JPWO2013146762A1 - Microcrystalline metal conductor and method for producing the same - Google Patents
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Abstract
結晶粒の長手方向に沿ったサイズと長手方向に直交する方向に沿ったサイズとの差を小さくして、結晶組織の等方的な微細化を促進して耐屈曲性能の向上を図った微結晶金属導体10及びその製造方法であって、累積相当ひずみが4以上となる強加工が施された素材に、形状付与加工を行って得られる微結晶金属導体は、長手方向の平均粒径Bが10μm以下で、長手方向に直交する方向の平均粒径Aが2μm以下である結晶粒12から構成される結晶組織を有する。The difference between the size along the longitudinal direction of the crystal grain and the size along the direction orthogonal to the longitudinal direction is reduced, and the isotropic refinement of the crystal structure is promoted to improve the bending resistance. The microcrystalline metal conductor obtained by subjecting the crystalline metal conductor 10 and the manufacturing method thereof to a material that has been subjected to a strong processing with a cumulative equivalent strain of 4 or more has an average grain size B in the longitudinal direction. Has a crystal structure composed of crystal grains 12 having an average grain size A of 2 μm or less in a direction perpendicular to the longitudinal direction.
Description
本発明は、例えば、産業用ロボット、民生用ロボット、自動車の配線等において、特に繰り返し曲げがかかるケーブル等に使用される耐屈曲性を備えた微結晶金属導体及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a microcrystalline metal conductor having bending resistance, which is used for cables that are repeatedly bent, for example, in industrial robots, consumer robots, automobile wiring, and the like, and a method for manufacturing the same.
産業用ロボット、民生用ロボット、自動車等の配線に使用するケーブルは、アームの駆動時、ドアの開閉時に繰り返し曲げ負荷がかかるので、繰り返し曲げ負荷に対して強いケーブルが使用されている。例えば、特許文献1には、0.1〜0.4質量%の鉄、0.1〜0.3質量%の銅、0.02〜0.2質量%のマグネシウム、0.02〜0.2質量%のシリコンを含有し、更に、チタンとバナジウムを0.001〜0.01質量%含むアルミニウム合金からなって、伸線方向の垂直断面における結晶粒径が5〜25μm、かつ常温におけるひずみ振幅が±0.15%の繰り返し疲労を与えた場合の疲労寿命が50000回以上であるアルミニウム合金線材が提案されている。
また、例えば、特許文献2には、軽量で引張り強度及び導電性に優れたアルミニウム系の導電材料として、スカンジウムを0.1〜0.3質量%(重量%)含むアルミニウム合金が提案されている。Cables used for wiring of industrial robots, consumer robots, automobiles, and the like are subjected to repeated bending loads when the arms are driven and when the doors are opened and closed. Therefore, cables that are strong against repeated bending loads are used. For example,
For example,
しかしながら、特許文献1記載のアルミニウム合金線材の疲労寿命は、50000回以上としており、実際のロボット等においては、一回の動作が2秒であるとすると、2日に86400回動くことになって、特許文献1のアルミニウム合金線材を用いても、ロボットを長期間安定して稼動させることはできない。
However, the fatigue life of the aluminum alloy wire described in
一方、特許文献2に記載されたアルミニウム合金として、例えばスカンジウムを0.1質量%含むアルミニウム合金からなるワイヤロッドをダイス伸線加工して線径が80μmの素線を作製し、この素線を用いて製造した断面積が0.2mm2のケーブルを試験体として、耐屈曲性能試験の一例である左右繰り返し曲げ試験(例えば、試験体に荷重100gを負荷した状態で、曲げ半径が15mm、折り曲げ角度範囲が±90度)を行うと、ケーブルの破断回数は、30〜50万回の範囲となる。このため、スカンジウムを0.1質量%含むアルミニウム合金から形成した素線を使用したケーブルを使用しても、ロボットを長期間安定して稼動させることは困難である。On the other hand, as an aluminum alloy described in
ここで、特許文献2に記載されたアルミニウム合金から形成した素線を使用したケーブルの破断回数が少ない原因は、ワイヤロッドからダイス伸線加工により線径が50〜80μmの素線を形成した場合、結晶粒の伸線方向に直交する方向に沿った部位の平均サイズは、例えば1μm以下に制御することができるが、結晶粒の伸線方向に沿った部位の平均サイズは、例えば10μmを超えて、非均一性の結晶組織(伸線方向に成長した繊維状結晶からなる結晶組織)が形成されるためである。即ち、非均一性の結晶組織からなる素線を繰り返し曲げると、結晶組織内に導入されるひずみは、結晶組織内に一様に分布せず、大きな線維状結晶の周囲に局在化し、ひずみの局在化に伴う脆化領域が発生する。そして、脆化領域では、微小き裂が誘起され易く、発生した微小き裂は直ちに疲労き裂に成長し、疲労破壊が促進されるためである。
Here, the reason why the number of breaks of the cable using the strand formed from the aluminum alloy described in
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、結晶粒の長手方向に沿ったサイズと長手方向に直交する方向に沿ったサイズとの差を小さくして、結晶組織の等方的な微細化を促進して耐屈曲性能の向上を図った微結晶金属導体及びその製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such circumstances, and isotropic refinement of the crystal structure by reducing the difference between the size along the longitudinal direction of the crystal grains and the size along the direction orthogonal to the longitudinal direction. An object of the present invention is to provide a microcrystalline metal conductor in which bending resistance is improved by improving the bending resistance and a manufacturing method thereof.
前記目的に沿う第1の発明に係る微結晶金属導体は、累積相当ひずみが4以上となる強加工が施された素材に、形状付与加工を行って得られる微結晶金属導体であって、
長手方向の平均粒径が10μm以下で、該長手方向に直交する方向の平均粒径が2μm以下である結晶粒から構成される結晶組織を有している。
なお、結晶粒の長手方向及び長手方向に直交する方向の平均粒径の下限値は、それぞれ0.3μm程度である。The microcrystalline metal conductor according to the first invention in accordance with the above object is a microcrystalline metal conductor obtained by subjecting a material subjected to strong processing to a cumulative equivalent strain of 4 or more to a shape imparting process,
It has a crystal structure composed of crystal grains having an average grain size in the longitudinal direction of 10 μm or less and an average grain size in the direction orthogonal to the longitudinal direction of 2 μm or less.
The lower limit value of the average grain size in the longitudinal direction of the crystal grains and the direction orthogonal to the longitudinal direction is about 0.3 μm.
第1の発明に係る微結晶金属導体において、前記素材はワイヤであり、前記形状付与加工は線径が50〜120μmの素線を形成する伸線加工であって、前記長手方向は前記伸線加工の伸線方向であり、前記長手方向に直交する方向は前記伸線方向に直交する方向とすることができる。 In the microcrystalline metal conductor according to the first invention, the material is a wire, and the shape imparting process is a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 120 μm, wherein the longitudinal direction is the wire drawing. It is a drawing direction of processing, and a direction orthogonal to the longitudinal direction can be a direction orthogonal to the drawing direction.
前記目的に沿う第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法は、素材に累積相当ひずみが4以上となる強加工を行い、該強加工が施された該素材に更に形状付与加工を行って形成する結晶組織を有する微結晶金属導体の製造方法であって、
前記結晶組織を、長手方向の平均粒径が10μm以下、該長手方向に直交する方向の平均粒径が2μm以下の結晶粒から構成する。
なお、結晶粒の長手方向及び長手方向に直交する方向の平均粒径の下限値は、それぞれ0.3μm程度である。The method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention in accordance with the above object is characterized in that the material is subjected to strong processing with a cumulative equivalent strain of 4 or more, and the material subjected to the strong processing is further subjected to shape imparting processing. A method for producing a microcrystalline metal conductor having a crystalline structure formed by:
The crystal structure is composed of crystal grains having an average grain size in the longitudinal direction of 10 μm or less and an average grain size in the direction orthogonal to the longitudinal direction of 2 μm or less.
The lower limit value of the average grain size in the longitudinal direction of the crystal grains and the direction orthogonal to the longitudinal direction is about 0.3 μm.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記素材はワイヤであり、前記形状付与加工は線径が50〜120μmの素線を形成する伸線加工であって、前記長手方向は前記伸線加工の伸線方向であり、前記長手方向に直交する方向は前記伸線方向に直交する方向とすることができる。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the material is a wire, and the shape imparting process is a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 120 μm, and the longitudinal direction is It is a wire drawing direction of the wire drawing process, and a direction orthogonal to the longitudinal direction can be a direction orthogonal to the wire drawing direction.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、金型に前記ワイヤを繰り返し通過させることにより前記強加工を行う際に、1回の加工前後に伴う断面積減少率が20%以下であり、前記1回の加工で導入される相当ひずみが0.5以上であることが好ましい。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, when the strong processing is performed by repeatedly passing the wire through a mold, the cross-sectional area reduction rate before and after one processing is 20% or less. In addition, it is preferable that the equivalent strain introduced in the one-time processing is 0.5 or more.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記強加工は、前記ワイヤを前記金型の屈曲する貫通孔の一側から押し込み、他側から排出させることにより行うことが好ましい。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the strong processing is preferably performed by pushing the wire from one side of the through hole where the mold is bent and discharging the wire from the other side.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記貫通孔の一側開口部の前方に前記ワイヤの側部を押圧して保持する把持手段を設け、該把持手段で該ワイヤを前記貫通孔に押し込むことが好ましい。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, a gripping means for pressing and holding the side portion of the wire is provided in front of the one side opening of the through hole, and the wire is held by the gripping means. It is preferable to push into the through hole.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記伸線加工は前記ワイヤを縮径して細線とする前伸線処理と、前記細線から前記素線を形成する仕上げ伸線処理とを有し、前記前伸線処理は、断面積減少率が5〜30%となる範囲で、前記仕上げ伸線処理は、加工度が3〜11となる範囲でそれぞれ行うことが好ましい。 In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the wire drawing is performed by a pre-drawing process for reducing the diameter of the wire to form a fine wire, and a finish wire drawing process for forming the strand from the thin wire. The pre-drawing process is preferably performed in a range where the cross-sectional area reduction rate is 5 to 30%, and the finish-drawing process is preferably performed in a range where the workability is 3 to 11.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記前伸線処理は、前記強加工が施された前記ワイヤを事前加熱した後に行うことが好ましい。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the pre-drawing treatment is preferably performed after preheating the wire that has been subjected to the strong processing.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記事前加熱は、前記強加工が行われた前記ワイヤの有する再結晶温度より20〜100℃低い温度で行うことが好ましい。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the preheating is preferably performed at a temperature lower by 20 to 100 ° C. than a recrystallization temperature of the wire subjected to the strong processing.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記仕上げ伸線処理は、前記細線を、該細線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で加熱する細線加熱を行った後に行うことが好ましい。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the finish wire drawing treatment is performed after heating the fine wire at a temperature lower by 10 to 70 ° C. than a recrystallization temperature of the fine wire. It is preferable.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記素線を、該素線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で仕上げ加熱することが好ましい。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, it is preferable that the strand is finish-heated at a temperature lower by 10 to 70 ° C. than a recrystallization temperature of the strand.
