JPH0517854A - 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法Info
- Publication number
- JPH0517854A JPH0517854A JP19707891A JP19707891A JPH0517854A JP H0517854 A JPH0517854 A JP H0517854A JP 19707891 A JP19707891 A JP 19707891A JP 19707891 A JP19707891 A JP 19707891A JP H0517854 A JPH0517854 A JP H0517854A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- temperature
- ingot
- heat resistance
- content
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 導電率が６０．０％以上，連続使用温度が２
１０℃で、所定の強度を有する高耐熱性Ａｌ合金（ＺＴ
Ａｌ）を効率よく製造する方法を提供する。 【構成】 Ａｌ−Ｚｒ系合金にＦｅ，Ｓｉ，Ｂｅを所定
量含有させたＡｌ合金を７５０℃以上の温度で鋳造し
て、Ｚｒが強制固溶した鋳塊となし、この鋳塊を所定温
度で熱間圧延して、鋳造組織の破壊と巨大晶出物の粉砕
がなされ且つＺｒの析出サイトとなる転位が増殖した荒
引線となし、次いでこの荒引線に時効処理と冷間加工を
施す。 【効果】 荒引線の時効処理にて、Ｚｒが、合金元素の
ＳｉとＢｅの析出促進効果により転位上に短時間のうち
に均一微細に析出し、導電率の回復と耐熱性の向上が計
れる。又鋳造組織の破壊、粉砕した晶出物、Ｆｅ等の合
金元素、冷間加工等の作用により所定の強度が得られ
る。
１０℃で、所定の強度を有する高耐熱性Ａｌ合金（ＺＴ
Ａｌ）を効率よく製造する方法を提供する。 【構成】 Ａｌ−Ｚｒ系合金にＦｅ，Ｓｉ，Ｂｅを所定
量含有させたＡｌ合金を７５０℃以上の温度で鋳造し
て、Ｚｒが強制固溶した鋳塊となし、この鋳塊を所定温
度で熱間圧延して、鋳造組織の破壊と巨大晶出物の粉砕
がなされ且つＺｒの析出サイトとなる転位が増殖した荒
引線となし、次いでこの荒引線に時効処理と冷間加工を
施す。 【効果】 荒引線の時効処理にて、Ｚｒが、合金元素の
ＳｉとＢｅの析出促進効果により転位上に短時間のうち
に均一微細に析出し、導電率の回復と耐熱性の向上が計
れる。又鋳造組織の破壊、粉砕した晶出物、Ｆｅ等の合
金元素、冷間加工等の作用により所定の強度が得られ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、導電率，強度，耐熱性
に優れた導電用高耐熱性アルミニウム合金を短時間で効
率よく製造する方法に関する。
に優れた導電用高耐熱性アルミニウム合金を短時間で効
率よく製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】架空送電線には、一般に鋼線の周囲に電
気用アルミ線を撚合わせた鋼芯アルミ撚線が用いられて
いる。特に耐熱性が要求される所には、電気用アルミ線
に代えてＡｌ−Ｚｒ系の耐熱アルミ線を用いた鋼芯耐熱
アルミ撚線が用いられている。通常の耐熱アルミ線はＡ
ｌにＺｒを微量添加し、これを固溶させて耐熱性を持た
せており、例えば連続使用温度が１５０℃で，導電率が
６０％の耐熱アルミ合金（６０ＴＡｌ）が知られてい
る。
気用アルミ線を撚合わせた鋼芯アルミ撚線が用いられて
いる。特に耐熱性が要求される所には、電気用アルミ線
に代えてＡｌ−Ｚｒ系の耐熱アルミ線を用いた鋼芯耐熱
アルミ撚線が用いられている。通常の耐熱アルミ線はＡ
ｌにＺｒを微量添加し、これを固溶させて耐熱性を持た
せており、例えば連続使用温度が１５０℃で，導電率が
