JPH07207392A - 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 - Google Patents
導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法Info
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- JPH07207392A JPH07207392A JP6003093A JP309394A JPH07207392A JP H07207392 A JPH07207392 A JP H07207392A JP 6003093 A JP6003093 A JP 6003093A JP 309394 A JP309394 A JP 309394A JP H07207392 A JPH07207392 A JP H07207392A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Al3 Zrの析出により耐熱性を向上させ、
導電性及び強度に優れた導電用高耐熱性アルミニウム合
金及び合金線を得る。 【構成】 このアルミニウム合金は、Zr:0.20〜
0.50%,Si:0.03〜0.2%,Fe:0.0
8〜0.3%,Sr:0.005〜0.10%及びT
i:0.005〜0.05%を含んでいる。合金溶湯を
760〜840℃の温度で連続鋳造し、引き続き連続圧
延することにより荒引き線に製造される。 【効果】 Srの添加により、高温鋳造に起因した鋳造
割れが防止され、荒引き,冷間伸線等の際に破断等を生
じない微細な鋳造組織が得られる。
導電性及び強度に優れた導電用高耐熱性アルミニウム合
金及び合金線を得る。 【構成】 このアルミニウム合金は、Zr:0.20〜
0.50%,Si:0.03〜0.2%,Fe:0.0
8〜0.3%,Sr:0.005〜0.10%及びT
i:0.005〜0.05%を含んでいる。合金溶湯を
760〜840℃の温度で連続鋳造し、引き続き連続圧
延することにより荒引き線に製造される。 【効果】 Srの添加により、高温鋳造に起因した鋳造
割れが防止され、荒引き,冷間伸線等の際に破断等を生
じない微細な鋳造組織が得られる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、導電率,強度及び耐熱
性に優れた導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の
製造方法に関する。
性に優れた導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の
製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】導電用アルミニウム合金線として、アル
ミニウムに微量のZrを添加した60%導電率耐熱アル
ミニウム合金線,58%導電率アルミニウム合金線等が
知られている。これら合金線は、何れもZrの固溶によ
り耐熱性を向上させたものであり、短時間許容温度が1
80℃と低い欠点をもっている。大容量送電の普及に従
って、低い短時間許容温度では要求特性が満足されない
ことから、より高い許容温度をもった導電用アルミニウ
ム合金線の開発が臨まれている。そこで、60%導電率
を維持し且つ240℃×30分の短時間許容温度を持つ
Al−Zr合金線,58%導電率を維持し且つ310℃
×30分の短時間許容温度を持つAl−Zr合金線等が
提案されている。
ミニウムに微量のZrを添加した60%導電率耐熱アル
ミニウム合金線,58%導電率アルミニウム合金線等が
知られている。これら合金線は、何れもZrの固溶によ
り耐熱性を向上させたものであり、短時間許容温度が1
80℃と低い欠点をもっている。大容量送電の普及に従
って、低い短時間許容温度では要求特性が満足されない
ことから、より高い許容温度をもった導電用アルミニウ
ム合金線の開発が臨まれている。そこで、60%導電率
を維持し且つ240℃×30分の短時間許容温度を持つ
Al−Zr合金線,58%導電率を維持し且つ310℃
×30分の短時間許容温度を持つAl−Zr合金線等が
提案されている。
【0003】この種のAl−Zr系合金は、従来の固溶
Zrにより耐熱性を向上させる機構と異なり、Alマト
リックスにAl3 Zrを微細に析出させ、導電率を低下
させることなく高耐熱性を得るものである。たとえば、
特公昭61−43426号公報では、Si及びBe添加
によりZrの析出を促進させている。特公平1−524
68号公報では、連続鋳造圧延によって鋳造時にZrを
強制固溶させ、時効処理でAl3 Zrを均一微細に析出
