比較例11～15、17～20、22、26、30以外的比較例)。

由以上結(jié)果可知，即便能夠形成所期望的織構(gòu)，若無(wú)法在適當(dāng)?shù)貪M足[工序5-2]及[工序5-6]中在變?yōu)?α+β相)的溫度區(qū)域[8]和[14]保持特定時(shí)間[9]和[15]、[工序5-3]和[工序5-7]中的升溫速度[10]和[16]、[工序5-5]中的降溫速度[13]、[工序5-9]中的降溫和升溫的反復(fù)次數(shù)[19]的條件下進(jìn)行制造，則也難以在維持織構(gòu)的情況下使晶粒Y(包括晶粒Z)粗大化，同時(shí)將晶粒X的存在量控制成較低。因此，分別無(wú)法滿足本發(fā)明中規(guī)定的結(jié)晶粒徑及織構(gòu)，應(yīng)力之差減小(減震的特性降低)，進(jìn)而超彈性的耐重復(fù)變形特性差。

另外，雖然省略了試驗(yàn)結(jié)果的記載，但在表1-1～1-2中所記載以外的為本發(fā)明的優(yōu)選合金組成的Cu-Al-Mn系合金材料的情況下、及代替棒材(線材)而為板材(條材)的情況下，也得到了與上述實(shí)施例同樣的結(jié)果。

將本發(fā)明與其實(shí)施方式一同進(jìn)行了說(shuō)明，但可認(rèn)為，只要發(fā)明人沒有特別指定，則本發(fā)明并非限定于說(shuō)明的任何細(xì)節(jié)中，應(yīng)該可以在不違反所附的權(quán)利要求書所示的發(fā)明精神和范圍的前提下作出寬泛的解釋。

本申請(qǐng)要求2014年3月14日在日本進(jìn)行了專利申請(qǐng)的日本特愿2014-052462的優(yōu)先權(quán)，在本文中以參考的形式將其內(nèi)容引入作為本說(shuō)明書記載的一部分。

符號(hào)說(shuō)明

1 本發(fā)明的Cu-Al-Mn系合金棒材(線材)

2 晶粒X

3 最終狀態(tài)的晶粒Y’、Z’(或者中間狀態(tài)的晶粒Y、Z)

R 合金材料的寬度或者棒材(線材)的直徑

RD 合金材料的加工方向(棒材(線材)的拉絲方向)

權(quán)利要求書(按照條約第19條的修改)

1.一種Cu-Al-Mn系合金材料，所述Cu-Al-Mn系合金材料具有下述組成：含有3.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％的Al、5.0質(zhì)量％～20.0質(zhì)量％的Mn、以及合計(jì)為0.000質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.000質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，剩余部分由Cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

所述Cu-Al-Mn系合金材料的特征在于，

所述合金材料是在作為軋制方向或拉絲方向的加工方向具有長(zhǎng)條形狀的合金材料，

關(guān)于所述合金材料的所述加工方向的晶粒長(zhǎng)度a_x相對(duì)于所述合金材料的寬度或直徑R為R/2以下、且與所述加工方向垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度b_x為R/4以下的晶粒X，所述晶粒X的存在量為所述合金材料整體的15％以下，

關(guān)于所述加工方向的晶粒長(zhǎng)度a和與所述加工方向垂直的方向的晶粒長(zhǎng)度b滿足a≥b的關(guān)系、且該結(jié)晶的(111)面的法線與所述加工方向所成的角的角度為15°以上的晶粒Y’，所述晶粒Y’的存在量為所述合金材料整體的85％以上。

2.如權(quán)利要求1所述的Cu-Al-Mn系合金材料，其含有合計(jì)為0.001質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.001質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.010質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。

3.一種Cu-Al-Mn系合金材料，所述Cu-Al-Mn系合金材料具有下述組成：含有3.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％的Al、5.0質(zhì)量％～20.0質(zhì)量％的Mn、以及合計(jì)為0.000質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.000質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，剩余部分由Cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

