JP2001254132A - 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 - Google Patents
導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ａｌ3Ｚｒ及びＳｃＡｌ3の析出により耐熱性
を向上させ、導電性及び強度に優れた導電用高耐熱性ア
ルミニウム合金及び合金線を得る。 【構成】 このアルミニウム合金は、Ｚｒ：０．２０〜
０．５０％，Ｓｉ：０．０３〜０．２％，Ｆｅ：０．０
８〜０．３％，Ｓｃ：０．００５〜０．２０％及びＴ
ｉ：０．００５〜０．０５％を含んでいる。合金溶湯を
７６０〜８４０℃の温度で連続鋳造し、引き続き連続圧
延することにより荒引き線に製造される。 【効果】 Ｓｃの添加により、高温鋳造に起因した鋳造
割れが防止され、荒引き，冷間伸線等の際に破断等を生
じない微細な鋳造組織が得られ、耐熱性も向上する。
を向上させ、導電性及び強度に優れた導電用高耐熱性ア
ルミニウム合金及び合金線を得る。 【構成】 このアルミニウム合金は、Ｚｒ：０．２０〜
０．５０％，Ｓｉ：０．０３〜０．２％，Ｆｅ：０．０
８〜０．３％，Ｓｃ：０．００５〜０．２０％及びＴ
ｉ：０．００５〜０．０５％を含んでいる。合金溶湯を
７６０〜８４０℃の温度で連続鋳造し、引き続き連続圧
延することにより荒引き線に製造される。 【効果】 Ｓｃの添加により、高温鋳造に起因した鋳造
割れが防止され、荒引き，冷間伸線等の際に破断等を生
じない微細な鋳造組織が得られ、耐熱性も向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、導電率，強度及び耐熱
性に優れた導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の
製造方法に関する。
性に優れた導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】導電用アルミニウム合金線として、アル
ミニウムに微量のＺｒを添加した６０％導電率耐熱アル
ミニウム合金線，５８％導電率アルミニウム合金線等が
知られている。これら合金線は、何れもＺｒの固溶によ
り耐熱性を向上させたものであり、短時間許容温度が１
８０℃と低いことが欠点である。大容量送電の普及に従
って、低い短時間許容温度では要求特性が満足されない
ことから、より高い許容温度をもった導電用アルミニウ
ム合金線の開発が望まれている。そこで、６０％導電率
を維持し且つ２４０℃×３０分の短時間許容温度を持つ
Ａｌ−Ｚｒ合金線，５８％導電率を維持し且つ３１０℃
×３０分の短時間許容温度を持つＡｌ−Ｚｒ合金線等が
提案されている。
ミニウムに微量のＺｒを添加した６０％導電率耐熱アル
ミニウム合金線，５８％導電率アルミニウム合金線等が
知られている。これら合金線は、何れもＺｒの固溶によ
り耐熱性を向上させたものであり、短時間許容温度が１
８０℃と低いことが欠点である。大容量送電の普及に従
って、低い短時間許容温度では要求特性が満足されない
ことから、より高い許容温度をもった導電用アルミニウ
ム合金線の開発が望まれている。そこで、６０％導電率
を維持し且つ２４０℃×３０分の短時間許容温度を持つ
Ａｌ−Ｚｒ合金線，５８％導電率を維持し且つ３１０℃
×３０分の短時間許容温度を持つＡｌ−Ｚｒ合金線等が
提案されている。
【０００３】この種のＡｌ−Ｚｒ系合金は、従来の固溶
Ｚｒにより耐熱性を向上させる機構と異なり、Ａｌマト
リックスにＡｌ3Ｚｒを微細に析出させ、導電率を低下
させることなく高耐熱性を得るものである。たとえば、
特公昭６１−４３４２６号公報では、Ｓｉ及びＢｅ添加
によりＺｒの析出を促進させている。特公平１−５２４
６８号公報では、連続鋳造圧延によって鋳造時にＺｒを
強制固溶させ、時効処理でＡｌ3Ｚｒを均一微細に析出
させている。また、特開平４−３１１５４９号公報で
は、Ｔｉ添加により鋳造欠陥の発生を抑制しながら微細
なＡｌ3Ｚｒを均一に析出させている。Ａｌ3Ｚｒの析出
を利用した合金系では、従来の固溶Ｚｒにより耐熱性を
向上させる合金に比較して、Ｚｒの添加量を５〜１０倍
に増加させている。そして、連続鋳造時に過飽和状態で
多量のＺｒを強制固溶させ、連続圧延によって直径９．
５ｍｍ又は１２ｍｍの荒引き線を製造している。荒引き
線を時効処理するとき、均一微細なＡｌ3Ｚｒが析出す
る。
Ｚｒにより耐熱性を向上させる機構と異なり、Ａｌマト
リックスにＡｌ3Ｚｒを微細に析出させ、導電率を低下
させることなく高耐熱性を得るものである。たとえば、