させている。また、特開平4−311549号公報で
は、Ti添加により鋳造欠陥の発生を抑制しながら微細
なAl3 Zrを均一に析出させている。Al3 Zrの析
出を利用した合金系では、従来の固溶Zrにより耐熱性
を向上させる合金に比較して、Zrの添加量を5〜10
倍に増加させている。そして、連続鋳造時に過飽和状態
で多量のZrを強制固溶させ、連続圧延によって直径
9.5mm又は12mmの荒引き線を製造している。荒
引き線を時効処理するとき、均一微細なAl3 Zrが析
出する。
Zrにより耐熱性を向上させる機構と異なり、Alマト
リックスにAl3 Zrを微細に析出させ、導電率を低下
させることなく高耐熱性を得るものである。たとえば、
特公昭61−43426号公報では、Si及びBe添加
によりZrの析出を促進させている。特公平1−524
68号公報では、連続鋳造圧延によって鋳造時にZrを
強制固溶させ、時効処理でAl3 Zrを均一微細に析出
させている。また、特開平4−311549号公報で
は、Ti添加により鋳造欠陥の発生を抑制しながら微細
なAl3 Zrを均一に析出させている。Al3 Zrの析
出を利用した合金系では、従来の固溶Zrにより耐熱性
を向上させる合金に比較して、Zrの添加量を5〜10
倍に増加させている。そして、連続鋳造時に過飽和状態
で多量のZrを強制固溶させ、連続圧延によって直径
9.5mm又は12mmの荒引き線を製造している。荒
引き線を時効処理するとき、均一微細なAl3 Zrが析
出する。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】多量に含まれるZrを
強制固溶させながらアルミニウム合金溶湯を連続鋳造す
るためには、鋳造温度を高温に設定することが必要であ
った。高温鋳造は、鋳造組織を粗大化させる原因とな
り、また鋳造割れ等の欠陥も発生し易くなる。Ti,T
iB2 等の結晶粒微細化剤を添加しても、高温鋳造のた
めに結晶粒を微細化することが困難であった。粗い鋳造
組織は、後続する圧延,線引き等の工程で破断,割れ等
の欠陥発生の原因となる。その結果、荒引き線の製造歩
留りが低く、製造コストが高くなる。本発明は、このよ
うな問題を解消すべく案出されたものであり、Srを併
用添加することにより、高い鋳造温度においても連続鋳
造鋳塊の結晶粒を確実に微細化して鋳造割れを防止し、
低コスト,高品質の導電用耐熱性アルミニウム合金及び
合金線を得ることを目的とする。
強制固溶させながらアルミニウム合金溶湯を連続鋳造す
るためには、鋳造温度を高温に設定することが必要であ
った。高温鋳造は、鋳造組織を粗大化させる原因とな
り、また鋳造割れ等の欠陥も発生し易くなる。Ti,T
iB2 等の結晶粒微細化剤を添加しても、高温鋳造のた
めに結晶粒を微細化することが困難であった。粗い鋳造
組織は、後続する圧延,線引き等の工程で破断,割れ等
の欠陥発生の原因となる。その結果、荒引き線の製造歩
留りが低く、製造コストが高くなる。本発明は、このよ
うな問題を解消すべく案出されたものであり、Srを併
用添加することにより、高い鋳造温度においても連続鋳
造鋳塊の結晶粒を確実に微細化して鋳造割れを防止し、
低コスト,高品質の導電用耐熱性アルミニウム合金及び
合金線を得ることを目的とする。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明の導電用耐熱性ア
ルミニウム合金は、その目的を達成するため、Zr:
0.20〜0.50重量%,Si:0.03〜0.2重
量%,Fe:0.08〜0.3重量%,Sr:0.00
5〜0.10重量%及びTi:0.005〜0.05重
量%を含むことを特徴とする。この組成を持つアルミニ
ウム合金溶湯は、760〜840℃の温度で連続鋳造さ
れ、引き続く連続圧延により荒引き線に製造される。荒
引き線は、等軸晶或いは柱状晶が若干混合した混晶組織
をもっている。等軸晶は、粒径0.1〜0.5mmの結
晶粒である。混晶組織の40%以上を等軸晶で占めると
き、ベルトと接触する面に発生しがちな鋳造割れや圧延
時の断線が発生しなくなる。
ルミニウム合金は、その目的を達成するため、Zr:
0.20〜0.50重量%,Si:0.03〜0.2重
量%,Fe:0.08〜0.3重量%,Sr:0.00
5〜0.10重量%及びTi:0.005〜0.05重
量%を含むことを特徴とする。この組成を持つアルミニ
ウム合金溶湯は、760〜840℃の温度で連続鋳造さ
れ、引き続く連続圧延により荒引き線に製造される。荒
引き線は、等軸晶或いは柱状晶が若干混合した混晶組織
をもっている。等軸晶は、粒径0.1〜0.5mmの結
晶粒である。混晶組織の40%以上を等軸晶で占めると
