WO2026004229A1 - アルミニウム合金線および電線 - Google Patents
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Abstract
アルミニウム合金線は、Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、アルミニウム合金線の導電率は、６２．５％ＩＡＣＳ以上であり、アルミニウム合金線に対して、１４０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さは、熱処理前の引張強さの８４％以上である。
Description
本開示は、アルミニウム合金線および電線に関する。
本出願は、２０２４年６月２７日出願の日本国出願「特願２０２４－１０４１５６」に基づく優先権を主張し、前記日本出願に記載された全ての記載内容を援用するものである。
本出願は、２０２４年６月２７日出願の日本国出願「特願２０２４－１０４１５６」に基づく優先権を主張し、前記日本出願に記載された全ての記載内容を援用するものである。
アルミニウム合金線は、例えば、電線の導体として用いられる（例えば、特許文献１）。
本開示の一態様によれば、アルミニウム合金線であって、Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、前記アルミニウム合金線の導電率は、６２．５％ＩＡＣＳ以上であり、前記アルミニウム合金線に対して、１４０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さは、前記熱処理前の引張強さの８４％以上であるアルミニウム合金線が提供される。
［発明が解決しようとする課題］
本開示の目的は、導電性と耐熱性とを両立することである。
本開示の目的は、導電性と耐熱性とを両立することである。
［発明の効果］
本開示によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
本開示によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
［本開示の実施形態の説明］
＜発明者の得た知見＞
まず、発明者の得た知見について説明する。
＜発明者の得た知見＞
まず、発明者の得た知見について説明する。
所定の導電性および耐熱性を有するアルミニウム（Ａｌ）合金線として、鉄（Ｆｅ）、シリコン（Ｓｉ）およびチタン（Ｔｉ）を含有するＡｌ合金線が開発されている。
発明者等が上述の合金元素を含むＡｌ合金線を検討した結果、これまで知られた構成では、Ａｌ合金線中のＦｅおよびＴｉの状態に基づいて、以下のような新規課題が生じることが分かった。
（従来のＡｌ合金線：ＪＩＳＣ３１０８：２０１６「電気用硬アルミニウム線」）
従来のＡｌ合金線では、Ｆｅが母相のＡｌ中に固溶していた。これにより、Ａｌ合金線の強度および耐熱性を向上させていた。しかしながら、Ｆｅの固溶に起因して、Ａｌ合金線の導電率が低下していた。
従来のＡｌ合金線では、Ｆｅが母相のＡｌ中に固溶していた。これにより、Ａｌ合金線の強度および耐熱性を向上させていた。しかしながら、Ｆｅの固溶に起因して、Ａｌ合金線の導電率が低下していた。
さらに、従来のＡｌ合金線では、鋳造工程の直前に、Ｔｉ－ボロン（Ｂ）化合物（例えばＴｉＢ２）を含むワイヤを溶湯中に導入することで、Ａｌの凝固組織を微細化し、鋳造における傷の発生を抑制していた。しかしながら、上述のＴｉＢワイヤ中には、Ｔｉ－Ｂ化合物だけではなく、過剰なＴｉも含まれていた。このため、Ａｌ合金中に取り込まれた過剰なＴｉが、母相のＡｌ中に固溶していた。その結果、当該Ｔｉの固溶に起因しても、Ａｌ合金線の導電率が低下していた。
（特許文献１のＡｌ合金線）
上述した従来のＡｌ合金線の導電率よりも導電率を向上させるため、特許文献１では、Ａｌ中にＴｉだけでなく、Ｂも積極的に添加した。さらに、特許文献１では、圧延工程から伸線工程までの間に３００℃以上の温度で１時間以上の中間熱処理工程を行った。
上述した従来のＡｌ合金線の導電率よりも導電率を向上させるため、特許文献１では、Ａｌ中にＴｉだけでなく、Ｂも積極的に添加した。さらに、特許文献１では、圧延工程から伸線工程までの間に３００℃以上の温度で１時間以上の中間熱処理工程を行った。
特許文献１では、上述の中間熱処理工程により、Ｆｅを析出させていた。これにより、Ａｌ合金線中のＦｅの固溶量を低減していた。その結果、Ａｌ合金線の導電率を向上させていた。
特許文献１では、上述のＢの積極的添加により、上述のＴｉＢワイヤ中の過剰なＴｉとＢとを反応させ、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶を析出させていた。これにより、Ａｌ合金線中の過剰なＴｉの存在量を低減し、Ａｌ合金線中のＴｉの固溶量を低減していた。その結果、Ｔｉの固溶に起因した、Ａｌ合金線の導電率の低下を抑制していた。
しかしながら、特許文献１では、Ａｌ合金線の導電率を向上できたものの、Ａｌ合金線中のＦｅの固溶量が低減したため、Ａｌ合金線の耐熱性が低下していた。
以上のように、従来のＡｌ合金線および特許文献１のＡｌ合金線では、導電性と耐熱性とを両立することが困難となっていた。
そこで、発明者等は、Ａｌ合金線の組成およびＡｌ合金線の製造方法を更に鋭意検討した結果、導電性と耐熱性とを両立したＡｌ合金線を得ることに成功した。
以下の本開示は、発明者等が見出した上記新規課題に基づくものである。
＜本開示の実施態様＞
次に、本開示の実施態様を列記して説明する。
次に、本開示の実施態様を列記して説明する。
［１］本開示の一態様に係るアルミニウム合金線は、
Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、
Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、
Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、
Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、
を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
前記アルミニウム合金線の導電率は、６２．５％ＩＡＣＳ以上であり、
前記アルミニウム合金線に対して、１４０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さは、前記熱処理前の引張強さの８４％以上である。
この構成によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、
Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、
Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、
Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、
を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
前記アルミニウム合金線の導電率は、６２．５％ＩＡＣＳ以上であり、
前記アルミニウム合金線に対して、１４０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さは、前記熱処理前の引張強さの８４％以上である。
この構成によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
［２］上記［１］に記載のアルミニウム合金線において、
前記アルミニウム合金線は、式（１）および式（２）を満たす、
ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０ ・・・（１）
ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３ ・・・（２）
ここで、
ＩＦｅ１は、前記アルミニウム合金線中のＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造測定から得られる動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ＩＦｅ０は、前記アルミニウム合金線中におけるＦｅの動径構造関数を得た条件と同一条件下で得られる、標準試料としての純度９９．９９％で且つ厚さ０．００５ｍｍの鉄圧延材中のＦｅの動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ｘＴｉ１およびｘＴｉ２は、前記アルミニウム合金線中におけるＴｉのＫ吸収端の前後の吸光度差で規格化したＸ線吸収微細構造スペクトルにおいて、それぞれ、入射Ｘ線のエネルギー４９７８ｅＶ以上４９８４ｅＶ以下の範囲内に生じる第１ピークの高さ、および、入射Ｘ線のエネルギー４９８６ｅＶ以上４９９４ｅＶ以下の範囲内に生じる第２ピークの高さである。
この構成によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
