形状記憶特性を有し、構造材に用いられる銅系合金であって、Al:7.8~8.8質量、Mn:7.2~14.3質量を含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなり、最大結晶粒径が8mmを超えることを特徴とする銅系合金。請求項1記載の銅系合金において、さらに、Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Ge、Nb、Mo、W、Sn、Bi、Sb、Mg、P、Be、Zr、Zn、B、C、S、Ag及びミッシュメタルからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を合計で0.001~5質量含有することを特徴とする銅系合金。請求項1又は2記載の銅系合金からなる主筋を有するコンクリート部材。請求項1又は2記載の銅系合金からなるPCテンドンを有するプレストレストコンクリート部材。請求項1又は2記載の銅系合金から形成され、組積造壁の内部に配置される補強材。請求項1又は2記載の銅系合金から形成され、部材同士の接合に使用されるスプライスプレート。請求項1又は2記載の銅系合金から形成され、部材同士の接合に使用される接合ボルト。請求項1又は2記載の銅系合金から形成され、コンクリート基礎に埋設されるアンカーボルト。請求項1又は2記載の銅系合金から形成され、構造物の構面内に設置されるブレース。請求項1又は2記載の銅系合金から形成され、梁を支持する方杖。Cu-Al-Mn系形状記憶合金の場合、材料部材サイズに対する結晶粒径が粗大になるほど、形状記憶特性が向上することが知られており、断面積の小さな材料部材においては、材料サイズに対して結晶粒径を粗大にすることが可能であると考えられている。通常の多結晶金属材料の結晶粒径は数μmから数百μm程度であるが、例えば、特許文献3では、線径0.36mm程度の線材や幅10mm×厚さ0.2mmの板材において、1.5mm程度の結晶粒径を有するCu-Al-Mn系形状記憶合金を実現している。しかし、土木建築構造物では、比較的大きな断面サイズを有する構造材が使用されるため、特許文献3において実現された部材は断面サイズが小さすぎ、土木建築構造物に適用できないという問題がある。また、土木建築構造物で使用される比較的大きな断面サイズにおいて良好な形状記憶特性を得るには、より粗大な結晶粒が必要となるが、これまでの技術では、そのような粗大結晶粒は実現できていなかった。本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、良好な形状記憶特性を有し、構造物等に適用可能な断面サイズを有する構造材を実現することが可能な銅系合金及びそれを用いた構造材を提供することを目的とする。上記目的を達成するため、本発明では、Cu-Al-Mn系形状記憶合金の結晶粒径を大きくすることにより、良好な形状記憶特性を有し、各種構造物や大型機械、自動車、航空機、船舶等に適用可能な断面サイズを有する構造材を実現する。Cu-Al-Mn系形状記憶合金は、高温でβ相bcc構造となるが、適切な成分を選択することによって低温でα相fcc構造が析出してβα相の2相組織にすることができる。結晶粒の粗大化には、高温でβ相かつ低温でβα相となるような組成であることが重要であると考えられる。なお、高温域においてα相が存在すると、結晶粒の成長がピン止めされ、結晶粒が微細になる。本発明では、Al:7.8~8.8質量、Mn:7.2~14.3質量を含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなる銅系合金において、最大結晶粒径を8mm超とする。また、本発明に係る銅系合金では、さらに、Ni、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Ge、Nb、Mo、W、Sn、Bi、Sb、Mg、P、Be、Zr、Zn、B、C、S、Ag及びミッシュメタルからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を合計で0.001~5質量含有していてもよい。また、本発明は、構造物を構成する以下の構造材を含む。1上記銅系合金からなる主筋を有するコンクリート部材。