前記目的に沿う第3の発明に係る微結晶金属導体は、累積相当ひずみが4以上となる強加工を行って得られる微結晶金属導体であって、
長手方向の平均粒径が10μm以下で、該長手方向に直交する方向の平均粒径が2μm以下である結晶粒から構成される結晶組織を有している。
なお、結晶粒の長手方向及び長手方向に直交する方向の平均粒径の下限値は、それぞれ0.3μm程度である。The microcrystalline metal conductor according to the third aspect of the invention that meets the above-mentioned object is a microcrystalline metal conductor obtained by performing a strong process with a cumulative equivalent strain of 4 or more,
It has a crystal structure composed of crystal grains having an average grain size in the longitudinal direction of 10 μm or less and an average grain size in the direction orthogonal to the longitudinal direction of 2 μm or less.
The lower limit value of the average grain size in the longitudinal direction of the crystal grains and the direction orthogonal to the longitudinal direction is about 0.3 μm.
第1及び第3の発明に係る微結晶金属導体においては、結晶組織を構成する結晶粒の長手方向の平均粒径が10μm以下で、かつ長手方向に直交する方向の平均粒径が2μm以下であるので、粗大な繊維状結晶が含まれず、等方性に優れた微細な結晶組織となる。このため、繰り返し変形が加わっても結晶組織内にひずみの局在化が生じ難く、脆化が誘起され難い。その結果、疲労き裂の発生が抑制でき、耐疲労特性(耐屈曲性能)の向上を図ることができる。 In the microcrystalline metal conductor according to the first and third inventions, the average grain size in the longitudinal direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 10 μm or less, and the average grain size in the direction orthogonal to the longitudinal direction is 2 μm or less. Therefore, coarse fibrous crystals are not included, and a fine crystal structure with excellent isotropic properties is obtained. For this reason, even if repeated deformation is applied, strain localization is unlikely to occur in the crystal structure, and embrittlement is unlikely to be induced. As a result, generation of fatigue cracks can be suppressed, and fatigue resistance characteristics (bending resistance) can be improved.
第1の発明に係る微結晶金属導体において、素材がワイヤであり、形状付与加工は線径が50〜80μmの素線を形成する伸線加工であって、長手方向は伸線加工の伸線方向であり、長手方向に直交する方向は伸線方向に直交する方向である場合、素線の結晶組織内に、伸線方向に伸びる粗大な繊維状結晶が存在することを抑制できる。 In the microcrystalline metal conductor according to the first invention, the material is a wire, and the shape imparting process is a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 80 μm, and the longitudinal direction is a wire drawing of the wire drawing process. When the direction perpendicular to the longitudinal direction is the direction perpendicular to the wire drawing direction, it is possible to suppress the presence of coarse fibrous crystals extending in the wire drawing direction in the crystal structure of the strands.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法においては、結晶組織を構成する結晶粒の長手方向の平均粒径を10μm以下、かつ長手方向に直交する方向の平均粒径を2μm以下とするので、粗大な繊維状結晶が含まれず、等方性に優れた微細な結晶組織が形成される。このため、繰り返し変形を加えても、結晶組織内にひずみの局在化が生じ難く、脆化の誘起が抑制される。その結果、疲労き裂の発生を抑制でき、耐疲労特性(耐屈曲性能)が向上する。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the average grain size in the longitudinal direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 10 μm or less, and the average grain size in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 2 μm or less. Therefore, coarse fibrous crystals are not included, and a fine crystal structure excellent in isotropy is formed. For this reason, even when repeated deformation is applied, strain localization is unlikely to occur in the crystal structure, and the induction of embrittlement is suppressed. As a result, the occurrence of fatigue cracks can be suppressed and the fatigue resistance (bending resistance) is improved.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、素材がワイヤであり、形状付与加工は線径が50〜80μmの素線を形成する伸線加工であって、長手方向は伸線加工の伸線方向であり、長手方向に直交する方向は伸線方向に直交する方向である場合、伸線方向に伸びる粗大な繊維状結晶の存在が抑制された結晶組織を形成できる。 In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the material is a wire, and the shape imparting process is a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 80 μm, and the longitudinal direction is the wire drawing process. When the direction perpendicular to the longitudinal direction is perpendicular to the drawing direction, a crystal structure in which the presence of coarse fibrous crystals extending in the drawing direction is suppressed can be formed.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、金型にワイヤを繰り返し通過させることにより強加工を行う際に、1回の加工前後に伴う断面積減少率が20%以下である場合、ワイヤを繰り返し強加工することが容易になる。また、1回の加工で導入される相当ひずみが0.5以上である場合、強加工を繰り返すことで、ワイヤの累積相当ひずみを4以上の任意の値に容易にすることができる。 In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, when performing strong processing by repeatedly passing a wire through a mold, the cross-sectional area reduction rate before and after one processing is 20% or less It becomes easy to repeatedly and strongly process the wire. Moreover, when the equivalent strain introduced by one process is 0.5 or more, the accumulated equivalent strain of the wire can be easily set to an arbitrary value of 4 or more by repeating strong processing.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、強加工を、ワイヤを金型の屈曲する貫通孔の一側から押し込み、他側から排出させることにより行う場合、貫通孔の屈曲部の形状と、ワイヤが貫通孔を通過する回数を用いて、ワイヤの累積相当ひずみを定量的に容易に評価すると共に、ワイヤの累積相当ひずみを正確に調整することができる。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, when the strong processing is performed by pushing the wire from one side of the through hole that bends the mold and discharging it from the other side, Using the shape and the number of times the wire passes through the through-hole, the cumulative equivalent strain of the wire can be easily quantitatively evaluated, and the cumulative equivalent strain of the wire can be accurately adjusted.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、貫通孔の一側開口部の前方にワイヤの側部を押圧して保持する把持手段を設け、把持手段でワイヤを貫通孔に押し込む場合、長尺のワイヤの強加工を連続して行うことができる。 In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, a gripping means for pressing and holding a side portion of the wire is provided in front of one side opening of the through hole, and the wire is pushed into the through hole by the gripping means. The long wire can be continuously strongly processed.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、伸線加工が、ワイヤを縮径して細線とする前伸線処理と、細線から素線を形成する仕上げ伸線処理とを有し、前伸線処理を、断面積減少率が5〜30%となる範囲で、仕上げ伸線処理を、加工度が3〜11となる範囲でそれぞれ行う場合、前伸線処理における断面積減少率の設定と仕上げ伸線処理における加工度の設定を組み合せることにより、細線から素線を形成する仕上げ伸線処理の負担を軽減すると共に、形成される素線の断線や表面の荒れを防止することができる。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, the wire drawing process includes a pre-drawing process for reducing the diameter of the wire to form a fine wire, and a finish wire drawing process for forming a strand from the thin wire. When the pre-drawing process is performed in a range where the cross-sectional area reduction rate is 5 to 30% and the finish-drawing process is performed in a range where the degree of processing is 3 to 11, respectively, the cross-sectional area reduction rate in the pre-drawing process By combining the setting and the processing degree setting in the finish wire drawing process, the burden of the finish wire drawing process for forming the wire from the thin wire is reduced, and the wire formed and the surface roughening are prevented. be able to.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前伸線処理を、強加工が施されたワイヤを事前加熱した後に行う場合、伸線加工を行う前のワイヤの結晶組織を微細化することができ、前伸線処理によるひずみを微細化された結晶粒内に閉じ込めることにより、伸線方向と平行方向に結晶粒が成長することを防止できる。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, when the pre-drawing process is performed after pre-heating the wire that has been subjected to strong processing, the crystal structure of the wire before the drawing process is refined It is possible to prevent the crystal grains from growing in the direction parallel to the wire drawing direction by confining the strain caused by the pre-drawing process in the refined crystal grains.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、事前加熱を、強加工が行われたワイヤの有する再結晶温度より20〜100℃低い温度で行う場合、伸線加工を行う前のワイヤの結晶組織の微細化を確実に達成することができる。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, when the preheating is performed at a temperature lower by 20 to 100 ° C. than the recrystallization temperature of the wire that has been strongly processed, the wire before the wire drawing is performed. The refinement of the crystal structure can be reliably achieved.
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、仕上げ伸線処理を、細線を、細線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で加熱する細線加熱を行った後に行う場合、細線に導入されたひずみを除去して、細線から素線が形成される際に必要な細線の伸び性(伸線性)を向上させることができる。
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, when the fine wire is subjected to the fine wire heating in which the fine wire is heated at a
第2の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、素線を、素線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で仕上げ加熱する場合、素線を構成している結晶組織の再結晶化を促進して、組織の微細化を容易に図ることができる。 In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention, when the element wire is finish-heated at a temperature lower by 10 to 70 ° C. than the recrystallization temperature of the element wire, the crystal structure constituting the element wire is regenerated. Crystallization can be promoted to easily refine the structure.
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例につき説明し、本発明の理解に供する。
図1に示すように、本発明の第1の実施例に係る微結晶金属導体10は、累積相当ひずみが4以上となる強加工が施された素材の一例であるワイヤ11(図3参照)に、形状付与加工の一例であり、線径が50〜120μmの素線を形成する伸線加工を行って得られるもので、長手方向(伸線加工時の伸線方向)の平均粒径Bが0.3μm以上10μm以下で、長手方向(伸線方向)に直交する方向の平均粒径Aが0.3μm以上2μm以下である結晶粒12から構成される結晶組織を有している。
なお、ワイヤ11の材質は、ケーブル(電線)用の素線に適用される材質(例えば、銅、銅合金、アルミニウム、アルミニウム合金等)であれば特に制約はない。以下、詳細に説明する。Subsequently, embodiments of the present invention will be described with reference to the accompanying drawings for understanding of the present invention.
