WO2013146762A1 - 微結晶金属導体及びその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- 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.
- Patent Document 1 discloses that 0.1 to 0.4% by mass of iron, 0.1 to 0.3% by mass of copper, 0.02 to 0.2% by mass of magnesium, and 0.02 to 0.02%. It is made of an aluminum alloy containing 2% by mass of silicon and 0.001 to 0.01% by mass of titanium and vanadium. The crystal grain size in the vertical cross section in the wire drawing direction is 5 to 25 ⁇ m, and the strain at room temperature.
- Patent Document 2 proposes an aluminum alloy containing 0.1 to 0.3% by mass (weight%) of scandium as an aluminum-based conductive material that is lightweight and excellent in tensile strength and conductivity. .
- the fatigue life of the aluminum alloy wire described in Patent Document 1 is set to 50000 times or more, and in an actual robot or the like, if one operation is 2 seconds, 86400 turns per day. Even if the aluminum alloy wire of Patent Document 1 is used, the robot cannot be operated stably for a long period of time.
- an aluminum alloy described in Patent Document 2 for example, a wire rod made of an aluminum alloy containing 0.1% by mass of scandium is die-drawn to produce a strand having a wire diameter of 80 ⁇ m.
- a left and right repeated bend test which is an example of a bending resistance test (for example, with a test piece loaded with a load of 100 g, a bend radius of 15 mm, a bend
- the angle range is ⁇ 90 degrees
- the number of cable breaks is in the range of 300,000 to 500,000 times. For this reason, it is difficult to operate the robot stably for a long period of time even if a cable using a strand formed of an aluminum alloy containing 0.1 mass% of scandium is used.
- the reason why the number of breaks of the cable using the strand formed from the aluminum alloy described in Patent Document 2 is small is that when a strand having a wire diameter of 50 to 80 ⁇ m is formed from a wire rod by die drawing.
- the average size of the portion along the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains can be controlled to, for example, 1 ⁇ m or less, but the average size of the portion along the drawing direction of the crystal grains exceeds, for example, 10 ⁇ m. This is because a non-uniform crystal structure (crystal structure composed of fibrous crystals grown in the wire drawing direction) is formed.
- 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.
- 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 ⁇ m or less and an average grain size in the direction orthogonal to the longitudinal direction of 2 ⁇ m 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 ⁇ m.
- the material is a wire
- the shape imparting process is a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 120 ⁇ m, 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.
- the method for producing a microcrystalline metal conductor according to the second invention in accordance with the above object performs a strong process in which the cumulative equivalent strain is 4 or more on the material, and further performs a shape imparting process on the material subjected to the strong process.
- 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 ⁇ m.
- the material is a wire
- the shape imparting process is a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 120 ⁇ m, wherein 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.
- the cross-sectional area reduction rate before and after one processing is 20% or less.
- the equivalent strain introduced in the one-time processing is 0.5 or more.
- 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.
- 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.
- 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.
- the pre-drawing treatment is preferably performed after preheating the wire that has been subjected to the strong processing.
- the preheating is performed at a temperature lower by 20 to 100 ° C. than a recrystallization temperature of the wire subjected to the strong processing.
- the finish drawing is performed after performing fine wire heating in which the fine wire is heated at a temperature 10 to 70 ° C. lower than the recrystallization temperature of the fine wire. It is preferable.
- the strand is finish-heated at a temperature lower by 10 to 70 ° C. than a recrystallization temperature of the strand.
- 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 ⁇ m or less and an average grain size in a direction perpendicular to the longitudinal direction of 2 ⁇ m or less.
- the lower limit value of the average grain size in the direction perpendicular to the longitudinal direction and the longitudinal direction of the crystal grains is about 0.3 ⁇ m, respectively.
- the average grain size in the longitudinal direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 10 ⁇ m or less, and the average grain size in the direction orthogonal to the longitudinal direction is 2 ⁇ m 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.
- the material is a wire
- the shape imparting process is a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 80 ⁇ m
- the longitudinal direction is a wire drawing of the wire drawing process.
- the average grain size in the longitudinal direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 10 ⁇ m or less, and the average grain size in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 2 ⁇ m 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.