き、ベルトと接触する面に発生しがちな鋳造割れや圧延
時の断線が発生しなくなる。
【0006】連続圧延後に、350〜450℃に24〜
60時間加熱する熱処理を施すことが好ましい。熱処理
が施された荒引き線を更に冷間伸線し、得られた伸線を
160〜220℃に5〜20時間加熱することにより、
超耐熱導電用アルミニウム合金線が製造される。また、
連続圧延により得られた荒引き線を350〜450℃に
30〜60時間加熱し、冷間伸線,次いで360〜42
0℃に3〜10時間加熱する熱処理を施すことにより、
特別耐熱導電用アルミニウム合金線が製造される。送電
線等に使用される導電用耐熱アルミニウム合金線は、導
電率,強度等に応じて表1に示すように区分されている
(電気共同研究第43巻第3号第7頁)。本明細書で
は、この区分に従って超耐熱,特別耐熱等の用語を使用
している。
60時間加熱する熱処理を施すことが好ましい。熱処理
が施された荒引き線を更に冷間伸線し、得られた伸線を
160〜220℃に5〜20時間加熱することにより、
超耐熱導電用アルミニウム合金線が製造される。また、
連続圧延により得られた荒引き線を350〜450℃に
30〜60時間加熱し、冷間伸線,次いで360〜42
0℃に3〜10時間加熱する熱処理を施すことにより、
特別耐熱導電用アルミニウム合金線が製造される。送電
線等に使用される導電用耐熱アルミニウム合金線は、導
電率,強度等に応じて表1に示すように区分されている
(電気共同研究第43巻第3号第7頁)。本明細書で
は、この区分に従って超耐熱,特別耐熱等の用語を使用
している。
【0007】
【表1】
【0008】
【作用】本発明者等は、導電用耐熱アルミニウム合金に
添加元素が及ぼす影響を種々調査・研究した。その過程
で、Al−Zr−Fe−Si系合金にSrを添加する
と、Zrの強制固溶に十分な高温で鋳造した場合でも鋳
塊の結晶粒が微細化されることを見い出した。このSr
の作用を利用するとき、Zrの強制固溶が図られ、時効
処理後にAl3 Zrが微細均一に析出した合金線が得ら
れる。Srを添加しないアルミニウム合金溶湯では、Z
rの強制固溶から溶湯温度の下限が740℃に、鋳造欠
陥の発生を防止することから上限が800℃に設定され
ている。そのため、Zrを十分に強制固溶させることが
できず、溶湯に添加されるZrが量的制約を受ける。こ
れに対し、Srを添加するとき、溶湯温度を840℃ま
で上げても、高温鋳造に起因した鋳造組織の粗大化や鋳
造割れがアルミニウム合金鋳塊に発生しない。そのた
め、Zrが十分に強制固溶されると共に、時効処理で耐
熱性向上に有効なAl3 Zrが微細に析出する。
添加元素が及ぼす影響を種々調査・研究した。その過程
で、Al−Zr−Fe−Si系合金にSrを添加する
と、Zrの強制固溶に十分な高温で鋳造した場合でも鋳
塊の結晶粒が微細化されることを見い出した。このSr
の作用を利用するとき、Zrの強制固溶が図られ、時効
処理後にAl3 Zrが微細均一に析出した合金線が得ら
れる。Srを添加しないアルミニウム合金溶湯では、Z
rの強制固溶から溶湯温度の下限が740℃に、鋳造欠
陥の発生を防止することから上限が800℃に設定され
ている。そのため、Zrを十分に強制固溶させることが
できず、溶湯に添加されるZrが量的制約を受ける。こ
れに対し、Srを添加するとき、溶湯温度を840℃ま
で上げても、高温鋳造に起因した鋳造組織の粗大化や鋳
造割れがアルミニウム合金鋳塊に発生しない。そのた
め、Zrが十分に強制固溶されると共に、時効処理で耐
熱性向上に有効なAl3 Zrが微細に析出する。
【0009】以下、本発明アルミニウム合金の合金成
分,含有量等について説明する。 Zr:0.20〜0.50重量% 微細なAl3 Zrとしてマトリックスに析出し、合金線
の耐熱性及び強度を向上させる合金元素であり、0.2
0重量%以上で十分な耐熱性及び強度が得られる。しか
し、0.50重量%を超える多量のZrを添加すると、
連続鋳造時に鋳造割れが多発する。また、多量のZr添
加は、合金線の導電率を低下させる傾向も示す。 Si:0.03〜0.2重量% 時効処理工程でAl3 Zrの析出を促進させる作用を呈
し、0.03重量%以上でSiの作用が顕著になる。し
かし、Si含有量が0.2重量%を超えると、Al3 Z
r析出の促進作用が飽和するばかりでなく、導電率が低
下する。 Fe:0.08〜0.3重量% 合金線の強度を向上させる上で有効な合金元素であり、
0.08重量%以上で十分な強度が得られる。しかし、
Fe含有量が0.3重量%を超えると、強度向上の効果
よりも導電率の低下が顕著になる。
分,含有量等について説明する。 Zr:0.20〜0.50重量% 微細なAl3 Zrとしてマトリックスに析出し、合金線
