JPS6361380B2 - - Google Patents
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- JPS6361380B2 JPS6361380B2 JP4825382A JP4825382A JPS6361380B2 JP S6361380 B2 JPS6361380 B2 JP S6361380B2 JP 4825382 A JP4825382 A JP 4825382A JP 4825382 A JP4825382 A JP 4825382A JP S6361380 B2 JPS6361380 B2 JP S6361380B2
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Landscapes
- Metal Extraction Processes (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は耐熱アルミニウム合金導体の製造方法
に関するもので、特に導体の導電性を劣化せしめ
ることなく、強度、耐熱性及びクリープ特性を向
上せしめたものである。 従来架空送電線には主に鋼芯アルミニウム撚線
(ACSR)が用いられているが、特殊な送電条件
のもとではアルミニウム導体に耐熱性を与えた鋼
芯耐熱アルミニウム合金燃線(TACSR)が用い
られている。このTACSR用素線にはAl−Zr系合
金が用いられてきたが、この合金はZr量の如何
に拘わらず、導体の引張強さがそれ程高くならな
いため、長径間の送電線用導体は勿論、全アルミ
ニウム合金撚線(AAAC)の導体としても使用
できないものであつた。 これに対し長径間の送電線用導体のように強度
を必要とする導体には5005系合金(Al−0.5〜
1.1wt%Mg)が用いられている。この合金は引
張強さが24Kg/mm2と優れているが、耐熱性は通常
のアルミニウム導体(ECAl)と同程度であり、
このため大容量送電用の導体には使用できないも
のであつた。 しかるに最近電力需要の増大に伴い、大容量送
電用の導体として耐熱性があり、しかも強度の高
いものが要求されるようになり、これに対応すべ
く上記A−Zr系合金と同等の耐熱性を有し、
5005合金と同等の強度を有するAl−Zr−Fe系合
金が開発された。しかしながら、長径間大電流送
電又はAAACのような特殊の用途には更に性能
の向上が強く望まれていた。 本発明はこれに鑑み種々研究の結果、導体の強
度、耐熱性及びクリープ特性を向上し、導体に多
くの電流を流すことを可能にし、TACSRは勿論
ACSRにみられる鉄芯損のないAAACに使用で
きる高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法を
開発したもので、Zr0.05〜0.2wt%(以下wt%を
単に%と略記)、Fe0.1〜0.8%を含み、更に
Cu0.03〜0.4%、Mg0.03〜0.4%の範囲内で何れか
1種又は2種を、その合計量MがFe量との比
(Fe/M)で0.2〜20となるように含み、残部Al
と通常の不純物からなるアルミニウム合金を10
mm/sec以上の速度で超音波を掛けながら連続又
は半連続鋳造し、得られた鋳塊を再加熱すること
なく550〜350℃の温度で熱間圧延を開発し、300
〜120℃の温度で圧延を終了するまでに80%以上
の減面加工を加えて荒引線とし、これを冷間伸線
により伸線中の線温を100℃以下に保持して80%
以上の減面加工を加えた後、150〜250℃の温度で
0.5〜10時間熱処理を行なうことを特徴とするも
のである。 即ち、本発明はAl−Zr−Fe系合金のZrとFe含
有量を制限し、更にCu又は/及びMgを添加して
溶製し、これを特定の条件により鋳造、熱間圧延
及び伸線加工し、これに熱処理を施すことによ
り、導電性、強度、耐熱性及び耐クリープ性の優
れた導体を得たもので、本発明において合金の
Zr含有量を0.05〜0.2%と限定したのはZrの添加
により導体の耐熱性は向上するも0.05%未満では
Fe含有量の如何に拘わらず充分な耐熱性が得ら
れず、0.2%を越えると耐熱性の向上効果より導
電率の低下が著しくなるためである。またFe含
有量を0.1〜0.8%と限定したのはFeの添加により
更に耐熱性を向上すると共に強度を向上するも、
0.1%未満ではZr含有量の如何に拘わらず充分な