- the material is a wire
- the shape imparting process is a wire drawing process for forming a strand having a wire diameter of 50 to 80 ⁇ m
- the longitudinal direction is the wire drawing process
- 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.
- 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.
- the cumulative equivalent strain of the wire can be easily quantitatively evaluated, and the cumulative equivalent strain of the wire can be accurately adjusted.
- 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.
- 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.
- 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 processing degree is 3 to 11, the cross-sectional area reduction rate in the pre-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.
- 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.
- the preheating 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.
- the recrystallization of the crystal structure constituting the element wire is performed. Crystallization can be promoted to easily refine the structure.
- the microcrystalline metal conductor 10 according to the first embodiment of the present invention is a wire 11 (see FIG. 3) that is an example of a material that has been subjected to strong processing with a cumulative equivalent strain of 4 or more.
- a shape imparting process it is an example of a shape imparting process, and is obtained by performing a wire drawing process to form a strand having a wire diameter of 50 to 120 ⁇ m.
- the average particle diameter B in the longitudinal direction (the wire drawing direction during the wire drawing process) Has a crystal structure composed of crystal grains 12 having an average grain size A of 0.3 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less in a direction perpendicular to the longitudinal direction (drawing direction).
- the material of the wire 11 is a material (for example, copper, copper alloy, aluminum, aluminum alloy etc.) applied to the strand for cables (electric wires), there will be no restriction
- the crystal grains 12 constituting the elemental crystal structure have an average grain size B in the drawing direction of 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less and an average grain in the direction perpendicular to the drawing direction.
- the diameter A is 0.3 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less.
- the size of the crystal grains 12 in a cross section perpendicular to the wire drawing direction that is, the grain size in a direction orthogonal to the wire drawing direction
- the size of the crystal grains 12 in a cross section parallel to the wire drawing direction that is, the wire drawing.
- the grain sizes in the linear direction have different dimensions within the above ranges, but are described with the same dimensions.
- the average grain size A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains 12 constituting the crystal structure of the strand is 0.3 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less, and the average grain diameter B in the drawing direction of the crystal grains 12 is
- the thickness is 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less, the frequency of the presence of crystal grains (fibrous crystals) grown in the wire drawing direction in the crystal structure is reduced, and the uniformity of the crystal structure is improved. For this reason, when dynamic driving (for example, repeated bending) acts on the strand, strain is sequentially introduced (accumulated) in the crystal structure forming the strand, but the crystal structure has uniformity.
- the introduced strain is uniformly distributed in the crystal structure, and an embrittlement region due to strain localization does not occur in the crystal structure. As a result, the generation of a microcrack that becomes the starting point of fatigue crack extension in the crystal structure is suppressed, and the fatigue resistance (bending resistance) is improved.
- the number of breaks is 1,000,000 times (the average grain size A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains 12 is 2 ⁇ m, and the average grain size B in the drawing direction of the crystal grains 12 is 20 ⁇ m).
- the average particle size A is 2 ⁇ m and the average particle size B is 10 ⁇ m
- the number of fractures is 2 million times
- the number of times of fracture is 12 million times (average grain size).
- the diameter A was 2 ⁇ m and the average particle diameter B was 20 ⁇ m.
- the average particle diameter A was 2 ⁇ m and the average particle diameter B was 10 ⁇ m the number of breaks was 22 million.
- the number of breaks is 2 million times (average particle size A is 2 ⁇ m, average particle size B is 20 ⁇ m). However, the number of breaks when the average particle size A is 2 ⁇ m and the average particle size B is 10 ⁇ m. Is 4 million times, and in the case of a copper-5 mass% silver-based alloy, the number of fractures has been 20 million times (average particle size A is 2 ⁇ m, average particle size B is 20 ⁇ m), but the average particle size A is 2 ⁇ m. When the average particle size B is 10 ⁇ m, the number of breaks is 40 million.
- the accumulated equivalent strain epsilon N of the wire 11 is less than 4, in the process of wire is formed from a wire 11, not recrystallization noticeable in the crystal grains 12 constituting the crystal structure. Further, in the process of forming the strand from the wire 11, the portion along the direction orthogonal to the wire drawing direction of the crystal grains 12 is accompanied by a large processing in the direction orthogonal to the wire drawing direction (cross-sectional area reduction). Due to the reaction that the maximum length decreases due to compression deformation, the maximum length of the portion along the wire drawing direction of the crystal grains 12 tends to increase due to work drawing.