As shown in FIG. 1, the
In addition, if the material of the
ワイヤ11に累積相当ひずみが4以上となる強加工を施し、このワイヤ11を伸線加工して素線を形成する場合、ワイヤ11から素線が形成される過程で、結晶組織を構成している結晶粒に再結晶が生じて、素線の結晶組織を構成する結晶粒12は、伸線方向の平均粒径Bが0.3μm以上10μm以下で、伸線方向に直交する方向の平均粒径Aが0.3μm以上2μm以下となる。なお、図1では、伸線方向に対して垂直断面にある結晶粒12の寸法、即ち伸線方向に直交する方向の粒径、伸線方向と平行断面にある結晶粒12の寸法、即ち伸線方向の粒径は、それぞれ前記範囲内で異なる寸法を有するが、同一寸法で記載している。
When the
そして、素線の結晶組織を構成している結晶粒12の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aが0.3μm以上2μm以下、かつ結晶粒12の伸線方向の平均粒径Bが0.3μm以上10μm以下になると、結晶組織内に伸線方向に成長した結晶粒(繊維状結晶)が存在する頻度が低下して、結晶組織の均一性が向上する。このため、素線に動的駆動(例えば繰り返し曲げ)が作用した場合、素線を形成している結晶組織内にはひずみが順次導入(蓄積)されるが、結晶組織が均一性を有するため、導入されたひずみは結晶組織内に一様に分布することになって、結晶組織内にひずみの局在化に伴う脆化領域が生じない。その結果、結晶組織内に疲労き裂の伸展の起点となる微小き裂の発生が抑制され、耐疲労特性(耐屈曲性能)が向上する。
The average grain size A in the direction orthogonal to the drawing direction of the
なお、結晶組織内に微小き裂が発生し疲労き裂として伸展する場合、結晶組織は一様に微細化されているため、疲労き裂は結晶粒12と頻繁に衝突する。このため、疲労き裂が伸展する際、疲労き裂の偏向と疲労き裂の分岐が促進され、疲労き裂が一方向に伸展する際の速度を低下させることができる。その結果、繰り返し曲げ負荷に対する耐屈曲性(破断までの繰り返し曲げ回数、即ち破断回数)を向上させることができる。
例えば、アルミニウムの場合、従来では破断回数が100万回(結晶粒12の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aが2μm、結晶粒12の伸線方向の平均粒径Bが20μm)であったが、平均粒径Aが2μm、平均粒径Bが10μmでは破断回数は200万回となり、アルミニウム−0.3質量%スカンジウム系合金の場合、従来では破断回数が1200万回(平均粒径Aが2μm、平均粒径Bが20μm)であったが、平均粒径Aが2μm、平均粒径Bが10μmでは破断回数は2200万回となる。また、銅の場合、従来では破断回数が200万回(平均粒径Aが2μm、平均粒径Bが20μm)であったが、平均粒径Aが2μm、平均粒径Bが10μmでは破断回数は400万回、銅−5質量%銀系合金の場合、従来では破断回数が2000万回(平均粒径Aが2μm、平均粒径Bが20μm)であったが、平均粒径Aが2μm、平均粒径Bが10μmでは、破断回数は4000万回となる。When a micro crack is generated in the crystal structure and extends as a fatigue crack, the crystal structure is uniformly refined, so that the fatigue crack frequently collides with the
For example, in the case of aluminum, conventionally, the number of breaks is 1,000,000 times (the average grain size A in the direction orthogonal to the drawing direction of the
ここで、ワイヤ11の累積相当ひずみεNが4未満の場合、ワイヤ11から素線が形成される過程で、結晶組織を構成している結晶粒12における再結晶は顕著とならない。また、ワイヤ11から素線が形成される過程で、伸線方向に直交する方向への大きな加工(断面積減少)に伴って、結晶粒12の伸線方向に直交する方向に沿った部位の最大長さが圧縮変形で減少する反作用で、結晶粒12の伸線方向に沿った部位の最大長さは加工延伸による増加が生じ易い。その結果、素線を構成している結晶粒12の伸線方向に直交する方向に沿った部位の長さは2μmを超えて5μm以下程度となり、結晶粒12の伸線方向に沿った部位の長さは10μmを超えて25μm以下程度となって、伸線方向に成長した繊維状結晶を含んだ結晶組織が形成されるという問題が生じる。Here, when the accumulated equivalent strain epsilon N of the
一方、強加工によりワイヤ11に4以上の大きな累積相当ひずみεNを導入すると、ワイヤ11から素線が形成される過程で、結晶粒12の伸線方向に直交する方向に沿った部位の最大長さが圧縮変形で減少する反作用で、結晶粒12の伸線方向に沿った部位の最大長さが加工延伸により増加することが生じても、ワイヤ11から素線が形成される過程で、結晶組織を構成している結晶粒12の再結晶が非常に顕著となるため、結晶粒12の微細化が進行し、素線の結晶組織の均一性を向上させることが可能になる。しかし、強加工を行うことによってワイヤ11の製造コストが大きく上昇するという問題が生じる。On the other hand, strong when processed by introducing a
そこで、ワイヤ11に導入する累積相当ひずみεNを、例えば、4以上20以下とすれば、ワイヤ11から素線が形成される過程における結晶粒12の再結晶による結晶組織の微細化と、ワイヤ11から素線が形成される過程における結晶粒12の伸線方向に直交する方向の粒径が減少する反作用に伴う結晶粒12の伸線方向の粒径の増加が競合する結果、素線の結晶組織を構成している結晶粒12の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aを0.3μm以上2μm以下、かつ結晶粒12の伸線方向の平均粒径Bを0.3μm以上10μm以下とすることができる。
ここで、累積相当ひずみεNの上限値を20としたのは、ワイヤ11に20を超える累積相当ひずみεNを導入しても、導入した累積相当ひずみεNに比例して結晶粒12の微細化を図ることができないからである。Therefore, if the cumulative equivalent strain ε N introduced into the
Here, the upper limit value of the cumulative equivalent strain ε N is set to 20 even if a cumulative equivalent strain ε N exceeding 20 is introduced into the
続いて、本発明の第1の実施例に係る微結晶金属導体の製造方法について説明する。
図2に示すように、微結晶金属導体の製造方法は、微結晶金属導体の原料(金属)を溶融する溶融工程と、溶融した金属から所定形状のワイヤ11(素材の一例)を製造する鋳造工程とを有している。更に、微結晶金属導体の製造方法は、ワイヤ11に累積相当ひずみが4以上となる強加工を行う強加工工程と、強加工が施されたワイヤ11から線径が50〜120μmの素線を形成する形状付与加工として、素線を形成している結晶組織を構成する結晶粒12の長手方向(伸線加工時の伸線方向)の平均粒径Bを10μm以下、長手方向(伸線方向)に直交する方向の平均粒径Aを2μm以下にする伸線加工工程とを有している。以下、詳細に説明する。
なお、製造された素線を撚り合わせて撚り線を作製し、所定長さの撚り線に絶縁性の樹脂被覆を施し、樹脂被覆された撚り線を組み合せて一体化することによりケーブルが製造される。Then, the manufacturing method of the microcrystalline metal conductor based on the 1st Example of this invention is demonstrated.
As shown in FIG. 2, the method for producing a microcrystalline metal conductor includes a melting step of melting a raw material (metal) of the microcrystalline metal conductor, and a casting for producing a wire 11 (an example of a material) having a predetermined shape from the molten metal. Process. Furthermore, the manufacturing method of the microcrystalline metal conductor includes a strong processing step in which the
The cable is manufactured by twisting the manufactured strands to produce a stranded wire, applying an insulating resin coating to the stranded wire of a predetermined length, and combining and integrating the resin-coated stranded wires. The
溶融工程では、所定量の金属をグラファイトルツボ内に投入し、高周波誘導加熱により金属を溶融する。なお、高周波誘導加熱時、グラファイトルツボ内の溶融金属を撹拌し、均一化を図る。 In the melting step, a predetermined amount of metal is put into a graphite crucible, and the metal is melted by high frequency induction heating. During high frequency induction heating, the molten metal in the graphite crucible is agitated to achieve uniformity.
鋳造工程では、グラファイトルツボ内の溶融金属を、水冷されたグラファイトダイスが設けられた容器に移し、溶融金属をグラファイトダイス内を通過させて外部に引き抜くことにより、ワイヤ11の連続鋳造を行う。ここで、連続鋳造速度は、100〜300mm/分、鋳造するワイヤ11の直径は8〜12mm、長さは30000〜60000mmである。
In the casting process, the molten metal in the graphite crucible is transferred to a vessel provided with a water-cooled graphite die, and the molten metal is passed through the graphite die and drawn outside to perform continuous casting of the
強加工工程では、図3に示すように、屈曲角度Φが90度である貫通孔13が形成された、例えば直方体状の金型14を使用して、金型14の上部に設けられた貫通孔13の一側開口部15からワイヤ11を押し込み、金型14の側部に設けられた貫通孔13の他側開口部16から排出させること(ECAP(Equal−Channel Angular Pressing)法)を繰り返して、ワイヤ11に強加工を施す。ここで、一側開口部15の内径に対して、他側開口部16の内径は小さく設定されている(例えば、開口部断面積減少率で1%以上20%以下)。このため、強加工の前後(一回の加工前後と同じ)で、ワイヤ11の断面積減少率は、1%以上20%以下となる。
In the strong processing step, as shown in FIG. 3, for example, a
ここで、ワイヤ11の貫通孔13(一側開口部15)への押し込みは、図4(A)〜(D)に示すように、貫通孔13の一側開口部15の前方(上方)に配置され、一側開口部15の上方にあるワイヤ11の側部を両側から押圧保持して加工する対となる押圧部17、18を有する把持手段19を用いて行う。
即ち、図4(A)に示すように、一側開口部15の中心軸位置とワイヤ11の中心軸位置を一致させて、ワイヤ11の下端が貫通孔13の一側開口部15の直上に配置される。次いで、貫通孔13の一側開口部15の上方に位置するワイヤ11の側部の両側を、把持手段19の図示しない押圧駆動部を操作して、上端位置に配置されている押圧部17、18でそれぞれ押圧して保持し、図4(B)に示すように、ワイヤ11の側部を保持している状態の押圧部17、18を、把持手段19の図示しない昇降駆動部を操作して下方に移動させる。これに伴って、ワイヤ11の一側開口部15の上方に位置する部分が、押圧部17、18の下降と共に一側開口部15から貫通孔13内に圧入される。Here, the
That is, as shown in FIG. 4A, the central axis position of the one-
続いて、図4(C)に示すように、押圧部17、18が下端位置に達した時点で、ワイヤ11の貫通孔13への圧入が停止する。押圧部17、18が下端位置に達すると、押圧駆動部を操作して、押圧部17、18によるワイヤ11の保持状態を解除し、図4(D)に示すように、ワイヤ11から離脱した押圧部17、18は、昇降駆動部を操作して上端位置まで移動させる。これによって、押圧部17、18は、ワイヤ11の側部を両側から押圧する動作を開始する待機状態となる。そして、図4(A)〜(D)に示す動作を繰り返すことにより、貫通孔13の一側開口部15からワイヤ11を順次押し込むことができ、ワイヤ11が長尺になっても、ワイヤ11の強加工を連続して容易に行うことができる。
Subsequently, as shown in FIG. 4C, when the
なお、ワイヤ11の貫通孔13への押し込みが進行し、貫通孔13の一側開口部15の上方に位置するワイヤ11の長さが短くなると、ダミーワイヤをワイヤ11の終端に当接し、把持手段19を用いてダミーワイヤを貫通孔13に圧入する。これによって、ダミーワイヤにより、ワイヤ11を押し出すことができ、貫通孔13の他側開口部16から、ワイヤ11を取り出すことができる。
When the
図3に示す貫通孔13の一側開口部15からワイヤ11を入れて、他側開口部16から強制的に押し出すと、ワイヤ11が屈曲部(弧の角度がΨとなるコーナ部)を通過する際、せん断ひずみが導入される。なお、一側開口部15の内径に対して、他側開口部16の内径は小さく設定されているので、強加工後のワイヤ11は縮径しており、強加工後のワイヤ11を再度一側開口部15に装入することが容易にでき、ワイヤ11の強加工を繰り返し行うことが容易にできる。
そして、ワイヤ11が貫通孔13を通過した回数をNとすると、ワイヤ11に導入された累積相当ひずみεNは、次式で近似することができる。
εN=(N/31/2)・(P+Q)
ここで、P=2cot{(Φ/2)+(Ψ/2)}、Q=Ψcosec{(Φ/2)+(Ψ/2)}である。When the
When the number of times that the
ε N = (N / 3 1/2 ) · (P + Q)
Here, P = 2cot {(Φ / 2) + (ψ / 2)}, Q = ψcosec {(Φ / 2) + (ψ / 2)}.
