JPH0517855A - 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
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- JPH0517855A JPH0517855A JP22510591A JP22510591A JPH0517855A JP H0517855 A JPH0517855 A JP H0517855A JP 22510591 A JP22510591 A JP 22510591A JP 22510591 A JP22510591 A JP 22510591A JP H0517855 A JPH0517855 A JP H0517855A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 導電率が５９％以上，連続使用温度が２３０
℃で、所定の強度を有する導電用高耐熱性Ａｌ合金（Ｘ
ＴＡｌ）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
度で熱間加工して、鋳造組織と巨大晶出物が破壊・粉砕
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、この荒引線に時効処理を施してＺｒを前記転位
上に均一微細に析出させ、次いでこの荒引線を冷間加工
後、加熱処理して残存する固溶Ｚｒを析出させて、導電
率，引張り強さ，耐熱性がバランスした導電用高耐熱性
Ａｌ合金を製造する。Ｚｒは、Ｓｉ及びＢｅの析出促進
作用により比較的短時間の時効処理及び加熱処理により
均一微細に析出する。
℃で、所定の強度を有する導電用高耐熱性Ａｌ合金（Ｘ
ＴＡｌ）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
度で熱間加工して、鋳造組織と巨大晶出物が破壊・粉砕
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、この荒引線に時効処理を施してＺｒを前記転位
上に均一微細に析出させ、次いでこの荒引線を冷間加工
後、加熱処理して残存する固溶Ｚｒを析出させて、導電
率，引張り強さ，耐熱性がバランスした導電用高耐熱性
Ａｌ合金を製造する。Ｚｒは、Ｓｉ及びＢｅの析出促進
作用により比較的短時間の時効処理及び加熱処理により
均一微細に析出する。
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出されるよう
になったが、前述のＺｒ固溶型耐熱Ａｌ合金では高い導
電率を維持したまま耐熱性を大きく向上させるのは困難
であった。そこで、Ｚｒを固溶させた荒引線を時効処理
することによりＺｒを微細に析出させたＡｌ合金線材が
開発されたが、この線材は長時間にわたる加熱処理を必
要とする為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出されるよう
になったが、前述のＺｒ固溶型耐熱Ａｌ合金では高い導
電率を維持したまま耐熱性を大きく向上させるのは困難
であった。そこで、Ｚｒを固溶させた荒引線を時効処理
することによりＺｒを微細に析出させたＡｌ合金線材が
開発されたが、この線材は長時間にわたる加熱処理を必
要とする為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、導電率及び強度が高く維持
され、耐熱性が連続使用温度で２３０℃のＡｌ合金（Ｘ
ＴＡｌ）を、比較的短時間の加熱処理で製造できる製造
方法を開発したものである。即ち、本発明は、Ｚｒを
０．１５〜０．４WT％，Ｆｅを０．１〜０．５WT％，Ｓ
ｉを０．０５〜０．２WT％，Ｂｅを０．００５〜０．０
５WT％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≦０．１
１WT％（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３００〜４５０℃の温度範囲で１〜７０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
施して加工線材となし、しかるのちこの加工線材に３５
０〜５００℃の温度範囲で０．５〜１０時間の加熱処理
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、導電率及び強度が高く維持
され、耐熱性が連続使用温度で２３０℃のＡｌ合金（Ｘ
ＴＡｌ）を、比較的短時間の加熱処理で製造できる製造
方法を開発したものである。即ち、本発明は、Ｚｒを
０．１５〜０．４WT％，Ｆｅを０．１〜０．５WT％，Ｓ
ｉを０．０５〜０．２WT％，Ｂｅを０．００５〜０．０
５WT％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≦０．１
１WT％（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３００〜４５０℃の温度範囲で１〜７０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
施して加工線材となし、しかるのちこの加工線材に３５
０〜５００℃の温度範囲で０．５〜１０時間の加熱処理
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加工するのは、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
記の熱間圧延を、５５０℃以下の温度で開始し、３５０
℃以下の温度で終了するようにした理由は、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８
０％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加工するのは、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
記の熱間圧延を、５５０℃以下の温度で開始し、３５０