強度と耐熱性が得られず、0.8%を越えると導電
率の低下が著しくなり、導体として使用できなく
なるためである。 またCu含有量を0.03〜0.4%、Mg含有量を0.03
〜0.4%の範囲内で何れか1種又は2種をその合
計量MがFe量との比(Fe/M)で0.2〜20となる
ように限定したのは、Cu又は/及びMgの添加に
より導体の導電率、強度及び耐熱性を劣化させる
ことなく、クリープ特性を向上するも、Cu又
は/及びMg含有量が下限未満でも、Fe/Mの比
が20を越えてもクリープ特性の向上が認められ
ず、Cu又は/及びMg含有量が上限を越えても、
Fe/Mの比が0.2未満でも導電率の低下が著しい
ためである。 上記組成範囲の合金の連続又は半連続鋳造にお
いて10mm/sec以上の速度で超音波を掛けながら
鋳造するのは、Zr,Fe等の析出による耐熱性の
劣化を防止し、超音波によりFe,Cu,Mg等を均
一に分散させ、かつ結晶粒を微細化してクリープ
特性を改善するためであり、鋳造速度が10mm/
sec未満ではZr,Fe等が析出するため耐熱性が著
しく低下するようになる。 このようにして連続又は半連続鋳造した鋳塊を
再加熱することなく550〜350℃の温度で圧延を開
始し、300〜120℃の温度で圧延を終了するまでに
80%以上の減面加工を加えて荒引線としたのは、
溶質元素を均質化すると共にZrやFeの析出によ
る耐熱性の低下を防止し、更に充分な加工硬化を
与えるためで、圧延開始温度が550℃より高いと
加工硬化が不充分となり、350℃より低いと溶質
元素の均質化が充分に行なわれず、耐熱性が劣化
する。また圧延終了温度が300℃より高いと加工
硬化が不充分で、その後の冷却過程において固溶
したZrやFeが析出し、耐熱性の劣化をまねき、
120℃より低いと加工硬化が大きくなり、耐熱性
が低下する。また熱間圧延における減面率が80%
未満では充分な加工硬化が得られず、強度が低下
する。 このようにして得た荒引線を冷間で伸縮加工中
の伸線温度を100℃以下に保持して80%以上の減
面加工するのは導体強度を充分に高めるためであ
り、伸線加工中の伸線温度が100℃より高くなる
と低温焼鈍硬化現象が起り、導体の耐熱性を劣化
する。また減面加工率が80%未満では加工硬化が
不充分で、導体の強度向上が認められない。 次に上記伸線加工後に150〜250℃の温度で0.5
〜10時間の熱処理を行なうのは、導体の曲げ性、、
柔軟性及びクリープ特性を更に向上させるためで
あり、加熱温度が150℃未満では充分な熱処理が
行なわれず、250℃を越えると曲げ性、柔軟性及
びクリープ特性の向上よりも強度低下が大きくな
る。また熱処理時間が0.5時間未満では熱処理効
果がほとんど得られず、10時間を越えると強度低
下が大きくなるためである。 以下、本発明を実施例について説明する。 純度99.6%の導電用アルミニウム地金、Al−5
%Zr母合金、Al−6%Fe母合金、Al−50%Cu母
合金、Mg単体を用い第1表に示す組成の合金を
溶製し、溶湯に超音波を掛けながらベルトアンド
ホイール型連続鋳造機により断面積2000mm2の鋳塊
を連続的に鋳造し、これを引き続き連続的に圧延
する連続圧延機により熱間圧延して荒引線を形成
し、この荒引線を連続伸線機により伸線加工した
後これを熱処理して導体を製造した。第1表にそ
の製造条件を示す。 また比較のためAl−Zr−Fe合金の溶湯をベル
トアンドホイール型連続鋳造機により鋳造し、連
続圧延機により圧延して荒引線とし、これを伸線
加工する従来方法により導体を製造した。 これ等の導体について、導電率、引張強さ、耐
熱性及びクリープ特性を測定した。その結果を第
2表に示す。 尚、導電率はケルビンダブルブリツジ、引張強
さはアムスラー型引張試験器により測定した。ま
た耐熱性は230℃の温度に1時間加熱し、加熱前
の引張強さと加熱後の引張強さ割り合いで示し
た。またクリープ特性は20℃の温度で1000時間、
20%UTSで試験し、その平均クリープ速度
(%/hr)で表わした。
に関するもので、特に導体の導電性を劣化せしめ
ることなく、強度、耐熱性及びクリープ特性を向
上せしめたものである。 従来架空送電線には主に鋼芯アルミニウム撚線
(ACSR)が用いられているが、特殊な送電条件
のもとではアルミニウム導体に耐熱性を与えた鋼
芯耐熱アルミニウム合金燃線(TACSR)が用い
られている。このTACSR用素線にはAl−Zr系合