の耐熱性及び強度を向上させる合金元素であり、0.2
0重量%以上で十分な耐熱性及び強度が得られる。しか
し、0.50重量%を超える多量のZrを添加すると、
連続鋳造時に鋳造割れが多発する。また、多量のZr添
加は、合金線の導電率を低下させる傾向も示す。 Si:0.03〜0.2重量% 時効処理工程でAl3 Zrの析出を促進させる作用を呈
し、0.03重量%以上でSiの作用が顕著になる。し
かし、Si含有量が0.2重量%を超えると、Al3 Z
r析出の促進作用が飽和するばかりでなく、導電率が低
下する。 Fe:0.08〜0.3重量% 合金線の強度を向上させる上で有効な合金元素であり、
0.08重量%以上で十分な強度が得られる。しかし、
Fe含有量が0.3重量%を超えると、強度向上の効果
よりも導電率の低下が顕著になる。
【0010】Sr:0.005〜0.10重量% 連続鋳造によって得られた鋳塊の結晶粒を微細化させ、
鋳造割れを防止する作用を呈する。鋳造割れ防止作用
は、0.005重量%以上のSr含有量で顕著になる。
しかし、Sr含有量が0.10重量%を超えると、結晶
粒微細化作用が飽和するばかりでなく、Al−Sr系金
属間化合物が結晶粒界に晶出し易くなる。晶出したAl
−Sr系金属間化合物は、鋳造割れ発生の原因となる。
Srは、たとえばAl−3〜10%Sr合金としてアル
ミニウム溶湯に添加することができる。具体的には、A
l−10%Sr合金の炉中添加やAl−3.5%Sr合
金の樋中添加等がある。
鋳造割れを防止する作用を呈する。鋳造割れ防止作用
は、0.005重量%以上のSr含有量で顕著になる。
しかし、Sr含有量が0.10重量%を超えると、結晶
粒微細化作用が飽和するばかりでなく、Al−Sr系金
属間化合物が結晶粒界に晶出し易くなる。晶出したAl
−Sr系金属間化合物は、鋳造割れ発生の原因となる。
Srは、たとえばAl−3〜10%Sr合金としてアル
ミニウム溶湯に添加することができる。具体的には、A
l−10%Sr合金の炉中添加やAl−3.5%Sr合
金の樋中添加等がある。
【0011】Ti:0.005〜0.05重量% 結晶粒を微細化させる作用を呈する。Ti含有量が0.
005重量%以上になると、ベルト面の柱状晶層が5m
m以下の微細鋳造組織が得られ、鋳造割れが発生しにく
くなる。しかし、Ti単独の微細化作用は高温鋳造では
発揮されず、Srとの併用添加によって始めて高温鋳造
時に結晶粒が微細化される。また、Ti含有量が0.0
5重量%を超えると、導電率が低下する。本発明のアル
ミニウム合金は、以上のZr,Si,Fe,Sr及びT
iを必須成分として含み、必要に応じてCu:0.20
重量%以下が添加される。また、通常の電気用地金で規
定されているレベルで不純物を含むことができる。
005重量%以上になると、ベルト面の柱状晶層が5m
m以下の微細鋳造組織が得られ、鋳造割れが発生しにく
くなる。しかし、Ti単独の微細化作用は高温鋳造では
発揮されず、Srとの併用添加によって始めて高温鋳造
時に結晶粒が微細化される。また、Ti含有量が0.0
5重量%を超えると、導電率が低下する。本発明のアル
ミニウム合金は、以上のZr,Si,Fe,Sr及びT
iを必須成分として含み、必要に応じてCu:0.20
重量%以下が添加される。また、通常の電気用地金で規
定されているレベルで不純物を含むことができる。
【0012】鋳造温度:760〜840℃ 所定成分の溶湯に調製された後、鋳造温度760〜84
0℃で連続鋳造される。この鋳造温度は、従来のAl3
Zr析出型合金に比較して高く、Zrが十分に強制固溶
される。鋳造温度が760℃より低いと、Zrを過飽和
状態で強制固溶させることが困難になり、鋳造時に粗大
なAl3 Zrの晶出物が生じる。粗大晶出物は、圧延時
に断線を発生させる原因となる。しかし、840℃を超
える鋳造温度では、Srの作用が相殺され、鋳造組織の
結晶粒が粗大化し易くなる。その結果、粒界割れに起因
した鋳造割れが発生し、製品歩留りが低下する。
0℃で連続鋳造される。この鋳造温度は、従来のAl3
Zr析出型合金に比較して高く、Zrが十分に強制固溶
される。鋳造温度が760℃より低いと、Zrを過飽和
状態で強制固溶させることが困難になり、鋳造時に粗大
なAl3 Zrの晶出物が生じる。粗大晶出物は、圧延時
に断線を発生させる原因となる。しかし、840℃を超
える鋳造温度では、Srの作用が相殺され、鋳造組織の
結晶粒が粗大化し易くなる。その結果、粒界割れに起因
した鋳造割れが発生し、製品歩留りが低下する。
【0013】連続圧延後の熱処理条件:350〜450
℃に24〜60時間加熱 連続圧延されたアルミニウム合金は、微細なAl3 Zr