- the length of the portion along the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains 12 constituting the element wire is about 2 ⁇ m to 5 ⁇ m or less, and the length of the portion along the drawing direction of the crystal grains 12 The length exceeds about 10 ⁇ m and is about 25 ⁇ m or less, which causes a problem that a crystal structure including a fibrous crystal grown in the wire drawing direction is formed.
- the cumulative equivalent strain ⁇ N introduced into the wire 11 is, for example, 4 or more and 20 or less, refinement of the crystal structure by recrystallization of the crystal grains 12 in the process of forming the strand from the wire 11, and the wire
- the average grain size A in the direction perpendicular to the drawing direction of the crystal grains 12 constituting the crystal structure is 0.3 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less
- the average grain diameter B in the drawing direction of the crystal grains 12 is 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m.
- the upper limit value of the cumulative equivalent strain ⁇ N is set to 20 even if a cumulative equivalent strain ⁇ N exceeding 20 is introduced into the wire 11, the crystal grains 12 are proportional to the introduced cumulative equivalent strain ⁇ N. This is because miniaturization cannot be achieved.
- 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. Further, the method for manufacturing the microcrystalline metal conductor includes a strong processing step in which the wire 11 is subjected to a strong processing in which the cumulative equivalent strain is 4 or more, and a wire having a wire diameter of 50 to 120 ⁇ m from the wire 11 subjected to the strong processing.
- the average grain size B in the longitudinal direction (drawing direction at the time of drawing) of the crystal grains 12 constituting the crystal structure forming the strand is 10 ⁇ m or less, and the longitudinal direction (drawing direction) And a wire drawing step for making the average particle size A in the direction orthogonal to 2) m or less. Details will be described below.
- 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.
- a predetermined amount of metal is put into a graphite crucible, and the metal is melted by high frequency induction heating.
- the molten metal in the graphite crucible is agitated to achieve uniformity.
- the molten metal in the graphite crucible is transferred to a container provided with a water-cooled graphite die, and the molten metal is passed through the graphite die and drawn outside, thereby performing continuous casting of the wire 11.
- the continuous casting speed is 100 to 300 mm / min
- the diameter of the wire 11 to be cast is 8 to 12 mm
- the length is 30000 to 60000 mm.
- a rectangular parallelepiped mold 14 in which a through hole 13 having a bending angle ⁇ of 90 degrees is formed is used to penetrate the mold 14.
- the wire 11 is pushed from one side opening 15 of the hole 13 and discharged from the other side opening 16 of the through hole 13 provided in the side of the mold 14 (ECAP (Equal-Channel Angular Pressing) method).
- ECAP Equal-Channel Angular Pressing
- the wire 11 is strongly processed.
- the inner diameter of the other-side opening 16 is set smaller than the inner diameter of the one-side opening 15 (for example, the opening cross-sectional area reduction rate is 1% or more and 20% or less). For this reason, the cross-sectional area reduction rate of the wire 11 is 1% or more and 20% or less before and after strong processing (same as before and after one processing).
- the wire 11 is pushed into the through hole 13 (one side opening 15) in front of (above) the one side opening 15 of the through hole 13, as shown in FIGS.
- This is performed by using a gripping means 19 having a pair of pressing portions 17 and 18 that are arranged and pressed and processed from both sides of the side of the wire 11 above the one side opening 15. That is, as shown in FIG. 4A, the central axis position of the one-side opening 15 and the central axis position of the wire 11 are matched, and the lower end of the wire 11 is directly above the one-side opening 15 of the through-hole 13. Be placed.
- the dummy wire comes into contact with the terminal end of the wire 11 and is gripped.
- a dummy wire is press-fitted into the through hole 13 using the means 19. Thereby, the wire 11 can be pushed out by the dummy wire, and the wire 11 can be taken out from the other opening 16 of the through hole 13.