2上記銅系合金からなるPCテンドンを有するプレストレストコンクリート部材。3上記銅系合金から形成され、組積造壁の内部に配置される補強材。4上記銅系合金から形成され、部材同士の接合に使用されるスプライスプレート。5上記銅系合金から形成され、部材同士の接合に使用される接合ボルト。6上記銅系合金から形成され、コンクリート基礎に埋設されるアンカーボルト。7上記銅系合金から形成され、構造物の構面内に設置されるブレース。8上記銅系合金から形成され、梁を支持する方杖。本発明では、Al:7.8~8.8質量、Mn:7.2~14.3質量を含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなる銅系合金において、8mmを超える最大結晶粒径とすることにより、良好な形状記憶特性を有し、構造物等に適用可能な断面サイズを有する構造材を実現することができる。続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態に付き説明し、本発明の理解に供する。本発明の一実施の形態に係る銅系合金は、Al:7.8~8.8質量、Mn:7.2~14.3質量を含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなり、8mmを超える最大結晶粒径を有している。また、本実施の形態に係る銅系合金では、上記基本組成の元素以外に、さらにNi、Co、Fe、Ti、V、Cr、Si、Ge、Nb、Mo、W、Sn、Bi、Sb、Mg、P、Be、Zr、Zn、B、C、S、Ag及びミッシュメタルからなる群から選ばれた1種又は2種以上を合計で0.001~5質量含有させてもよい。以下の説明では、上記成分からなる銅系合金をCu-Al-Mn系形状記憶合金と呼ぶことがある。Cu-Al-Mn系形状記憶合金の最大結晶粒径が8mm以下の場合、除荷後における残留歪の回復が充分ではなく、良好な形状記憶特性が得られない。一方、Cu-Al-Mn系形状記憶合金の最大結晶粒径が大きい程、良好な形状記憶特性が得られるが、製造上の問題から結晶粒径の最大値は現時点において150mm程度である。[結晶粒径の測定方法]結晶粒の微細な試料は光学顕微鏡、結晶粒の粗大な試料は実体顕微鏡を用いて当該試料を撮像し、得られた像の試料長手方向に線を引く。そして、各結晶粒を横切る線分の長さを測定し、その最大値を当該試料の最大結晶粒径とする。[Cu-Al-Mn系形状記憶合金の組成]Alはβ相を安定化させる元素であり、低温におけるα相の析出を抑制する。そのため、Alの含有量が高くなると、結晶粒が粗大化しにくくなる。そこで、本実施の形態では、Alの含有量の上限を低く設定し、8.8質量としている。一方、Al元素の含有量が7.8質量未満では高温域においてβ単相を形成できない。Al元素のより好ましい含有量はMn元素の含有量により変化するが、8.0~8.5質量である。Mn元素を含有することによりβ相が存在し得る組成範囲が低Al側へ広がり、Cu-Al-Mn系形状記憶合金の冷間加工性が著しく向上する。Mn元素の含有量が7.2質量未満では満足な冷間加工性が得られず、かつ高温域においてβ単相を形成することができない。またMn元素の含有量が14.3質量を超えると、十分な形状記憶特性が得られない。好ましいMnの含有量は9.7~12.7質量であり、この範囲においてMn量を調節することで、マルテンサイト変態温度を調整することができる。Ni、Co、Fe、Sn及びSbは基地組織の強化に有効な元素である。Ni及びFeの好ましい含有量はそれぞれ0.001~3質量である。Coは、またCoAlの形成により析出強化するが、過剰になると合金の靭性を低下させる。Coの好ましい含有量は0.001~2質量である。Sn及びSbの好ましい含有量はそれぞれ0.001~1質量である。Tiは合金特性を阻害する元素であるN及びOと結合して、酸化物及び窒化物を形成する。またBと共に添加するとボライドを形成し、析出強化に寄与する。Tiの好ましい含有量は0.001~2質量である。W、V、Nb、Mo及びZrは硬さを向上させて耐摩耗性を向上させる効果を有する。またこれらの元素は、ほとんど合金基地に固溶しないので、bcc結晶として析出し、析出強化に有効である。W、V、Nb、Mo及びZrの好ましい含有量は、それぞれ0.001~1質量である。