６０％の耐熱アルミ合金（６０ＴＡｌ）が知られてい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところで、近年、架空
送電線の通電容量を増大させる要望が強く、これに呼応
して導電率を従来と同じ６０％に維持し、連続使用温度
を２１０℃に向上させた高耐熱性Ａｌ合金線材（ＺＴＡ
ｌ）の開発が活発になされるようになった。この高耐熱
性Ａｌ合金は、従来のＡｌ−Ｚｒ系合金のＺｒの添加量
を増やし、更にこれにＳｉを添加した合金を連続鋳造圧
延方法により荒引線に加工し、この荒引線を時効処理し
てＺｒを均一微細に析出させて製造していたが、この方
法ではＺｒを析出させる為の時効処理に長時間を要し、
生産性に劣るという問題があった。
送電線の通電容量を増大させる要望が強く、これに呼応
して導電率を従来と同じ６０％に維持し、連続使用温度
を２１０℃に向上させた高耐熱性Ａｌ合金線材（ＺＴＡ
ｌ）の開発が活発になされるようになった。この高耐熱
性Ａｌ合金は、従来のＡｌ−Ｚｒ系合金のＺｒの添加量
を増やし、更にこれにＳｉを添加した合金を連続鋳造圧
延方法により荒引線に加工し、この荒引線を時効処理し
てＺｒを均一微細に析出させて製造していたが、この方
法ではＺｒを析出させる為の時効処理に長時間を要し、
生産性に劣るという問題があった。
【０００４】
【課題を解決する為の手段及び作用】本発明はかかる状
況に鑑み鋭意研究を行って、Ａｌ−Ｚｒ系合金にＳｉと
Ｂｅを所定量含有せしめ、これに所定の条件で熱間加工
及び時効処理を施すと固溶Ｚｒが比較的短時間で均一微
細に析出することを見出し、更に研究を進めて本発明を
完成させるに到ったものである。即ち、本発明は、Ｚｒ
を０．１５〜０．４WT％，Ｆｅを０．１〜０．５WT％，
Ｓｉを０．０５〜０．２WT％，Ｂｅを０．００５〜０．
０５WT％含有し、且つＳｉとＢｅの含有量が次の関係
式、０．３Ｘ＋Ｙ≧０．０３５WT％，０．４Ｘ＋Ｙ≦
０．１１WT％（但し、式中Ｘ及びＹは各々Ｓｉ及びＢｅ
のWT％で示される含有量。）を満足し、残部がＡｌと不
可避不純物からなるＡｌ合金を加熱溶融し、この加熱溶
融したＡｌ合金を７５０℃以上の温度で鋳造して鋳塊と
なし、次いでこの鋳塊に５５０℃以下の温度で熱間圧延
を開始し、仕上がり温度が３５０℃以下の温度となる間
に減面率８０％以上の加工を施して荒引線となし、次い
でこの荒引線に３５０〜５００℃の温度範囲で１０〜７
０時間の時効処理を施したのち、減面率６５％以上の冷
間加工を施すことを特徴とするものである。
況に鑑み鋭意研究を行って、Ａｌ−Ｚｒ系合金にＳｉと
Ｂｅを所定量含有せしめ、これに所定の条件で熱間加工
及び時効処理を施すと固溶Ｚｒが比較的短時間で均一微
細に析出することを見出し、更に研究を進めて本発明を
完成させるに到ったものである。即ち、本発明は、Ｚｒ
を０．１５〜０．４WT％，Ｆｅを０．１〜０．５WT％，
Ｓｉを０．０５〜０．２WT％，Ｂｅを０．００５〜０．
０５WT％含有し、且つＳｉとＢｅの含有量が次の関係
式、０．３Ｘ＋Ｙ≧０．０３５WT％，０．４Ｘ＋Ｙ≦
０．１１WT％（但し、式中Ｘ及びＹは各々Ｓｉ及びＢｅ
のWT％で示される含有量。）を満足し、残部がＡｌと不
可避不純物からなるＡｌ合金を加熱溶融し、この加熱溶
融したＡｌ合金を７５０℃以上の温度で鋳造して鋳塊と
なし、次いでこの鋳塊に５５０℃以下の温度で熱間圧延
を開始し、仕上がり温度が３５０℃以下の温度となる間
に減面率８０％以上の加工を施して荒引線となし、次い
でこの荒引線に３５０〜５００℃の温度範囲で１０〜７
０時間の時効処理を施したのち、減面率６５％以上の冷
間加工を施すことを特徴とするものである。
【０００５】本発明方法において、合金元素のＺｒは耐
熱性を向上させる作用を果たすもので、その含有量を
０．１５〜０．４WT％（以下％と略記する。）の範囲に
限定した理由は、Ｚｒ含有量が０．１５％未満では十分
な耐熱性が得られず、０．４％を超えると鋳造時にＺｒ
が粗大なＡｌ3 Ｚｒ化合物として晶出して、かえって耐