特公昭６１−４３４２６号公報では、Ｓｉ及びＢｅ添加
によりＺｒの析出を促進させている。特公平１−５２４
６８号公報では、連続鋳造圧延によって鋳造時にＺｒを
強制固溶させ、時効処理でＡｌ3Ｚｒを均一微細に析出
させている。また、特開平４−３１１５４９号公報で
は、Ｔｉ添加により鋳造欠陥の発生を抑制しながら微細
なＡｌ3Ｚｒを均一に析出させている。Ａｌ3Ｚｒの析出
を利用した合金系では、従来の固溶Ｚｒにより耐熱性を
向上させる合金に比較して、Ｚｒの添加量を５〜１０倍
に増加させている。そして、連続鋳造時に過飽和状態で
多量のＺｒを強制固溶させ、連続圧延によって直径９．
５ｍｍ又は１２ｍｍの荒引き線を製造している。荒引き
線を時効処理するとき、均一微細なＡｌ3Ｚｒが析出す
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】多量に含まれるＺｒを
強制固溶させながらアルミニウム合金溶湯を連続鋳造す
るためには、鋳造温度を高温に設定することが必要であ
った。高温鋳造は、鋳造組織を粗大化させる原因とな
り、また鋳造割れ等の欠陥も発生し易くなる。Ｔｉ，Ｔ
ｉＢ2等の結晶粒微細化剤を添加しても、高温鋳造のた
めに結晶粒を微細化することが困難であった。粗い鋳造
組織は、後続する圧延，線引き等の工程で破断，割れ等
の欠陥発生の原因となる。その結果、荒引き線の製造歩
留りが低く、製造コストが高くなる。本発明は、このよ
うな問題を解消すべく案出されたものであり、Ｓｃの併
用添加により、高い鋳造温度においても連続鋳造鋳塊の
結晶粒を確実に微細化して鋳造割れを防止し、耐熱性が
改善された低コスト，高品質の導電用耐熱性アルミニウ
ム合金及び合金線を得ることを目的とする。
強制固溶させながらアルミニウム合金溶湯を連続鋳造す
るためには、鋳造温度を高温に設定することが必要であ
った。高温鋳造は、鋳造組織を粗大化させる原因とな
り、また鋳造割れ等の欠陥も発生し易くなる。Ｔｉ，Ｔ
ｉＢ2等の結晶粒微細化剤を添加しても、高温鋳造のた
めに結晶粒を微細化することが困難であった。粗い鋳造
組織は、後続する圧延，線引き等の工程で破断，割れ等
の欠陥発生の原因となる。その結果、荒引き線の製造歩
留りが低く、製造コストが高くなる。本発明は、このよ
うな問題を解消すべく案出されたものであり、Ｓｃの併
用添加により、高い鋳造温度においても連続鋳造鋳塊の
結晶粒を確実に微細化して鋳造割れを防止し、耐熱性が
改善された低コスト，高品質の導電用耐熱性アルミニウ
ム合金及び合金線を得ることを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の導電用耐熱性ア
ルミニウム合金は、その目的を達成するため、Ｚｒ：
０．２０〜０．５０質量％，Ｓｉ：０．０３〜０．２質
量％，Ｆｅ：０．０８〜０．３質量％，Ｓｃ：０．００
５〜０．２０質量％及びＴｉ：０．００５〜０．０５質
量％を含むことを特徴とする。この組成を持つアルミニ
ウム合金溶湯は、７６０〜８４０℃の温度で連続鋳造さ
れ、引き続く連続圧延により荒引き線に製造される。荒
引き線は、等軸晶或いは柱状晶が若干混合した混晶組織
をもっている。等軸晶は、粒径０．１〜０．５ｍｍの結
晶粒である。混晶組織の４０％以上を等軸晶で占めると
き、ベルトと接触する面に発生しがちな鋳造割れや圧延
時の断線が発生しなくなる。
ルミニウム合金は、その目的を達成するため、Ｚｒ：
０．２０〜０．５０質量％，Ｓｉ：０．０３〜０．２質
量％，Ｆｅ：０．０８〜０．３質量％，Ｓｃ：０．００
５〜０．２０質量％及びＴｉ：０．００５〜０．０５質
量％を含むことを特徴とする。この組成を持つアルミニ
ウム合金溶湯は、７６０〜８４０℃の温度で連続鋳造さ
れ、引き続く連続圧延により荒引き線に製造される。荒
引き線は、等軸晶或いは柱状晶が若干混合した混晶組織
をもっている。等軸晶は、粒径０．１〜０．５ｍｍの結
晶粒である。混晶組織の４０％以上を等軸晶で占めると
き、ベルトと接触する面に発生しがちな鋳造割れや圧延
時の断線が発生しなくなる。
【０００６】連続圧延後に、３５０〜４５０℃に２４〜
６０時間加熱する熱処理を施すことが好ましい。熱処理
が施された荒引き線を更に冷間伸線し、得られた伸線を
１６０〜２２０℃に５〜２０時間加熱することにより、
超耐熱導電用アルミニウム合金線が製造される。また、
連続圧延により得られた荒引き線を３５０〜４５０℃に
３０〜６０時間加熱し、冷間伸線，次いで３６０〜４２
０℃に３〜１０時間加熱する熱処理を施すことにより、
特別耐熱導電用アルミニウム合金線が製造される。送電
線等に使用される導電用耐熱アルミニウム合金線は、導
