JPS63186858A - 導電用高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 - Google Patents
導電用高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法Info
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- JPS63186858A JPS63186858A JP1643987A JP1643987A JPS63186858A JP S63186858 A JPS63186858 A JP S63186858A JP 1643987 A JP1643987 A JP 1643987A JP 1643987 A JP1643987 A JP 1643987A JP S63186858 A JPS63186858 A JP S63186858A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は特に耐熱性及び可撓性に優れた高力耐熱アルミ
ニウム合金導体の製造方法に関するものである。
ニウム合金導体の製造方法に関するものである。
（従来の技術〕
近年電力需要はとみに増加し、これにともない送電容量
の増大が強く要請されるようになった。この要望に応え
るものとして電気用アルミニウムにＺｒを微量添加した
耐熱アルミニウム合金が開発されたが、引張り強さが電
気用硬アルミニウムと同程度しかないという難点があっ
た。そのためこれを改良して耐熱アルミニウ合金と同程
度の耐熱性をもち導電率が５５％ｌＡＣ３程度、引張り
強さが２２〜２６Ｋｙ／−の特性を有する高力耐熱アル
ミニウム合金が開発され架空地線や長径間送電線などに
利用されるようになった。
の増大が強く要請されるようになった。この要望に応え
るものとして電気用アルミニウムにＺｒを微量添加した
耐熱アルミニウム合金が開発されたが、引張り強さが電
気用硬アルミニウムと同程度しかないという難点があっ
た。そのためこれを改良して耐熱アルミニウ合金と同程
度の耐熱性をもち導電率が５５％ｌＡＣ３程度、引張り
強さが２２〜２６Ｋｙ／−の特性を有する高力耐熱アル
ミニウム合金が開発され架空地線や長径間送電線などに
利用されるようになった。
この高力耐熱アルミニウム合金はＦｅ、Ｃｕ等の添加元
素と加工硬化により強度を上げた非熱処理型であり、伸
びが小さいため可撓性が低く架線中の金車通過により断
線することもあり問題となっていた。
素と加工硬化により強度を上げた非熱処理型であり、伸
びが小さいため可撓性が低く架線中の金車通過により断
線することもあり問題となっていた。
本発明はこれに鑑み種々検討の結果Ａｌ−Ｚ ｒ−Ｓｉ
−［３ｅ−Ｃｕ合金の鋳造圧延条件を制限することに
より強制過飽和固溶体を形成し、その後熱処理すること
で導電率、耐熱性及び強度を同時に上昇させ、ざらに冷
間加工により可撓性を向上させうろことを知見し、ざら
に検討の結果従来の高力耐熱アルミニウム合金とほぼ同
等の強度、導電率を有し、かつ極めて優れた耐熱性と可
撓性を有する導体を開発したもので、Ｚ ｒｏ、１５〜
０．５ ｗｔ％、 Ｓ ｉ ０．０５〜０．３ ｗｔ％
ＣｕＯ，０５〜０．５ ｗｔ％、 Ｂ ｅＯ，００５〜
０．３ ｗｔ％を含み、残部Ａ１と通常の不純物からな
る合金を連続鋳造圧延する高力耐熱アルミニウム合金導
体の製造において、鋳造時に１０℃／ｓｅｃ以上の冷却
速度で凝固せしめ、得られた鋳塊を６０℃／ｍｉｎ以上
の冷却速度で冷却しながら５５０℃以下より圧延を開始
し３５０℃以下で圧延を終了するまでに４０％以上の減
面加工を施して荒引線とした後、得られた荒引線を２０
０〜４５０°Ｃの温度で５〜１００時間熱処理し、しか
る後６０％以上の冷間加工を施すことを特徴とするもの
である。
−［３ｅ−Ｃｕ合金の鋳造圧延条件を制限することに
より強制過飽和固溶体を形成し、その後熱処理すること
で導電率、耐熱性及び強度を同時に上昇させ、ざらに冷
間加工により可撓性を向上させうろことを知見し、ざら
に検討の結果従来の高力耐熱アルミニウム合金とほぼ同
等の強度、導電率を有し、かつ極めて優れた耐熱性と可
撓性を有する導体を開発したもので、Ｚ ｒｏ、１５〜
０．５ ｗｔ％、 Ｓ ｉ ０．０５〜０．３ ｗｔ％
ＣｕＯ，０５〜０．５ ｗｔ％、 Ｂ ｅＯ，００５〜
０．３ ｗｔ％を含み、残部Ａ１と通常の不純物からな
る合金を連続鋳造圧延する高力耐熱アルミニウム合金導
体の製造において、鋳造時に１０℃／ｓｅｃ以上の冷却
速度で凝固せしめ、得られた鋳塊を６０℃／ｍｉｎ以上
の冷却速度で冷却しながら５５０℃以下より圧延を開始