前記アルミニウム合金線は、式（１）および式（２）を満たす、
ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０ ・・・（１）
ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３ ・・・（２）
ここで、
ＩＦｅ１は、前記アルミニウム合金線中のＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造測定から得られる動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ＩＦｅ０は、前記アルミニウム合金線中におけるＦｅの動径構造関数を得た条件と同一条件下で得られる、標準試料としての純度９９．９９％で且つ厚さ０．００５ｍｍの鉄圧延材中のＦｅの動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ｘＴｉ１およびｘＴｉ２は、前記アルミニウム合金線中におけるＴｉのＫ吸収端の前後の吸光度差で規格化したＸ線吸収微細構造スペクトルにおいて、それぞれ、入射Ｘ線のエネルギー４９７８ｅＶ以上４９８４ｅＶ以下の範囲内に生じる第１ピークの高さ、および、入射Ｘ線のエネルギー４９８６ｅＶ以上４９９４ｅＶ以下の範囲内に生じる第２ピークの高さである。
この構成によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
［３］本開示の他の態様に係るアルミニウム合金線は、
Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、
Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、
Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、
Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、
を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
前記アルミニウム合金線は、式（１）および式（２）を満たす、
ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０ ・・・（１）
ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３ ・・・（２）
ここで、
ＩＦｅ１は、前記アルミニウム合金線中のＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造測定から得られる動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ＩＦｅ０は、前記アルミニウム合金線中におけるＦｅの動径構造関数を得た条件と同一条件下で得られる、標準試料としての純度９９．９９％で且つ厚さ０．００５ｍｍの鉄圧延材中のＦｅの動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ｘＴｉ１およびｘＴｉ２は、前記アルミニウム合金線中におけるＴｉのＫ吸収端の前後の吸光度差で規格化したＸ線吸収微細構造スペクトルにおいて、それぞれ、入射Ｘ線のエネルギー４９７８ｅＶ以上４９８４ｅＶ以下の範囲内に生じる第１ピークの高さ、および、入射Ｘ線のエネルギー４９８６ｅＶ以上４９９４ｅＶ以下の範囲内に生じる第２ピークの高さである。
この構成によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、
Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、
Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、
Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、
を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
前記アルミニウム合金線は、式（１）および式（２）を満たす、
ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０ ・・・（１）
ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３ ・・・（２）
ここで、
ＩＦｅ１は、前記アルミニウム合金線中のＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造測定から得られる動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ＩＦｅ０は、前記アルミニウム合金線中におけるＦｅの動径構造関数を得た条件と同一条件下で得られる、標準試料としての純度９９．９９％で且つ厚さ０．００５ｍｍの鉄圧延材中のＦｅの動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ｘＴｉ１およびｘＴｉ２は、前記アルミニウム合金線中におけるＴｉのＫ吸収端の前後の吸光度差で規格化したＸ線吸収微細構造スペクトルにおいて、それぞれ、入射Ｘ線のエネルギー４９７８ｅＶ以上４９８４ｅＶ以下の範囲内に生じる第１ピークの高さ、および、入射Ｘ線のエネルギー４９８６ｅＶ以上４９９４ｅＶ以下の範囲内に生じる第２ピークの高さである。
この構成によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
［４］上記［１］から［３］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金線において、
前記アルミニウム合金線中のＢの含有量に対するＴｉの含有量の比率は、２．５以下である。
この構成によれば、Ａｌ合金線の導電率の低下を安定的に抑制することができる。
［５］本開示の更に他の態様に係る電線は、
上記［１］から［４］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金線を複数撚り合わせて設けられる撚線部を有する。
この構成によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
前記アルミニウム合金線中のＢの含有量に対するＴｉの含有量の比率は、２．５以下である。
この構成によれば、Ａｌ合金線の導電率の低下を安定的に抑制することができる。
［５］本開示の更に他の態様に係る電線は、
上記［１］から［４］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金線を複数撚り合わせて設けられる撚線部を有する。
この構成によれば、導電性と耐熱性とを両立することができる。
［本開示の実施形態の詳細］
次に、本開示の一実施形態を、以下に図面を参照しつつ説明する。なお、本開示はこれらの例示に限定されるものではなく、請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
次に、本開示の一実施形態を、以下に図面を参照しつつ説明する。なお、本開示はこれらの例示に限定されるものではなく、請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
＜本開示の一実施形態＞
（１）アルミニウム合金線
本実施形態のＡｌ合金線（以下、後述の内容にあわせて「Ａｌ合金線２１０」とも記載する）は、例えば、Ｆｅと、Ｓｉと、Ｔｉと、Ｂとを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなっている。
（１）アルミニウム合金線
本実施形態のＡｌ合金線（以下、後述の内容にあわせて「Ａｌ合金線２１０」とも記載する）は、例えば、Ｆｅと、Ｓｉと、Ｔｉと、Ｂとを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなっている。
以下、Ａｌ合金線２１０中の各元素の含有量は、Ａｌ合金線２１０全体を１００質量％としたときの含有量である。
（Ｆｅ）
上述のように、Ａｌ合金線では、母相のＡｌ中に固溶するＦｅと、母相のＡｌ中に析出するＦｅとがそれぞれ所定の割合で存在しうる。
上述のように、Ａｌ合金線では、母相のＡｌ中に固溶するＦｅと、母相のＡｌ中に析出するＦｅとがそれぞれ所定の割合で存在しうる。
従来のＡｌ合金線のように、Ｆｅが母相のＡｌ中に固溶する割合が比較的多い場合では、固溶したＦｅにより、Ａｌ合金線の強度（引張強さ）および耐熱性を向上させることができる。しかしながら、Ｆｅの固溶に起因して、Ａｌ合金線の導電率が低下する傾向にある。
一方で、特許文献１のＡｌ合金線のように、Ｆｅが母相のＡｌ中に析出（晶出を含む）する場合では、Ｆｅの固溶量が減ることで、Ａｌ合金線の導電率を向上させることができる。しかしながら、Ｆｅの析出に起因して、Ａｌ合金線の耐熱性が低下する傾向にある。