- the equivalent strain ⁇ 1 when the wire 11 passes through the through-hole 13 once is 0.5 to 1 It becomes.
- the equivalent strain ⁇ 1 when the wire 11 passes through the through hole 13 once is not significantly affected by the arc angle ⁇ of the bent portion. Therefore, when the bending angle ⁇ is 90 degrees, P + Q can be approximated to 1.
- the strain is 0.58). Therefore, by determining the number of times N that the wire 11 passes through the through-hole 13, it is possible to quantitatively easily evaluate the cumulative equivalent strain epsilon N of wires 11, the cumulative equivalent strain epsilon N of the wire 11 accurately Can be adjusted. When the cumulative equivalent strain of the wire 11 is 4 or more, the number N of times of passing through the through hole 13 is 7 or more.
- FIG. 5 shows a gripping means 20 according to a modification.
- 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 wire 11 located in front (upward) of the one side opening 15 of the through-hole 13 formed in the upper portion of the mold 14. Abutting at different angular positions (for example, angular positions that divide the circumferential direction into four equal parts), the region above the one side opening 15 of the wire 11 is supported in a standing state with respect to the one side opening 15.
- An upper holding portion 22 and 23 are provided.
- the gripping means 20 is provided between the upper and lower holding portions 22 and 23 and arranged side by side in the vertical direction, and the outer periphery at different height positions on the side surfaces between the upper and lower holding portions 22 and 23 of the wire 11.
- Each of which is provided with a pair of rolls 24 and 25 that respectively feed the wire 11 downward by rotating while pressing the opposing portions of each part from the outside in the radial direction, and having lower drive parts 26 and 27, respectively.
- the axial center direction of the roll 24 serving as the pair of the upper drive unit 26 and the axial center direction of the roll 25 serving as the pair of the lower drive unit 27 intersect (for example, orthogonal).
- the rolls 24 and 25 of the upper and lower drive units 26 and 27 are rotated.
- the wire 11 moves downward, passes between the pair of rolls 25 of the lower drive unit 27, the front side of the wire 11 is supported by the lower holding unit 23, and the central axis position of the wire 11 is the through hole 13.
- the lower end of the wire 11 is disposed immediately above the one-side opening 15 of the through hole 13 in a state where it coincides with the central axis position of the one-side opening 15.
- the rolls 24 and 25 of the upper and lower drive units 26 and 27 are rotated, the front side of the wire 11 is gradually pushed into the through-hole 13. It protrudes from the other side opening 16 of the hole 13.
- the rolls 24 of the upper and lower drive units 26 and 27 Therefore, the tip of the dummy wire is brought into contact with the terminal end of the wire 11, and the dummy wire is moved downward by the rolls 24 and 25 of the upper and lower drive units 26 and 27.
- the wire 11 is pushed out by the dummy wire, and the wire 11 can pass through the through hole 13.
- the drawing process includes a pre-drawing process (rough drawing) in which the wire 11 is reduced in diameter to be a fine line, and a finish drawing process in which a strand is formed from the thin line.
- the pre-drawing process is performed in a range in which the cross-sectional area reduction rate of the wire 11 is 5 to 30% using, for example, a swaging machine.
- the reason why the cross-sectional area reduction rate of the wire 11 is in the range of 5 to 30% is that when the cross-sectional area reduction rate is less than 5%, the burden of the finish drawing process for forming the wire from the thin wire becomes high. Since disconnection and surface roughness occur, it is not preferable.
- the cross-sectional area reduction rate exceeds 30%, the diameter of the thin wire is too thin and handling becomes difficult, and the productivity (wire forming speed) decreases, which is not preferable.
- the pre-drawing process may be performed after pre-heating the wire 11 that has been subjected to strong processing.
- the preheating temperature is in the range of 1 to 50 hours in an inert gas atmosphere at a temperature 20 to 100 ° C. lower than the recrystallization temperature of the wire 11 that has been strongly processed.
- 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.
- a coolant for example, oil
- the degree of processing when forming a strand from a thin wire is in the range of 3-11.
- 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.
- the crystal structure is refined by recrystallization of the crystal grains 12 in the process of forming the strands from the wires 11 via the fine wires, and the fine wires from the wires 11 are reduced.