ここで、貫通孔13の屈曲角度Φ、貫通孔13の屈曲部の弧の角度Ψに応じて、ワイヤ11が貫通孔13を1回通過した際の相当ひずみε1は、0.5〜1となる。例えば、貫通孔13の屈曲角度Φが90度以上の場合、ワイヤ11が貫通孔13を1回通過した際の相当ひずみε1は、屈曲部の弧の角度Ψにあまり影響されないことが確認されているので、屈曲角度Φが90度では、P+Qを1と近似できる。このため、貫通孔13をN回通過したワイヤ11の累積相当ひずみεNは、(N/31/2)として計算できる(なお、1回、即ちN=1の強加工で導入される相当ひずみは0.58となる)。従って、ワイヤ11が貫通孔13を通過する回数Nを決めることで、ワイヤ11の累積相当ひずみεNを定量的に容易に評価することができると共に、ワイヤ11の累積相当ひずみεNを正確に調整することができる。そして、ワイヤ11の累積相当ひずみを4以上にする場合、貫通孔13を通過させる回数Nは、7回以上となる。Here, according to the bending angle Φ of the through
図5に、変形例に係る把持手段20を示す。
把持手段20は、金型14の上部に形成された貫通孔13の一側開口部15の前方(上方)にあるワイヤ11の側面の上下方向の異なる高さ位置にある外周部の周方向の異なる角度位置(例えば、周方向を4等分する角度位置)でそれぞれ当接して、ワイヤ11の一側開口部15の上方にある領域を、一側開口部15に対して立設状態で支持するガイド部材21を備えた上、下保持部22、23を有している。更に、把持手段20は、上、下保持部22、23の間にあって、上下方向に並べて設けられ、ワイヤ11の上、下保持部22、23の間にある側面の異なる高さ位置にある外周部の対向する部位を、それぞれ半径方向外側から押圧しながら回転して、ワイヤ11を下方に送り出すそれぞれ対となるロール24、25をそれぞれ備えた上、下駆動部26、27とを有している。なお、図5では、上駆動部26の対となるロール24の軸心方向と、下駆動部27の対となるロール25の軸心方向は交差(例えば直交)している。FIG. 5 shows a gripping
The gripping means 20 is provided in the circumferential direction of the outer peripheral portion at different height positions in the vertical direction of the side surface of the
把持手段20を用いてワイヤ11を貫通孔13に押し込む場合、先ず、上保持部22によりワイヤ11の先側を支持させながら、ワイヤ11の先端の外周部に上駆動部26の対となるロール24に接触させて、上、下駆動部26、27のロール24、25を回転させる。これによりワイヤ11は下方に移動し、下駆動部27の対となるロール25間を通過して、ワイヤ11の先側が下保持部23で支持され、ワイヤ11の中心軸位置が貫通孔13の一側開口部15の中心軸位置と一致した状態で、ワイヤ11の下端が貫通孔13の一側開口部15の直上に配置される。
When the
そして、上、下駆動部26、27のロール24、25が回転することにより、ワイヤ11の先側は徐々に貫通孔13内に押し込まれ、時間が経過すると、ワイヤ11の先側は、貫通孔13の他側開口部16から突出する。
なお、ワイヤ11の貫通孔13への押し込みが進行し、貫通孔13の一側開口部15の上方に位置するワイヤ11の長さが短くなると、上、下駆動部26、27のロール24、25による押し込みができなくなるので、ワイヤ11の終端にダミーワイヤの先端を当接させ、上、下駆動部26、27のロール24、25でダミーワイヤを下方に移動させる。これにより、ワイヤ11がダミーワイヤにより押し出されることになって、ワイヤ11は貫通孔13を通過することができる。Then, as the
When the
伸線加工は、ワイヤ11を縮径して細線とする前伸線処理(粗引き)と、細線から素線を形成する仕上げ伸線処理とを有している。
ここで、前伸線処理は、例えばスエージング機を用いて、ワイヤ11の断面積減少率が5〜30%となる範囲で行う。ワイヤ11の断面積減少率を5〜30%の範囲としたのは、断面積減少率が5%未満では、細線から素線を形成する仕上げ伸線処理の負担が高くなって、素線の断線や表面荒れが生じるため好ましくない。一方、断面積減少率が30%を超えると細線の径が細すぎて取扱が困難になり、生産性(素線の形成速度)が低下するため好ましくない。The drawing process includes a pre-drawing process (rough drawing) in which the
Here, the pre-drawing process is performed in a range in which the cross-sectional area reduction rate of the
そして、前伸線処理は、強加工が施されたワイヤ11を事前加熱した後に行ってもよい。ここで、事前加熱の温度は、強加工が行われたワイヤ11の有する再結晶温度より20〜100℃低い温度の不活性ガス雰囲気中で1〜50時間の範囲で行う。これによって、伸線加工を行う前のワイヤ11の結晶組織の粒成長を抑制しながら再結晶化を促進して、結晶組織を微細化することができると共に、ワイヤ11の加工性(変形性)を向上させることができる。
The pre-drawing process may be performed after pre-heating the
細線から素線を形成する仕上げ伸線処理は、細線を、例えば、冷媒(例えば油)で冷却した伸線ダイス内を通過させることにより行う。なお、細線から素線が形成される際の加工度は3〜11の範囲とする。ここで、加工度は、細線の断面積をS0、素線の断面積をS1とした場合、ln(S0/S1)で計算される値である。
そして、加工度を3〜11の範囲とすることにより、ワイヤ11から細線を経由して素線が形成される過程における結晶粒12の再結晶による結晶組織の微細化と、ワイヤ11から細線を経由して素線が形成される過程における結晶粒12の伸線方向に直交する方向に沿った部位の最大長さが減少する反作用に伴う結晶粒12の伸線方向に沿った部位の最大長さの増加を競合させて、結晶粒12が伸線方向に成長することを抑制することができる。その結果、素線を形成している結晶組織を構成する結晶粒12の長手方向(伸線加工時の伸線方向)の平均粒径Bを10μm以下、長手方向(伸線方向)に直交する方向の平均粒径Aを2μm以下にすることができる。The finish wire drawing process for forming the wire from the fine wire is performed by passing the fine wire through a wire drawing die cooled with a coolant (for example, oil), for example. In addition, the processing degree at the time of forming a strand from a thin wire shall be the range of 3-11. Here, the degree of processing is a value calculated by ln (S 0 / S 1 ), where S 0 is the cross-sectional area of the thin wire and S 1 is the cross-sectional area of the strand.
Then, by setting the degree of processing in the range of 3 to 11, the crystal structure is refined by recrystallization of the
仕上げ伸線処理は、細線を、細線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で加熱する細線加熱を行った後に行ってもよい。細線加熱を行うことにより、細線を構成している結晶粒の再結晶化を促進して、結晶粒12の微細化を図ると共に、結晶粒内に導入されたひずみを除去して、細線から素線が形成される際に必要な細線の伸び性(伸線性)を向上させることができる。ここで、細線加熱の温度を再結晶温度より70℃を超えて低く設定すると、再結晶化が促進されず、細線内のひずみ除去が不十分になって細線の伸び性を向上させることができない。一方、細線加熱の温度を、再結晶温度−10℃の温度を超えて高く設定すると、細線を構成している結晶組織では、再結晶化と共に粒成長が発生して好ましくない。
The finish wire drawing treatment may be performed after performing fine wire heating in which the fine wire is heated at a
更に、形成した素線を、素線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で仕上げ加熱してもよい。これによって、素線を構成する結晶粒12の再結晶を促進して、素線を形成している結晶組織を構成する結晶粒12の長手方向(伸線方向)の平均粒径Bを10μm以下、長手方向(伸線方向)に直交する方向の平均粒径Aを2μm以下に効率的に調整することができる。
ここで、仕上げ加熱処理の温度を、ダイス伸線で形成された素線の有する再結晶温度より70℃を超えて低く設定すると、再結晶化が促進されず、素線を構成する結晶組織の微細化が達成できない。一方、仕上げ加熱処理の温度を、再結晶温度−10℃の温度を超えて高く設定すると、素線を構成している結晶組織では、再結晶化と共に粒成長が発生して(即ち、結晶組織の均一性は低下して)好ましくない。Furthermore, you may finish-heat the formed strand at the temperature 10-70 degreeC lower than the recrystallization temperature which a strand has. Thereby, recrystallization of the
Here, when the temperature of the finish heat treatment is set to be lower than the recrystallization temperature of the strand formed by die drawing by more than 70 ° C., the recrystallization is not promoted and the crystalline structure constituting the strand is not increased. Miniaturization cannot be achieved. On the other hand, when the temperature of the finish heat treatment is set higher than the recrystallization temperature of −10 ° C., grain growth occurs along with recrystallization in the crystal structure constituting the strand (that is, the crystal structure). Is not preferable).
なお、強加工の方法として、ECAP法の他にHPT(High−Pressure Torsion)法を使用することもできる。HPT法では、リング形状の強加工された素材が得られる。
更に、強加工の方法として、ARB(Accumulative Roll Bonding)法を使用することもできる。ARB法では、積層加工体から、機械切削等によりワイヤを切り出すことにより、強加工された素材を作製することができる。In addition to the ECAP method, an HPT (High-Pressure Torsion) method can also be used as a strong processing method. In the HPT method, a ring-shaped strongly processed material is obtained.
Furthermore, an ARB (Accumulative Roll Bonding) method can also be used as a method of strong processing. In the ARB method, a strongly processed material can be produced by cutting a wire from a laminated processed body by mechanical cutting or the like.
本発明の第2の実施例に係る微結晶金属導体は、ワイヤから線径が50〜120μmの素線を形成する伸線加工(強加工の一例)時に、4以上の累積相当ひずみを導入することにより得られるもので、長手方向(伸線加工時の伸線方向)の平均粒径が0.3μm以上10μm以下で、長手方向(伸線方向)に直交する方向の平均粒径が0.3μm以上2μm以下である結晶粒から構成される結晶組織、即ち、長手方向に伸びる粗大な繊維状結晶が含まれず、等方性に優れた微細な結晶組織を有している。このため、第2の実施例に係る微結晶金属導体は、繰り返し変形が加わっても結晶組織内にひずみの局在化が生じ難く、脆化が誘起され難い。その結果、疲労き裂の発生が抑制でき、耐疲労特性(耐屈曲性能)の向上を図ることができる。 The microcrystalline metal conductor according to the second embodiment of the present invention introduces a cumulative equivalent strain of 4 or more at the time of wire drawing (an example of strong working) for forming a strand having a wire diameter of 50 to 120 μm from a wire. The average particle size in the longitudinal direction (drawing direction during drawing) is 0.3 μm or more and 10 μm or less, and the average particle size in the direction perpendicular to the longitudinal direction (drawing direction) is 0. It has a crystal structure composed of crystal grains of 3 μm or more and 2 μm or less, that is, does not include coarse fibrous crystals extending in the longitudinal direction, and has a fine crystal structure excellent in isotropic properties. For this reason, in the microcrystalline metal conductor according to the second embodiment, strain localization is difficult to occur in the crystal structure even when repeated deformation is applied, and embrittlement is difficult to be induced. As a result, generation of fatigue cracks can be suppressed, and fatigue resistance characteristics (bending resistance) can be improved.