これに対し、本実施形態では、Ａｌ合金線２１０中のＦｅの含有量を最適化し、且つ、後述の製造方法を適用することにより、Ａｌ合金線２１０中のＦｅの固溶割合を高くしている。これにより、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制しつつ、Ａｌ合金線２１０の耐熱性を向上させることができる。
具体的には、本実施形態のＡｌ合金線２１０中のＦｅの含有量は、例えば、０．０２０質量％以上０．２００質量％以下である。
Ｆｅの含有量が０．０２０質量％未満であると、Ａｌ合金線２１０中のＦｅの固溶割合は高くなるが、Ｆｅが母相のＡｌ中に固溶する絶対量が少なくなる。このため、Ａｌ合金線２１０の耐熱性が低下する可能性がある。これに対し、本実施形態では、Ｆｅの含有量を０．０２０質量以上とすることで、Ａｌ合金線２１０中のＦｅの固溶割合を高くしつつ、Ｆｅを母相のＡｌ中に充分な絶対量で固溶させることができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の耐熱性を向上させることができる。
一方で、Ｆｅの含有量が０．２００質量％超であると、Ｆｅの過剰な固溶に起因して、Ａｌ合金線２１０の導電率が低下する。これに対し、本実施形態では、Ｆｅの含有量を０．２００質量％以下とすることで、Ｆｅの過剰な固溶を抑制することができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
本実施形態のＡｌ合金線２１０において、Ｆｅの固溶割合が高い状態は、Ｘ線吸収微細構造測定により確認することができる。この点については、詳細を後述する。
（Ｓｉ）
本実施形態では、Ｓｉは、主に母相のＡｌ中に固溶している。これにより、Ａｌ合金線２１０をＳｉにより固溶強化することができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の強度（引張強さ）を向上させることができる。ただし、Ｓｉの固溶では、耐熱性向上効果はあまり得られない。
本実施形態では、Ｓｉは、主に母相のＡｌ中に固溶している。これにより、Ａｌ合金線２１０をＳｉにより固溶強化することができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の強度（引張強さ）を向上させることができる。ただし、Ｓｉの固溶では、耐熱性向上効果はあまり得られない。
本実施形態のＡｌ合金線２１０中のＳｉの含有量は、例えば、０．００５質量％以上０．０７０質量％以下である。
Ｓｉの含有量を０．００５質量％未満とすると、地金Ａｌに不可避不純物としてＳｉが含まれるため、地金Ａｌの純度を高くする必要がある。このため、精錬コストが上昇する。これに対し、本実施形態では、Ｓｉの含有量を０．００５質量％以上とすることで、地金Ａｌの純度を過度に高くする必要がなく、精錬コストの上昇を抑制することができる。さらに、Ｓｉの含有量を０．００５質量％以上とすることで、Ｓｉを母相のＡｌ中に充分に固溶させることができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の強度（引張強さ）を安定的に向上させることができる。
一方で、Ｓｉの含有量が０．０７０質量％超であると、Ｓｉの過剰な固溶に起因して、Ａｌ合金線２１０の導電率が低下する。これに対し、本実施形態では、Ｓｉの含有量を０．０７０質量％以下とすることで、Ｓｉの過剰な固溶を抑制することができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
（Ｔｉ）
上述した従来のＡｌ合金線のように、Ｔｉが母相のＡｌ中に固溶すると、Ａｌ合金の導電率が大きく低下する。
上述した従来のＡｌ合金線のように、Ｔｉが母相のＡｌ中に固溶すると、Ａｌ合金の導電率が大きく低下する。
これに対し、本実施形態では、後述のように、Ａｌ合金線２１０中にＢを積極的に添加するとともに、長時間の溶湯保持工程Ｓ１２０を適用することにより、Ｔｉは、Ａｌ合金中にＴｉ－Ｂ化合物として析出している。具体的には、Ｔｉ－Ｂ化合物（例えばＴｉＢ２）の結晶が、Ａｌ合金中に微細に分散した状態で析出している。
Ｔｉ－Ｂ化合物の析出により、Ｔｉの固溶量を低減することができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶をＡｌ合金中に微細に分散させることで、分散したＴｉ－Ｂ化合物の結晶を核として、Ａｌが凝固する。これにより、Ａｌの結晶粒を微細化することができる。その結果、Ａｌ合金線２１０の加工性を向上させることができる。
本実施形態のＡｌ合金線２１０中のＴｉの含有量は、例えば、０．００１質量％以上０．０２０質量％以下である。
Ｔｉの含有量が０．００１質量％未満であると、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶が充分に析出せず、Ａｌの結晶粒が微細化され難い。このため、Ａｌ合金線２１０の加工性が低下する可能性がある。これに対し、本実施形態では、Ｔｉの含有量を０．００１質量％以上とすることで、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶を充分に析出させ、Ａｌの結晶粒を微細化することができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の加工性を向上させることができる。
一方で、Ｔｉの含有量が０．０２０質量％超であると、Ｂの含有量に応じて母相のＡｌ中にＴｉが過剰に固溶する可能性がある。このため、Ａｌ合金線２１０の導電率が低下する可能性がある。これに対し、本実施形態では、Ｔｉの含有量を０．０２０質量％以下とすることで、Ｔｉ－Ｂ化合物の析出の飽和を抑制し、Ｔｉの過剰な固溶を抑制することができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
本実施形態のＡｌ合金線２１０において、Ｔｉ－Ｂ化合物の析出状態は、Ｘ線吸収微細構造測定により確認することができる。この点については、詳細を後述する。
（Ｂ）
本実施形態では、上述のように、Ａｌ合金線２１０中に、Ｂを積極的に添加している。
本実施形態では、上述のように、Ａｌ合金線２１０中に、Ｂを積極的に添加している。
具体的には、本実施形態のＡｌ合金線２１０中のＢの含有量は、例えば、０．００２質量％以上０．１００質量％以下である。
Ｂの含有量が０．００２質量％未満であると、Ｔｉを母相のＡｌ中にＢ化合物として充分に析出させることができない。このため、Ｔｉの固溶量が低減され難い。その結果、Ａｌ合金線２１０の導電率が低下する可能性がある。これに対し、本実施形態では、Ｂの含有量を０．００２質量％以上とすることで、Ｔｉを母相のＡｌ中にＢ化合物として析出させることができる。これにより、Ｔｉの固溶量を低減することができる。その結果、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
一方で、Ｂの含有量が増加しても、Ｂは、ＴｉおよびＦｅと比較すると、導電率を低下させにくい。それでも、Ｂを過剰に添加すると、導電率に悪影響を及ぼす。したがって、本実施形態では、Ｂの含有量を０．１００質量％以下とすることで、Ａｌ合金線２１０の高い導電率を安定的に維持させることができる。
さらに、本実施形態では、Ａｌ合金線２１０中のＢの含有量に対するＴｉの含有量の比率（以下、「Ｔｉ／Ｂ」とも記載する）は、例えば、２．５以下であってもよい。
Ｔｉ／Ｂ＞２．５であり、すなわちＢに対してＴｉが過剰に存在していると、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶が充分に析出せず、Ｔｉの固溶量が多くなる。このため、Ａｌ合金線２１０の導電率が低下する可能性がある。
これに対し、本実施形態では、Ｔｉ／Ｂ≦２．５とすることで、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶を充分に析出させ、Ｔｉの固溶量を安定的に低減することができる。その結果、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を安定的に抑制することができる。
Ｔｉ／Ｂの下限値は、特に限定されるものではない。ただし、上述したＴｉの含有量の下限値と、Ｂの含有量の上限値とに基づいて、Ｔｉ／Ｂは、０．０１以上であってもよい。
（不可避不純物）
本実施形態では、Ａｌ合金線２１０中に、ジルコニウム（Ｚｒ）を意図的に添加していない。具体的には、本実施形態のＡｌ合金線中の不可避不純物の１つとしてのＺｒの含有量は、例えば、０．０１０質量％未満である。このようにＡｌ合金線２１０がＺｒを含まないか、或いはＡｌ合金線２１０中のＺｒの含有量を少なくすることで、導電率を容易に向上させることができる。また、溶湯温度を過剰に高く設定する必要がない。これにより、溶湯の昇温時間を短くすることができる。そのほか、凝固時の熱応力を低減し、傷が発生するリスクを減少させることができる。さらに、溶解炉のダメージを抑制し、溶解炉の寿命を長くすることができる。