し３５０℃以下で圧延を終了するまでに４０％以上の減
面加工を施して荒引線とした後、得られた荒引線を２０
０〜４５０°Ｃの温度で５〜１００時間熱処理し、しか
る後６０％以上の冷間加工を施すことを特徴とするもの
である。
（作 用）
本発明において合金成分を上記の組成に限定したのは次
の理由によるものである。
の理由によるものである。
即ちＺｒの添加は強度と耐熱性、特に耐熱性を向上せし
めるためであり、ｚｒの含有量を０．１５〜０．５ｗｔ
％（以下ｗｔ％を単に％と略記）したのは０．１５％未
満では上記効果がなく、０．５％を越えるとＢｅを共存
させても鋳造中にＡ１３Ｚｒが晶出してしまい、これを
防ぐために溶湯温度を高くすると鋳造時に鋳塊割れが相
次ぎ製品製造が非常に困難になるからである。
めるためであり、ｚｒの含有量を０．１５〜０．５ｗｔ
％（以下ｗｔ％を単に％と略記）したのは０．１５％未
満では上記効果がなく、０．５％を越えるとＢｅを共存
させても鋳造中にＡ１３Ｚｒが晶出してしまい、これを
防ぐために溶湯温度を高くすると鋳造時に鋳塊割れが相
次ぎ製品製造が非常に困難になるからである。
Ｂｅの添加は導電率を下げずに強度を向上させる効果が
あり、Ｚｒと共存させることにより鋳造時にＺｒの強制
固溶を促進させ、ざらにＣＬＩとの共存により熱処理後
の加工硬化能を向上させるためでおる。しかしてＢｅの
含有量を０．００５〜０．３％と限定したのは０．００
５％未満では上記効果が少なく、鋳造時にＡｆ３２ｒの
金属間化合物を晶出し鋳造割れを起こし易くなり、０．
３％を越えるとＢｅは非常に高価であるため工業上コス
トアップを大きくしてしまい実用に適さなくなるためで
ある。
あり、Ｚｒと共存させることにより鋳造時にＺｒの強制
固溶を促進させ、ざらにＣＬＩとの共存により熱処理後
の加工硬化能を向上させるためでおる。しかしてＢｅの
含有量を０．００５〜０．３％と限定したのは０．００
５％未満では上記効果が少なく、鋳造時にＡｆ３２ｒの
金属間化合物を晶出し鋳造割れを起こし易くなり、０．
３％を越えるとＢｅは非常に高価であるため工業上コス
トアップを大きくしてしまい実用に適さなくなるためで
ある。
Ｃｕの添加は上記の如＜Ｂｅと共存させることにより熱
処理後の加工硬化能を向上させて材料の可撓性を向上さ
せるためであり、ＣＵの含有量を０．０５〜０．５％と
限定したのは０．０５％未満ではその効果が少なく、０
．５％を越えると、導電率が著しく低下するからである
。
処理後の加工硬化能を向上させて材料の可撓性を向上さ
せるためであり、ＣＵの含有量を０．０５〜０．５％と
限定したのは０．０５％未満ではその効果が少なく、０
．５％を越えると、導電率が著しく低下するからである
。
またＳｉの添加は強度を向上させると共にｚｒの析出を
促進させるためでおり、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．
３％と限定したのは０．０５％未満では上記効果がなく
、０．３％を越えると材料の脆化が起こり加工が困難に
なると共に導電率を著しく低下させるからでおる。
促進させるためでおり、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．
３％と限定したのは０．０５％未満では上記効果がなく
、０．３％を越えると材料の脆化が起こり加工が困難に
なると共に導電率を著しく低下させるからでおる。
次に前記合金を連続鋳造圧延するに当り、鋳造凝固時の
冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上とするのはＺｒの強制固
溶体を得るためであり、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満
ではＢｅを共存させてもＺｒが析出してしまい鋳塊割れ
が生じ易くなるからである。またｊｑられた鋳塊を６０
℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却し、５５０℃以下で圧延を
開始し、３５０°Ｃ以下で圧延を終了しその間に４０％
以上の減面加工を行なうのは圧延中にＺｒが析出するの
を防ぐためであり、冷却速度が６０℃／ｍｉｎ未満又は
圧延開始温度が５５０℃を越え、さらに圧延終了温度が
３５０℃を越えるとＺｒが析出してしまい、その後の熱
処理をどのように行なっても良好な特性が得られないか
らである。さらに圧延中の減面率を４０％以上としたの
はその後の熱処理によりＺｒを微細に析出させる目的で
転位を導入するためであり、減面率が４０％未満の場合
はＺｒの微細析出の転位が不十分であり満足な強度が得