金が用いられてきたが、この合金はZr量の如何
に拘わらず、導体の引張強さがそれ程高くならな
いため、長径間の送電線用導体は勿論、全アルミ
ニウム合金撚線(AAAC)の導体としても使用
できないものであつた。 これに対し長径間の送電線用導体のように強度
を必要とする導体には5005系合金(Al−0.5〜
1.1wt%Mg)が用いられている。この合金は引
張強さが24Kg/mm2と優れているが、耐熱性は通常
のアルミニウム導体(ECAl)と同程度であり、
このため大容量送電用の導体には使用できないも
のであつた。 しかるに最近電力需要の増大に伴い、大容量送
電用の導体として耐熱性があり、しかも強度の高
いものが要求されるようになり、これに対応すべ
く上記A−Zr系合金と同等の耐熱性を有し、
5005合金と同等の強度を有するAl−Zr−Fe系合
金が開発された。しかしながら、長径間大電流送
電又はAAACのような特殊の用途には更に性能
の向上が強く望まれていた。 本発明はこれに鑑み種々研究の結果、導体の強
度、耐熱性及びクリープ特性を向上し、導体に多
くの電流を流すことを可能にし、TACSRは勿論
ACSRにみられる鉄芯損のないAAACに使用で
きる高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法を
開発したもので、Zr0.05〜0.2wt%(以下wt%を
単に%と略記)、Fe0.1〜0.8%を含み、更に
Cu0.03〜0.4%、Mg0.03〜0.4%の範囲内で何れか
1種又は2種を、その合計量MがFe量との比
(Fe/M)で0.2〜20となるように含み、残部Al
と通常の不純物からなるアルミニウム合金を10
mm/sec以上の速度で超音波を掛けながら連続又
は半連続鋳造し、得られた鋳塊を再加熱すること
なく550〜350℃の温度で熱間圧延を開発し、300
〜120℃の温度で圧延を終了するまでに80%以上
の減面加工を加えて荒引線とし、これを冷間伸線
により伸線中の線温を100℃以下に保持して80%
以上の減面加工を加えた後、150〜250℃の温度で
0.5〜10時間熱処理を行なうことを特徴とするも
のである。 即ち、本発明はAl−Zr−Fe系合金のZrとFe含
有量を制限し、更にCu又は/及びMgを添加して
溶製し、これを特定の条件により鋳造、熱間圧延
及び伸線加工し、これに熱処理を施すことによ
り、導電性、強度、耐熱性及び耐クリープ性の優
れた導体を得たもので、本発明において合金の
Zr含有量を0.05〜0.2%と限定したのはZrの添加
により導体の耐熱性は向上するも0.05%未満では
Fe含有量の如何に拘わらず充分な耐熱性が得ら
れず、0.2%を越えると耐熱性の向上効果より導
電率の低下が著しくなるためである。またFe含
有量を0.1〜0.8%と限定したのはFeの添加により
更に耐熱性を向上すると共に強度を向上するも、
0.1%未満ではZr含有量の如何に拘わらず充分な
強度と耐熱性が得られず、0.8%を越えると導電
率の低下が著しくなり、導体として使用できなく
なるためである。 またCu含有量を0.03〜0.4%、Mg含有量を0.03
〜0.4%の範囲内で何れか1種又は2種をその合
計量MがFe量との比(Fe/M)で0.2〜20となる
ように限定したのは、Cu又は/及びMgの添加に
より導体の導電率、強度及び耐熱性を劣化させる
ことなく、クリープ特性を向上するも、Cu又
は/及びMg含有量が下限未満でも、Fe/Mの比
が20を越えてもクリープ特性の向上が認められ
ず、Cu又は/及びMg含有量が上限を越えても、
Fe/Mの比が0.2未満でも導電率の低下が著しい
ためである。 上記組成範囲の合金の連続又は半連続鋳造にお
いて10mm/sec以上の速度で超音波を掛けながら
鋳造するのは、Zr,Fe等の析出による耐熱性の
劣化を防止し、超音波によりFe,Cu,Mg等を均
一に分散させ、かつ結晶粒を微細化してクリープ
特性を改善するためであり、鋳造速度が10mm/
sec未満ではZr,Fe等が析出するため耐熱性が著
しく低下するようになる。 このようにして連続又は半連続鋳造した鋳塊を
再加熱することなく550〜350℃の温度で圧延を開
始し、300〜120℃の温度で圧延を終了するまでに
80%以上の減面加工を加えて荒引線としたのは、
溶質元素を均質化すると共にZrやFeの析出によ
る耐熱性の低下を防止し、更に充分な加工硬化を
与えるためで、圧延開始温度が550℃より高いと