本実施形態では、Ａｌ合金線２１０中に、ジルコニウム（Ｚｒ）を意図的に添加していない。具体的には、本実施形態のＡｌ合金線中の不可避不純物の１つとしてのＺｒの含有量は、例えば、０．０１０質量％未満である。このようにＡｌ合金線２１０がＺｒを含まないか、或いはＡｌ合金線２１０中のＺｒの含有量を少なくすることで、導電率を容易に向上させることができる。また、溶湯温度を過剰に高く設定する必要がない。これにより、溶湯の昇温時間を短くすることができる。そのほか、凝固時の熱応力を低減し、傷が発生するリスクを減少させることができる。さらに、溶解炉のダメージを抑制し、溶解炉の寿命を長くすることができる。
本実施形態では、Ａｌ合金線２１０中に、ストロンチウム（Ｓｒ）を意図的に添加していない。具体的には、Ａｌ合金線中の前記不可避不純物の１つとしてのＳｒの含有量は、例えば、０．００５質量％未満である。このようにＡｌ合金線２１０がＳｒを含まないか、或いはＡｌ合金線２１０中のＳｒの含有量を少なくすることで、Ｓｒに起因したＦｅの析出促進を抑制することができる。
本実施形態では、Ａｌ合金線２１０中の不可避不純物の合計含有量は、例えば、０．０１０質量％未満であってもよく、或いは０．００５質量％未満であってもよい。
（２）Ａｌ合金線中のＦｅおよびＴｉの状態
次に、図１および図２を参照し、Ａｌ合金線２１０中のＦｅおよびＴｉの状態について説明する。
次に、図１および図２を参照し、Ａｌ合金線２１０中のＦｅおよびＴｉの状態について説明する。
ここで、Ｘ線吸収微細構造（ＸＡＦＳ：Ｘ－ｒａｙ Ａｂｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｆｉｎｅ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）測定では、物質にＸ線を照射し、物質からの透過Ｘ線の強度または蛍光Ｘ線の強度を測定することで、物質中の所定の測定対象元素に由来するＸＡＦＳスペクトルが得られる。ＸＡＦＳスペクトルの低エネルギー領域は、元素の化学状態（単体、化合物種など）を反映する。さらに、ＸＡＦＳスペクトルの高エネルギー領域に生じる広域Ｘ線吸収微細構造（ＥＸＡＦＳ）振動をフーリエ変換することにより、測定対象元素の動径構造関数が得られる。上述のＸＡＦＳスペクトルまたは動径構造関数を解析することにより、測定対象元素の周囲の局所構造（原子間距離、配位数、価数、配位構造）などを評価することができる。
発明者等は、本実施形態のＡｌ合金線２１０に含まれる各元素のＸＡＦＳ測定を行うことにより、Ａｌ合金線２１０中の各元素の固溶または析出の状態を評価した。
その結果、本実施形態では、後述する製造方法により、Ｆｅの固溶割合を高くし、且つ、Ｔｉ－Ｂ化合物を析出させることで、Ａｌ合金線２１０は、ＦｅおよびＴｉのそれぞれのＸＡＦＳ測定結果に関して、後述する要件を満たすことを、発明者等は見出した。
（Ｆｅ析出指数）
図１は、本実施形態および比較例のそれぞれのＡｌ合金線中において、ＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造測定により得られる動径構造関数を示している。図１において、横軸は半径方向の距離（単位ｎｍ）を示し、縦軸は半径方向の各距離における動径構造関数の規格化した｜Χ（Ｒ）｜（任意単位）を示している。
図１は、本実施形態および比較例のそれぞれのＡｌ合金線中において、ＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造測定により得られる動径構造関数を示している。図１において、横軸は半径方向の距離（単位ｎｍ）を示し、縦軸は半径方向の各距離における動径構造関数の規格化した｜Χ（Ｒ）｜（任意単位）を示している。
Ｆｅの動径構造関数Χ（Ｒ）は、以下の工程（ａ）～（ｄ）を実施することにより得られる。
（ａ）ＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造スペクトルμ（Ｅ）を測定する。
（ｂ）Ｘ線吸収微細構造スペクトルμ（Ｅ）に基づいて、式（Ａ）により広域Ｘ線吸収微細構造振動χ（ｋ）を得る。
χ（ｋ）＝｛μ（Ｅ）－μｓ（Ｅ）｝／μ０ ・・・（Ａ）
ここで、
ｋは波数であり、Ｅはエネルギーであり、μｓ（Ｅ）はμ（Ｅ）の振動成分の中心をスプライン関数により近似した成分であり、μ０はμ（Ｅ）における吸収端前後の吸光度差である。
（ｃ）広域Ｘ線吸収微細構造振動χ（ｋ）を、ｋ２により重みづけ処理を行う。
（ｄ）（ｃ）により得られたｋ２χ（ｋ）を、波数ｋの３０ｎｍ－１以上８０ｎｍ－１以下の範囲内の領域をフーリエ変換する。
（ａ）ＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造スペクトルμ（Ｅ）を測定する。
（ｂ）Ｘ線吸収微細構造スペクトルμ（Ｅ）に基づいて、式（Ａ）により広域Ｘ線吸収微細構造振動χ（ｋ）を得る。
χ（ｋ）＝｛μ（Ｅ）－μｓ（Ｅ）｝／μ０ ・・・（Ａ）
ここで、
ｋは波数であり、Ｅはエネルギーであり、μｓ（Ｅ）はμ（Ｅ）の振動成分の中心をスプライン関数により近似した成分であり、μ０はμ（Ｅ）における吸収端前後の吸光度差である。
（ｃ）広域Ｘ線吸収微細構造振動χ（ｋ）を、ｋ２により重みづけ処理を行う。
（ｄ）（ｃ）により得られたｋ２χ（ｋ）を、波数ｋの３０ｎｍ－１以上８０ｎｍ－１以下の範囲内の領域をフーリエ変換する。
図１において記載した「ＩＦｅ１」とは、Ａｌ合金線２１０中のＦｅのＫ吸収端のＸＡＦＳ測定から得られる動径構造関数Χ（Ｒ）において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さである。「ＩＦｅ０」とは、Ａｌ合金線２１０中におけるＦｅの動径構造関数を得た条件と同一条件下で得られる、標準試料としての純度９９．９９％で且つ厚さ０．００５ｍｍの鉄圧延材（体心立方格子（ｂｃｃ）構造）中のＦｅの動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さである。なお、ＩＦｅ１のピークの半径位置と、ＩＦｅ０のピークの半径位置とは、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内で少しずれる可能性がある。
上述の図１の縦軸は、ＩＦｅ０で規格化した動径構造関数Χ（Ｒ）の値を示している。このため、図１では、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークに対して「ＩＦｅ１／ＩＦｅ０」と記載している。
当該比率「ＩＦｅ１／ＩＦｅ０」を、以下では「Ｆｅ析出指数」ともいう。Ｆｅ析出指数ＩＦｅ１／ＩＦｅ０は、Ａｌ合金線中のＦｅの析出割合を反映した指数である。
図１に示した比較例の動径構造関数は、例えば、後述する実施例のサンプル４０ＢのＡｌ合金線中のＦｅの動径構造関数である。比較例では、Ｆｅ析出指数ＩＦｅ１／ＩＦｅ０が０．７０超となっている。これは、比較例では、Ａｌ合金線中のＦｅのうち、Ｆｅの析出割合が高いためである。このような傾向を示す比較例では、Ｆｅの固溶割合が低いため、Ａｌ合金線の耐熱性が低下する。
これに対し、図１に示した本実施形態の動径構造関数は、例えば、後述する実施例のサンプル５ＡのＡｌ合金線中のＦｅの動径構造関数である。本実施形態では、Ｆｅ析出指数ＩＦｅ１／ＩＦｅ０が比較例のそれよりも低くなっている。
具体的には、本実施形態のＡｌ合金線２１０は、例えば、以下の式（１）を満たす。
ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０ ・・・（１）
ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０ ・・・（１）
本実施形態では、Ａｌ合金線２１０がＦｅ析出指数に関して式（１）を満たすことで、Ａｌ合金線２１０中のＦｅのうち、Ｆｅの固溶割合が高くなっている。これにより、Ａｌ合金線２１０の耐熱性を向上させることができる。
Ｆｅ析出指数ＩＦｅ１／ＩＦｅ０の下限値は、特に限定されるものではない。ただし、ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≧０．４５であってもよい。
（Ｔｉ析出指数）
図２は、本実施形態および比較例のそれぞれのＡｌ合金線中において、ＴｉのＫ吸収端のＸＡＦＳスペクトルを吸収端前後の吸光度差で規格化したスペクトルを示している。図２において、横軸は入射Ｘ線のエネルギー（単位ｅＶ）を示し、縦軸は、吸収端前後の吸光度差で規格化した吸光度（任意単位）を示している。
図２は、本実施形態および比較例のそれぞれのＡｌ合金線中において、ＴｉのＫ吸収端のＸＡＦＳスペクトルを吸収端前後の吸光度差で規格化したスペクトルを示している。図２において、横軸は入射Ｘ線のエネルギー（単位ｅＶ）を示し、縦軸は、吸収端前後の吸光度差で規格化した吸光度（任意単位）を示している。
図２において記載した「ｘＴｉ１」および「ｘＴｉ２」は、各Ａｌ合金線中におけるＴｉのＫ吸収端のＸＡＦＳスペクトルにおいて、それぞれ、入射Ｘ線のエネルギー４９７８ｅＶ以上４９８４ｅＶ以下の範囲内に生じる第１ピークの高さ、および、入射Ｘ線のエネルギー４９８６ｅＶ以上４９９４ｅＶ以下の範囲内に生じる第２ピークの高さである。