℃以下の温度で終了するようにした理由は、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８
０％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
得られた荒引線に時効処理を施すのは、固溶したＺｒを
Ａｌ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３００〜４５０℃の温度範囲で１〜７
０時間に限定した理由は、時効処理温度が４５０℃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３００℃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
１時間未満では、Ｚｒがかなりの量固溶したまま残る為
である。本発明方法において、前記時効処理後の荒引線
に冷間加工を施して加工線材となす理由は、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。又本発明方法において、前記加工線材に３５
０〜５００℃の温度範囲で０．５〜１０時間の加熱処理
を施すのは、Ｚｒを更に析出させて、導電率，強度，耐
熱性のバランスを計る為である。加熱処理条件が３５０
℃未満又は０．５時間未満では、その析出効果が十分に
現れず、又前記条件が５００℃を超え又は１０時間を超
えると過時効となって、強度及び耐熱性が低下する。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。
得られた荒引線に時効処理を施すのは、固溶したＺｒを
Ａｌ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３００〜４５０℃の温度範囲で１〜７
０時間に限定した理由は、時効処理温度が４５０℃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３００℃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
１時間未満では、Ｚｒがかなりの量固溶したまま残る為
である。本発明方法において、前記時効処理後の荒引線
に冷間加工を施して加工線材となす理由は、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。又本発明方法において、前記加工線材に３５
０〜５００℃の温度範囲で０．５〜１０時間の加熱処理
を施すのは、Ｚｒを更に析出させて、導電率，強度，耐
熱性のバランスを計る為である。加熱処理条件が３５０
℃未満又は０．５時間未満では、その析出効果が十分に
現れず、又前記条件が５００℃を超え又は１０時間を超
えると過時効となって、強度及び耐熱性が低下する。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及び熱間圧延を行っ
て荒引線に加工した。次いでこの荒引線に時効処理を施
したのち、室温で伸線加工して加工線材となし、次いで
この加工線材に加熱処理を施してＡｌ合金線材を製造し
た。上記において、鋳塊，荒引線，加工線材のサイズ、
及び鋳造温度，熱間圧延温度，及び時効処理と加熱処理
の温度・時間条件は種々に変化させた。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，引張り
強さ，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４
００℃×４時間加熱し、加熱前後の引張強度比で示し
た。結果は表１に示した。
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及び熱間圧延を行っ
て荒引線に加工した。次いでこの荒引線に時効処理を施
したのち、室温で伸線加工して加工線材となし、次いで
この加工線材に加熱処理を施してＡｌ合金線材を製造し
た。上記において、鋳塊，荒引線，加工線材のサイズ、
及び鋳造温度，熱間圧延温度，及び時効処理と加熱処理
の温度・時間条件は種々に変化させた。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，引張り
強さ，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４
００℃×４時間加熱し、加熱前後の引張強度比で示し
た。結果は表１に示した。
【０００９】
【表１】
【００１０】
【表２】
【００１１】
【表３】
【００１２】表１〜表３より明らかなように、本発明方
法品（NO. １〜25）は、いずれも導電率５９．０％ＩＡ
ＣＳ以上，引張強さ１７．０ｋｇｆ／ｍｍ2 （但し、
３．８ｍｍφ）以上，耐熱性９３．０％以上の値をクリ
ヤーするものであった。尚、４００℃×４時間加熱での
耐熱性が９０．０％以上ということは、連続使用温度２
３０℃の耐熱性を保証するものである。他方、比較例品
のNO.25 はＺｒの含有量が０．１２％と少なかった為、
NO.40,41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.35 は鋳造温度が低く鋳塊中にＺｒが粗大に晶出
した為、NO.36 は鋳塊の熱延温度が高すぎてＺｒが粗大
に析出した為、NO. 41は荒引線の時効処理時間が長すぎ
為、いずれも耐熱性及び強度に劣るものとなった。又、
NO.26 はＺｒが多すぎた為導電率、耐熱性及び強度が低
下し、NO. 28,33はそれぞれＦｅ，Ｓｉの含有量が多す
ぎた為、いずれも導電率が低い値のものとなった。又、
NO.29,30,31 はＳｉ又は／及びＢｅの含有量が少なすぎ
て、NO.34はＢｅが含有されずに、いずれもＺｒの析出
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. 32はＳｉ及びＢｅ
の量が多かった為導電率が低下した。又、NO.39,42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.3