また、第2の実施例に係る微結晶金属導体の製造方法は、微結晶金属導体の原料(金属)を溶融する溶融工程と、溶融した金属から所定形状、例えば、外径が6〜10mmのワイヤを製造する鋳造工程と、ワイヤに累積相当ひずみが4以上となる強加工を行って線径が50〜120μmの素線を形成する伸線加工工程とを有している。そして、伸線加工工程において、ワイヤの結晶組織に累積相当ひずみ4以上の強加工を行いながら素線を形成すると、強加工に伴って、ワイヤの結晶組織を構成している結晶粒の微細化と、ワイヤから素線が形成される過程における結晶粒の伸線方向に直交する方向に沿った部位の長さが減少する反作用に伴う結晶粒の伸線方向に沿った部位の長さの増加が競合して、結晶粒が伸線方向に成長することが抑制され、素線の結晶組織は、長手方向(伸線加工時の伸線方向)の平均粒径が0.3〜10μm、長手方向(伸線方向)に直交する方向の平均粒径が0.3〜2μmの結晶粒から構成されるようになる。 Moreover, the manufacturing method of the microcrystalline metal conductor according to the second embodiment includes a melting step of melting a raw material (metal) of the microcrystalline metal conductor, and a predetermined shape from the molten metal, for example, an outer diameter of 6 to 10 mm. It has a casting process for manufacturing a wire, and a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 120 μm by performing strong processing on the wire with an accumulated equivalent strain of 4 or more. Then, in the wire drawing process, when a wire is formed while performing strong processing with a cumulative equivalent strain of 4 or more on the crystal structure of the wire, refinement of the crystal grains constituting the crystal structure of the wire accompanying the strong processing And the increase in the length of the portion along the drawing direction of the crystal grain due to the reaction that the length of the portion along the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grain decreases in the process of forming the strand from the wire And the growth of crystal grains in the wire drawing direction is suppressed, and the crystal structure of the strands has an average grain size of 0.3 to 10 μm in the longitudinal direction (drawing direction during wire drawing). The average grain size in the direction orthogonal to the direction (drawing direction) is composed of crystal grains having a diameter of 0.3 to 2 μm.
次に、本発明の作用効果を確認するために行った実験例について、以下に説明する。
(実験例1〜4)
グラファイトルツボ内に純度が99.95質量%のアルミニウムを所定量投入し、高周波誘導加熱により720℃で撹拌溶融した(以上、溶融工程)。そして、得られた溶融金属をグラファイトダイスが設けられた容器に移し、水冷したグラファイトダイスを介して、約300mm/分の鋳造速度で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを連続鋳造した(以上、鋳造工程)。Next, experimental examples conducted for confirming the effects of the present invention will be described below.
(Experimental Examples 1-4)
A predetermined amount of 99.95% by mass of aluminum was put into a graphite crucible and stirred and melted at 720 ° C. by high-frequency induction heating (the melting step). Then, the obtained molten metal was transferred to a vessel provided with a graphite die, and a wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was continuously cast at a casting speed of about 300 mm / min through a water-cooled graphite die (above) Casting process).
次いで、一側開口部の内径が10mm、他側開口部の内径が9.8mmで90度屈曲する貫通孔が形成された金型をプレス機に取り付け、金型に形成された一側開口部から、ワイヤを約200mm/分の押し込み速度で押し込み、金型の他側開口部から排出させるECAP法による強加工を室温で3、5、7、及び9回それぞれ繰り返し、ワイヤに1.7、2.9、4.0、及び5.2の累積相当ひずみを導入した。なお、強加工を行う場合、ワイヤの表面には、無機系潤滑剤(例えば、二硫化モリブデン)を塗布した(以上、強加工工程)。 Next, a die having an inner diameter of 10 mm on one side and an inner diameter of 9.8 mm on the other side and having a through hole bent at 90 degrees is attached to a press, and the one side opening formed in the die From the above, strong processing by the ECAP method of pushing the wire at a pushing speed of about 200 mm / min and discharging it from the other side opening of the mold is repeated 3, 5, 7, and 9 times at room temperature, respectively. Cumulative equivalent strains of 2.9, 4.0, and 5.2 were introduced. In addition, when performing strong processing, the inorganic lubricant (for example, molybdenum disulfide) was apply | coated to the surface of the wire (above, a strong processing process).
強加工が施された直径9.8mmのワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後のワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を300mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。次いで、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で4時間の仕上げ加熱を行って素線を得た(以上、伸線加工工程)。 A recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a 9.8 mm diameter wire that has been subjected to strong processing, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere Preheating was performed for 2 hours in (an example of an inert gas atmosphere). And the wire after a preheating shape | molded the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature 40 ° C. lower than the obtained recrystallization temperature is set as a heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Heating was performed for 2 hours. Then, the fine wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 300 mm / min and formed into a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Next, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the wire, and a temperature lower by 40 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Inside was subjected to finishing heating for 4 hours to obtain a strand (drawing step).
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは2μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが2.9では15μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。
そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温でケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。なお、ケーブル屈曲試験では、ケーブルに荷重100gを負荷した状態で、曲げ半径が15mm、折り曲げ角度範囲が±90度の左右繰り返し曲げを加えた。導電率の値及びケーブル破断回数を表1に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図6に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative. When the equivalent strain was 1.7, it was 20 μm, when the cumulative equivalent strain was 2.9, it was 15 μm, when the cumulative equivalent strain was 4.0, it was 10 μm, and when the cumulative equivalent strain was 5.2, it was 2 μm.
And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, the cable whose cross-sectional area is 0.2 mm < 2 > was produced from the strand, and the cable bending test was performed at normal temperature, and the frequency | count of cable fracture was calculated | required. In the cable bending test, left and right repeated bending with a bending radius of 15 mm and a bending angle range of ± 90 degrees was applied with a load of 100 g applied to the cable. Table 1 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 6 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
(実験例5〜8)
実験例1〜4と同様の方法で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを作製した。そして、実験例1〜4と同様にECAP法による強加工を室温で行って、得られたワイヤに1.7、2.9、4.0、及び5.2の累積相当ひずみを導入した。
次いで、強加工が施された直径9.8mmのワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後のワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を300mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。そして、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気中で1時間の仕上げ加熱を行って素線を得た。(Experimental Examples 5-8)
A wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was produced in the same manner as in Experimental Examples 1 to 4. And the strong processing by ECAP method was performed at room temperature similarly to Experimental example 1-4, and the accumulation equivalent distortion | strain of 1.7, 2.9, 4.0, and 5.2 was introduced into the obtained wire.
Next, the recrystallization temperature was measured using a test piece taken from a 9.8 mm diameter wire subjected to strong processing, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature was set as the heating temperature. Preheating was performed in a gas atmosphere for 2 hours. And the wire after a preheating shape | molded the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the fine wire, the temperature lower by 40 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and the fine wire heating is performed for 2 hours in the nitrogen gas atmosphere. went. Then, the fine wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 300 mm / min and formed into a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Then, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the strand, and the temperature lower by 40 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and finish heating is performed for 1 hour in a nitrogen gas atmosphere. I went to get a strand.
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは0.5μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが2.9では15μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温で実験例1〜4と同様のケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。導電率の値及びケーブル破断回数を表1に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図6に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.5 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is When the cumulative equivalent strain was 1.7, it was 20 μm, when the cumulative equivalent strain was 2.9, it was 15 μm, when the cumulative equivalent strain was 4.0, it was 10 μm, and when the cumulative equivalent strain was 5.2, it was 2 μm. And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, a cable with a cross-sectional area of 0.2 mm 2 was prepared from the strand, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 was performed at room temperature to determine the number of cable breaks. Asked. Table 1 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 6 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
(実験例9〜13)
グラファイトルツボ内に純度が99.95質量%のアルミニウムと純度が99質量%のスカンジウムをそれぞれ所定量投入し、高周波誘導加熱により720℃で撹拌溶融して、アルミニウム−0.3質量%スカンジウム合金を溶製した(以上、溶融工程)。そして、得られた溶融金属をグラファイトダイスが設けられた容器に移し、水冷したグラファイトダイスを介して、約300mm/分の鋳造速度で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを連続鋳造した(以上、鋳造工程)。(Experimental Examples 9 to 13)
A predetermined amount of aluminum having a purity of 99.95% by mass and scandium having a purity of 99% by mass are respectively charged into a graphite crucible and stirred and melted at 720 ° C. by high-frequency induction heating to obtain an aluminum-0.3% by mass scandium alloy. Melted (above, melting step). Then, the obtained molten metal was transferred to a vessel provided with a graphite die, and a wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was continuously cast at a casting speed of about 300 mm / min through a water-cooled graphite die (above) Casting process).
実験例1〜4と同様にECAP法による強加工を室温で行って、得られたワイヤに1.7、2.9、4.0、4.6、及び5.2の累積相当ひずみを導入した(以上、強加工工程)。 As in Experimental Examples 1 to 4, strong processing by the ECAP method was performed at room temperature, and cumulative equivalent strains of 1.7, 2.9, 4.0, 4.6, and 5.2 were introduced into the obtained wires. (Above, strong processing step).
次いで、強加工が施された直径9.8mmのワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を熱処理温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後の直径10mmのワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を500mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。次いで、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で4時間の仕上げ加熱処理を行った(以上、伸線加工工程)。 Next, the recrystallization temperature was measured using a test piece taken from a 9.8 mm diameter wire subjected to strong processing, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature was set as the heat treatment temperature. Preheating was performed for 2 hours in a gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere). And the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape | molded for the wire of diameter 10mm after a pre-heating using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature 40 ° C. lower than the obtained recrystallization temperature is set as a heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Heating was performed for 2 hours. The fine wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 500 mm / min to form a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Next, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the wire, and a temperature lower by 40 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) The finishing heat treatment for 4 hours was performed in the inside (the wire drawing process).
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは2μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが2.9では15μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが4.6では6μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温で実験例1〜4と同様のケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。導電率の値及びケーブル破断回数を表2に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図7に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative. When the equivalent strain is 1.7, it is 20 μm, when the cumulative equivalent strain is 2.9, it is 15 μm, when the cumulative equivalent strain is 4.0, it is 10 μm, when the cumulative equivalent strain is 4.6, it is 6 μm, and when the cumulative equivalent strain is 5.2, it is 2 μm. It was. And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, a cable with a cross-sectional area of 0.2 mm 2 was prepared from the strand, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 was performed at room temperature to determine the number of cable breaks. Asked. Table 2 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 7 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
(実験例14〜18)
実験例9〜13と同様の方法で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを作製した。そして、実験例1〜4と同様にECAP法による強加工を室温で行って、得られたワイヤに1.7、2.9、4.0、4.6、及び5.2の累積相当ひずみを導入した。(Experimental Examples 14-18)
A wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was produced in the same manner as in Experimental Examples 9 to 13. And the strong processing by ECAP method was performed at room temperature similarly to Experimental Examples 1-4, and the equivalent equivalent strain of 1.7, 2.9, 4.0, 4.6, and 5.2 was obtained to the obtained wire. Was introduced.
次いで、強加工が施された直径9.8mmの強加工が施されたワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を熱処理温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後の直径10mmのワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を500mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。次いで、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の仕上げ加熱処理を行った(以上、伸線加工工程)。 Next, the recrystallization temperature was measured using a test piece taken from a strongly processed wire having a diameter of 9.8 mm, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature was set as the heat treatment temperature. And preheating was performed for 2 hours in a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere). And the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape | molded for the wire of diameter 10mm after a pre-heating using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature 40 ° C. lower than the obtained recrystallization temperature is set as a heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Heating was performed for 2 hours. The fine wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 500 mm / min to form a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Next, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the wire, and a temperature lower by 40 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) The finishing heat treatment for 2 hours was performed in the inside (the wire drawing process).