Crは耐摩耗性及び耐食性を維持するのに有効な元素である。Crの好ましい含有量は0.001~2質量である。Siは耐食性を向上させる効果を有する。Siの好ましい含有量は0.001~2質量である。Mgは合金特性を阻害する元素であるN及びOを除去すると共に、阻害元素であるSを硫化物として固定し、熱間加工性や靭性の向上に効果があるが、多量の添加は粒界偏析を招き、脆化の原因となる。Mgの好ましい含有量は0.001~0.5質量である。Pは脱酸剤として作用し、靭性向上の効果を有する。Pの好ましい含有量は0.01~0.5質量である。Beは基地組織を強化する効果を有する。Beの好ましい含有量は0.001~1質量である。Znはマルテンサイト変態温度を上昇させる効果を有する。Znの好ましい含有量は0.001~5質量である。B及びCは粒界に偏析し、粒界を強化する効果を有する。B及びCの好ましい含有量はそれぞれ0.001~0.5質量である。Sは、Cu-Al-Mn系形状記憶合金にSを添加することでMnS等の硫化物が材料内部に微量に形成され、優れた切削加工性が発現される。Sの好ましい含有量は0.001~0.3質量である。Geはマルテンサイト変態温度を上昇させる効果を有する。Geの好ましい含有量は0.001~1質量である。Biは切削加工性の向上に有効な元素である。Biの好ましい含有量は0.001~1質量である。Agは冷間加工性を向上させる効果を有する。Agの好ましい含有量は0.001~2質量である。ミッシュメタルは脱酸剤として作用し、靭性向上の効果を有する。ミッシュメタルの好ましい含有量は0.001~5質量である。[Cu-Al-Mn系形状記憶合金の製造方法]8mmを超える最大結晶粒径を有するCu-Al-Mn系形状記憶合金の製造方法の概略を以下に示す。1上記成分からなるCu-Al-Mn系形状記憶合金を高周波溶解炉などの溶解炉で溶解し、鋳型に鋳込んでインゴットを作製する。2熱間鍛造や熱間圧延600~900°Cと冷間圧延や伸線により上記インゴットを所定の形状に成形加工する。3所定の形状とされたCu-Al-Mn系形状記憶合金に対して、400~950°Cの範囲で熱処理する。熱処理は、β単相域温度からβαの2相域温度に保持したり、冷却中にα相を析出させたりした後に、再度、β単相域温度で熱処理を行う。この熱処理を一回又は二回以上行うことが好ましい。一般にβ単相域温度は700~950°Cであり、βαの2相域温度は400~850°Cである。4β単相域で熱処理されたCu-Al-Mn系形状記憶合金を水中に投入して急冷する。5水冷されたCu-Al-Mn系形状記憶合金に対して、50~300°Cの温度で1~300分間、時効処理を行う。Cu-Al-Mn系形状記憶合金に3及び4の熱処理を行うことにより、結晶粒が粗大化し、Cu-Al-Mn系形状記憶合金の超弾性特性及び形状記憶効果を向上させることができる。さらに、Cu-Al-Mn系形状記憶合金はβ単相域温度から水冷後、室温に放置しておくとマルテンサイト変態温度が変化することがあるが、5の時効処理を行うことでマルテンサイト変態温度を安定にすることができ、安定な形状記憶特性を発現させることができる。[Cu-Al-Mn系形状記憶合金の構造材への適用例]8mmを超える最大結晶粒径を有するCu-Al-Mn系形状記憶合金を適用することが可能な土木建築構造物用構造材について以下に幾つか例を示す。1コンクリート部材コンクリート部材の一例である梁10の断面を図1に示す。梁10は、矩形断面とされたコンクリート11内に、上端筋12及び下端筋13と、上端筋12及び下端筋13に一定のピッチで巻き付けられたスターラップ14とを有し、主筋である上端筋12及び下端筋13が本実施の形態に係るCu-Al-Mn系形状記憶合金から形成されている。なお、主筋の全長に亘って本Cu-Al-Mn系形状記憶合金を使用するのではなく、曲げモーメントが大きくなる梁端部など、主筋の一部のみに本Cu-Al-Mn系形状記憶合金を使用してもよい。その場合、鉄筋と本Cu-Al-Mn系形状記憶合金とは、長ナットやカプラーなど機械式継手により接合すればよい。また、プレストレストコンクリート部材において、PCテンドンの材料として本Cu-Al-Mn系形状記憶合金を使用してもよい。あるいはまた、煉瓦や石、コンクリートブロックなどを積み上げた組積造壁の内部に配置される補強材として本Cu-Al-Mn系形状記憶合金を使用してもよい。