熱性を害する上に強度及び導電率を下げ、又コスト的に
も不利である。又合金元素のＦｅは強度を高める作用を
果たすもので、その含有量を０．１〜０．５％に限定し
た理由は，０．１％未満では、十分な強度が得られず、
０．５％を超えるとその効果が飽和するのみならず、導
電率や耐熱性が低下する為である。又ＳｉはＺｒの析出
を促進し、強度を向上させる為に添加するものであり、
その含有量を０．０５〜０．２％に限定した理由は、
０．０５％未満ではその効果が認められず、０．２％を
超えるとその効果が飽和する上、導電率を害し、更に鋳
塊の脆化を招くからである。又ＢｅはＺｒの析出を促進
し、又導電率をあまり下げずに強度を向上させる作用を
果たすもので、その含有量を０．００５〜０．０５％に
限定した理由は、０．００５％未満では、その効果が十
分には認められず、０．０５％を超えるとＢｅは高価故
にコスト的に不利になる為である。更にＳｉとＢｅの含
有量については、次の関係式、０．３Ｘ＋Ｙ≧０．０３
５％，０．４Ｘ＋Ｙ≦０．１１％（但し、式中Ｘ及びＹ
は各々Ｓｉ及びＢｅの％で示される含有量。）を満足す
るように限定したが、その限定理由は、ＳｉとＢｅの含
有量が前者の関係式を外れて少なく含有されると、Ｚｒ
の析出を促進する作用が十分でなくなって耐熱性が低下
し、又後者の関係式を外れて多く含有されるとＺｒの析
出を促進する作用が飽和する上、高価なＢｅを過剰に添
加することになりコスト的不利を招き、又過剰のＳｉは
導電率に悪影響を及ぼす為である。尚、本発明方法にお
いて、上記合金元素を添加するＡｌ地金には、一般電気
用Ａｌ地金が用いられる。前記地金に含まれる不可避不
純物が、得られるＡｌ合金線材の特性を損なうようなこ
とはない。
熱性を向上させる作用を果たすもので、その含有量を
０．１５〜０．４WT％（以下％と略記する。）の範囲に
限定した理由は、Ｚｒ含有量が０．１５％未満では十分
な耐熱性が得られず、０．４％を超えると鋳造時にＺｒ
が粗大なＡｌ3 Ｚｒ化合物として晶出して、かえって耐
熱性を害する上に強度及び導電率を下げ、又コスト的に
も不利である。又合金元素のＦｅは強度を高める作用を
果たすもので、その含有量を０．１〜０．５％に限定し
た理由は，０．１％未満では、十分な強度が得られず、
０．５％を超えるとその効果が飽和するのみならず、導
電率や耐熱性が低下する為である。又ＳｉはＺｒの析出
を促進し、強度を向上させる為に添加するものであり、
その含有量を０．０５〜０．２％に限定した理由は、
０．０５％未満ではその効果が認められず、０．２％を
超えるとその効果が飽和する上、導電率を害し、更に鋳
塊の脆化を招くからである。又ＢｅはＺｒの析出を促進
し、又導電率をあまり下げずに強度を向上させる作用を
果たすもので、その含有量を０．００５〜０．０５％に
限定した理由は、０．００５％未満では、その効果が十
分には認められず、０．０５％を超えるとＢｅは高価故
にコスト的に不利になる為である。更にＳｉとＢｅの含
有量については、次の関係式、０．３Ｘ＋Ｙ≧０．０３
５％，０．４Ｘ＋Ｙ≦０．１１％（但し、式中Ｘ及びＹ
は各々Ｓｉ及びＢｅの％で示される含有量。）を満足す
るように限定したが、その限定理由は、ＳｉとＢｅの含
有量が前者の関係式を外れて少なく含有されると、Ｚｒ
の析出を促進する作用が十分でなくなって耐熱性が低下
し、又後者の関係式を外れて多く含有されるとＺｒの析
出を促進する作用が飽和する上、高価なＢｅを過剰に添
加することになりコスト的不利を招き、又過剰のＳｉは
導電率に悪影響を及ぼす為である。尚、本発明方法にお
いて、上記合金元素を添加するＡｌ地金には、一般電気
用Ａｌ地金が用いられる。前記地金に含まれる不可避不
純物が、得られるＡｌ合金線材の特性を損なうようなこ
とはない。
【０００６】本発明方法において、前記Ａｌ合金の鋳造
温度を７５０℃以上に限定した理由は、Ａｌマトリック
ス中にＺｒをできるだけ多く強制固溶させて耐熱性の向
上を計る為で、７５０℃未満では粗大なＺｒ晶出物が晶