- the average grain size B in the longitudinal direction (drawing direction during wire drawing) of the crystal grains 12 constituting the crystal structure forming the strands is 10 ⁇ m or less and orthogonal to the longitudinal direction (drawing direction).
- the average particle size A in the direction can be 2 ⁇ m or less.
- the finish wire drawing treatment may be performed after performing fine wire heating in which the fine wire is heated at a temperature 10 to 70 ° C. lower than the recrystallization temperature of the fine wire.
- fine wire heating By performing the fine wire heating, the recrystallization of the crystal grains constituting the fine lines is promoted, the crystal grains 12 are refined, and the strain introduced into the crystal grains is removed, and the fine lines are removed. It is possible to improve the extensibility (drawing property) of a fine wire required when a wire is formed.
- the temperature of the fine wire heating is set lower than the recrystallization temperature by more than 70 ° C., the recrystallization is not promoted, the strain removal in the fine wire is insufficient, and the extensibility of the fine wire cannot be improved.
- the temperature of the fine wire heating is set higher than the recrystallization temperature of ⁇ 10 ° C., the crystal structure constituting the fine wire is not preferable because grain growth occurs with recrystallization.
- the formed wire may be finish-heated at a temperature 10 to 70 ° C. lower than the recrystallization temperature of the wire.
- recrystallization of the crystal grains 12 constituting the strands is promoted, and the average grain size B in the longitudinal direction (drawing direction) of the crystal grains 12 constituting the crystal structure forming the strands is 10 ⁇ m or less.
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the longitudinal direction (drawing direction) can be efficiently adjusted to 2 ⁇ m or less.
- 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.
- the temperature of the finish heat treatment is set higher than the recrystallization temperature of ⁇ 10 ° C.
- the crystal structure constituting the strand causes grain growth along with recrystallization (that is, the crystal structure). Is not preferable).
- an HPT (High-Pressure Torsion) method can also be used as a strong processing method.
- HPT High-Pressure Torsion
- ARB Accelulative Roll Bonding
- a strongly processed material can be produced by cutting a wire from a laminated processed body by mechanical cutting or the like.
- 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 processing) for forming a strand having a wire diameter of 50 to 120 ⁇ m from a wire.
- the average particle size in the longitudinal direction (drawing direction during drawing) is 0.3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m 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 ⁇ m or more and 2 ⁇ m 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.
- 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.
- the method for producing a 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, for example, an outer diameter of 6 to 10 mm, from the molten metal.
- the crystal structure of the strands is 0.3 to 10 ⁇ m in average length in the longitudinal direction (drawing direction during wire drawing) It is composed of crystal grains having an average grain size in the direction orthogonal to the direction (drawing direction) of 0.3 to 2 ⁇ m.
- Example 1 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).
- 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
- 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.
- the inorganic lubricant for example, molybdenum disulfide
- 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
- the 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 ⁇ m (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).
- a nitrogen gas atmosphere an example of an inert gas atmosphere
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative.
- the equivalent strain was 1.7, it was 20 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain was 2.9, it was 15 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain was 4.0, it was 10 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain was 5.2, it was 2 ⁇ m.
- 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
- Example 5 to 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. Then, 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. 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.
- 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.
- 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 ⁇ m (working degree 9.3) (finish wire drawing process). .
- 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.
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.5 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is
- the conductivity of the obtained wire is measured, a cable having a cross-sectional area of 0.2 mm 2 is produced from the wire, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 is 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.
- 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).
- the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape
- the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature 40 ° C.
- the 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 ⁇ m (working degree 9.3) (finish wire drawing process).
- 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).
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative.
- Example 14 to 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. In the same manner as in Experimental Examples 1 to 4, strong processing by the ECAP method was performed at room temperature, and the obtained wires had a cumulative equivalent strain of 1.7, 2.9, 4.0, 4.6, and 5.2. Was introduced.
- 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
- the 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 ⁇ m (working degree 9.3) (finish wire drawing process).
- 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).
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 1 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative.
- the equivalent strain is 1.7, it is 20 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain is 2.9, it is 15 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain is 4.0, it is 10 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain is 4.6, it is 6 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain is 5.2, it is 2 ⁇ m. It was.