を析出させるため、350〜450℃に24〜60時間
加熱する時効処理が施される。超耐熱アルミニウム合金
線では、400℃以上の温度に加熱し、Al3 Zrを十
分に析出させる。特別耐熱アルミニウム合金線では、導
電率が58%以上あればよいことから、加熱温度の下限
を350℃に設定することもできる。加熱温度が下限値
を下回ると、Al3 Zrの析出速度が遅くなり、加熱に
長時間を必要とする。逆に、450℃を超える加熱温度
では、析出したAl3 Zrが粗大化し、耐熱性が低下す
る。また、24時間未満の時効処理では、Al3 Zrの
析出が不十分となり、必要とする強度が得られない。し
かし、60時間以上加熱することは、熱処理コストを考
慮すると工業的に無意味となる。
℃に24〜60時間加熱 連続圧延されたアルミニウム合金は、微細なAl3 Zr
を析出させるため、350〜450℃に24〜60時間
加熱する時効処理が施される。超耐熱アルミニウム合金
線では、400℃以上の温度に加熱し、Al3 Zrを十
分に析出させる。特別耐熱アルミニウム合金線では、導
電率が58%以上あればよいことから、加熱温度の下限
を350℃に設定することもできる。加熱温度が下限値
を下回ると、Al3 Zrの析出速度が遅くなり、加熱に
長時間を必要とする。逆に、450℃を超える加熱温度
では、析出したAl3 Zrが粗大化し、耐熱性が低下す
る。また、24時間未満の時効処理では、Al3 Zrの
析出が不十分となり、必要とする強度が得られない。し
かし、60時間以上加熱することは、熱処理コストを考
慮すると工業的に無意味となる。
【0014】冷間伸線後の熱処理(1):160〜22
0℃に5〜20時間加熱 超耐熱アルミニウム合金線は、冷間伸線後、必要に応じ
て160〜220℃に5〜20時間加熱される。この加
熱により、伸線加工時の転位が回復し、導電率及び耐熱
性が向上する。導電率向上のためには、160℃以上の
加熱が必要である。しかし、220℃を超える加熱は、
回復が過度に進行し、強度を低下させる。 冷間伸線後の熱処理(2):360〜420℃に3〜1
0時間加熱 特別耐熱アルミニウム合金線は、冷間伸線後、必要に応
じて360〜420℃に3〜10時間加熱される。この
加熱により、転位密度が減少し、耐熱性が向上する。3
60℃未満又は3時間未満の加熱では、転位の回復が不
十分であり、耐熱性の向上に効果がない。逆に、420
℃又は10時間を超える加熱では、回復が過度に進行
し、強度が低下する。
0℃に5〜20時間加熱 超耐熱アルミニウム合金線は、冷間伸線後、必要に応じ
て160〜220℃に5〜20時間加熱される。この加
熱により、伸線加工時の転位が回復し、導電率及び耐熱
性が向上する。導電率向上のためには、160℃以上の
加熱が必要である。しかし、220℃を超える加熱は、
回復が過度に進行し、強度を低下させる。 冷間伸線後の熱処理(2):360〜420℃に3〜1
0時間加熱 特別耐熱アルミニウム合金線は、冷間伸線後、必要に応
じて360〜420℃に3〜10時間加熱される。この
加熱により、転位密度が減少し、耐熱性が向上する。3
60℃未満又は3時間未満の加熱では、転位の回復が不
十分であり、耐熱性の向上に効果がない。逆に、420
℃又は10時間を超える加熱では、回復が過度に進行
し、強度が低下する。
【0015】
【実施例】電気用アルミニウム地金を溶解し、Zr,F
e,Si,Ti及びSrを種々の量で添加し、表2及び
表3に示す組成のアルミニウム合金を溶製した。これら
合金を種々の鋳造温度でプロペルチ法よって連続鋳造
し、引き続く圧延で直径9.5mmの荒引き線を得た。
鋳造温度,鋳造割れの有無,鋳造組織及び圧延時の割れ
の有無を表2及び表3に併せ示す。なお、鋳造組織は、
図1に示すように、柱状晶が発達した組織をC,柱状晶
と等軸晶が混在した組織をM,微細な等軸晶からなる組
織をAとして表2及び表3に示した。鋳造組織Aでは、
平均粒径0.3mmの等軸晶が発生していた。また、割
れを発生しない鋳造組織Mは、等軸晶が占める割合が4
0%以上となっていた。
e,Si,Ti及びSrを種々の量で添加し、表2及び
表3に示す組成のアルミニウム合金を溶製した。これら
合金を種々の鋳造温度でプロペルチ法よって連続鋳造
し、引き続く圧延で直径9.5mmの荒引き線を得た。
鋳造温度,鋳造割れの有無,鋳造組織及び圧延時の割れ
の有無を表2及び表3に併せ示す。なお、鋳造組織は、
図1に示すように、柱状晶が発達した組織をC,柱状晶
と等軸晶が混在した組織をM,微細な等軸晶からなる組
織をAとして表2及び表3に示した。鋳造組織Aでは、
平均粒径0.3mmの等軸晶が発生していた。また、割
れを発生しない鋳造組織Mは、等軸晶が占める割合が4