電率，強度等に応じて表１に示すように区分されている
（電気共同研究第４３巻第３号第７頁）。本明細書で
は、この区分に従って超耐熱，特別耐熱等の用語を使用
している。
６０時間加熱する熱処理を施すことが好ましい。熱処理
が施された荒引き線を更に冷間伸線し、得られた伸線を
１６０〜２２０℃に５〜２０時間加熱することにより、
超耐熱導電用アルミニウム合金線が製造される。また、
連続圧延により得られた荒引き線を３５０〜４５０℃に
３０〜６０時間加熱し、冷間伸線，次いで３６０〜４２
０℃に３〜１０時間加熱する熱処理を施すことにより、
特別耐熱導電用アルミニウム合金線が製造される。送電
線等に使用される導電用耐熱アルミニウム合金線は、導
電率，強度等に応じて表１に示すように区分されている
（電気共同研究第４３巻第３号第７頁）。本明細書で
は、この区分に従って超耐熱，特別耐熱等の用語を使用
している。
【０００７】
【０００８】
【作用】本発明者等は、導電用耐熱アルミニウム合金に
添加元素が及ぼす影響を種々調査・研究した。その過程
で、Ａｌ−Ｚｒ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金にＳｃを添加する
と、Ｚｒの強制固溶に十分な高温で鋳造した場合でも鋳
塊の結晶粒が微細化され、しかも耐熱性改善に有効なＳ
ｃＡｌ3として分散析出することを見出した。このＳｃ
の作用を利用するとき、Ｚｒの強制固溶が図られ、耐熱
性が改善されると共に時効処理後にＡｌ3Ｚｒ及びＳｃ
Ａｌ3が微細均一に析出した合金線が得られる。Ｓｃを
添加しないアルミニウム合金溶湯では、Ｚｒの強制固溶
から溶湯温度の下限が７４０℃に、鋳造欠陥の発生を防
止することから上限が８００℃に設定されている。その
ため、Ｚｒを十分に強制固溶させることができず、溶湯
に添加されるＺｒが量的制約を受ける。これに対し、Ｓ
ｃを添加するとき、溶湯温度を８４０℃まで上げても、
高温鋳造に起因した鋳造組織の粗大化や鋳造割れがアル
ミニウム合金鋳塊に発生しない。そのため、Ｚｒが十分
に強制固溶されると共に、時効処理で耐熱性向上に有効
なＡｌ3Ｚｒが微細に析出する。しかも、ＳｃがＳｃＡ
ｌ3として分散析出するため、従来にない優れた耐熱性
が得られる。
添加元素が及ぼす影響を種々調査・研究した。その過程
で、Ａｌ−Ｚｒ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金にＳｃを添加する
と、Ｚｒの強制固溶に十分な高温で鋳造した場合でも鋳
塊の結晶粒が微細化され、しかも耐熱性改善に有効なＳ
ｃＡｌ3として分散析出することを見出した。このＳｃ
の作用を利用するとき、Ｚｒの強制固溶が図られ、耐熱
性が改善されると共に時効処理後にＡｌ3Ｚｒ及びＳｃ
Ａｌ3が微細均一に析出した合金線が得られる。Ｓｃを
添加しないアルミニウム合金溶湯では、Ｚｒの強制固溶
から溶湯温度の下限が７４０℃に、鋳造欠陥の発生を防
止することから上限が８００℃に設定されている。その
ため、Ｚｒを十分に強制固溶させることができず、溶湯
に添加されるＺｒが量的制約を受ける。これに対し、Ｓ
ｃを添加するとき、溶湯温度を８４０℃まで上げても、
高温鋳造に起因した鋳造組織の粗大化や鋳造割れがアル
ミニウム合金鋳塊に発生しない。そのため、Ｚｒが十分
に強制固溶されると共に、時効処理で耐熱性向上に有効
なＡｌ3Ｚｒが微細に析出する。しかも、ＳｃがＳｃＡ
ｌ3として分散析出するため、従来にない優れた耐熱性
が得られる。
【０００９】以下、本発明アルミニウム合金の合金成
分，含有量等について説明する。 Ｚｒ：０．２０〜０．５０質量％ 微細なＡｌ3Ｚｒとしてマトリックスに析出し、合金線
の耐熱性及び強度を向上させる合金元素であり、０．２
０質量％以上で十分な耐熱性及び強度が得られる。しか
し、０．５０質量％を超える多量のＺｒを添加すると、
連続鋳造時に鋳造割れが多発する。また、多量のＺｒ添
加は、合金線の導電率を低下させる傾向も示す。 Ｓｉ：０．０３〜０．２質量％ 時効処理工程でＡｌ3Ｚｒの析出を促進させる作用を呈
し、０．０３質量％以上でＳｉの作用が顕著になる。し
かし、Ｓｉ含有量が０．２質量％を超えると、Ａｌ3Ｚ
ｒ析出の促進作用が飽和するばかりでなく、導電率が低
下する。 Ｆｅ：０．０８〜０．３質量％ 合金線の強度を向上させる上で有効な合金元素であり、
０．０８質量％以上で十分な強度が得られる。しかし、
Ｆｅ含有量が０．３質量％を超えると、強度向上の効果
よりも導電率の低下が顕著になる。
分，含有量等について説明する。 Ｚｒ：０．２０〜０．５０質量％ 微細なＡｌ3Ｚｒとしてマトリックスに析出し、合金線