これらの比率「ｘＴｉ１／ｘＴｉ２」を、以下では「Ｔｉ析出指数」ともいう。Ｔｉ析出指数ｘＴｉ１／ｘＴｉ２は、Ａｌ合金線中のＴｉ－Ｂ化合物の析出割合を反映した指数である。
図２に示した比較例のＸＡＦＳスペクトルは、例えば、後述する実施例のサンプル２６ＢのＡｌ合金線中のＴｉのＸＡＦＳスペクトルである。比較例では、第１ピークの高さｘＴｉ１と、第２ピークの高さｘＴｉ２とが互いに近く、Ｔｉ析出指数ｘＴｉ１／ｘＴｉ２が１．０３未満となっている。これは、比較例では、Ａｌ合金線中のＴｉの多くが固溶しているためである。このような傾向を示す比較例では、Ｔｉの固溶に起因して、Ａｌ合金線の導電率が低下する。
これに対し、図２に示した本実施形態のＸＡＦＳスペクトルは、例えば、後述する実施例のサンプル５ＡのＡｌ合金線中のＴｉのＸＡＦＳスペクトルである。本実施形態では、第１ピークの高さｘＴｉ１が、第２ピークの高さｘＴｉ２よりも高くなっている。
具体的には、本実施形態のＡｌ合金線２１０は、例えば、以下の式（２）を満たす。
ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３ ・・・（２）
ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３ ・・・（２）
本実施形態では、Ａｌ合金線２１０がＴｉ析出指数に関して式（２）を満たすことで、Ａｌ合金線２１０において、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶が充分に析出している。これにより、Ｔｉの固溶量を低減することができる。その結果、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
Ｔｉ析出指数ｘＴｉ１／ｘＴｉ２の上限値は、特に限定されるものではない。ただし、ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≦１．１２であってもよい。
（３）Ａｌ合金線の特性
本実施形態のＡｌ合金線２１０は、以下の特性を有している。
本実施形態のＡｌ合金線２１０は、以下の特性を有している。
（導電率）
本実施形態のＡｌ合金線２１０の２０℃での導電率は、例えば、６２．５％ＩＡＣＳ以上である。
本実施形態のＡｌ合金線２１０の２０℃での導電率は、例えば、６２．５％ＩＡＣＳ以上である。
ここでいう導電率の単位「％ＩＡＣＳ」とは、国際標準軟銅（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｃｏｐｐｅｒ Ｓｔａｎｄａｒｄ）の導電率を１００％としたときの導電率の比率である。
本実施形態のＡｌ合金線２１０の導電率の上限値は、限定されるものではない。ただし、Ａｌ合金線２１０においてＦｅの固溶割合が高いことから、本実施形態のＡｌ合金線２１０の２０℃での導電率は、例えば、６４％ＩＡＣＳ以下（９９．９９％Ａｌの導電率以下）であってもよい。
（引張強さ）
本実施形態のＡｌ合金線２１０は、ＦｅおよびＳｉの固溶強化により、高い引張強さを示す。
本実施形態のＡｌ合金線２１０は、ＦｅおよびＳｉの固溶強化により、高い引張強さを示す。
具体的には、本実施形態のＡｌ合金線２１０の２０℃での引張強さは、例えば、ＪＩＳＣ３１０８：２０１６に規定された、本実施形態のＡｌ合金線２１０の直径と等しい直径を有する電気用硬アルミニウム線の最小引張強さ以上である。
より具体的には、本実施形態のＡｌ合金線２１０の２０℃での引張強さは、例えば、１５０ＭＰａ以上であり、或いは１５９ＭＰａ以上であってもよい。
本実施形態のＡｌ合金線２１０の引張強さの上限値は、限定されるものではない。ただし、本実施形態のＡｌ合金線２１０の２０℃での引張強さは、例えば、２５０ＭＰａ以下であってもよい。これにより、強度を上げる要素（転位など）が電子の散乱サイトとなることを抑制することができる。その結果、導電率の低下を抑制することができる。
（引張残存率）
本実施形態のＡｌ合金線２１０は、長時間の熱処理を行った後であっても、高い引張残存率を示す。
本実施形態のＡｌ合金線２１０は、長時間の熱処理を行った後であっても、高い引張残存率を示す。
ここでいう「熱処理後の引張残存率」とは、（熱処理後の引張強さ）／（熱処理前の引張強さ）×１００で求められる比率（％）である。なお、熱処理前および熱処理後のそれぞれにおいて引張強さを測定するときの温度は、２０℃である。
本実施形態のＡｌ合金線２１０に対して、１２０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さは、例えば、熱処理前の引張強さの９０％以上である。
ここで、特許文献１のＡｌ合金線であっても、上述した１２０℃で４００時間の熱処理後の引張残存率が得られることがある。しかしながら、特許文献１のＡｌ合金線では、Ｆｅが析出しているため、本実施形態のＡｌ合金線２１０よりも、耐熱性が低くなっている。そのため、特許文献１のＡｌ合金線では、例えば、上述の規定よりも高い温度（例えば１４０℃）での熱処理後の引張残存率が低くなる。
これに対し、本実施形態のＡｌ合金線２１０では、上述したように、Ｆｅの固溶割合が高くなっている。これにより、本実施形態では、１４０℃での熱処理後であっても、高い引張残存率が得られる。
具体的には、本実施形態のＡｌ合金線２１０に対して、１４０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さは、例えば、熱処理前の引張強さの８４％以上である。
このように、本実施形態のＡｌ合金線２１０では、特許文献１のＡｌ合金線では得られない高い耐熱性を得ることができる。すなわち、高温環境下に長時間にわたってＡｌ合金線２１０がさらされた場合であっても、Ａｌ合金線２１０の高い強度を維持することが可能となる。
以上の本実施形態のＡｌ合金線２１０の熱処理後の引張残存率の上限値は、高いほどよいため、限定されるものではない。すなわち、本実施形態のＡｌ合金線２１０において、１２０℃で４００時間の熱処理後の引張残存率、および１４０℃で４００時間の熱処理後の引張残存率は、例えば、１００％に近くてもよい。
（４）電線
次に、図３を参照し、本実施形態の電線１０について説明する。
次に、図３を参照し、本実施形態の電線１０について説明する。
本実施形態の電線１０は、例えば、中心部（鋼心部）１００と、撚線部２００と、を有している。
中心部１００は、電線１０の中心に設けられている。中心部１００は、架線時に電線１０の張力を負担するテンションメンバとして機能するよう構成されている。
中心部１００は、例えば、螺旋状に撚り合わされて設けられた複数の心線１１０を有している。中心部１００は、例えば、第１中心層１００ａと、第２中心層１００ｂとを、電線１０の中心軸から径方向の外側に向けてこの順で有している。第１中心層１００ａおよび第２中心層１００ｂは、例えば、それぞれ、１本の心線１１０および６本の心線１１０を有している。
それぞれの心線１１０は、線材部１１２と、線材部１１２の外周を被覆するように設けられた被覆部１１４とを有している。心線１１０としては、例えば、アルミ覆鋼線、亜鉛めっき鋼線、アルミ覆インバ線、亜鉛めっきインバ線が挙げられる。
撚線部２００は、中心部１００の外周を覆うように設けられている。撚線部２００は、送電時に主に電流を流す導体として機能するよう構成されている。
撚線部２００は、上述した本実施形態のＡｌ合金線２１０を複数有している。撚線部２００において、複数のＡｌ合金線２１０は、螺旋状に撚り合わされて設けられている。Ａｌ合金線２１０の直径は、例えば、０．１ｍｍ以上１５ｍｍ以下であり、２．３ｍｍ以上５．０ｍｍ以下であってもよい。
撚線部２００は、例えば、第１撚線層２００ａと、第２撚線層２００ｂとを、電線１０の中心軸に近い領域から径方向の外側に向けてこの順で有している。第１撚線層２００ａおよび第２撚線層２００ｂは、例えば、それぞれ、１２本のＡｌ合金線２１０および１８本のＡｌ合金線２１０を有している。
（５）電線の製造方法
図４を参照し、本実施形態の電線１０の製造方法について説明する。
図４を参照し、本実施形態の電線１０の製造方法について説明する。
本実施形態の電線１０の製造方法は、例えば、アルミニウム合金線形成工程Ｓ１００と、中心部形成工程Ｓ２００と、撚線部形成工程Ｓ３００と、を有している。
（Ｓ１００：アルミニウム合金線形成工程）
アルミニウム合金線形成工程Ｓ１００は、本実施形態のＡｌ合金線２１０の製造方法を含んでいる。具体的には、アルミニウム合金線形成工程Ｓ１００は、例えば、溶湯準備工程Ｓ１１０と、溶湯保持工程Ｓ１２０と、鋳造工程Ｓ１３０と、圧延工程Ｓ１４０と、伸線工程Ｓ１５０と、を有している。
アルミニウム合金線形成工程Ｓ１００は、本実施形態のＡｌ合金線２１０の製造方法を含んでいる。具体的には、アルミニウム合金線形成工程Ｓ１００は、例えば、溶湯準備工程Ｓ１１０と、溶湯保持工程Ｓ１２０と、鋳造工程Ｓ１３０と、圧延工程Ｓ１４０と、伸線工程Ｓ１５０と、を有している。
（Ｓ１１０：溶湯準備工程）
まず、溶解炉において、原料のＡｌインゴットを溶解させる。Ａｌインゴットの溶解後、調整炉において、溶湯を攪拌しながら、溶湯中に各合金元素を導入することで、本実施形態のＡｌ合金線２１０の組成を満たす溶湯を準備する。