0%以上となっていた。
【0016】
【表2】
【0017】
【表3】
【0018】荒引き線に熱処理を施した後、直径3.8
mmの素線に冷間伸線した。素線から超耐熱合金線を得
る場合には表4及び表5の熱処理を素線に施し、特別耐
熱合金線を得る場合には表6及び表7の熱処理を施し
た。熱処理後の各合金線について、導電率,引張り強さ
及び耐熱性残存率を調査した。超耐熱合金線では、直径
3.8mmの合金線を280℃に1時間加熱する前後の
引張り強さを測定し、加熱前の引張り強さに対する加熱
後の引張り強さの比率で耐熱性残存率を表した。特別耐
熱合金線では、直径3.8mmの合金線を400℃に4
時間加熱する前後の引張り強さを測定し、加熱前の引張
り強さに対する加熱後の引張り強さの比率で耐熱性残存
率を表した。
mmの素線に冷間伸線した。素線から超耐熱合金線を得
る場合には表4及び表5の熱処理を素線に施し、特別耐
熱合金線を得る場合には表6及び表7の熱処理を施し
た。熱処理後の各合金線について、導電率,引張り強さ
及び耐熱性残存率を調査した。超耐熱合金線では、直径
3.8mmの合金線を280℃に1時間加熱する前後の
引張り強さを測定し、加熱前の引張り強さに対する加熱
後の引張り強さの比率で耐熱性残存率を表した。特別耐
熱合金線では、直径3.8mmの合金線を400℃に4
時間加熱する前後の引張り強さを測定し、加熱前の引張
り強さに対する加熱後の引張り強さの比率で耐熱性残存
率を表した。
【0019】調査結果を示す表4及び表6から明らかな
ように、本発明に従って得られた超耐熱合金線は、60
%IACS以上の導電率及び17.3kgf/mm2 以
上の引張り強さをもち、90%を超える耐熱性残存率を
示していた。また、本発明に従って得られた特別耐熱合
金線は、58%IACS以上の導電率及び17.3kg
f/mm2 以上の引張り強さをもち、90%を超える耐
熱性残存率を示していた。他方、比較例の超耐熱合金線
及び特別耐熱合金線は、導電率,引張り強さ及び耐熱性
残存率の何れかが要求特性を満足していなかった。たと
えば、試験番号16では、Zr含有量が低いため耐熱性
が不足していた。試験番号17〜19,24〜28の比
較例では、鋳造時に鋳造割れ或いは圧延時に断線が発生
していた。Si含有量が低い試験番号20では強度が不
足し、Si含有量が高い試験番号21では導電率が不足
していた。また、Fe含有量が低い試験番号22では強
度が不足し、Fe含有量が高い試験番号23では導電率
が不足していた。
ように、本発明に従って得られた超耐熱合金線は、60
%IACS以上の導電率及び17.3kgf/mm2 以
上の引張り強さをもち、90%を超える耐熱性残存率を
示していた。また、本発明に従って得られた特別耐熱合
金線は、58%IACS以上の導電率及び17.3kg
f/mm2 以上の引張り強さをもち、90%を超える耐
熱性残存率を示していた。他方、比較例の超耐熱合金線
及び特別耐熱合金線は、導電率,引張り強さ及び耐熱性
残存率の何れかが要求特性を満足していなかった。たと
えば、試験番号16では、Zr含有量が低いため耐熱性
が不足していた。試験番号17〜19,24〜28の比
較例では、鋳造時に鋳造割れ或いは圧延時に断線が発生
していた。Si含有量が低い試験番号20では強度が不
足し、Si含有量が高い試験番号21では導電率が不足
していた。また、Fe含有量が低い試験番号22では強
度が不足し、Fe含有量が高い試験番号23では導電率
が不足していた。
【0020】
【表4】
【0021】
【表5】
【0022】
【表6】
【0023】
【表7】
【0024】同じ組成のアルミニウム合金に超耐熱用の
熱処理を施した場合でも、熱処理条件が本発明で規定し
た範囲を外れるとき、表8に示すように特性が劣ってい
た。すなわち、荒引き後の熱処理温度が低い例1Aでは
導電率が不足し、熱処理時間が短い例1Bでは強度が不
足し、熱処理温度が高い例1Cでは耐熱性が不足してい
た。また、熱処理温度が長い例1Dでは、要求特性が満
足されているものの、本発明に従って熱処理された超耐
熱合金線(表4の試験番号1)に比較して実質的な相違
がみられず、熱エネルギーの浪費に止まった。同様に、
同じ組成のアルミニウム合金に特別耐熱用の熱処理を施
した場合でも、熱処理条件が本発明で規定した範囲を外
れるとき、表9に示すように特性が劣っていた。すなわ
ち、荒引き後の熱処理温度が低い例1E及び熱処理時間
が短い例1Fでは強度が不足し、熱処理温度が高い例1
Gでは耐熱性が不足していた。長時間の熱処理を施した
例1Hは、特別耐熱合金線(表5の試験番号1)と特性
値が変わらず、熱処理が長くなるだけであった。素線の
熱処理も、本発明で規定した範囲が有効であることが表