出してＡｌマトリックス中へのＺｒの固溶量が十分でな
く、依って後の荒引線以降で施す時効処理において析出
するＺｒが量的に不足して目的とする耐熱性及び強度が
得られない。本発明方法において、前記Ａｌ合金を鋳造
して得た鋳塊を熱間圧延するのは、脆い鋳造組織を破壊
し、又固溶しきれずに晶出したＺｒ，Ｆｅ，Ｓｉ等を含
む粗大な晶出物を粉砕し均一微細に分布させて強度向上
に役立たせ、且つ後の荒引線の時効処理においてＺｒの
析出サイトとなる転位を増殖させる為である。そして前
記の熱間加工を、５５０℃以下の温度で熱間圧延を開始
し、３５０℃以下の温度で加工を終了させて行うように
した理由は、熱間圧延の開始温度が、５５０℃を超える
とＺｒ，Ｓｉ，Ｂｅ等の強制固溶した合金元素が粗大に
析出してしまい耐熱性や強度等の特性向上に寄与しなく
なり、又熱間圧延の終了温度が３５０℃以上では、Ｚｒ
の析出サイトとなる転位の増殖が十分になされない為で
ある。又前記熱間圧延時の減面率を８０％以上に限定し
た理由は、８０％未満では上記鋳造組織の破壊、粗大晶
出物の粉砕、転位の増殖等が十分になされない為であ
る。
温度を７５０℃以上に限定した理由は、Ａｌマトリック
ス中にＺｒをできるだけ多く強制固溶させて耐熱性の向
上を計る為で、７５０℃未満では粗大なＺｒ晶出物が晶
出してＡｌマトリックス中へのＺｒの固溶量が十分でな
く、依って後の荒引線以降で施す時効処理において析出
するＺｒが量的に不足して目的とする耐熱性及び強度が
得られない。本発明方法において、前記Ａｌ合金を鋳造
して得た鋳塊を熱間圧延するのは、脆い鋳造組織を破壊
し、又固溶しきれずに晶出したＺｒ，Ｆｅ，Ｓｉ等を含
む粗大な晶出物を粉砕し均一微細に分布させて強度向上
に役立たせ、且つ後の荒引線の時効処理においてＺｒの
析出サイトとなる転位を増殖させる為である。そして前
記の熱間加工を、５５０℃以下の温度で熱間圧延を開始
し、３５０℃以下の温度で加工を終了させて行うように
した理由は、熱間圧延の開始温度が、５５０℃を超える
とＺｒ，Ｓｉ，Ｂｅ等の強制固溶した合金元素が粗大に
析出してしまい耐熱性や強度等の特性向上に寄与しなく
なり、又熱間圧延の終了温度が３５０℃以上では、Ｚｒ
の析出サイトとなる転位の増殖が十分になされない為で
ある。又前記熱間圧延時の減面率を８０％以上に限定し
た理由は、８０％未満では上記鋳造組織の破壊、粗大晶
出物の粉砕、転位の増殖等が十分になされない為であ
る。
【０００７】本発明方法において、前記熱間圧延により
得られた荒引線を時効処理するのは、固溶したＺｒをＡ
ｌマトリックス中に均一微細に析出させて析出硬化させ
るとともに導電率と耐熱性を向上させる為であり、その
時効処理条件を３５０〜５００℃の温度範囲で１０〜７
０時間に限定した理由は、時効処理温度が５００℃を超
えても又時効処理時間が７０時間を超えても過時効現象
を起こして、得られる線材の強度並びに耐熱性が低下す
る為である。又時効処理温度が３５０℃未満ではＺｒの
析出に長時間を要して実用性に欠け、又時効処理時間が
１０時間未満では、Ｚｒがかなりの量固溶したまま残
り、導電率、強度、耐熱性が低下する為である。本発明
方法において、前記時効処理後の荒引線に冷間加工を施
す理由は、荒引線を所定径の線材に加工する他に、前記
線材に強度をもたせ、且つＺｒの析出サイトとなる転位
を増殖する為である。冷間加工の減面率を６５％以上に
限定した理由は、６５％未満では十分な強度並びに高い
転位密度が得られない為である。本発明方法において、
加熱溶融したＡｌ合金を鋳造し荒引線に熱間加工する方
法としては、ベルトホイール式連続鋳造圧延方法等によ
り製造するのが、生産性に富み、又鋳造時の冷却速度が
速い為Ｚｒが強制固溶され易く好ましい。
得られた荒引線を時効処理するのは、固溶したＺｒをＡ
ｌマトリックス中に均一微細に析出させて析出硬化させ
るとともに導電率と耐熱性を向上させる為であり、その
時効処理条件を３５０〜５００℃の温度範囲で１０〜７