の耐熱性及び強度を向上させる合金元素であり、０．２
０質量％以上で十分な耐熱性及び強度が得られる。しか
し、０．５０質量％を超える多量のＺｒを添加すると、
連続鋳造時に鋳造割れが多発する。また、多量のＺｒ添
加は、合金線の導電率を低下させる傾向も示す。 Ｓｉ：０．０３〜０．２質量％ 時効処理工程でＡｌ3Ｚｒの析出を促進させる作用を呈
し、０．０３質量％以上でＳｉの作用が顕著になる。し
かし、Ｓｉ含有量が０．２質量％を超えると、Ａｌ3Ｚ
ｒ析出の促進作用が飽和するばかりでなく、導電率が低
下する。 Ｆｅ：０．０８〜０．３質量％ 合金線の強度を向上させる上で有効な合金元素であり、
０．０８質量％以上で十分な強度が得られる。しかし、
Ｆｅ含有量が０．３質量％を超えると、強度向上の効果
よりも導電率の低下が顕著になる。
【００１０】Ｓｃ：０．００５〜０．１０質量％ 連続鋳造によって得られた鋳塊の結晶粒を微細化そて鋳
造割れを防止し、ＳｃＡｌ3として分散析出することに
より耐熱性を向上する作用を呈する。鋳造割れ防止作用
及び耐熱性改善効果は、０．００５質量％以上のＳｃ含
有量で顕著になる。しかし、Ｓｃ含有量が０．１０質量
％を超えると、結晶粒微細化作用が飽和する。Ｓｃは、
たとえばＡｌ−２〜５％Ｓｃ合金としてアルミニウム溶
湯に添加することができる。具体的には、Ａｌ−５％Ｓ
ｃ合金の炉中添加やＡｌ−３．５％Ｓｃ合金の樋中添加
等がある。
造割れを防止し、ＳｃＡｌ3として分散析出することに
より耐熱性を向上する作用を呈する。鋳造割れ防止作用
及び耐熱性改善効果は、０．００５質量％以上のＳｃ含
有量で顕著になる。しかし、Ｓｃ含有量が０．１０質量
％を超えると、結晶粒微細化作用が飽和する。Ｓｃは、
たとえばＡｌ−２〜５％Ｓｃ合金としてアルミニウム溶
湯に添加することができる。具体的には、Ａｌ−５％Ｓ
ｃ合金の炉中添加やＡｌ−３．５％Ｓｃ合金の樋中添加
等がある。
【００１１】Ｔｉ：０．００５〜０．０５質量％ 結晶粒を微細化させる作用を呈する。Ｔｉ含有量が０．
００５質量％以上になると、ベルト面の柱状晶層が５ｍ
ｍ以下の微細鋳造組織が得られ、鋳造割れが発生しにく
くなる。しかし、Ｔｉ単独の微細化作用は高温鋳造では
発揮されず、Ｓｃとの併用添加によって始めて高温鋳造
時に結晶粒が微細化される。また、Ｔｉ含有量が０．０
５質量％を超えると、導電率が低下する。本発明のアル
ミニウム合金は、以上のＺｒ，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｓｃ及びＴ
ｉを必須成分として含み、必要に応じてＣｕ：０．２０
質量％以下が添加される。また、通常の電気用地金で規
定されているレベルで不純物を含むことができる。
００５質量％以上になると、ベルト面の柱状晶層が５ｍ
ｍ以下の微細鋳造組織が得られ、鋳造割れが発生しにく
くなる。しかし、Ｔｉ単独の微細化作用は高温鋳造では
発揮されず、Ｓｃとの併用添加によって始めて高温鋳造
時に結晶粒が微細化される。また、Ｔｉ含有量が０．０
５質量％を超えると、導電率が低下する。本発明のアル
ミニウム合金は、以上のＺｒ，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｓｃ及びＴ
ｉを必須成分として含み、必要に応じてＣｕ：０．２０
質量％以下が添加される。また、通常の電気用地金で規
定されているレベルで不純物を含むことができる。
【００１２】鋳造温度：７６０〜８４０℃ 所定成分の溶湯に調製された後、鋳造温度７６０〜８４
０℃で連続鋳造される。この鋳造温度は、従来のＡｌ3
Ｚｒ析出型合金に比較して高く、Ｚｒが十分に強制固溶
される。鋳造温度が７６０℃より低いと、Ｚｒを過飽和
状態で強制固溶させることが困難になり、鋳造時に粗大
なＡｌ3Ｚｒの晶出物が生じる。粗大晶出物は、圧延時
に断線を発生させる原因となる。しかし、８４０℃を超
える鋳造温度では、Ｓｃの作用が相殺され、鋳造組織の
結晶粒が粗大化し易くなる。その結果、粒界割れに起因
した鋳造割れが発生し、製品歩留りが低下する。
０℃で連続鋳造される。この鋳造温度は、従来のＡｌ3
Ｚｒ析出型合金に比較して高く、Ｚｒが十分に強制固溶
される。鋳造温度が７６０℃より低いと、Ｚｒを過飽和
状態で強制固溶させることが困難になり、鋳造時に粗大
なＡｌ3Ｚｒの晶出物が生じる。粗大晶出物は、圧延時
に断線を発生させる原因となる。しかし、８４０℃を超
える鋳造温度では、Ｓｃの作用が相殺され、鋳造組織の
結晶粒が粗大化し易くなる。その結果、粒界割れに起因
した鋳造割れが発生し、製品歩留りが低下する。
【００１３】連続圧延後の熱処理条件：３５０〜４５０