まず、溶解炉において、原料のＡｌインゴットを溶解させる。Ａｌインゴットの溶解後、調整炉において、溶湯を攪拌しながら、溶湯中に各合金元素を導入することで、本実施形態のＡｌ合金線２１０の組成を満たす溶湯を準備する。
具体的には、例えば、Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる溶湯を準備する。溶湯温度は、後述の溶湯保持工程Ｓ１２０の温度と等しくする。
このとき、添加した全量のＦｅは、溶湯中に溶けた状態となる。
さらに、このとき、溶湯中にＢを積極的に添加する。具体的には、上述したＴｉＢワイヤだけでなく、バルク金属のＢも溶湯中に添加する。或いは、バルク金属のＢの代わりに、市販のＡｌ－Ｂ母合金を溶湯中に添加してもよい。これにより、ＴｉＢワイヤのみを導入する場合よりも、溶湯中のＢの含有量を多くすることができる。その結果、例えば、安定的にＴｉ／Ｂ≦２．５とすることができる。
（Ｓ１２０：溶湯保持工程）
溶湯を準備したら、調整炉において、溶湯を攪拌しながら、溶湯を７００℃以上の温度で７時間以上保持させる。
溶湯を準備したら、調整炉において、溶湯を攪拌しながら、溶湯を７００℃以上の温度で７時間以上保持させる。
このとき、溶湯温度を７００℃以上とすることで、ＴｉをＢと反応させ、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶を析出させることができる。なお、溶湯温度を７００℃以上とすることで、全量のＦｅは、溶湯中に溶けた状態で維持される。
一方で、溶湯温度の上限値は限定されるものではない。ただし、溶湯を高温で保持するほど、溶湯の加熱にエネルギーを消費し、炉の断熱材の寿命が短くなる。したがって、溶湯温度は、例えば、８００℃以下としてもよい。
このとき、溶湯保持時間を７時間以上とすることで、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶を安定的に析出させることができる。
一方で、溶湯保持時間を、例えば、２０時間以下としてもよい。これにより、エネルギーを節約したり、炉の断熱材の寿命を延ばしたりすることができる。
（Ｓ１３０：鋳造工程）
溶湯保持工程Ｓ１２０後、上述の溶湯を凝固させ、溶湯を連続的に鋳造する。本実施形態では、凝固のときに、ＦｅをＡｌ合金中に過飽和固溶させる。ここでいう「過飽和固溶」とは、所定の元素を化学平衡状態での固溶量よりも多く固溶した状態のことをいう。このような工程により、鋳造材を形成する。
溶湯保持工程Ｓ１２０後、上述の溶湯を凝固させ、溶湯を連続的に鋳造する。本実施形態では、凝固のときに、ＦｅをＡｌ合金中に過飽和固溶させる。ここでいう「過飽和固溶」とは、所定の元素を化学平衡状態での固溶量よりも多く固溶した状態のことをいう。このような工程により、鋳造材を形成する。
（Ｓ１４０：圧延工程）
鋳造工程Ｓ１３０後、鋳造材を圧延（熱間圧延）することで、圧延材（荒引線）を形成する。
鋳造工程Ｓ１３０後、鋳造材を圧延（熱間圧延）することで、圧延材（荒引線）を形成する。
（Ｓ１５０：伸線工程）
圧延工程Ｓ１４０後、圧延材を伸線（冷間伸線）する。これにより、圧延材の直径を所望のＡｌ合金線２１０の直径まで減少させる。
圧延工程Ｓ１４０後、圧延材を伸線（冷間伸線）する。これにより、圧延材の直径を所望のＡｌ合金線２１０の直径まで減少させる。
本実施形態では、圧延工程Ｓ１４０後から伸線工程Ｓ１５０前までにおいて、圧延材を３００℃以上の温度で加熱する中間熱処理工程を行わない。すなわち、圧延工程Ｓ１４０後から伸線工程Ｓ１５０前までにおいて、圧延材を３００℃未満の温度に維持する。これにより、Ａｌ合金線２１０が得られるまで、Ｆｅの過飽和固溶状態を維持させることができ、すなわち、Ｆｅの析出を抑制することができる。一方で、Ａｌ合金線２１０中のＴｉ－Ｂ化合物の結晶は、析出した状態で維持される。
以上により、本実施形態のＡｌ合金線２１０が得られる。
（Ｓ２００：中心部形成工程）
Ａｌ合金線２１０を得たら、複数の心線１１０を含む中心部１００を形成する。具体的には、送出機から第１中心層１００ａとなる１本の心線１１０を送り出しながら、撚線機を用い、第１中心層１００ａの外周を覆うように６本の心線１１０を撚り合わせることにより、第２中心層１００ｂを形成する。
Ａｌ合金線２１０を得たら、複数の心線１１０を含む中心部１００を形成する。具体的には、送出機から第１中心層１００ａとなる１本の心線１１０を送り出しながら、撚線機を用い、第１中心層１００ａの外周を覆うように６本の心線１１０を撚り合わせることにより、第２中心層１００ｂを形成する。
（Ｓ３００：撚線部形成工程）
中心部１００を形成したら、本実施形態のＡｌ合金線２１０を含む撚線部２００を形成する。具体的には、撚線機を用い、中心部１００の外周を覆うように１２本のＡｌ合金線２１０を撚り合わせることにより、第１撚線層２００ａを形成する。次に、撚線機を用い、第１撚線層２００ａの外周を覆うように１８本のＡｌ合金線２１０を撚り合わせることにより、第２撚線層２００ｂを形成する。
中心部１００を形成したら、本実施形態のＡｌ合金線２１０を含む撚線部２００を形成する。具体的には、撚線機を用い、中心部１００の外周を覆うように１２本のＡｌ合金線２１０を撚り合わせることにより、第１撚線層２００ａを形成する。次に、撚線機を用い、第１撚線層２００ａの外周を覆うように１８本のＡｌ合金線２１０を撚り合わせることにより、第２撚線層２００ｂを形成する。
以上により、本実施形態の電線１０が製造される。
（６）本実施形態のまとめ
本実施形態によれば、以下に示す１つ又は複数の効果を奏する。
本実施形態によれば、以下に示す１つ又は複数の効果を奏する。
（ａ）本実施形態では、Ａｌ合金線２１０中のＦｅの含有量を最適化し、且つ、上述の製造方法を適用することにより、Ａｌ合金線２１０中のＦｅの固溶割合を高くすることができる。これにより、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制しつつ、Ａｌ合金線２１０の耐熱性を向上させることができる。
さらに、本実施形態では、Ａｌ合金線２１０中にＢを積極的に添加するとともに、長時間の溶湯保持工程Ｓ１２０を適用することにより、Ｔｉを、Ａｌ合金中にＴｉ－Ｂ化合物（例えばＴｉＢ２）として析出させることができる。これにより、Ａｌ合金の導電率を大きく低下させるＴｉの固溶量を低減することができる。すなわち、Ｔｉを無害化することができる。その結果、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
具体的には、本実施形態のＡｌ合金線２１０の導電率を６２．５％ＩＡＣＳ以上とすることができる。さらに、本実施形態のＡｌ合金線２１０に対して、１４０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さを、熱処理前の引張強さの８４％以上とすることができる。
このように、本実施形態では、導電性と耐熱性とを両立したＡｌ合金線２１０を得ることが可能となる。
（ｂ）本実施形態のＡｌ合金線２１０は、Ａｌ合金線２１０中のＦｅの動径構造関数におけるＦｅ析出指数に関して、上述の式（１）：ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０を満たしている。Ａｌ合金線２１０が式（１）を満たすことで、Ａｌ合金線２１０中のＦｅのうち、Ｆｅの固溶割合が高くなっている。これにより、Ａｌ合金線２１０の耐熱性を向上させることができる。
本実施形態のＡｌ合金線２１０は、Ａｌ合金線２１０中のＴｉのＸＡＦＳスペクトルにおけるＴｉ析出指数に関して、式（２）：ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３を満たしている。Ａｌ合金線２１０が式（２）を満たすことで、Ａｌ合金線２１０において、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶が充分に析出している。これにより、Ｔｉの固溶量を低減することができる。その結果、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
（ｃ）本実施形態では、溶湯保持工程Ｓ１２０において、Ａｌ合金線２１０の組成を満たす溶湯を７００℃以上の温度で７時間以上保持させる。これにより、積極的に添加したＢを溶湯中に均一に分散させ、当該ＢをＴｉと充分に反応させることができる。これにより、溶湯全体に亘って、微細なＴｉ－Ｂ化合物の結晶を析出させることができる。このようにＴｉ－Ｂ化合物の結晶を析出させることで、Ｔｉの固溶量を低減することができる。その結果、Ａｌ合金線２１０の導電率の低下を抑制することができる。
（ｄ）本実施形態では、圧延工程Ｓ１４０後から伸線工程Ｓ１５０前までにおいて、圧延材を３００℃以上の温度で加熱する中間熱処理工程を行わない。
ここで、特許文献１では、圧延工程後から伸線工程前までにおいて、圧延材を３００℃以上の温度で１時間以上加熱する中間熱処理工程を行っていた。このため、圧延工程後の圧延材において、Ｆｅが過飽和固溶状態から平衡状態に遷移し、当該Ｆｅが析出していた。その結果、Ｆｅの析出に起因して、Ａｌ合金線の耐熱性が低下していた。