０時間に限定した理由は、時効処理温度が５００℃を超
えても又時効処理時間が７０時間を超えても過時効現象
を起こして、得られる線材の強度並びに耐熱性が低下す
る為である。又時効処理温度が３５０℃未満ではＺｒの
析出に長時間を要して実用性に欠け、又時効処理時間が
１０時間未満では、Ｚｒがかなりの量固溶したまま残
り、導電率、強度、耐熱性が低下する為である。本発明
方法において、前記時効処理後の荒引線に冷間加工を施
す理由は、荒引線を所定径の線材に加工する他に、前記
線材に強度をもたせ、且つＺｒの析出サイトとなる転位
を増殖する為である。冷間加工の減面率を６５％以上に
限定した理由は、６５％未満では十分な強度並びに高い
転位密度が得られない為である。本発明方法において、
加熱溶融したＡｌ合金を鋳造し荒引線に熱間加工する方
法としては、ベルトホイール式連続鋳造圧延方法等によ
り製造するのが、生産性に富み、又鋳造時の冷却速度が
速い為Ｚｒが強制固溶され易く好ましい。
【０００８】
【実施例】以下に本発明を実施例により詳細に説明す
る。９９．８％純度の電気用Ａｌ地金を加熱溶融し、こ
れに合金元素としてＺｒ，Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂｅを種々の量
含有させて溶製し、この溶製したＡｌ合金をベルトホイ
ール式連続鋳造圧延方法により鋳造し熱間圧延して荒引
線に加工した。次いでこの荒引線に種々条件にて時効処
理を施したのち、室温で伸線加工して種々線径のＡｌ合
金線材を製造した。このようにして製造した各々のＡｌ
合金線材について、導電率，引張強度，耐熱性を調べ
た。導電率はケルビンダブルブリッジ法により電気抵抗
を測定して求めた。引張強度はインストロン型引張り試
験機により測定した。又耐熱性は２８０℃×１時間加熱
し、加熱前後の引張強度比率で示した。用いた合金の組
成は表１に、又特性試験の結果は表２及び表３にそれぞ
れ示した。
る。９９．８％純度の電気用Ａｌ地金を加熱溶融し、こ
れに合金元素としてＺｒ，Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂｅを種々の量
含有させて溶製し、この溶製したＡｌ合金をベルトホイ
ール式連続鋳造圧延方法により鋳造し熱間圧延して荒引
線に加工した。次いでこの荒引線に種々条件にて時効処
理を施したのち、室温で伸線加工して種々線径のＡｌ合
金線材を製造した。このようにして製造した各々のＡｌ
合金線材について、導電率，引張強度，耐熱性を調べ
た。導電率はケルビンダブルブリッジ法により電気抵抗
を測定して求めた。引張強度はインストロン型引張り試
験機により測定した。又耐熱性は２８０℃×１時間加熱
し、加熱前後の引張強度比率で示した。用いた合金の組
成は表１に、又特性試験の結果は表２及び表３にそれぞ
れ示した。
【０００９】
【表１】
【００１０】
【表２】
【００１１】
【表３】
【００１２】表２より明らかなように、本発明方法品
（NO. １〜26）は、いずれも導電率６０．０％以上，引
張強度１６．２ｋｇ／ｍｍ2（但し、３．８ｍｍφ）以
上，耐熱性９０％以上の基準値をクリヤーするものであ
った。尚、２８０℃×１時間加熱での耐熱性が９０％以
上ということは、連続使用温度２１０℃の耐熱性を保証
するものである。他方、表３より明らかなように比較例
品のNO.27 はＺｒの含有量が少なかった為、NO.41,43は
時効処理の温度が高すぎたか又は時間が長すぎて過時効
現象を起こしてＺｒの析出物が粗大化した為、NO.37 は
鋳造温度が低く鋳塊中にＺｒが粗大に晶出した為、NO.3
9 は鋳塊の熱延温度が高すぎてＺｒが粗大に析出した
為、いずれも耐熱性及び強度に劣るものとなった。又、
NO.28 はＺｒが多すぎた為導電率、耐熱性及び強度が低
下し、NO. 30,35はそれぞれＦｅ，Ｓｉの含有量が多す
ぎた為、導電率が低い値のものとなった。又、NO.31,3
2,33 はＳｉ又は／及びＢｅの含有量が少なすぎて、NO.