℃に２４〜６０時間加熱 連続圧延されたアルミニウム合金は、微細なＡｌ3Ｚｒ
を析出させるため、３５０〜４５０℃に２４〜６０時間
加熱する時効処理が施される。超耐熱アルミニウム合金
線では、４００℃以上の温度に加熱し、Ａｌ3Ｚｒを十
分に析出させる。特別耐熱アルミニウム合金線では、導
電率が５８％以上あればよいことから、加熱温度の下限
を３５０℃に設定することもできる。加熱温度が下限値
を下回ると、Ａｌ3Ｚｒの析出速度が遅くなり、加熱に
長時間を必要とする。逆に、４５０℃を超える加熱温度
では、析出したＡｌ3Ｚｒが粗大化し、耐熱性が低下す
る。また、２４時間未満の時効処理では、Ａｌ3Ｚｒの
析出が不十分となり、必要とする強度が得られない。し
かし、６０時間以上加熱することは、熱処理コストを考
慮すると工業的に無意味となる。
℃に２４〜６０時間加熱 連続圧延されたアルミニウム合金は、微細なＡｌ3Ｚｒ
を析出させるため、３５０〜４５０℃に２４〜６０時間
加熱する時効処理が施される。超耐熱アルミニウム合金
線では、４００℃以上の温度に加熱し、Ａｌ3Ｚｒを十
分に析出させる。特別耐熱アルミニウム合金線では、導
電率が５８％以上あればよいことから、加熱温度の下限
を３５０℃に設定することもできる。加熱温度が下限値
を下回ると、Ａｌ3Ｚｒの析出速度が遅くなり、加熱に
長時間を必要とする。逆に、４５０℃を超える加熱温度
では、析出したＡｌ3Ｚｒが粗大化し、耐熱性が低下す
る。また、２４時間未満の時効処理では、Ａｌ3Ｚｒの
析出が不十分となり、必要とする強度が得られない。し
かし、６０時間以上加熱することは、熱処理コストを考
慮すると工業的に無意味となる。
【００１４】冷間伸線後の熱処理（１）：１６０〜２２
０℃に５〜２０時間加熱 超耐熱アルミニウム合金線は、冷間伸線後、必要に応じ
て１６０〜２２０℃に５〜２０時間加熱される。この加
熱により、伸線加工時の転位が回復し、導電率及び耐熱
性が向上する。導電率向上のためには、１６０℃以上の
加熱が必要である。しかし、２２０℃を超える加熱は、
回復が過度に進行し、強度を低下させる。 冷間伸線後の熱処理（２）：３６０〜４２０℃に３〜１
０時間加熱 特別耐熱アルミニウム合金線は、冷間伸線後、必要に応
じて３６０〜４２０℃に３〜１０時間加熱される。この
加熱により、転位密度が減少し、耐熱性が向上する。３
６０℃未満又は３時間未満の加熱では、転位の回復が不
十分であり、耐熱性の向上に効果がない。逆に、４２０
℃又は１０時間を超える加熱では、回復が過度に進行
し、強度が低下する。
０℃に５〜２０時間加熱 超耐熱アルミニウム合金線は、冷間伸線後、必要に応じ
て１６０〜２２０℃に５〜２０時間加熱される。この加
熱により、伸線加工時の転位が回復し、導電率及び耐熱
性が向上する。導電率向上のためには、１６０℃以上の
加熱が必要である。しかし、２２０℃を超える加熱は、
回復が過度に進行し、強度を低下させる。 冷間伸線後の熱処理（２）：３６０〜４２０℃に３〜１
０時間加熱 特別耐熱アルミニウム合金線は、冷間伸線後、必要に応
じて３６０〜４２０℃に３〜１０時間加熱される。この
加熱により、転位密度が減少し、耐熱性が向上する。３
６０℃未満又は３時間未満の加熱では、転位の回復が不
十分であり、耐熱性の向上に効果がない。逆に、４２０
℃又は１０時間を超える加熱では、回復が過度に進行
し、強度が低下する。
【００１５】
【実施例】電気用アルミニウム地金を溶解し、Ｚｒ，Ｆ
ｅ，Ｓｉ，Ｔｉ及びＳｃを種々の量で添加し、表２及び
表３に示す組成のアルミニウム合金を溶製した。これら
合金を種々の鋳造温度でプロペルチ法よって連続鋳造
し、引き続く圧延で直径９．５ｍｍの荒引き線を得た。
鋳造温度，鋳造割れの有無，鋳造組織及び圧延時の割れ
の有無を表２及び表３に併せ示す。なお、鋳造組織は、
図１に示すように、柱状晶が発達した組織をＣ，柱状晶
と等軸晶が混在した組織をＭ，微細な等軸晶からなる組
織をＡとして表２及び表３に示した。鋳造組織Ａでは、
平均粒径０．３ｍｍの等軸晶が発生していた。また、割
れを発生しない鋳造組織Ｍでは、等軸晶の占める割合が
４０％以上となっていた。
ｅ，Ｓｉ，Ｔｉ及びＳｃを種々の量で添加し、表２及び
表３に示す組成のアルミニウム合金を溶製した。これら
合金を種々の鋳造温度でプロペルチ法よって連続鋳造
し、引き続く圧延で直径９．５ｍｍの荒引き線を得た。
鋳造温度，鋳造割れの有無，鋳造組織及び圧延時の割れ
の有無を表２及び表３に併せ示す。なお、鋳造組織は、
図１に示すように、柱状晶が発達した組織をＣ，柱状晶
と等軸晶が混在した組織をＭ，微細な等軸晶からなる組
織をＡとして表２及び表３に示した。鋳造組織Ａでは、