これに対し、本実施形態では、上述の中間熱処理工程を行わないことで、Ａｌ合金線２１０が得られるまで、Ｆｅの過飽和固溶状態を維持させることができる。すなわち、Ｆｅの平衡状態への遷移を抑制し、Ｆｅの析出を抑制することができる。その結果、最終的に得られるＡｌ合金線２１０の耐熱性を向上させることが可能となる。
＜本開示の他の実施形態＞
以上、本開示の実施形態について具体的に説明したが、本開示は上述の実施形態に限定されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲で種々変更可能である。
以上、本開示の実施形態について具体的に説明したが、本開示は上述の実施形態に限定されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲で種々変更可能である。
上述の実施形態では、電線１０の一例として、図３に示した構成を説明したが、本開示はこの場合に限られない。例えば、中心部１００における心線１１０の本数並びに配置、中心部１００の層数、撚線部２００におけるＡｌ合金線２１０の本数並びに配置、撚線部２００の層数を変更してもよい。或いは、電線１０は、中心部１００を有さず、撚線部２００のみを有していてもよい。
次に、本開示に係る実施例を説明する。これらの実施例は本開示の一例であって、本開示はこれらの実施例により限定されない。
（１）アルミニウム合金線の作製
以下の条件下で、サンプル１Ｂ～４１ＢのＡｌ合金線を作製した。
以下の条件下で、サンプル１Ｂ～４１ＢのＡｌ合金線を作製した。
（サンプル１Ｂ～１０Ｂ）
まず、Ａｌインゴットの溶解後、調整炉において、後述の表１に記載のＡｌ合金線の組成を満たす溶湯を準備した。このとき、ＴｉＢワイヤだけでなく、市販のＡｌ－４％Ｂ母合金も溶湯中に添加することで、Ｂの含有量を調整した。なお、ＺｒおよびＳｒは添加しなかった。
まず、Ａｌインゴットの溶解後、調整炉において、後述の表１に記載のＡｌ合金線の組成を満たす溶湯を準備した。このとき、ＴｉＢワイヤだけでなく、市販のＡｌ－４％Ｂ母合金も溶湯中に添加することで、Ｂの含有量を調整した。なお、ＺｒおよびＳｒは添加しなかった。
溶湯準備工程後、調整炉において、溶湯を攪拌させながら、溶湯を７００℃の温度で１０時間保持させた。
溶湯保持工程後、溶湯を連続的に鋳造することで鋳造材を形成した。次に、鋳造材を圧延することで、圧延材を形成した。その後、直径が３．２ｍｍとなるように、圧延材を伸線した。
サンプル１Ｂ～１０Ｂでは、上述の圧延工程後から伸線工程前までにおいて、圧延材を加熱する中間熱処理工程を行わなかった。圧延工程後から伸線工程前までにおいて、圧延材を３００℃未満の温度に維持した。
以上の工程により、サンプル１Ｂ～１０ＢのＡｌ合金線を得た。
（サンプル１１Ａ～１８Ｂ）
サンプル１１Ａ～１８ＢのＡｌ合金線は、Ｓｉの含有量を表１に記載の範囲内でサンプル５Ａと異ならせた点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
サンプル１１Ａ～１８ＢのＡｌ合金線は、Ｓｉの含有量を表１に記載の範囲内でサンプル５Ａと異ならせた点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
（サンプル１９Ｂ～２４Ｂ）
サンプル１９Ｂ～２４ＢのＡｌ合金線は、Ｔｉの含有量を表２に記載の範囲内でサンプル５Ａと異ならせた点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
サンプル１９Ｂ～２４ＢのＡｌ合金線は、Ｔｉの含有量を表２に記載の範囲内でサンプル５Ａと異ならせた点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
（サンプル２５Ｂ～３２Ａ）
サンプル２５Ｂ～３２ＡのＡｌ合金線は、Ｂの含有量を表１に記載の範囲内でサンプル５Ａと異ならせた点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
サンプル２５Ｂ～３２ＡのＡｌ合金線は、Ｂの含有量を表１に記載の範囲内でサンプル５Ａと異ならせた点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
（サンプル３３Ｂ～３６Ａ）
サンプル３３Ｂ～３６ＡのＡｌ合金線は、溶湯保持時間を表１に記載の範囲内でサンプル５Ａと異ならせた点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
サンプル３３Ｂ～３６ＡのＡｌ合金線は、溶湯保持時間を表１に記載の範囲内でサンプル５Ａと異ならせた点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
（サンプル３７Ｂ～４１Ｂ）
サンプル３７Ｂ～４１ＢのＡｌ合金線は、表２に記載の条件下で中間熱処理を行った点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
サンプル３７Ｂ～４１ＢのＡｌ合金線は、表２に記載の条件下で中間熱処理を行った点を除いて、サンプル５Ａと同様に作製した。
（２）評価
サンプル１Ｂ～４１Ｂに対して、以下の評価を行った。
サンプル１Ｂ～４１Ｂに対して、以下の評価を行った。
（２－１）ＸＡＦＳ測定
各サンプルのＡｌ合金線のＸＡＦＳ測定を行った。
各サンプルのＡｌ合金線のＸＡＦＳ測定を行った。
（Ｆｅ析出指数）
以下の条件下で、各Ａｌ合金線中におけるＦｅのＫ吸収端のＸＡＦＳ測定を行った。測定には佐賀県立九州シンクロトロン光研究センターＢＬ１６を用いた。Ｓｉ（１１１）面二結晶分光器で単色化したＸ線を用いて、蛍光法で測定を行った。
以下の条件下で、各Ａｌ合金線中におけるＦｅのＫ吸収端のＸＡＦＳ測定を行った。測定には佐賀県立九州シンクロトロン光研究センターＢＬ１６を用いた。Ｓｉ（１１１）面二結晶分光器で単色化したＸ線を用いて、蛍光法で測定を行った。
上述の測定により得られたＦｅのＫ吸収端のＸＡＦＳスペクトルについて、フリーソフトウェアのＡｔｈｅｎａを用いて解析を行った。なお、株式会社リガク製のＲＥＸ２０００なども用いることができる。
得られたＸＡＦＳスペクトルμ（Ｅ）において、吸収端前の領域から６９７９ｅＶ以上７０７９ｅＶ以下の範囲における２点を基準として、吸収端のエネルギー以上の領域に外挿した曲線をバックグラウンドとして設定し、ＸＡＦＳスペクトルμ（Ｅ）からバックグラウンドの除去を行った。次に、ＸＡＦＳスペクトルμ（Ｅ）の吸収端後７４５３ｅＶまでの範囲において、振動成分の中心をスプライン関数で近似した成分であるμｓ（Ｅ）を求めた。その後、μ（Ｅ）－μｓ（Ｅ）を吸収端前後の吸光度差μ０で割ることで、ＥＸＡＦＳ振動χ（ｋ）を得た。なお、「吸収端前後の吸光度差」とは、バックグラウンドの吸光度を０としたときの、吸収端後の７２５０ｅＶおよび７４００ｅＶにおける吸光度である。
上述のようにして得たＥＸＡＦＳ振動χ（ｋ）に対して、波数ｋの２乗（ｋ２）をかけて、重みづけ処理を行った。次に、ｋ２χ（ｋ）を波数ｋの３０ｎｍ－１以上８０ｎｍ－１以下の範囲内の領域をフーリエ変換することで、動径構造関数Χ（Ｒ）を得た。
上述により得られたＡｌ合金線中のＦｅの動径構造関数Χ（Ｒ）において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さＩＦｅ１を求めた。
さらに、標準試料としての純度９９．９９％で且つ厚さ０．００５ｍｍの鉄圧延材中におけるＦｅのＫ吸収端のＸＡＦＳ測定を、上述のＡｌ合金線中におけるＦｅのＸＡＦＳ測定の条件と同一の条件下で測定した。上述の測定により得られた標準試料のＸＡＦＳスペクトルから、上述のＡｌ合金線中におけるＦｅの動径構造関数を得た条件と同一条件下で、標準試料中におけるＦｅの動径構造関数を得た。これにより得られた標準試料中のＦｅの動径構造関数Χ（Ｒ）において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さＩＦｅ０を求めた。
以上のようにして求めたＩＦｅ１およびＩＦｅ０に基づき、比率ＩＦｅ１／ＩＦｅ０（任意単位）をＦｅ析出指数として求めた。
（Ｔｉ析出指数）
以下の条件下で、各Ａｌ合金線中におけるＴｉのＫ吸収端のＸＡＦＳ測定を行った。測定の前において、表面酸化の影響を除去するため、Ａｌ合金線の表面を機械研磨により１０μｍ以上削ることで、測定用のサンプルを準備した。測定には、佐賀県立九州シンクロトロン光研究センターＢＬ１６を用いた。Ｓｉ（１１１）面二結晶分光器で単色化したＸ線を用いて、蛍光法で測定を行った。測定時の入射Ｘ線のエネルギーである横軸は、チタン（Ｔｉ）金属箔のプリエッジピークが４９６４．０ｅＶになるように校正を行った。
以下の条件下で、各Ａｌ合金線中におけるＴｉのＫ吸収端のＸＡＦＳ測定を行った。測定の前において、表面酸化の影響を除去するため、Ａｌ合金線の表面を機械研磨により１０μｍ以上削ることで、測定用のサンプルを準備した。測定には、佐賀県立九州シンクロトロン光研究センターＢＬ１６を用いた。Ｓｉ（１１１）面二結晶分光器で単色化したＸ線を用いて、蛍光法で測定を行った。測定時の入射Ｘ線のエネルギーである横軸は、チタン（Ｔｉ）金属箔のプリエッジピークが４９６４．０ｅＶになるように校正を行った。