られないからである。
冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上とするのはＺｒの強制固
溶体を得るためであり、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満
ではＢｅを共存させてもＺｒが析出してしまい鋳塊割れ
が生じ易くなるからである。またｊｑられた鋳塊を６０
℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却し、５５０℃以下で圧延を
開始し、３５０°Ｃ以下で圧延を終了しその間に４０％
以上の減面加工を行なうのは圧延中にＺｒが析出するの
を防ぐためであり、冷却速度が６０℃／ｍｉｎ未満又は
圧延開始温度が５５０℃を越え、さらに圧延終了温度が
３５０℃を越えるとＺｒが析出してしまい、その後の熱
処理をどのように行なっても良好な特性が得られないか
らである。さらに圧延中の減面率を４０％以上としたの
はその後の熱処理によりＺｒを微細に析出させる目的で
転位を導入するためであり、減面率が４０％未満の場合
はＺｒの微細析出の転位が不十分であり満足な強度が得
られないからである。
このようにして得られた荒引線を２００〜４５０℃の温
度で５〜１００時間熱処理するのはＺｒを微細かつ均一
に析出させ導電率、引張強さ及び耐熱性を十分向上させ
るためであり、２００ ℃未満又は５時間未満の熱処理
では上記効果が不十分で良好な特性、特に良好な導電性
が得られず、４５０℃を越えるか又は１００時間を越え
ると過時効になってしまい引張り強さ及び耐熱性が低下
してしまうからである。また熱処理後の荒引線に６０％
以上の冷間加工を施すのは強度を向上させると共に可撓
性を向上させるためであり、冷間加工率が６０％未満で
は十分な強度及び可撓性が得られないからである。
度で５〜１００時間熱処理するのはＺｒを微細かつ均一
に析出させ導電率、引張強さ及び耐熱性を十分向上させ
るためであり、２００ ℃未満又は５時間未満の熱処理
では上記効果が不十分で良好な特性、特に良好な導電性
が得られず、４５０℃を越えるか又は１００時間を越え
ると過時効になってしまい引張り強さ及び耐熱性が低下
してしまうからである。また熱処理後の荒引線に６０％
以上の冷間加工を施すのは強度を向上させると共に可撓
性を向上させるためであり、冷間加工率が６０％未満で
は十分な強度及び可撓性が得られないからである。
次に本発明法の実施例について説明する。
純度９９．７％の電気用アルミニウム地金を溶解し、こ
れにＡｌ−６％Ｂｅ、Ａ１−２０％５ｉ。
れにＡｌ−６％Ｂｅ、Ａ１−２０％５ｉ。
ＡＡ−５０％ＣＵの各母合金及びＺｒを３０％含有する
に２ＺｒＦ６（フッ化ジルコニウムカリ）を用い第１表
に示すような種々の組成のアルミニウム合金を溶製した
。
に２ＺｒＦ６（フッ化ジルコニウムカリ）を用い第１表
に示すような種々の組成のアルミニウム合金を溶製した
。
第１表
これらの合金をベルトアンドホイール型の連続鋳造圧延
機を用いて第２表に示すような種々の冷却速度によって
鋳造凝固させ、得られた鋳塊を引き続き圧延中の温度を
制御して第２表に示す条件で圧延し、荒引線を製造した
。ざらにこの荒引線を同じく第２表に示すような種々の
温度、時間により熱処理後冷間伸線を行ない導体を作成
した。この導体について導電率２強度。
機を用いて第２表に示すような種々の冷却速度によって
鋳造凝固させ、得られた鋳塊を引き続き圧延中の温度を
制御して第２表に示す条件で圧延し、荒引線を製造した
。ざらにこの荒引線を同じく第２表に示すような種々の
温度、時間により熱処理後冷間伸線を行ない導体を作成
した。この導体について導電率２強度。
耐熱性及び可撓性を測定し、その結果を第２表に併記し
た。
た。
また従来の非熱処理型の高力耐熱アルミニウム合金を従
来方法により加工して導体としたものを上記と同様に導
電率２強度、耐熱性及び可撓性を測定し、その結果を第
２表に併記した。
来方法により加工して導体としたものを上記と同様に導
電率２強度、耐熱性及び可撓性を測定し、その結果を第
２表に併記した。
尚導電率はケルビンダブルブリッジにより導体の電気抵
抗を測定して算出し、引張り強さはインストロン型引張
試験機により測定した。また耐熱性は導体を２３０℃の
温度で１時間加熱処理し、加熱前の引張強さに対する加
熱後の引張り強さの割合で示した。ざらに可撓性は第１
図に示すように導体（１）外径の２倍の半径の曲率を有
する円筒面（２）（２’）を形成した２個のブロック（
３Ｈ３’）で導体（１）を挟持し該円筒面（２）に直交
する方向に導体線を９０°に折り曲げ、これを繰り返し