平均粒径０．３ｍｍの等軸晶が発生していた。また、割
れを発生しない鋳造組織Ｍでは、等軸晶の占める割合が
４０％以上となっていた。
【００１６】
【００１７】
【００１８】荒引き線に熱処理を施した後、直径３．８
ｍｍの素線に冷間伸線した。素線から超耐熱合金線を得
る場合には表４及び表５の熱処理を素線に施し、特別耐
熱合金線を得る場合には表６及び表７の熱処理を施し
た。熱処理後の各合金線について、導電率，引張り強さ
及び耐熱性残存率を調査した。超耐熱合金線では、直径
３．８ｍｍの合金線を２８０℃に１時間加熱する前後の
引張り強さを測定し、加熱前の引張り強さに対する加熱
後の引張り強さの比率で耐熱性残存率を表した。特別耐
熱合金線では、直径３．８ｍｍの合金線を４００℃に４
時間加熱する前後の引張り強さを測定し、加熱前の引張
り強さに対する加熱後の引張り強さの比率で耐熱性残存
率を表した。
ｍｍの素線に冷間伸線した。素線から超耐熱合金線を得
る場合には表４及び表５の熱処理を素線に施し、特別耐
熱合金線を得る場合には表６及び表７の熱処理を施し
た。熱処理後の各合金線について、導電率，引張り強さ
及び耐熱性残存率を調査した。超耐熱合金線では、直径
３．８ｍｍの合金線を２８０℃に１時間加熱する前後の
引張り強さを測定し、加熱前の引張り強さに対する加熱
後の引張り強さの比率で耐熱性残存率を表した。特別耐
熱合金線では、直径３．８ｍｍの合金線を４００℃に４
時間加熱する前後の引張り強さを測定し、加熱前の引張
り強さに対する加熱後の引張り強さの比率で耐熱性残存
率を表した。
【００１９】調査結果を示す表４及び表６から明らかな
ように、本発明に従って得られた超耐熱合金線は、６０
％ＩＡＣＳ以上の導電率及び１７．３ｋｇｆ／ｍｍ2以
上の引張り強さをもち、９０％を超える耐熱性残存率を
示していた。また、本発明に従って得られた特別耐熱合
金線は、５８％ＩＡＣＳ以上の導電率及び１７．３ｋｇ
ｆ／ｍｍ2以上の引張り強さをもち、９０％を超える耐
熱性残存率を示していた。他方、比較例の超耐熱合金線
及び特別耐熱合金線は、導電率，引張り強さ及び耐熱性
残存率の何れかが要求特性を満足していなかった。たと
えば、試験番号１６では、Ｚｒ含有量が低いため耐熱性
が不足していた。試験番号１７〜１９，２４〜２８の比
較例では、鋳造時に鋳造割れ或いは圧延時に断線が発生
していた。Ｓｉ含有量が低い試験番号２０では強度が不
足し、Ｓｉ含有量が高い試験番号２１では導電率が不足
していた。また、Ｆｅ含有量が低い試験番号２２では強
度が不足し、Ｆｅ含有量が高い試験番号２３では導電率
が不足していた。
ように、本発明に従って得られた超耐熱合金線は、６０
％ＩＡＣＳ以上の導電率及び１７．３ｋｇｆ／ｍｍ2以
上の引張り強さをもち、９０％を超える耐熱性残存率を
示していた。また、本発明に従って得られた特別耐熱合
金線は、５８％ＩＡＣＳ以上の導電率及び１７．３ｋｇ
ｆ／ｍｍ2以上の引張り強さをもち、９０％を超える耐
熱性残存率を示していた。他方、比較例の超耐熱合金線
及び特別耐熱合金線は、導電率，引張り強さ及び耐熱性
残存率の何れかが要求特性を満足していなかった。たと
えば、試験番号１６では、Ｚｒ含有量が低いため耐熱性
が不足していた。試験番号１７〜１９，２４〜２８の比
較例では、鋳造時に鋳造割れ或いは圧延時に断線が発生
していた。Ｓｉ含有量が低い試験番号２０では強度が不
足し、Ｓｉ含有量が高い試験番号２１では導電率が不足
していた。また、Ｆｅ含有量が低い試験番号２２では強
度が不足し、Ｆｅ含有量が高い試験番号２３では導電率
が不足していた。
【００２０】
【００２１】
【００２２】
【００２３】
【００２４】同じ組成のアルミニウム合金に超耐熱用の
熱処理を施した場合でも、熱処理条件が本発明で規定し
た範囲を外れるとき、表８に示すように特性が劣ってい
た。すなわち、荒引き後の熱処理温度が低い例１Ａでは
導電率が不足し、熱処理時間が短い例１Ｂでは強度が不
足し、熱処理温度が高い例１Ｃでは耐熱性が不足してい
た。また、熱処理温度が長い例１Ｄでは、要求特性が満
足されているものの、本発明に従って熱処理された超耐
熱合金線（表４の試験番号１）に比較して実質的な相違
がみられず、熱エネルギーの浪費に止まった。同様に、
同じ組成のアルミニウム合金に特別耐熱用の熱処理を施
した場合でも、熱処理条件が本発明で規定した範囲を外
れるとき、表９に示すように特性が劣っていた。すなわ
ち、荒引き後の熱処理温度が低い例１Ｅ及び熱処理時間
が短い例１Ｆでは強度が不足し、熱処理温度が高い例１
Ｇでは耐熱性が不足していた。長時間の熱処理を施した
例１Ｈは、特別耐熱合金線（表５の試験番号１）と特性