9から判る。熱処理温度が低い例1I及び熱処理時間が
短い例1Jでは耐熱性が不足し、熱処理温度が高い1K
及び熱処理時間が長い例1Lでは強度が不足していた。
熱処理を施した場合でも、熱処理条件が本発明で規定し
た範囲を外れるとき、表8に示すように特性が劣ってい
た。すなわち、荒引き後の熱処理温度が低い例1Aでは
導電率が不足し、熱処理時間が短い例1Bでは強度が不
足し、熱処理温度が高い例1Cでは耐熱性が不足してい
た。また、熱処理温度が長い例1Dでは、要求特性が満
足されているものの、本発明に従って熱処理された超耐
熱合金線(表4の試験番号1)に比較して実質的な相違
がみられず、熱エネルギーの浪費に止まった。同様に、
同じ組成のアルミニウム合金に特別耐熱用の熱処理を施
した場合でも、熱処理条件が本発明で規定した範囲を外
れるとき、表9に示すように特性が劣っていた。すなわ
ち、荒引き後の熱処理温度が低い例1E及び熱処理時間
が短い例1Fでは強度が不足し、熱処理温度が高い例1
Gでは耐熱性が不足していた。長時間の熱処理を施した
例1Hは、特別耐熱合金線(表5の試験番号1)と特性
値が変わらず、熱処理が長くなるだけであった。素線の
熱処理も、本発明で規定した範囲が有効であることが表
9から判る。熱処理温度が低い例1I及び熱処理時間が
短い例1Jでは耐熱性が不足し、熱処理温度が高い1K
及び熱処理時間が長い例1Lでは強度が不足していた。
【0025】
【表8】
【0026】
【表9】
【0027】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、多量のZrを含むアルミニウム合金溶湯を連続鋳造
圧延するとき、Srの添加によって鋳造組織を微細化
し、鋳造割れの発生を防止している。また、微細な鋳造
組織のため、荒引き,冷間伸線等の際にも割れ,破断等
が発生することがない。その結果、超耐熱用,特別耐熱
用等として使用される高濃度でZrを含む導電用耐熱性
アルミニウム合金線を高歩留り,低コストで製造するこ
とが可能になる。
は、多量のZrを含むアルミニウム合金溶湯を連続鋳造
圧延するとき、Srの添加によって鋳造組織を微細化
し、鋳造割れの発生を防止している。また、微細な鋳造
組織のため、荒引き,冷間伸線等の際にも割れ,破断等
が発生することがない。その結果、超耐熱用,特別耐熱
用等として使用される高濃度でZrを含む導電用耐熱性
アルミニウム合金線を高歩留り,低コストで製造するこ
とが可能になる。
【図1】 柱状晶が発達した鋳造組織,柱状晶と等軸晶
が混合した鋳造組織及び等軸晶からなる鋳造組織
が混合した鋳造組織及び等軸晶からなる鋳造組織
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 宮内 忠一 静岡県庵原郡蒲原町蒲原5443 アルミニウ ム線材株式会社内
Claims (5)
- 【請求項1】 Zr:0.20〜0.50重量%,S
i:0.03〜0.2重量%,Fe:0.08〜0.3
重量%,Sr:0.005〜0.10重量%及びTi:
0.005〜0.05重量%を含む導電用耐熱性アルミ
ニウム合金。 - 【請求項2】 請求項1記載の組成を持つアルミニウム
合金溶湯を760〜840℃の温度で連続鋳造し、引き
続き連続圧延する導電用耐熱性アルミニウム合金荒引き
線の製造方法。 - 【請求項3】 請求項2記載の連続圧延後に、350〜
450℃に24〜60時間加熱する熱処理を施す導電用
耐熱性アルミニウム合金荒引き線の製造方法。 - 【請求項4】 請求項3記載の熱処理が施された荒引き
線を冷間伸線し、得られた伸線を160〜220℃に5
〜20時間加熱する導電用耐熱性アルミニウム合金線の
製造方法。 - 【請求項5】 請求項2記載の連続圧延後、350〜4
50℃に30〜60時間加熱し、冷間伸線,次いで36
0〜420℃に3〜10時間加熱する熱処理を施す導電
用耐熱性アルミニウム合金線の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6003093A JPH07207392A (ja) | 1994-01-17 | 1994-01-17 | 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6003093A JPH07207392A (ja) | 1994-01-17 | 1994-01-17 | 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07207392A true JPH07207392A (ja) | 1995-08-08 |
Family
ID=11547735