て導体（１）が破断するまでの回教で示した。
抗を測定して算出し、引張り強さはインストロン型引張
試験機により測定した。また耐熱性は導体を２３０℃の
温度で１時間加熱処理し、加熱前の引張強さに対する加
熱後の引張り強さの割合で示した。ざらに可撓性は第１
図に示すように導体（１）外径の２倍の半径の曲率を有
する円筒面（２）（２’）を形成した２個のブロック（
３Ｈ３’）で導体（１）を挟持し該円筒面（２）に直交
する方向に導体線を９０°に折り曲げ、これを繰り返し
て導体（１）が破断するまでの回教で示した。
第２表から判るように、本発明法（Ｎα１〜ＮＱ１０）
はいずれも導電率は５５．８〜５６．７％ｌＡＣ３、引
張り強さは２５．４〜２７．１ＫＩ／ｍｔＡであり、従
来法による従来品（Ｎα２９．Ｎα３０）と同等の特性
を有し、かつ耐熱性は９４．８〜９８．６％、可撓性は
２１〜２８回であり、従来法による従来品と比較して大
幅に優れている。
はいずれも導電率は５５．８〜５６．７％ｌＡＣ３、引
張り強さは２５．４〜２７．１ＫＩ／ｍｔＡであり、従
来法による従来品（Ｎα２９．Ｎα３０）と同等の特性
を有し、かつ耐熱性は９４．８〜９８．６％、可撓性は
２１〜２８回であり、従来法による従来品と比較して大
幅に優れている。
また本発明法とは合金組成又は製造条件の一部が異なる
比較法（Ｎα１１〜Ｎ０２８）では測定した諸特性のな
かで少なくとも一部が劣っていることが判る。即ちＮα
１１はＺｒ含有量が過少のために引張り強さく以下ＴＳ
と略記）及び耐熱性（以下ＴＲと略記）が劣る。Ｎα１
２はＺｒ含有量が過剰のため鋳造時に鋳塊割れを生じ、
Ｎα１７はＢｅ含有量が過少のため同様に鋳塊割れを引
き起こし良好な導体が得られなかった。Ｎα１３はＳｉ
含有量が過少であるために導電率（以下ＥＣと略記）及
びＴＳが劣り、Ｎα１４はＳｉ含有量が過剰なために脆
化により冷間加工が困難であった。Ｎα１５はＣｕ含有
量が過少なためＴＳ及び可撓性が劣り、Ｎα１６はＣｕ
含有量が過剰のためＥＣが低い。ざらにＮα１８は測定
した諸特性は良好であるがＢｅ含有量が過剰のためコス
ト高となり実用的でない。
比較法（Ｎα１１〜Ｎ０２８）では測定した諸特性のな
かで少なくとも一部が劣っていることが判る。即ちＮα
１１はＺｒ含有量が過少のために引張り強さく以下ＴＳ
と略記）及び耐熱性（以下ＴＲと略記）が劣る。Ｎα１
２はＺｒ含有量が過剰のため鋳造時に鋳塊割れを生じ、
Ｎα１７はＢｅ含有量が過少のため同様に鋳塊割れを引
き起こし良好な導体が得られなかった。Ｎα１３はＳｉ
含有量が過少であるために導電率（以下ＥＣと略記）及
びＴＳが劣り、Ｎα１４はＳｉ含有量が過剰なために脆
化により冷間加工が困難であった。Ｎα１５はＣｕ含有
量が過少なためＴＳ及び可撓性が劣り、Ｎα１６はＣｕ
含有量が過剰のためＥＣが低い。ざらにＮα１８は測定
した諸特性は良好であるがＢｅ含有量が過剰のためコス
ト高となり実用的でない。
またＮ０１９は鋳造時の冷却速度が遅いためＺｒが晶出
してしまい鋳造割れが生じたものであり、Ｎα２０は圧
延時の冷却速度が遅いためｚｒが析出してＥＣは高いが
ＴＳ、ＴＲが劣り、Ｎα２１は圧延開始温度が高く、Ｎ
ｏ、２２は圧延終了温度が高いためにＺｒが析出してＥ
Ｃが高く、ＴＳ及びＴＲが劣っており、Ｎα２３は圧延
時の減面率が低いためにＴＳが劣っている。
してしまい鋳造割れが生じたものであり、Ｎα２０は圧
延時の冷却速度が遅いためｚｒが析出してＥＣは高いが
ＴＳ、ＴＲが劣り、Ｎα２１は圧延開始温度が高く、Ｎ
ｏ、２２は圧延終了温度が高いためにＺｒが析出してＥ
Ｃが高く、ＴＳ及びＴＲが劣っており、Ｎα２３は圧延
時の減面率が低いためにＴＳが劣っている。
ざらにＮα２４は熱処理温度が低いためにＥＣが低く、
Ｎ０２５は該温度が高いために過時効となり、ＴＳ及び
ＴＲが劣り、Ｎα２６は熱処理時間が短いためにＥＣが
低く、Ｎα２７は該時間が長いため過時効となりＴＳ及
びＴＲが劣っており、Ｎα２８は冷間加工率が小さいた
めＴＳが劣っている。
Ｎ０２５は該温度が高いために過時効となり、ＴＳ及び
ＴＲが劣り、Ｎα２６は熱処理時間が短いためにＥＣが
低く、Ｎα２７は該時間が長いため過時効となりＴＳ及
びＴＲが劣っており、Ｎα２８は冷間加工率が小さいた
めＴＳが劣っている。
このように本発明によれば導電率、引張強さを低下させ
ずに優れた耐熱性と可撓性を有するアルミニウム合金導
体が製造でき、送電容量の増加や長径間の送電が可能に
なる等工業上顕著な効果を奏するものである。
ずに優れた耐熱性と可撓性を有するアルミニウム合金導
体が製造でき、送電容量の増加や長径間の送電が可能に
なる等工業上顕著な効果を奏するものである。