加工硬化が不充分となり、350℃より低いと溶質
元素の均質化が充分に行なわれず、耐熱性が劣化
する。また圧延終了温度が300℃より高いと加工
硬化が不充分で、その後の冷却過程において固溶
したZrやFeが析出し、耐熱性の劣化をまねき、
120℃より低いと加工硬化が大きくなり、耐熱性
が低下する。また熱間圧延における減面率が80%
未満では充分な加工硬化が得られず、強度が低下
する。 このようにして得た荒引線を冷間で伸縮加工中
の伸線温度を100℃以下に保持して80%以上の減
面加工するのは導体強度を充分に高めるためであ
り、伸線加工中の伸線温度が100℃より高くなる
と低温焼鈍硬化現象が起り、導体の耐熱性を劣化
する。また減面加工率が80%未満では加工硬化が
不充分で、導体の強度向上が認められない。 次に上記伸線加工後に150〜250℃の温度で0.5
〜10時間の熱処理を行なうのは、導体の曲げ性、、
柔軟性及びクリープ特性を更に向上させるためで
あり、加熱温度が150℃未満では充分な熱処理が
行なわれず、250℃を越えると曲げ性、柔軟性及
びクリープ特性の向上よりも強度低下が大きくな
る。また熱処理時間が0.5時間未満では熱処理効
果がほとんど得られず、10時間を越えると強度低
下が大きくなるためである。 以下、本発明を実施例について説明する。 純度99.6%の導電用アルミニウム地金、Al−5
%Zr母合金、Al−6%Fe母合金、Al−50%Cu母
合金、Mg単体を用い第1表に示す組成の合金を
溶製し、溶湯に超音波を掛けながらベルトアンド
ホイール型連続鋳造機により断面積2000mm2の鋳塊
を連続的に鋳造し、これを引き続き連続的に圧延
する連続圧延機により熱間圧延して荒引線を形成
し、この荒引線を連続伸線機により伸線加工した
後これを熱処理して導体を製造した。第1表にそ
の製造条件を示す。 また比較のためAl−Zr−Fe合金の溶湯をベル
トアンドホイール型連続鋳造機により鋳造し、連
続圧延機により圧延して荒引線とし、これを伸線
加工する従来方法により導体を製造した。 これ等の導体について、導電率、引張強さ、耐
熱性及びクリープ特性を測定した。その結果を第
2表に示す。 尚、導電率はケルビンダブルブリツジ、引張強
さはアムスラー型引張試験器により測定した。ま
た耐熱性は230℃の温度に1時間加熱し、加熱前
の引張強さと加熱後の引張強さ割り合いで示し
た。またクリープ特性は20℃の温度で1000時間、
20%UTSで試験し、その平均クリープ速度
(%/hr)で表わした。
【表】
【表】
【表】
【表】
第1表及び第2表から明らかなように本発明方
法で製造した導体は導電率が56.3〜57.2%IACS、
引張強さが26.2〜27.5Kg/mm2、耐熱性が94.8〜
96.8%、平均クリープ速度が1.1〜2.4×10-5%/
hrの特性を示し、従来方法No.37〜42で製造した導
体に比較し、はるかに優れており、特にクリープ
速度は従来方法で製造した導体の約1/3となるこ
とが判る。 これに対し本発明方法で規定した合金組成又は
製造条件より外れた比較方法No.15〜36で製造した
導体は導電率、引張強さ、耐熱性、クリープ特性
の何れかが劣化していることが判る。即ち、Zr
含有量の少ない比較方法No.15では耐熱性が悪く、
Zr含有量の多い比較方法No.16では導電率が低く、
Fe含有量の少ない比較方法No.17では強度及び耐
熱性が悪く、Fe含有量の多い比較方法No.18では
導電率が低くなつている。またCu,Mgの含有量
が少ない比較方法No.19ではクリープ特性が改善さ
れず、Cu,Mgの含有量が多い比較方法No.20では
導電率が低下し、Fe/Mの比が小さい比較方法
No.21では導電率が低下し、Fe/Mの比が大きい
比較方法No.22〜23ではクリープ特性が改善されな
いことが判る。 更に本発明方法で規定する合金組成であつて
も、鋳造速度が遅い比較方法No.24では耐熱性が改
善されず、鋳造の際に超音波を掛けなかつた比較
方法No.25ではクリープ特性が改善されず、圧延開
始温度が高い比較方法No.26、圧延終了温度が高い
比較方法No.28圧延加工率が小さい比較方法No.30、
伸線加工率が小さい比較方法No.32、熱処理温度が
高い比較方法No.34及び加熱時間が長い比較方法No.
36では何れも強度が低下し、圧延開始温度が低い
比較方法No.27、圧延終了温度が低い比較方法No.