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは1μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが2.9では15μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが4.6では6μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温で実験例1〜4と同様のケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。導電率の値及びケーブル破断回数を表2に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図7に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 1 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative. When the equivalent strain is 1.7, it is 20 μm, when the cumulative equivalent strain is 2.9, it is 15 μm, when the cumulative equivalent strain is 4.0, it is 10 μm, when the cumulative equivalent strain is 4.6, it is 6 μm, and when the cumulative equivalent strain is 5.2, it is 2 μm. It was. And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, a cable with a cross-sectional area of 0.2 mm 2 was prepared from the strand, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 was performed at room temperature to determine the number of cable breaks. Asked. Table 2 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 7 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
(実験例19〜23)
実験例9〜13と同様の方法で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを作製した。そして、実験例1〜4と同様にECAP法による強加工を室温で行って、得られたワイヤに1.7、2.9、4.0、4.6、及び5.2の累積相当ひずみを導入した。(Experimental Examples 19 to 23)
A wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was produced in the same manner as in Experimental Examples 9 to 13. And the strong processing by ECAP method was performed at room temperature similarly to Experimental Examples 1-4, and the equivalent equivalent strain of 1.7, 2.9, 4.0, 4.6, and 5.2 was obtained to the obtained wire. Was introduced.
次いで、強加工が施された直径9.8mmのワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を熱処理温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後の直径10mmのワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を500mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。次いで、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で1時間の仕上げ加熱処理を行った(以上、伸線加工工程)。 Next, the recrystallization temperature was measured using a test piece taken from a 9.8 mm diameter wire subjected to strong processing, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature was set as the heat treatment temperature. Preheating was performed for 2 hours in a gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere). And the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape | molded for the wire of diameter 10mm after a pre-heating using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature 40 ° C. lower than the obtained recrystallization temperature is set as a heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Heating was performed for 2 hours. The fine wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 500 mm / min to form a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Next, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the wire, and a temperature lower by 40 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) The finish heat treatment for 1 hour was performed in the inside (the wire drawing process).
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは0.5μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが2.9では15μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが4.6では5μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温で実験例1〜4と同様のケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。導電率の値及びケーブル破断回数を表2に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図7に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.5 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is 20 μm when the cumulative equivalent strain is 1.7, 15 μm when the cumulative equivalent strain is 2.9, 10 μm when the cumulative equivalent strain is 4.0, 5 μm when the cumulative equivalent strain is 4.6, and 2 μm when the cumulative equivalent strain is 5.2. Met. And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, a cable with a cross-sectional area of 0.2 mm 2 was prepared from the strand, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 was performed at room temperature to determine the number of cable breaks. Asked. Table 2 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 7 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
(実験例24〜27)
グラファイトルツボ内に純度が99.95質量%のアルミニウム、純度が99.95質量%のマグネシウム、純度が99.99質量%のケイ素、純度が99.95質量%の鉄をそれぞれ所定量投入し、高周波誘導加熱により720℃で撹拌溶融して、アルミニウム−0.6質量%マグネシウム−0.3質量%ケイ素−0.05質量%の鉄合金を溶製した(以上、溶融工程)。そして、得られた溶融金属をグラファイトダイスが設けられた容器に移し、水冷したグラファイトダイスを介して、約300mm/分の鋳造速度で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを連続鋳造した(以上、鋳造工程)。(Experimental Examples 24-27)
A predetermined amount of aluminum having a purity of 99.95% by mass, magnesium having a purity of 99.95% by mass, silicon having a purity of 99.99% by mass, and iron having a purity of 99.95% by mass is put into the graphite crucible, By stirring and melting at 720 ° C. by high-frequency induction heating, an iron alloy of aluminum—0.6 mass% magnesium—0.3 mass% silicon—0.05 mass% was melted (above, melting step). Then, the obtained molten metal was transferred to a vessel provided with a graphite die, and a wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was continuously cast at a casting speed of about 300 mm / min through a water-cooled graphite die (above) Casting process).
実験例1〜4と同様にECAP法による強加工を室温で行って、得られたワイヤに1.7、2.9、4.0、及び5.2の累積相当ひずみを導入した(以上、強加工工程)。 As in Experimental Examples 1 to 4, strong processing by the ECAP method was performed at room temperature, and cumulative equivalent strains of 1.7, 2.9, 4.0, and 5.2 were introduced into the obtained wires (above, Strong processing process).
次いで、強加工が施された直径9.8mmのワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を熱処理温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後の直径10mmのワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を500mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。次いで、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より40℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で1時間の仕上げ加熱処理を行った(以上、伸線加工工程)。 Next, the recrystallization temperature was measured using a test piece taken from a 9.8 mm diameter wire subjected to strong processing, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature was set as the heat treatment temperature. Preheating was performed for 2 hours in a gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere). And the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape | molded for the wire of diameter 10mm after a pre-heating using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature 40 ° C. lower than the obtained recrystallization temperature is set as a heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Heating was performed for 2 hours. The fine wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 500 mm / min to form a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Next, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the wire, and a temperature lower by 40 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) The finish heat treatment for 1 hour was performed in the inside (the wire drawing process).
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは0.5μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが2.9では15μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温で実験例1〜4と同様のケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。導電率の値及びケーブル破断回数を表3に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図6に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.5 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is When the cumulative equivalent strain was 1.7, it was 20 μm, when the cumulative equivalent strain was 2.9, it was 15 μm, when the cumulative equivalent strain was 4.0, it was 10 μm, and when the cumulative equivalent strain was 5.2, it was 2 μm. And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, a cable with a cross-sectional area of 0.2 mm 2 was prepared from the strand, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 was performed at room temperature to determine the number of cable breaks. Asked. Table 3 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 6 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
(実験例28〜31)
グラファイトルツボ内に純度が99.99質量%の銅を所定量投入し、高周波誘導加熱により1150℃で撹拌溶融した(以上、溶融工程)。そして、得られた溶融金属をグラファイトダイスが設けられた容器に移し、水冷したグラファイトダイスを介して、約300mm/分の鋳造速度で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを連続鋳造した(以上、鋳造工程)。(Experimental Examples 28-31)
A predetermined amount of 99.99% by mass of copper was put into a graphite crucible and stirred and melted at 1150 ° C. by high-frequency induction heating (the melting step). Then, the obtained molten metal was transferred to a vessel provided with a graphite die, and a wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was continuously cast at a casting speed of about 300 mm / min through a water-cooled graphite die (above) Casting process).
実験例1〜4と同様にECAP法による強加工を室温で行って、得られたワイヤに1.7、2.9、4.0、及び5.2の累積相当ひずみを導入した(以上、強加工工程)。 As in Experimental Examples 1 to 4, strong processing by the ECAP method was performed at room temperature, and cumulative equivalent strains of 1.7, 2.9, 4.0, and 5.2 were introduced into the obtained wires (above, Strong processing process).
次いで、強加工が施された直径9.8mmの強加工が施されたワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を熱処理温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後の直径10mmのワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より45℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を1500mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。次いで、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より45℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で4時間の仕上げ加熱処理を行った(以上、伸線加工工程)。 Next, the recrystallization temperature was measured using a test piece taken from a strongly processed wire having a diameter of 9.8 mm, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature was set as the heat treatment temperature. And preheating was performed for 2 hours in a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere). And the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape | molded for the wire of diameter 10mm after a pre-heating using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature lower by 45 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Heating was performed for 2 hours. Then, the thin wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 1500 mm / min, and formed into a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Next, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the strand, and a temperature lower by 45 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) The finishing heat treatment for 4 hours was performed in the inside (the wire drawing process).
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは2μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが2.9では15μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温で実験例1〜4と同様のケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。導電率の値及びケーブル破断回数を表4に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図6に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative. When the equivalent strain was 1.7, it was 20 μm, when the cumulative equivalent strain was 2.9, it was 15 μm, when the cumulative equivalent strain was 4.0, it was 10 μm, and when the cumulative equivalent strain was 5.2, it was 2 μm. And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, a cable with a cross-sectional area of 0.2 mm 2 was prepared from the strand, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 was performed at room temperature to determine the number of cable breaks. Asked. Table 4 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 6 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
(実験例32〜35)
グラファイトルツボ内に純度が99.99質量%の銅と純度が99.95質量%の銀をそれぞれ所定量投入し、高周波誘導加熱により1150℃で撹拌溶融して、銅−5質量%銀合金を溶製した(以上、溶融工程)。そして、得られた溶融金属をグラファイトダイスが設けられた容器に移し、水冷したグラファイトダイスを介して、約300mm/分の鋳造速度で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを連続鋳造した(以上、鋳造工程)。(Experimental Examples 32-35)
A predetermined amount of copper having a purity of 99.99% by mass and silver having a purity of 99.95% by mass are respectively charged into a graphite crucible and stirred and melted at 1150 ° C. by high-frequency induction heating to obtain a copper-5% by mass silver alloy. Melted (above, melting step). Then, the obtained molten metal was transferred to a vessel provided with a graphite die, and a wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was continuously cast at a casting speed of about 300 mm / min through a water-cooled graphite die (above) Casting process).
実験例1〜4と同様にECAP法による強加工を室温で行って、得られたワイヤに1.7、2.9、4.0、及び5.2の累積相当ひずみを導入した(以上、強加工工程)。 As in Experimental Examples 1 to 4, strong processing by the ECAP method was performed at room temperature, and cumulative equivalent strains of 1.7, 2.9, 4.0, and 5.2 were introduced into the obtained wires (above, Strong processing process).
次いで、強加工が施された直径9.8mmのワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を熱処理温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後の直径10mmのワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より45℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を1500mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。次いで、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より45℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で4時間の仕上げ加熱処理を行った(以上、伸線加工工程)。 Next, the recrystallization temperature was measured using a test piece taken from a 9.8 mm diameter wire subjected to strong processing, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature was set as the heat treatment temperature. Preheating was performed for 2 hours in a gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere). And the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape | molded for the wire of diameter 10mm after a pre-heating using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature lower by 45 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Heating was performed for 2 hours. Then, the thin wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 1500 mm / min, and formed into a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Next, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the strand, and a temperature lower by 45 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) The finishing heat treatment for 4 hours was performed in the inside (the wire drawing process).
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは2μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが2.9では15μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温で実験例1〜4と同様のケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。導電率の値及びケーブル破断回数を表4に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図7に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative. When the equivalent strain was 1.7, it was 20 μm, when the cumulative equivalent strain was 2.9, it was 15 μm, when the cumulative equivalent strain was 4.0, it was 10 μm, and when the cumulative equivalent strain was 5.2, it was 2 μm. And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, a cable with a cross-sectional area of 0.2 mm 2 was prepared from the strand, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 was performed at room temperature to determine the number of cable breaks. Asked. Table 4 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 7 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
(実験例36〜38)
実験例32〜35と同様の方法で直径が10mm、長さが100mmのワイヤを作製した。そして、実験例1〜4と同様にECAP法による強加工を室温で行って、得られたワイヤに1.7、4.0、及び5.2の累積相当ひずみを導入した。(Experimental examples 36-38)
A wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was produced in the same manner as in Experimental Examples 32-35. And the strong processing by ECAP method was performed at room temperature like Experimental example 1-4, and the accumulation equivalent distortion | strain of 1.7, 4.0, and 5.2 was introduce | transduced into the obtained wire.