36 はＢｅが含有されずに、いずれもＺｒの析出速度が
遅くなりＺｒが固溶したまま残り、その結果導電率、引
張強さ及び耐熱性が低下した。NO. 34はＳｉ及びＢｅの
量が多かった為導電率が低下した。又、NO.42,44は時効
処理の温度が低すぎるか又は時間が短すぎた為、NO.40
は鋳塊の熱間圧延の終了温度が高すぎた為、NO.38 は熱
間圧延時の減面率が小さかった為、いずれもＺｒが十分
な量析出せずに導電率、耐熱性及び強度が低い値のもの
となった。又、NO.29 はＦｅの含有量が少なかった為、
NO.45 は最終の冷間加工での減面率が小さすぎて、いず
れも引張強度が低下した。尚、NO.36 は従来のＺＴＡｌ
であるが、引張り強さを低下させずに、この合金の導電
率を６０．０％以上に回復させるには荒引線での時効処
理を１１０時間以上行う必要があった。
（NO. １〜26）は、いずれも導電率６０．０％以上，引
張強度１６．２ｋｇ／ｍｍ2（但し、３．８ｍｍφ）以
上，耐熱性９０％以上の基準値をクリヤーするものであ
った。尚、２８０℃×１時間加熱での耐熱性が９０％以
上ということは、連続使用温度２１０℃の耐熱性を保証
するものである。他方、表３より明らかなように比較例
品のNO.27 はＺｒの含有量が少なかった為、NO.41,43は
時効処理の温度が高すぎたか又は時間が長すぎて過時効
現象を起こしてＺｒの析出物が粗大化した為、NO.37 は
鋳造温度が低く鋳塊中にＺｒが粗大に晶出した為、NO.3
9 は鋳塊の熱延温度が高すぎてＺｒが粗大に析出した
為、いずれも耐熱性及び強度に劣るものとなった。又、
NO.28 はＺｒが多すぎた為導電率、耐熱性及び強度が低
下し、NO. 30,35はそれぞれＦｅ，Ｓｉの含有量が多す
ぎた為、導電率が低い値のものとなった。又、NO.31,3
2,33 はＳｉ又は／及びＢｅの含有量が少なすぎて、NO.
36 はＢｅが含有されずに、いずれもＺｒの析出速度が
遅くなりＺｒが固溶したまま残り、その結果導電率、引
張強さ及び耐熱性が低下した。NO. 34はＳｉ及びＢｅの
量が多かった為導電率が低下した。又、NO.42,44は時効
処理の温度が低すぎるか又は時間が短すぎた為、NO.40
は鋳塊の熱間圧延の終了温度が高すぎた為、NO.38 は熱
間圧延時の減面率が小さかった為、いずれもＺｒが十分
な量析出せずに導電率、耐熱性及び強度が低い値のもの
となった。又、NO.29 はＦｅの含有量が少なかった為、
NO.45 は最終の冷間加工での減面率が小さすぎて、いず
れも引張強度が低下した。尚、NO.36 は従来のＺＴＡｌ
であるが、引張り強さを低下させずに、この合金の導電
率を６０．０％以上に回復させるには荒引線での時効処
理を１１０時間以上行う必要があった。
【００１３】
【効果】以上述べたように、本発明方法によれば、Ａｌ
−Ｚｒ系の高耐熱性Ａｌ合金のＺｒが、合金元素のＳｉ
とＢｅの析出促進効果と増殖転位の作用により短時間の
時効処理で均一微細に析出して導電率の回復と耐熱性の
向上が計れ、又合金元素のＦｅ等の作用により強度が維
持され、依って導電用高耐熱性Ａｌ合金が効率よく製造
でき、工業上顕著な効果を奏する。
−Ｚｒ系の高耐熱性Ａｌ合金のＺｒが、合金元素のＳｉ
とＢｅの析出促進効果と増殖転位の作用により短時間の
時効処理で均一微細に析出して導電率の回復と耐熱性の
向上が計れ、又合金元素のＦｅ等の作用により強度が維
持され、依って導電用高耐熱性Ａｌ合金が効率よく製造
でき、工業上顕著な効果を奏する。
【図１】本発明方法にて用いるＡｌ合金に含有されるＳ
ｉとＢｅの組成範囲図である。
ｉとＢｅの組成範囲図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】 Ｚｒを０．１５〜０．４WT％，Ｆｅを
０．１〜０．５WT％，Ｓｉを０．０５〜０．２WT％，Ｂ
ｅを０．００５〜０．０５WT％含有し、且つＳｉとＢｅ
の含有量が次の関係式、０．３Ｘ＋Ｙ≧０．０３５WT
％，０．４Ｘ＋Ｙ≦０．１１WT％（但し、式中Ｘ及びＹ
は各々Ｓｉ及びＢｅのWT％で示される含有量。）を満足
し、残部がＡｌと不可避不純物からなるＡｌ合金を加熱
溶融し、この加熱溶融したＡｌ合金を７５０℃以上の温
度で鋳造して鋳塊となし、次いでこの鋳塊に５５０℃以
下の温度で熱間圧延を開始し、仕上がり温度が３５０℃
以下の温度となる間に減面率８０％以上の加工を施して
荒引線となし、次いでこの荒引線に３５０〜５００℃の
温度範囲で１０〜７０時間の時効処理を施したのち、減
面率６５％以上の冷間加工を施すことを特徴とする導電