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6003093A Pending JPH07207392A (ja) | 1994-01-17 | 1994-01-17 | 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07207392A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0787811A1 (en) * | 1996-01-30 | 1997-08-06 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | High-strength heat-resistant aluminium alloy, conductive wire, overhead wire and method of preparing the aluminium alloy |
US6867372B2 (en) * | 1999-06-16 | 2005-03-15 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Power cable for mobile and terminal for the power cable |
JP2006299305A (ja) * | 2005-04-15 | 2006-11-02 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐熱アルミニウム合金線およびその製造方法 |
JP2011063884A (ja) * | 2010-10-21 | 2011-03-31 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐熱アルミニウム合金線 |
JP2013119660A (ja) * | 2011-12-08 | 2013-06-17 | Sumitomo Electric Ind Ltd | アルミニウム合金線及びその製造方法、並びにコイル |
JP2021188106A (ja) * | 2020-06-03 | 2021-12-13 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金線、アルミニウム合金および電線 |
-
1994
- 1994-01-17 JP JP6003093A patent/JPH07207392A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0787811A1 (en) * | 1996-01-30 | 1997-08-06 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | High-strength heat-resistant aluminium alloy, conductive wire, overhead wire and method of preparing the aluminium alloy |
US6867372B2 (en) * | 1999-06-16 | 2005-03-15 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Power cable for mobile and terminal for the power cable |
JP2006299305A (ja) * | 2005-04-15 | 2006-11-02 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐熱アルミニウム合金線およびその製造方法 |
JP2011063884A (ja) * | 2010-10-21 | 2011-03-31 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐熱アルミニウム合金線 |
JP2013119660A (ja) * | 2011-12-08 | 2013-06-17 | Sumitomo Electric Ind Ltd | アルミニウム合金線及びその製造方法、並びにコイル |
JP2021188106A (ja) * | 2020-06-03 | 2021-12-13 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金線、アルミニウム合金および電線 |
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