値が変わらず、熱処理が長くなるだけであった。素線の
熱処理も、本発明で規定した範囲が有効であることが表
９から判る。熱処理温度が低い例１Ｉ及び熱処理時間が
短い例１Ｊでは耐熱性が不足し、熱処理温度が高い１Ｋ
及び熱処理時間が長い例１Ｌでは強度が不足していた。
熱処理を施した場合でも、熱処理条件が本発明で規定し
た範囲を外れるとき、表８に示すように特性が劣ってい
た。すなわち、荒引き後の熱処理温度が低い例１Ａでは
導電率が不足し、熱処理時間が短い例１Ｂでは強度が不
足し、熱処理温度が高い例１Ｃでは耐熱性が不足してい
た。また、熱処理温度が長い例１Ｄでは、要求特性が満
足されているものの、本発明に従って熱処理された超耐
熱合金線（表４の試験番号１）に比較して実質的な相違
がみられず、熱エネルギーの浪費に止まった。同様に、
同じ組成のアルミニウム合金に特別耐熱用の熱処理を施
した場合でも、熱処理条件が本発明で規定した範囲を外
れるとき、表９に示すように特性が劣っていた。すなわ
ち、荒引き後の熱処理温度が低い例１Ｅ及び熱処理時間
が短い例１Ｆでは強度が不足し、熱処理温度が高い例１
Ｇでは耐熱性が不足していた。長時間の熱処理を施した
例１Ｈは、特別耐熱合金線（表５の試験番号１）と特性
値が変わらず、熱処理が長くなるだけであった。素線の
熱処理も、本発明で規定した範囲が有効であることが表
９から判る。熱処理温度が低い例１Ｉ及び熱処理時間が
短い例１Ｊでは耐熱性が不足し、熱処理温度が高い１Ｋ
及び熱処理時間が長い例１Ｌでは強度が不足していた。
【００２５】
【００２６】
【００２７】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、多量のＺｒを含むアルミニウム合金溶湯を連続鋳造
圧延するとき、Ｓｃの添加によって鋳造組織を微細化
し、鋳造割れの発生を防止すると共に、ＳｃＡｌ3の分
散析出により耐熱性も向上させている。また、微細な鋳
造組織のため、荒引き，冷間伸線等の際にも割れ，破断
等が発生することがない。その結果、超耐熱用，特別耐
熱用等として使用される高濃度でＺｒを含む導電用耐熱
性アルミニウム合金線を高歩留り，低コストで製造する
ことが可能になる。
は、多量のＺｒを含むアルミニウム合金溶湯を連続鋳造
圧延するとき、Ｓｃの添加によって鋳造組織を微細化
し、鋳造割れの発生を防止すると共に、ＳｃＡｌ3の分
散析出により耐熱性も向上させている。また、微細な鋳
造組織のため、荒引き，冷間伸線等の際にも割れ，破断
等が発生することがない。その結果、超耐熱用，特別耐
熱用等として使用される高濃度でＺｒを含む導電用耐熱
性アルミニウム合金線を高歩留り，低コストで製造する
ことが可能になる。
【図１】 柱状晶が発達した鋳造組織，柱状晶と等軸晶
が混合した鋳造組織及び等軸晶からなる鋳造組織
が混合した鋳造組織及び等軸晶からなる鋳造組織
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６３０Ｋ ６５０ ６５０Ａ ６６１ ６６１Ａ ６８１ ６８１ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ｃ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｚｒ：０．２０〜０．５０質量％，Ｓ
ｉ：０．０３〜０．２質量％，Ｆｅ：０．０８〜０．３
質量％，Ｓｃ：０．００５〜０．２０質量％及びＴｉ：
０．００５〜０．０５質量％を含む導電用耐熱性アルミ
ニウム合金。 - 【請求項２】 請求項１記載の組成を持つアルミニウム
合金溶湯を７６０〜８４０℃の温度で連続鋳造し、引き
続き連続圧延する導電用耐熱性アルミニウム合金荒引き
線の製造方法。 - 【請求項３】 請求項２記載の連続圧延後に、３５０〜
４５０℃に２４〜６０時間加熱する熱処理を施す導電用
耐熱性アルミニウム合金荒引き線の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３記載の熱処理が施された荒引き
線を冷間伸線し、得られた伸線を１６０〜２２０℃に５
〜２０時間加熱する導電用耐熱性アルミニウム合金線の
製造方法。 - 【請求項５】 請求項２記載の連続圧延後に、３５０〜
４５０℃に３０〜６０時間加熱し、冷間伸線，次いで３
６０〜４２０℃に３〜１０時間加熱する熱処理を施す導