ここで、組石造壁の内部とは、目地に沿って補強材を配置するのみならず、目地に直交するように補強材を配置する場合や、目地に対して斜めに補強材を配置する場合も含むものである。2スプライスプレート図2は、鉄骨構造物の柱梁接合部を示したものである。本鉄骨構造物では、鉄骨柱23から側方に突出するH形鋼からなるブラケット24と、H形鋼からなる鉄骨梁22とが、本Cu-Al-Mn系形状記憶合金からなるスプライスプレート25を介して接合されている。鉄骨梁22及びブラケット24の各フランジをスプライスプレート25で挟み、これらを貫通する高力ボルト20接合ボルトで摩擦接合する。なお、高力ボルト20を本Cu-Al-Mn系形状記憶合金により形成してもよい。3アンカーボルト図3は、鉄骨構造物の基礎部を示したものであり、コンクリート基礎31の上に鉄骨柱32が立設されている。鉄骨柱32の下端面に設けられたベースプレート33とコンクリート基礎31とは、コンクリート基礎31から露出するアンカーボルト30により接合されており、アンカーボルト30は本Cu-Al-Mn系形状記憶合金から形成されている。4ブレース図4Aは、柱41、42と、柱41、42間に架設された上梁43及び下梁44によって画成された構面内に設置されたブレース40を示したものである。一対のブレース40は本Cu-Al-Mn系形状記憶合金から形成され、ブレース40の一端が上梁43の中央部に接合されると共に、他端部が下梁44の端部に接合され、K型ブレースを構成している。なお、本Cu-Al-Mn系形状記憶合金を座屈拘束ブレースの芯材や、引張ブレースのターンバックルの一部として使用してもよい。5方杖図4Bは、上記と同じ構成からなる構面に設置された方杖50を示したものである。方杖50は本Cu-Al-Mn系形状記憶合金から形成され、上梁43を支持する方杖50は上梁43と柱41からなるコーナー部、及び上梁43と柱42からなるコーナー部に、下梁44を支持する方杖50は、下梁44と柱41からなるコーナー部、及び下梁44と柱42からなるコーナー部にそれぞれ設置されている。以上、本発明の実施の形態について説明してきたが、本発明は何ら上記した実施の形態に記載の構成に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載されている事項の範囲内で考えられるその他の実施の形態や変形例も含むものである。例えば、上記実施の形態では、コンクリート部材として梁について説明したが、柱や壁等にも本Cu-Al-Mn系形状記憶合金が適用できることは言うまでもない。また、上記実施の形態では、構面内に設置されるブレースをK型ブレースとしたが、X型ブレースなど他の配置方法でもよいことは言うまでもない。さらにまた、上記実施の形態では、本Cu-Al-Mn系形状記憶合金を土木建築構造物の構造材として利用した例について説明したが、その他の構造物や大型機械、自動車、航空機、船舶等の構造材としても利用することができる。[試験1]表1に示す成分を有するCu-Al-Mn系形状記憶合金を高周波溶解炉で溶解し、鋳型に鋳込んでインゴットを作製した。次いで、インゴットを800°Cで2mmの厚さまで熱間圧延した後、600°Cで15分間の熱処理と冷間圧延により厚さ1mmの板材とした。そして、板材から幅5mm、長さ25~30mmの試料を切り出し、当該試料について900°Cで1時間、500°Cで5分間、900°Cで1時間の熱処理を行った後、水中へ投入して急冷し、さらに200°Cで15分間の時効処理を行った。実施例1~9は全て最大結晶粒径が8mm以上であり、巨大結晶粒組織を形成している。一方、比較例1、比較例2はAl量が少ないため、結晶粒は十分に粗大化せず、比較例3はMn量が少ないため、結晶粒が十分に粗大化していなかった。また、比較例4、比較例5、比較例6はそれぞれMn量、Al量、Al量が多く、結晶粒の粗大化が十分でなかった。比較例の中で、特に比較例1、比較例3はそれぞれAl量、Mn量が少ないことに起因して高温域においてα相が析出してβαの2相となるため、結晶粒の成長が阻害されていた。図5に実施例4の実体顕微鏡写真を、図6に比較例5の光学顕微鏡写真を示す。図5は同じ合金試料を3つ準備して上記の処理を行った結果を示したものであり、極めて巨大な結晶粒組織を有している。