7 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.27 はＦｅの含有量が少なかった
為、NO.43 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。又、No.44,47は加工線材
の加熱処理温度が低いか、時間が短かった為、導電率,
引張り強さ, 耐熱性がいずれも低い値のものとなった。
又、No.45,46は加熱処理温度が高すぎるか、時間が長す
ぎて、引張り強さと耐熱性が低下した。尚、NO.34 は従
来のＸＴＡｌであるが、この合金の導電率を、引張り強
さを低下させずに、５９．０％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。
法品（NO. １〜25）は、いずれも導電率５９．０％ＩＡ
ＣＳ以上，引張強さ１７．０ｋｇｆ／ｍｍ2 （但し、
３．８ｍｍφ）以上，耐熱性９３．０％以上の値をクリ
ヤーするものであった。尚、４００℃×４時間加熱での
耐熱性が９０．０％以上ということは、連続使用温度２
３０℃の耐熱性を保証するものである。他方、比較例品
のNO.25 はＺｒの含有量が０．１２％と少なかった為、
NO.40,41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.35 は鋳造温度が低く鋳塊中にＺｒが粗大に晶出
した為、NO.36 は鋳塊の熱延温度が高すぎてＺｒが粗大
に析出した為、NO. 41は荒引線の時効処理時間が長すぎ
為、いずれも耐熱性及び強度に劣るものとなった。又、
NO.26 はＺｒが多すぎた為導電率、耐熱性及び強度が低
下し、NO. 28,33はそれぞれＦｅ，Ｓｉの含有量が多す
ぎた為、いずれも導電率が低い値のものとなった。又、
NO.29,30,31 はＳｉ又は／及びＢｅの含有量が少なすぎ
て、NO.34はＢｅが含有されずに、いずれもＺｒの析出
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. 32はＳｉ及びＢｅ
の量が多かった為導電率が低下した。又、NO.39,42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.3
7 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.27 はＦｅの含有量が少なかった
為、NO.43 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。又、No.44,47は加工線材
の加熱処理温度が低いか、時間が短かった為、導電率,
引張り強さ, 耐熱性がいずれも低い値のものとなった。
又、No.45,46は加熱処理温度が高すぎるか、時間が長す
ぎて、引張り強さと耐熱性が低下した。尚、NO.34 は従
来のＸＴＡｌであるが、この合金の導電率を、引張り強
さを低下させずに、５９．０％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、短時間の時効処理
及び加熱処理により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
強度が高く維持され、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、短時間の時効処理
及び加熱処理により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
強度が高く維持され、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。
【図面の簡単な説明】
【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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 21/00 Ａ 8928−4Ｋ
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３００〜４５０℃の
温度範囲で１〜７０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して加工線材となし、しか
るのちこの加工線材に３５０〜５００℃の温度範囲で
０．５〜１０時間の加熱処理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 |
|---|---|---|---|
| JP22510591A JPH0517855A (ja) | 1991-05-08 | 1991-08-09 | 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13354391 | 1991-05-08 | ||
| JP3-133543 | 1991-05-08 | ||
| JP22510591A JPH0517855A (ja) | 1991-05-08 | 1991-08-09 | 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 |
|---|---|
| JPH0517855A true JPH0517855A (ja) | 1993-01-26 |
Family
ID=26467866
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22510591A Pending JPH0517855A (ja) | 1991-05-08 | 1991-08-09 | 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) | JPH0517855A (ja) |
-
1991
- 1991-08-09 JP JP22510591A patent/JPH0517855A/ja active Pending
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