次いで、強加工が施された直径9.8mmのワイヤから採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より50℃低い温度を熱処理温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の事前加熱を行った。そして、事前加熱後の直径10mmのワイヤを、スエージング機を用いて直径8.4mm(断面積減少率29%)の細線を成形した(前伸線処理)。続いて、細線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より45℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で2時間の細線加熱を行った。そして、細線加熱を行った細線を、水冷した伸線ダイス内を1500mm/分の引き抜き速度で通過させて、直径が80μm(加工度9.3)の素線に成形した(仕上げ伸線処理)。次いで、素線から採取した試験片を用いて再結晶化温度を測定し、求めた再結晶化温度より45℃低い温度を加熱温度に設定して、窒素ガス雰囲気(不活性ガス雰囲気の一例)中で1時間の仕上げ加熱処理を行った(以上、伸線加工工程)。 Next, the recrystallization temperature was measured using a test piece taken from a 9.8 mm diameter wire subjected to strong processing, and a temperature lower by 50 ° C. than the obtained recrystallization temperature was set as the heat treatment temperature. Preheating was performed for 2 hours in a gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere). And the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape | molded for the wire of diameter 10mm after a pre-heating using the swaging machine (pre-drawing process). Subsequently, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature lower by 45 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) Heating was performed for 2 hours. Then, the thin wire heated was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 1500 mm / min, and formed into a strand having a diameter of 80 μm (working degree 9.3) (finish wire drawing process). . Next, the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from the strand, and a temperature lower by 45 ° C. than the obtained recrystallization temperature is set as the heating temperature, and a nitrogen gas atmosphere (an example of an inert gas atmosphere) The finish heat treatment for 1 hour was performed in the inside (the wire drawing process).
素線の結晶組織の観察から、結晶組織を構成している結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径Aは0.5μmであり、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bは、累積相当ひずみが1.7では20μm、累積相当ひずみが4.0では10μm、累積相当ひずみが5.2では2μmであった。そして、得られた素線の導電率を測定し、素線から断面積が0.2mm2のケーブルを作製して常温で実験例1〜4と同様のケーブル屈曲試験を行ってケーブル破断回数を求めた。導電率の値及びケーブル破断回数を表4に示す。また、結晶粒の伸線方向の平均粒径Bとケーブル破断回数の関係を図7に示す。From the observation of the crystal structure of the strand, the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.5 μm, and the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is When the cumulative equivalent strain was 1.7, it was 20 μm, when the cumulative equivalent strain was 4.0, it was 10 μm, and when the cumulative equivalent strain was 5.2, it was 2 μm. And the electrical conductivity of the obtained strand was measured, a cable with a cross-sectional area of 0.2 mm 2 was prepared from the strand, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 was performed at room temperature to determine the number of cable breaks. Asked. Table 4 shows the conductivity values and the number of cable breaks. FIG. 7 shows the relationship between the average grain size B in the wire drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks.
表1〜表4、図6、図7に示すケーブル屈曲試験の結果から、結晶組織を構成する結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径が2μm以下であることに加えて、結晶粒の伸線方向の平均粒径が10μm以下になると、結晶粒の伸線方向の平均粒径が10μmを超える場合と比較して、ケーブル破断回数が約2倍程度大きくなること、結晶粒の伸線方向の平均粒径が15μmと10μmの間に、ケーブル破断回数が急増する遷移領域が存在することが確認できた。
また、図6、図7に示すように、結晶粒の伸線方向の平均粒径とケーブル破断回数の関係において、結晶粒の伸線方向に直交する方向の平均粒径が小さくなると、結晶粒の伸線方向の平均粒径が20μm以下の範囲で、ケーブル破断回数が増加することが確認できた。From the results of the cable bending test shown in Tables 1 to 4, FIG. 6, and FIG. 7, the average grain size in the direction perpendicular to the wire drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 μm or less. When the average grain size in the wire drawing direction is 10 μm or less, the number of cable breaks is about twice as large as that when the average grain size in the wire drawing direction exceeds 10 μm. It was confirmed that there was a transition region in which the number of cable breaks increased rapidly when the average particle size in the wire drawing direction was between 15 μm and 10 μm.
Further, as shown in FIGS. 6 and 7, when the average grain size in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains becomes smaller in the relationship between the average grain size in the drawing direction of the crystal grains and the number of cable breaks, the crystal grains It was confirmed that the number of cable breaks increased when the average particle size in the wire drawing direction was 20 μm or less.
以上、本発明を、実施例を参照して説明してきたが、本発明は何ら上記した実施例に記載した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例や変形例も含むものである。
更に、本実施例とその他の実施例や変形例にそれぞれ含まれる構成要素を組合わせたものも、本発明に含まれる。The present invention has been described with reference to the embodiments. However, the present invention is not limited to the configurations described in the above-described embodiments, and is within the scope of the matters described in the claims. It includes other embodiments and modifications that can be considered.
Further, the present invention includes a combination of components included in the present embodiment and other embodiments and modifications.
本発明に係る微結晶金属導体及びその製造方法は、産業用ロボット、民生用ロボット、自動車の配線等において、特に繰り返し曲げがかかるケーブル等に使用できる。これによってより長期の寿命を有する機器、装置を提供できる。 The microcrystalline metal conductor and the manufacturing method thereof according to the present invention can be used particularly for cables that are repeatedly bent in industrial robots, consumer robots, automobile wiring, and the like. As a result, it is possible to provide a device or device having a longer lifetime.
10:微結晶金属導体、11:ワイヤ、12:結晶粒、13:貫通孔、14:金型、15:一側開口部、16:他側開口部、17、18:押圧部、19、20:把持手段、21:ガイド部材、22:上保持部、23:下保持部、24、25:ロール、26:上駆動部、27:下駆動部 10: Microcrystalline metal conductor, 11: Wire, 12: Crystal grain, 13: Through hole, 14: Mold, 15: Opening on one side, 16: Opening on the other side, 17, 18: Pressing part, 19, 20 : Gripping means, 21: guide member, 22: upper holding part, 23: lower holding part, 24, 25: roll, 26: upper driving part, 27: lower driving part
【0003】
課題を解決するための手段
[0008]
[0009]
[0010]
前記目的に沿う第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法は、繰り返し曲げがかかる電線の素線に使用する耐屈曲性を備えた微結晶金属導体の製造方法において、前記素線は、原料を溶融鋳造して得られたワイヤに強加工を行い更に伸線加工を行って形成され、しかも、前記強加工は前記ワイヤに4以上20以下の累積相当ひずみを導入するものであり、前記伸線加工は前記ワイヤを縮径して細線とする前伸線処理と、前記細線から前記素線を形成する仕上げ伸線処理とを有し、しかも、前記前伸線処理は、断面積減少率が5〜30%となる範囲で、前記仕上げ伸線処理は、加工度が3〜11となる範囲でそれぞれ行い、前記ワイヤから前記細線を経由して前記素線が形成される過程における結晶粒の再結晶による結晶組織の微細化により、該結晶粒の伸線方向に沿った部位の最大長さの増加を抑制する。
[0011]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記素線の線径は50〜120μmであって、前記結晶組織を、前記伸線方向の平均粒径が0.3μm以上10μm以下、該伸線方向に直交する方向の平均粒径が0.3μm以上2μm以下の前記結晶粒から構成することができる。
[0012]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、金型に前記ワイヤを繰り返し通過させることにより前記強加工を行う際に、1回の加工前後に伴う断面積減少率が20%以下であり、前記1回の加工で導入される相当ひずみが0.5以上であることが好ましい。[0003]
Means for Solving the Problems [0008]
[0009]
[0010]
The method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention in accordance with the above object is a method for producing a microcrystalline metal conductor having bending resistance used for a wire of a wire that is repeatedly bent. The wire obtained by melt-casting the raw material is formed by performing a strong process and further performing a wire drawing process, and the strong process introduces a cumulative equivalent strain of 4 to 20 in the wire, The wire drawing process includes a pre-drawing process for reducing the diameter of the wire to form a fine wire, and a finish drawing process for forming the element wire from the thin wire, and the pre-drawing process includes a reduction in cross-sectional area. In the range in which the rate is 5 to 30%, the finish drawing is performed in the range in which the degree of processing is 3 to 11, and the crystal in the process of forming the strand from the wire via the fine wire By refinement of crystal structure by recrystallization of grains Suppressing an increase in the maximum length of a portion along the drawing direction of the crystal grains.
[0011]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, the wire has a wire diameter of 50 to 120 μm, and the crystal structure has an average particle size in the wire drawing direction of 0.3 μm or more and 10 μm or less, The crystal grains having an average grain size in the direction perpendicular to the wire drawing direction of 0.3 μm or more and 2 μm or less can be used.
[0012]
In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, when the strong processing is performed by repeatedly passing the wire through a mold, the cross-sectional area reduction rate before and after one processing is 20% or less. In addition, it is preferable that the equivalent strain introduced in the one-time processing is 0.5 or more.
【0004】
[0013]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記強加工は、前記ワイヤを前記金型の屈曲する貫通孔の一側から押し込み、他側から排出させることにより行うことが好ましい。
[0014]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記貫通孔の一側開口部の前方に前記ワイヤの側部を押圧して保持する把持手段を設け、該把持手段で該ワイヤを前記貫通孔に押し込むことが好ましい。
[0015]
[0016]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記前伸線処理は、前記強加工が施された前記ワイヤを事前加熱した後に行うことが好ましい。
[0017]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記事前加熱は、前記強加工が行われた前記ワイヤの有する再結晶温度より20〜100℃低い温度で行うことが好ましい。
[0018]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記仕上げ伸線処理は、前記細線を、該細線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で加熱する細線加熱を行った後に行うことが好ましい。
[0019]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前記素線を、該素線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で仕上げ加熱することが好ましい。
[0020]
前記目的に沿う第2の発明に係る微結晶金属導体は、第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法により製造された微結晶金属導体であって、
前記素線の結晶組織を構成している結晶粒の前記伸線加工の伸線方向の平均粒径を0.3μm以上10μm以下、かつ前記伸線方向に直交する方向の平均粒径を0.3μm以上2μm以下にして、前記結晶粒の前記伸線方向に沿ったサイズと該伸線方向に直交する方向に沿ったサイズとの差を小さくして、前記結晶組織の均一性を向上させる。[0004]
[0013]
In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the first aspect of the invention, it is preferable that the strong processing is performed by pushing the wire from one side of the through hole where the mold is bent and discharging the wire from the other side.
[0014]
In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the first aspect of the present invention, a gripping unit that presses and holds a side portion of the wire is provided in front of one side opening of the through hole, and the wire is held by the gripping unit. It is preferable to push into the through hole.
[0015]
[0016]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, the pre-drawing treatment is preferably performed after preheating the wire that has been subjected to the strong processing.
[0017]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, the preheating is preferably performed at a temperature lower by 20 to 100 ° C. than a recrystallization temperature of the wire subjected to the strong processing.
[0018]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, the finish wire drawing treatment is performed after heating the fine wire at a temperature lower by 10 to 70 ° C. than a recrystallization temperature of the fine wire. It is preferable.
[0019]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, it is preferable that the strand is finish-heated at a temperature lower by 10 to 70 ° C. than a recrystallization temperature of the strand.
[0020]
The microcrystalline metal conductor according to the second invention that meets the above object is a microcrystalline metal conductor manufactured by the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the first invention,
The average grain size in the drawing direction of the drawing process of the crystal grains constituting the crystal structure of the element wire is 0.3 μm or more and 10 μm or less, and the average grain size in the direction orthogonal to the drawing direction is 0. The difference between the size of the crystal grains along the drawing direction and the size along the direction orthogonal to the drawing direction is reduced to 3 μm or more and 2 μm or less to improve the uniformity of the crystal structure.