29、伸線加工中の線温度が高い比較方法No.31では
何れも耐熱性が低下し、熱処理温度が低い比較方
法No.33、加熱時間が短かい比較方法No.35では何れ
もクリープ特性が低下することが判る。 このように本発明方法によれば、導電率、強
度、耐熱性及びクリープ特性の優れた導体が得ら
れるもので、長径間大電流送線又は鋼芯アルミニ
ウム撚線にみられる鉄芯損のない全アルミニウム
撚線の導体として顕著な効果を奏するものであ
る。
法で製造した導体は導電率が56.3〜57.2%IACS、
引張強さが26.2〜27.5Kg/mm2、耐熱性が94.8〜
96.8%、平均クリープ速度が1.1〜2.4×10-5%/
hrの特性を示し、従来方法No.37〜42で製造した導
体に比較し、はるかに優れており、特にクリープ
速度は従来方法で製造した導体の約1/3となるこ
とが判る。 これに対し本発明方法で規定した合金組成又は
製造条件より外れた比較方法No.15〜36で製造した
導体は導電率、引張強さ、耐熱性、クリープ特性
の何れかが劣化していることが判る。即ち、Zr
含有量の少ない比較方法No.15では耐熱性が悪く、
Zr含有量の多い比較方法No.16では導電率が低く、
Fe含有量の少ない比較方法No.17では強度及び耐
熱性が悪く、Fe含有量の多い比較方法No.18では
導電率が低くなつている。またCu,Mgの含有量
が少ない比較方法No.19ではクリープ特性が改善さ
れず、Cu,Mgの含有量が多い比較方法No.20では
導電率が低下し、Fe/Mの比が小さい比較方法
No.21では導電率が低下し、Fe/Mの比が大きい
比較方法No.22〜23ではクリープ特性が改善されな
いことが判る。 更に本発明方法で規定する合金組成であつて
も、鋳造速度が遅い比較方法No.24では耐熱性が改
善されず、鋳造の際に超音波を掛けなかつた比較
方法No.25ではクリープ特性が改善されず、圧延開
始温度が高い比較方法No.26、圧延終了温度が高い
比較方法No.28圧延加工率が小さい比較方法No.30、
伸線加工率が小さい比較方法No.32、熱処理温度が
高い比較方法No.34及び加熱時間が長い比較方法No.
36では何れも強度が低下し、圧延開始温度が低い
比較方法No.27、圧延終了温度が低い比較方法No.
29、伸線加工中の線温度が高い比較方法No.31では
何れも耐熱性が低下し、熱処理温度が低い比較方
法No.33、加熱時間が短かい比較方法No.35では何れ
もクリープ特性が低下することが判る。 このように本発明方法によれば、導電率、強
度、耐熱性及びクリープ特性の優れた導体が得ら
れるもので、長径間大電流送線又は鋼芯アルミニ
ウム撚線にみられる鉄芯損のない全アルミニウム
撚線の導体として顕著な効果を奏するものであ
る。
Claims (1)
- 1 Zr0.05〜0.2wt%とFe0.1〜0.8wt%を含み、
更にCu0.03〜0.4wt%、Mg0.03〜0.4wt%の範囲
内で何れか1種又は2種をその合計量MがFe量
との比(Fe/M)で0.2〜20となるように含み、
残部Alと通常の不純物からなるアルミニウム合
金を10mm/sec以上の速度で超音波を掛けながら
連続又は半連続鋳造し、得られた鋳塊を再加熱す
ることなく550〜350℃の温度で熱間圧延を開始
し、300〜120℃の温度で圧延を終了するまでに80
%以上の減面加工を加えて荒引線とし、これを冷
間伸線により伸線中の線温を100℃以下に保持し
て80%以上の減面加工を加えた後150〜250℃の温
度で0.5〜10時間熱処理を行なうことを特徴とす
る高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4825382A JPS58164771A (ja) | 1982-03-26 | 1982-03-26 | 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4825382A JPS58164771A (ja) | 1982-03-26 | 1982-03-26 | 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS58164771A JPS58164771A (ja) | 1983-09-29 |
JPS6361380B2 true JPS6361380B2 (ja) | 1988-11-29 |
Family
ID=12798277
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4825382A Granted JPS58164771A (ja) | 1982-03-26 | 1982-03-26 | 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS58164771A (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5186739B2 (ja) * | 2006-08-07 | 2013-04-24 | 日立電線株式会社 | 導電用アルミニウム合金配線材料及びそれを用いた配線材 |
CN109175908B (zh) * | 2018-10-19 | 2019-08-09 | 东北大学 | 紧固件坯料用大卷重无接头高强度铝合金盘圆的制备方法 |
-
1982
- 1982-03-26 JP JP4825382A patent/JPS58164771A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS58164771A (ja) | 1983-09-29 |
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