一方、Al量の多い比較例5は、結晶粒径が300μm前後と、通常の金属材料の結晶粒径の範囲内にある。次に、Cu-Al-Mn系形状記憶合金の形状回復特性形状記憶特性を調査するため、試料を直径20mmの丸棒に巻き付け、除荷後における試料の曲率半径Rを測定した。形状記憶効果モードの試料である実施例2、6の形状回復特性は除荷後に200°Cまで加熱を行ったときの曲率半径Rにより評価した。ここで、形状記憶効果モードの試料とは、加熱すると元の形状に戻る性質を有する試料のことである。試料の形状回復特性は次式に示す形状回復率で評価し、形状回復率が80以上100以下をA、50以上80未満をB、50未満をCとした。形状回復率=R-10R×100その結果、巨大結晶粒を有する実施例1~9の試料は非常に良好な形状記憶特性を示すことがわかった。一方、比較例1~6は実施例1~9に比べて形状回復率が低かった。特に比較例1及び比較例3は、高温においてα相が析出してβαの2相になっていることに起因して形状回復率が低かった。また、比較例5及び比較例6は延性が低く、曲げ変形を与えることでクラックが発生した。[試験2]表2に示す成分を有するCu-Al-Mn系形状記憶合金を準備し、熱処理後の組織観察と形状回復特性の評価を行った。なお、試料の製造方法は、実施例27の溶体化処理温度を950°Cとした以外は実施例1~9と同様とした。形状記憶効果モードの試料である実施例17、22、26、27の形状回復特性は除荷後に200°Cまで加熱を行ったときの曲率半径Rにより評価した。添加元素を加えた実施例10~28のいずれのCu-Al-Mn系形状記憶合金においても結晶粒は十分に粗大化していた。また、超弾性特性あるいは形状記憶効果による形状回復率も良好であることが確認できた。[試験3]Alを8.1質量、Mnを11.1質量を含有するCu-Al-Mn系形状記憶合金について、高周波溶解と熱間鍛造によりφ20mmの棒材を形成した。そして、900°Cで15分間、600°Cで30分間のサイクルを2回行い、最後に900°Cで15分間の熱処理を行った後、水冷し、さらに200°Cで15分間の時効処理を行って実施例29を得た。実施例29の外観写真を図7に示す。図中の三角印は結晶粒界の位置を示している。同図より、棒材の直径を超える結晶粒が多数存在しており、そのサイズは最大150mmにも達していることがわかる。以上のように、Cu-Al-Mn系形状記憶合金は太径材においても熱処理を行うことにより巨大結晶粒を得ることができる。[試験4]Alを8.1質量、Mnを10.7質量含有するCu-Al-Mn系形状記憶合金について、高周波溶解、熱間鍛造、及び冷間伸線によりφ4mmとφ8mmの棒材全長150mmを形成した。そして、900°Cで15分間、600°Cで30分間のサイクルを2回行い、最後に900°Cで15分間の熱処理を行った後、水冷し、さらに200°Cで15分間の時効処理を行って実施例30、31を得た。実施例30、31の結晶粒径の中間値は8mm超である。一方、比較例7はCu-Al-Be系形状記憶合金であり、表中の値は文献1及び文献2に基づいている。また、比較例8はNi-Ti形状記憶合金であり、表中の値は文献3に基づいている。実施例30、31及び比較例7、8について準静的繰返し引張試験を室内環境下で実施した。実施例30の応力-歪曲線を図8に、実施例31の応力-歪曲線を図9に示す。また、実施例30、31及び比較例7、8の材料定数を表3に示す。なお、表3における回復歪は与えた歪量から残留歪量を控除した値、降伏応力は0.2オフセット耐力である。実施例30の回復歪は12、実施例31の回復歪は9、破断歪は実施例30、31とも18であった。実施例30、31の回復歪量は、比較例7に比べて非常に大きく、比較例8とほぼ同等であった。また、実施例30、31の破断歪は、比較例7のほぼ2倍、比較例8のほぼ半分であった。また、実施例30、31の応力-歪曲線から算出した等価減衰率hを図10に示す。等価減衰率はh=ΔW/2πσεで定義される。ここで、iは繰返し回数、εは与えた歪量、σは歪εの時の応力、ΔWは応力-歪曲線のループ内面積から算出した散逸エネルギーである。実施例30では等価減衰率hは概ね2前後であるが、実施例31では等価減衰率hは与えた歪量に依存し、歪量の増加に伴い2から7へと増加している。