- 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).
- the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape
- the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature 40 ° C.
- the 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 ⁇ m (working degree 9.3) (finish wire drawing process).
- 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).
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.5 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is 20 ⁇ m when the cumulative equivalent strain is 1.7, 15 ⁇ m when the cumulative equivalent strain is 2.9, 10 ⁇ m when the cumulative equivalent strain is 4.0, 5 ⁇ m when the cumulative equivalent strain is 4.6, and 2 ⁇ m when the cumulative equivalent strain is 5.2. Met.
- the conductivity of the obtained wire is measured, a cable having a cross-sectional area of 0.2 mm 2 is produced from the wire, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 is 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.
- 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).
- 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).
- the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape
- the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature 40 ° C.
- the 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 ⁇ m (working degree 9.3) (finish wire drawing process).
- 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).
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.5 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is
- the conductivity of the obtained wire is measured, a cable having a cross-sectional area of 0.2 mm 2 is produced from the wire, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 is 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.
- 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
- the heating 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 ⁇ m (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).
- a nitrogen gas atmosphere an example of an inert gas atmosphere
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative.
- the equivalent strain was 1.7, it was 20 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain was 2.9, it was 15 ⁇ m
- the conductivity of the obtained wire is measured, a cable having a cross-sectional area of 0.2 mm 2 is produced from the wire, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 is 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.
- 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).
- the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape
- the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature lower by 45 ° C.
- the heating 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 ⁇ m (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).
- a nitrogen gas atmosphere an example of an inert gas atmosphere
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is cumulative.
- the equivalent strain was 1.7, it was 20 ⁇ m
- the cumulative equivalent strain was 2.9, it was 15 ⁇ m
- the conductivity of the obtained wire is measured, a cable having a cross-sectional area of 0.2 mm 2 is produced from the wire, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 is 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.
- Example 36 to 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. Then, 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, 4.0, and 5.2 were introduced into the obtained wires.
- 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).
- the thin wire of diameter 8.4mm (cross-sectional area reduction rate 29%) was shape
- the recrystallization temperature is measured using a test piece taken from a thin wire, and a temperature lower by 45 ° C.
- the heating 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 ⁇ m (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).
- a nitrogen gas atmosphere an example of an inert gas atmosphere
- the average particle diameter A in the direction orthogonal to the drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 0.5 ⁇ m
- the average particle diameter B in the drawing direction of the crystal grains is
- the conductivity of the obtained wire is measured, a cable having a cross-sectional area of 0.2 mm 2 is produced from the wire, and the cable bending test similar to Experimental Examples 1 to 4 is 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.
- the average grain size in the direction perpendicular to the wire drawing direction of the crystal grains constituting the crystal structure is 2 ⁇ m or less.
- the average grain size in the wire drawing direction is 10 ⁇ m 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 ⁇ m. 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 ⁇ m and 10 ⁇ m. Further, as shown in FIGS.
- 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. Other embodiments and modifications that can be considered in the above are also included. Further, the present invention includes a combination of components included in the present embodiment and other embodiments and modifications.
- 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.
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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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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)。
(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)。
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)。
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)。
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。
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。
(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。
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。
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。
(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)。
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)。
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)。
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)。
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。
(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。
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。
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)。
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。
(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。
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。
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)。
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。
(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)。
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)。
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)。
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)。
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。
(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)。
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)。
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)。
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)。
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。
(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)。
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)。
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)。
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)。
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。
(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。
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。
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)。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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
Claims (13)
- 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することを特徴とする微結晶金属導体。 - 請求項1記載の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であることを特徴とする微結晶金属導体。
- 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ことを特徴とする微結晶金属導体の製造方法。 - 請求項3記載の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であることを特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 請求項4記載の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以上であることを特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 請求項5記載の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を特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 請求項6記載の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を特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 請求項4記載の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を特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 請求項8記載の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を特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 請求項9記載の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を特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 請求項8~10のいずれか1項に記載の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を特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 請求項8~11のいずれか1項に記載の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を特徴とする微結晶金属導体の製造方法。
- 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することを特徴とする微結晶金属導体。
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