所述Cu-Al-Mn系合金材料的特征在于，

在進(jìn)行提供5％的應(yīng)變的應(yīng)力的施加和除去的情況下，由應(yīng)力-應(yīng)變曲線求出0.2％耐力的應(yīng)力值與施加5％的應(yīng)變時(shí)的應(yīng)力值之差，該差的值為50MPa以下，進(jìn)而反復(fù)進(jìn)行100次提供5％的應(yīng)變的應(yīng)力的施加和除去時(shí)殘余的應(yīng)變量為2.0％以下。

4.如權(quán)利要求3所述的Cu-Al-Mn系合金材料，其含有合計(jì)為0.001質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.001質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.010質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。

5.如權(quán)利要求1～4中任一項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料，其中，在所述晶粒Y’之內(nèi)，關(guān)于該結(jié)晶的(101)面的法線與所述加工方向所成的角的角度為20°以內(nèi)的晶粒Z’，所述晶粒Z’的存在量為所述合金材料整體的50％以上。

6.一種Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法，其特征在于，其由下述工序構(gòu)成：

熔解、鑄造Cu-Al-Mn系合金的原材料的工序，該Cu-Al-Mn系合金具有下述組成：含有3.0質(zhì)量％～10.0質(zhì)量％的Al、5.0質(zhì)量％～20.0質(zhì)量％的Mn、以及合計(jì)為0.000質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.000質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.000質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.000質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.000質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.000質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，剩余部分由Cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；

進(jìn)行熱加工的工序；

依次進(jìn)行至少各1次以上的400℃～680℃下1分鐘～120分鐘的中間退火、和加工率為30％以上的冷加工的工序；和

從室溫加熱至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域后在該溫度區(qū)域保持2分鐘～120分鐘，以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的升溫速度從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域加熱至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域并在該溫度區(qū)域保持5分鐘～480分鐘，之后以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的降溫速度從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域冷卻至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域并在該溫度區(qū)域保持20分鐘～480分鐘，之后以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的升溫速度從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域加熱至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域并在該溫度區(qū)域保持5分鐘～480分鐘后，驟冷而成，

此處，關(guān)于從所述在變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域進(jìn)行保持的工序起、之后經(jīng)過以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的降溫速度從變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域冷卻至變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域并在該溫度區(qū)域保持20分鐘～480分鐘的工序、進(jìn)而至以0.1℃/分鐘～20℃/分鐘的升溫速度從變?yōu)?α+β)相的溫度區(qū)域加熱至變?yōu)棣聠蜗嗟臏囟葏^(qū)域并在該溫度區(qū)域保持5分鐘～480分鐘的工序?yàn)橹梗磸?fù)進(jìn)行至少2次。

7.如權(quán)利要求6所述的Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法，其中，含有合計(jì)為0.001質(zhì)量％～10.000質(zhì)量％的選自由Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Nb、Mo、W、Sn、Mg、P、Be、Sb、Cd、As、Zr、Zn、B、C、Ag和混合稀土組成的組中的1種或2種以上，此處，Ni和Fe的含量分別為0.001質(zhì)量％～3.000質(zhì)量％，Co的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Ti的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，V、Nb、Mo、Zr的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Cr的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，Si的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，W的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Sn的含量為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Mg的含量為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，P的含量為0.010質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Be、Sb、Cd、As的含量分別為0.001質(zhì)量％～1.000質(zhì)量％，Zn的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％，B、C的含量分別為0.001質(zhì)量％～0.500質(zhì)量％，Ag的含量為0.001質(zhì)量％～2.000質(zhì)量％，混合稀土的含量為0.001質(zhì)量％～5.000質(zhì)量％。

8.如權(quán)利要求6～7中任一項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料的制造方法，其中，在所述驟冷后，在70℃～300℃實(shí)施5分鐘～120分鐘的時(shí)效熱處理。

9.一種棒材或板材，其由權(quán)利要求1～5中任一項(xiàng)所述的Cu-Al-Mn系合金材料構(gòu)成。