第１図は導体の可撓性の試験を示す説明図でおる。
１・・・・・・・・導体
２．２°・・・・・・円筒面
３．３゛・・・・・・ブロック
第１図
Claims (1)
- Ｚｒ０．１５〜０．５ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０．３ｗ
ｔ％、Ｃｕ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｂｅ０．００５〜
０．３ｗｔ％を含み、残部Ａｌと通常の不純物からなる
合金を連続鋳造圧延する高力耐熱アルミニウム合金導体
の製造において、鋳造時に１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で凝固せしめ、得られた鋳塊を６０℃／ｍｉｎ以上の
冷却速度で冷却しながら５５０℃以下より圧延を開始し
３５０℃以下で圧延を終了するまでに４０％以上の減面
加工を施して荒引線とした後、得られた荒引線を２００
〜４５０℃の温度で５〜１００時間熱処理し、しかる後
６０％以上の冷間加工を施すことを特徴とする導電用高
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 |
|---|---|---|---|
| JP1643987A JPS63186858A (ja) | 1987-01-27 | 1987-01-27 | 導電用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 |
|---|---|---|---|
| JP1643987A JPS63186858A (ja) | 1987-01-27 | 1987-01-27 | 導電用高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63186858A true JPS63186858A (ja) | 1988-08-02 |
Family
ID=11916263
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1643987A Pending JPS63186858A (ja) | 1987-01-27 | 1987-01-27 | 導電用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) | JPS63186858A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6465246A (en) * | 1987-09-04 | 1989-03-10 | Fujikura Ltd | Production of heat-resistant aluminum alloy electric conductive wire |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5887236A (ja) * | 1981-11-20 | 1983-05-25 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 |
| JPS605863A (ja) * | 1983-06-24 | 1985-01-12 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 導電用高力耐熱アルミ合金の製造方法 |
| JPS6123752A (ja) * | 1984-07-12 | 1986-02-01 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 |
| JPS61106753A (ja) * | 1984-10-31 | 1986-05-24 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法 |
-
1987
- 1987-01-27 JP JP1643987A patent/JPS63186858A/ja active Pending
Patent Citations (4)
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|---|---|---|---|---|
| JPS5887236A (ja) * | 1981-11-20 | 1983-05-25 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 |
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