電用耐熱性アルミニウム合金線の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000068362A JP2001254132A (ja) | 2000-03-13 | 2000-03-13 | 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000068362A JP2001254132A (ja) | 2000-03-13 | 2000-03-13 | 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001254132A true JP2001254132A (ja) | 2001-09-18 |
Family
ID=18587424
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000068362A Pending JP2001254132A (ja) | 2000-03-13 | 2000-03-13 | 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001254132A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102127666A (zh) * | 2011-03-03 | 2011-07-20 | 安徽省惠尔电气有限公司 | 一种稀土铝合金导体及其制备方法 |
| JP2013095987A (ja) * | 2011-11-03 | 2013-05-20 | Hitachi Cable Ltd | アルミニウム合金線及びその製造方法 |
| WO2014103888A1 (ja) * | 2012-12-27 | 2014-07-03 | 大電株式会社 | アルミニウム基導電材料及びそれを用いたケーブル |
| EP2754725A4 (en) * | 2011-09-05 | 2015-06-17 | Dyden Corp | ALUMINUM ELECTROCONDUCTIVE MATERIAL AND ELECTRIC WIRE AND CABLE OBTAINED USING THE SAME |
| CN114657403A (zh) * | 2022-03-25 | 2022-06-24 | 中南大学 | 一种高导耐热耐损伤铝合金导体材料的制备方法 |
| CN115449658A (zh) * | 2022-08-16 | 2022-12-09 | 洛阳龙鼎铝业有限公司 | 一种8011l合金铸轧坯料无裂边生产工艺 |
-
2000
- 2000-03-13 JP JP2000068362A patent/JP2001254132A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102127666A (zh) * | 2011-03-03 | 2011-07-20 | 安徽省惠尔电气有限公司 | 一种稀土铝合金导体及其制备方法 |
| EP2754725A4 (en) * | 2011-09-05 | 2015-06-17 | Dyden Corp | ALUMINUM ELECTROCONDUCTIVE MATERIAL AND ELECTRIC WIRE AND CABLE OBTAINED USING THE SAME |
| US9779849B2 (en) | 2011-09-05 | 2017-10-03 | Dyden Corporation | Aluminum-based conductive material and electric wire and cable using the same |
| JP2013095987A (ja) * | 2011-11-03 | 2013-05-20 | Hitachi Cable Ltd | アルミニウム合金線及びその製造方法 |
| WO2014103888A1 (ja) * | 2012-12-27 | 2014-07-03 | 大電株式会社 | アルミニウム基導電材料及びそれを用いたケーブル |
| CN114657403A (zh) * | 2022-03-25 | 2022-06-24 | 中南大学 | 一种高导耐热耐损伤铝合金导体材料的制备方法 |
| CN115449658A (zh) * | 2022-08-16 | 2022-12-09 | 洛阳龙鼎铝业有限公司 | 一种8011l合金铸轧坯料无裂边生产工艺 |
| CN115449658B (zh) * | 2022-08-16 | 2023-10-24 | 洛阳龙鼎铝业有限公司 | 一种8011l合金铸轧坯料无裂边生产工艺 |
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