【0005】
発明の効果
[0021]
[0022]
[0023]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法においては、粗大な繊維状結晶が含まれず、等方性に優れた微細な結晶組織が形成される。このため、繰り返し変形を加えても、結晶組織内にひずみの局在化が生じ難く、脆化の誘起が抑制される。その結果、疲労き裂の発生を抑制でき、耐疲労特性(耐屈曲性能)が向上する。そして、伸線加工が、ワイヤを縮径して細線とする前伸線処理と、細線から素線を形成する仕上げ伸線処理とを有し、前伸線処理を、断面積減少率が5〜30%となる範囲で、仕上げ伸線処理を、加工度が3〜11となる範囲でそれぞれ行うので、前伸線処理における断面積減少率の設定と仕上げ伸線処理における加工度の設定を組み合せることにより、細線から素線を形成する仕上げ伸線処理の負担を軽減すると共に、形成される素線の断線や表面の荒れを防止することができる。
[0024]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、素線の線径が50〜120μmであって、結晶組織を、伸線方向の平均粒径が0.3μm以上10μm以下、伸線方向に直交する方向の平均粒径が0.3μm以上2μm以下の結晶粒から構成する場合、伸線方向に伸びる粗大な繊維状結晶の存在が抑制された結晶組織を形成できる。
[0025]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、金型にワイヤを繰り返し通過させることにより強加工を行う際に、1回の加工前後に伴う断面積減少率が20%以下である場合、ワイヤを繰り返し強加工することが容易になる。また、1回の加工で導入される相当ひずみが0.5以上である場合、[0005]
Effects of the Invention [0021]
[0022]
[0023]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, coarse fibrous crystals are not included, and a fine crystal structure having excellent isotropic properties is formed. For this reason, even when repeated deformation is applied, strain localization is unlikely to occur in the crystal structure, and the induction of embrittlement is suppressed. As a result, the occurrence of fatigue cracks can be suppressed and the fatigue resistance (bending resistance) is improved. The wire drawing process includes a pre-drawing process for reducing the diameter of the wire to make a fine wire, and a finishing wire drawing process for forming a strand from the thin wire. Since the finish wire drawing process is performed in the range where the processing degree is 3 to 11 within the range of ˜30%, the setting of the cross-sectional area reduction rate in the pre-drawing process and the setting of the work degree in the finishing wire drawing process are performed. By combining them, it is possible to reduce the burden of the finish drawing process for forming the strands from the thin wires, and to prevent the formed strands from being broken and the surface from being roughened.
[0024]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, the wire diameter is 50 to 120 μm, the crystal structure has an average particle size in the wire drawing direction of 0.3 μm or more and 10 μm or less, and the wire drawing direction. When the crystal grains have an average grain size in the direction orthogonal to 0.3 μm or more and 2 μm or less, it is possible to form a crystal structure in which the presence of coarse fibrous crystals extending in the wire drawing direction is suppressed.
[0025]
In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, when performing strong processing by repeatedly passing a wire through a mold, the cross-sectional area reduction rate before and after one processing is 20% or less It becomes easy to repeatedly and strongly process the wire. In addition, when the equivalent strain introduced by one processing is 0.5 or more,
【0006】
強加工を繰り返すことで、ワイヤの累積相当ひずみを4以上の任意の値に容易にすることができる。
[0026]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、強加工を、ワイヤを金型の屈曲する貫通孔の一側から押し込み、他側から排出させることにより行う場合、貫通孔の屈曲部の形状と、ワイヤが貫通孔を通過する回数を用いて、ワイヤの累積相当ひずみを定量的に容易に評価すると共に、ワイヤの累積相当ひずみを正確に調整することができる。
[0027]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、貫通孔の一側開口部の前方にワイヤの側部を押圧して保持する把持手段を設け、把持手段でワイヤを貫通孔に押し込む場合、長尺のワイヤの強加工を連続して行うことができる。
[0028]
[0029]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、前伸線処理を、強加工が施されたワイヤを事前加熱した後に行う場合、伸線加工を行う前のワイヤの結晶組織を微細化することができ、前伸線処理によるひずみを微細化された結晶粒内に閉じ込めることにより、伸線方向と平行方向に結晶粒が成長することを防止できる。
[0030]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、事前加熱を、強加工が行われたワイヤの有する再結晶温度より20〜100℃低い温度で行う場合、伸線加工を行う前のワイヤの結晶組織の微細化を確実に達成することができる。
[0031]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、仕上げ伸線処理を、[0006]
By repeating the strong processing, the cumulative equivalent strain of the wire can be easily set to an arbitrary value of 4 or more.
[0026]
In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, when the strong processing is performed by pushing the wire from one side of the through hole through which the mold is bent and discharging the wire from the other side, Using the shape and the number of times the wire passes through the through-hole, the cumulative equivalent strain of the wire can be easily quantitatively evaluated, and the cumulative equivalent strain of the wire can be accurately adjusted.
[0027]
In the method for manufacturing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, a gripping means for pressing and holding a side portion of the wire is provided in front of one side opening of the through hole, and the wire is pushed into the through hole by the gripping means. The long wire can be continuously strongly processed.
[0028]
[0029]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, when the pre-drawing process is performed after pre-heating the wire that has been subjected to strong processing, the crystal structure of the wire before the drawing process is refined It is possible to prevent the crystal grains from growing in the direction parallel to the wire drawing direction by confining the strain caused by the pre-drawing process in the refined crystal grains.
[0030]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, when the preheating is performed at a temperature lower by 20 to 100 ° C. than the recrystallization temperature of the wire that has been strongly processed, the wire before the wire drawing is performed. The refinement of the crystal structure can be reliably achieved.
[0031]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first invention, the finish drawing process is performed.
【0007】
細線を、細線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で加熱する細線加熱を行った後に行う場合、細線に導入されたひずみを除去して、細線から素線が形成される際に必要な細線の伸び性(伸線性)を向上させることができる。
[0032]
第1の発明に係る微結晶金属導体の製造方法において、素線を、素線の有する再結晶温度より10〜70℃低い温度で仕上げ加熱する場合、素線を構成している結晶組織の再結晶化を促進して、組織の微細化を容易に図ることができる。
第2の発明に係る微結晶金属導体においては、結晶組織を構成する結晶粒の長手方向の平均粒径が0.3μm以上10μm以下で、かつ長手方向に直交する方向の平均粒径が0.3μm以上2μm以下にして、結晶粒の伸線方向に沿ったサイズと伸線方向に直交する方向に沿ったサイズとの差を小さくして、結晶組織の均一性を向上させることで(伸線方向に伸びる粗大な繊維状結晶が存在することを抑制して、等方性に優れた微細な結晶組織とすることで)、繰り返し変形が加わっても結晶組織内にひずみの局在化が生じ難く、脆化が誘起され難くなる。その結果、疲労き裂の発生が抑制でき、耐疲労特性(耐屈曲性能)の向上を図ることができる。
図面の簡単な説明
[0033]
[図1]本発明の第1の実施例に係る微結晶金属導体の結晶組織の概念図である。
[図2]本発明の第1の実施例に係る微結晶金属導体の製造方法における製造フロー図である。
[図3]強加工時のワイヤの状態を示す説明図である。
[図4](A)〜(D)はワイヤの強加工方法の説明図である。
[図5]ワイヤの変形例に係る強加工方法の説明図である。
[図6]実験例における結晶粒の伸線方向の平均粒径とケーブル破断回数の関係を示すグラフである。
[図7]実験例における結晶粒の伸線方向の平均粒径とケーブル破断回数の関係を示すグラフである。
発明を実施するための形態
[0034]
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例につき説明し、本発明の理解に供する。
図1に示すように、本発明の第1の実施例に係る微結晶金属導体10は、累積相当ひずみが4以上となる強加工が施された素材の一例であるワイヤ11(図3参照)に、形状付与加工の一例であり、線径が50〜120μmの素線を形成する伸線加工を行って得られるもので、長手方向(伸線加工時の伸線方向)の平均粒径Bが0.3μm以上10μm以下で、長手方向(伸線方向[0007]
Necessary when forming a strand from a fine wire by removing the strain introduced into the fine wire when performing the fine wire heating after heating the fine wire at a
[0032]
In the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first aspect of the present invention, when the element wire is finish-heated at a temperature lower by 10 to 70 ° C. than the recrystallization temperature of the element wire, the crystal structure constituting the element wire is regenerated. Crystallization can be promoted to easily refine the structure.
In the microcrystalline metal conductor according to the second invention, the average grain size in the longitudinal direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.3 μm or more and 10 μm or less, and the average grain size in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 0.00. By improving the uniformity of the crystal structure by reducing the difference between the size along the drawing direction of the crystal grains and the size along the direction perpendicular to the drawing direction to 3 μm or more and 2 μm or less (drawing) Suppressing the presence of coarse fibrous crystals extending in the direction and making it a fine crystal structure with excellent isotropic properties), even if repeated deformation occurs, strain localization occurs in the crystal structure. It is difficult to induce embrittlement. As a result, generation of fatigue cracks can be suppressed, and fatigue resistance characteristics (bending resistance) can be improved.
BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS [0033]
FIG. 1 is a conceptual diagram of a crystal structure of a microcrystalline metal conductor according to a first example of the present invention.
FIG. 2 is a production flow diagram in the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the first embodiment of the present invention.
[FIG. 3] It is explanatory drawing which shows the state of the wire at the time of strong processing.
[FIG. 4] (A)-(D) is explanatory drawing of the strong processing method of a wire.
[FIG. 5] It is explanatory drawing of the strong processing method based on the modification of a wire.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between the average grain size in the drawing direction of crystal grains and the number of cable breaks in an experimental example.
FIG. 7 is a graph showing the relationship between the average grain size in the wire drawing direction and the number of cable breaks in an experimental example.
MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION [0034]
Subsequently, embodiments of the present invention will be described with reference to the accompanying drawings for understanding of the present invention.
As shown in FIG. 1, the
Claims (13)
長手方向の平均粒径が10μm以下で、該長手方向に直交する方向の平均粒径が2μm以下である結晶粒から構成される結晶組織を有することを特徴とする微結晶金属導体。A microcrystalline metal conductor obtained by applying a shape imparting process to a material that has been subjected to strong processing with a cumulative equivalent strain of 4 or more,
A microcrystalline metal conductor having a crystal structure composed of crystal grains having an average grain size in a longitudinal direction of 10 μm or less and an average grain size in a direction perpendicular to the longitudinal direction of 2 μm or less.
前記結晶組織を、長手方向の平均粒径が10μm以下、該長手方向に直交する方向の平均粒径が2μm以下の結晶粒から構成することを特徴とする微結晶金属導体の製造方法。It is a method for producing a microcrystalline metal conductor having a crystal structure formed by performing strong processing with a cumulative equivalent strain of 4 or more on a material, and further performing shape imparting processing on the material subjected to the strong processing,
A method for producing a microcrystalline metal conductor, wherein the crystal structure is composed of crystal grains having an average grain size in the longitudinal direction of 10 μm or less and an average grain size in a direction perpendicular to the longitudinal direction of 2 μm or less.
長手方向の平均粒径が10μm以下で、該長手方向に直交する方向の平均粒径が2μm以下である結晶粒から構成される結晶組織を有することを特徴とする微結晶金属導体。
It is a microcrystalline metal conductor obtained by performing strong processing with a cumulative equivalent strain of 4 or more,
A microcrystalline metal conductor having a crystal structure composed of crystal grains having an average grain size in a longitudinal direction of 10 μm or less and an average grain size in a direction perpendicular to the longitudinal direction of 2 μm or less.
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Legal Events
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A02 | Decision of refusal |
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