用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19707891A JPH0517854A (ja) | 1991-07-10 | 1991-07-10 | 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19707891A JPH0517854A (ja) | 1991-07-10 | 1991-07-10 | 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0517854A true JPH0517854A (ja) | 1993-01-26 |
Family
ID=16368355
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19707891A Pending JPH0517854A (ja) | 1991-07-10 | 1991-07-10 | 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0517854A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115386754A (zh) * | 2022-08-18 | 2022-11-25 | 大连理工大学 | 一种二硼化钛增强7系铝合金及其制备方法和应用 |
-
1991
- 1991-07-10 JP JP19707891A patent/JPH0517854A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115386754A (zh) * | 2022-08-18 | 2022-11-25 | 大连理工大学 | 一种二硼化钛增强7系铝合金及其制备方法和应用 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS623225B2 (ja) | ||
| JPS607701B2 (ja) | 高導電耐熱アルミニウム合金の製造法 | |
| JP3767492B2 (ja) | アルミニウム軟質箔の製造方法 | |
| GB2046783A (en) | Process for the treatment of a precipitation hardenable non-ferrous material | |
| JPH0125822B2 (ja) | ||
| US4234359A (en) | Method for manufacturing an aluminum alloy electrical conductor | |
| JPS6123852B2 (ja) | ||
| JPH0517854A (ja) | 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JP2582073B2 (ja) | 導電用高力耐熱アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPH05132745A (ja) | 成形性に優れたアルミニウム合金の製造方法 | |
| JPH07207392A (ja) | 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 | |
| JPH042664B2 (ja) | ||
| JP2001254132A (ja) | 導電用耐熱性アルミニウム合金及び合金線の製造方法 | |
| JPH06158246A (ja) | 導電用高耐熱性アルミニウム合金線の製造方法 | |
| JPH08333644A (ja) | アルミニウム合金箔地及びその製造方法 | |
| JPH09176805A (ja) | アルミニウムフィン材の製造方法 | |
| JPS5827948A (ja) | 導電用耐熱アルミニウム合金線の製造方法 | |
| JP3403763B2 (ja) | 導電用高耐熱性アルミニウム合金線の製造方法 | |
| JPH0517855A (ja) | 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JP2628235B2 (ja) | 導電用高耐熱性アルミニウム合金線の製造方法 | |
| JPS63243252A (ja) | 導電用高力アルミニウム合金導体の製造方法 | |
| JPS63157843A (ja) | アルミニウム合金導体の製造方法 | |
| JPH05125503A (ja) | 導電用高耐熱性アルミニウム合金線材の製造方法 | |
| JP2869859B2 (ja) | 高強度導電性Ｃｒ含有銅合金とその製造方法 | |
| JPS607702B2 (ja) | 導電用耐熱アルミニウム合金の製造法 |