上述の測定により得られたＴｉのＫ吸収端のＸＡＦＳスペクトルについて、フリーソフトウェアのＡｔｈｅｎａを用いて解析を行った。得られたＸＡＦＳスペクトルにおいて、吸収端前の領域から４８７０ｅＶ以上４９５０ｅＶ以下の範囲における２点を基準として、吸収端のエネルギー以上の領域に外挿した曲線をバックグラウンドとして設定し、ＸＡＦＳスペクトルからバックグラウンドの除去を行った。さらに、バックグラウンドの吸光度を０としたときの、吸収端後の５０３０ｅＶおよび５１００ｅＶにおける吸光度が１になるように規格化処理を行った。
上述により得られたＴｉのＫ吸収端の規格化したＸＡＦＳスペクトルにおいて、入射Ｘ線のエネルギー４９７８ｅＶ以上４９８４ｅＶ以下の範囲内に生じる第１ピークの高さｘＴｉ１と、入射Ｘ線のエネルギー４９８６ｅＶ以上４９９４ｅＶ以下の範囲内に生じる第２ピークの高さｘＴｉ２とを求めた。さらに、比率ｘＴｉ１／ｘＴｉ２（任意単位）をＴｉ析出指数として求めた。
（２－２）引張強さ
ＪＩＳ Ｃ３００２：１９９２に準拠して、各Ａｌ合金線の引張強さを測定した。このとき、測定時の温度を２０℃とした。
ＪＩＳ Ｃ３００２：１９９２に準拠して、各Ａｌ合金線の引張強さを測定した。このとき、測定時の温度を２０℃とした。
（２－３）導電率
ＪＩＳ Ｃ３００２：１９９２に準拠して、各Ａｌ合金線の導電率を測定した。このとき、測定時の温度を２０℃とした。
ＪＩＳ Ｃ３００２：１９９２に準拠して、各Ａｌ合金線の導電率を測定した。このとき、測定時の温度を２０℃とした。
（２－４）耐熱性（引張残存率）
以下の２つの温度条件下での熱処理後の引張残存率を測定した。上述のように、「熱処理後の引張残存率」とは、｛（熱処理後の引張強さ）／（熱処理前の引張強さ）｝×１００で求められる比率（％）である。熱処理前および熱処理後のそれぞれにおいて、引張強さはＪＩＳ Ｃ３００２：１９９２に準拠して測定し、測定時の温度を２０℃とした。
以下の２つの温度条件下での熱処理後の引張残存率を測定した。上述のように、「熱処理後の引張残存率」とは、｛（熱処理後の引張強さ）／（熱処理前の引張強さ）｝×１００で求められる比率（％）である。熱処理前および熱処理後のそれぞれにおいて、引張強さはＪＩＳ Ｃ３００２：１９９２に準拠して測定し、測定時の温度を２０℃とした。
表１および表２における「１２０℃４００Ｈ後の引張残存率」として、Ａｌ合金線に対して、１２０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さの、熱処理前の引張強さに対する比率（％）を求めた。
さらに、表１および表２における「１４０℃４００Ｈ後の引張残存率」として、Ａｌ合金線に対して、１４０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さの、熱処理前の引張強さに対する比率（％）を求めた。
（３）結果
図５における表１、および図６における表２を参照し、各サンプルの評価を行った結果を説明する。
図５における表１、および図６における表２を参照し、各サンプルの評価を行った結果を説明する。
以下の説明において、各合金元素の含有量の下記範囲を「適正範囲」ともいう。
Ｆｅの含有量：０．０２０質量％以上０．２００質量％以下、
Ｓｉの含有量：０．００５質量％以上０．０７０質量％以下、
Ｔｉの含有量：０．００１質量％以上０．０２０質量％以下、
Ｂの含有量：０．００２質量％以上０．１００質量％以下。
Ｆｅの含有量：０．０２０質量％以上０．２００質量％以下、
Ｓｉの含有量：０．００５質量％以上０．０７０質量％以下、
Ｔｉの含有量：０．００１質量％以上０．０２０質量％以下、
Ｂの含有量：０．００２質量％以上０．１００質量％以下。
以下の説明において、下記製造条件を「適正条件」ともいう。
・溶湯保持工程において、溶湯を７００℃以上の温度で７時間以上保持させる。
・圧延材形成工程から伸線工程までの間において、圧延材を３００℃以上の温度で加熱する中間熱処理工程を行わない。
・溶湯保持工程において、溶湯を７００℃以上の温度で７時間以上保持させる。
・圧延材形成工程から伸線工程までの間において、圧延材を３００℃以上の温度で加熱する中間熱処理工程を行わない。
（３－１）Ｆｅ含有量依存性
サンプル１Ｂ～１０Ｂの結果を参照し、Ｆｅ含有量依存性について説明する。サンプル１Ｂ～１０Ｂでは、上述のように、Ｆｅの含有量を異ならせた点を除き、他の合金元素の含有量は適正範囲内とし、製造条件は適正条件とした。
サンプル１Ｂ～１０Ｂの結果を参照し、Ｆｅ含有量依存性について説明する。サンプル１Ｂ～１０Ｂでは、上述のように、Ｆｅの含有量を異ならせた点を除き、他の合金元素の含有量は適正範囲内とし、製造条件は適正条件とした。
（サンプル１Ｂ）
サンプル１Ｂでは、Ｆｅの含有量を０．０２０質量％未満とした。このため、１２０℃４００Ｈ後の引張残存率が９０％未満であり、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が８４％未満であった。
サンプル１Ｂでは、Ｆｅの含有量を０．０２０質量％未満とした。このため、１２０℃４００Ｈ後の引張残存率が９０％未満であり、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が８４％未満であった。
（サンプル１０Ｂ）
サンプル１０Ｂでは、Ｆｅの含有量を０．２００質量％超とした。このため、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
サンプル１０Ｂでは、Ｆｅの含有量を０．２００質量％超とした。このため、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
（サンプル２Ａ～９Ａ）
これに対し、サンプル２Ａ～９Ａでは、Ｆｅの含有量を０．０２０質量％以上０．２００質量％以下とした。その結果、１２０℃４００Ｈ後の引張残存率が９０％以上であり、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が８４％以上であった。さらに、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
これに対し、サンプル２Ａ～９Ａでは、Ｆｅの含有量を０．０２０質量％以上０．２００質量％以下とした。その結果、１２０℃４００Ｈ後の引張残存率が９０％以上であり、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が８４％以上であった。さらに、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
サンプル２Ａ～９Ａでは、Ｆｅの含有量を０．０２０質量以上とすることで、Ｆｅを母相のＡｌ中に充分な絶対量で固溶させることができた。これにより、サンプル２Ａ～９Ａでは、Ａｌ合金線の耐熱性を向上させることができたことを確認した。
サンプル２Ａ～９Ａでは、Ｆｅの含有量を０．２００質量％以下とすることで、Ｆｅの過剰な固溶を抑制することができた。これにより、サンプル２Ａ～９Ａでは、Ａｌ合金線の導電率の低下を抑制することができたことを確認した。
（３－２）Ｓｉ含有量依存性
サンプル１１Ａ～１８Ｂの結果を参照し、Ｓｉ含有量依存性について説明する。サンプル１１Ａ～１８Ｂでは、上述のように、Ｓｉの含有量を異ならせた点を除き、他の合金元素の含有量は適正範囲内とし、製造条件は適正条件とした。
サンプル１１Ａ～１８Ｂの結果を参照し、Ｓｉ含有量依存性について説明する。サンプル１１Ａ～１８Ｂでは、上述のように、Ｓｉの含有量を異ならせた点を除き、他の合金元素の含有量は適正範囲内とし、製造条件は適正条件とした。
（サンプル１８Ｂ）
サンプル１８Ｂでは、Ｓｉの含有量を０．０７０質量％超とした。このため、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
サンプル１８Ｂでは、Ｓｉの含有量を０．０７０質量％超とした。このため、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
（サンプル１１Ａ～１７Ａ）
これに対し、サンプル１１Ａ～１７Ａでは、Ｓｉの含有量を０．００５質量％以上０．０７０質量％以下とした。その結果、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
これに対し、サンプル１１Ａ～１７Ａでは、Ｓｉの含有量を０．００５質量％以上０．０７０質量％以下とした。その結果、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
サンプル１１Ａ～１７Ａでは、Ｓｉの含有量を０．０７０質量％以下とすることで、Ｓｉの過剰な固溶を抑制することができた。これにより、サンプル１１Ａ～１７Ａでは、Ａｌ合金線の導電率の低下を抑制することができたことを確認した。
（３－３）Ｔｉ含有量依存性
サンプル１９Ｂ～２４Ｂの結果を参照し、Ｔｉ含有量依存性について説明する。サンプル１９Ｂ～２４Ｂでは、上述のように、Ｔｉの含有量を異ならせた点を除き、他の合金元素の含有量は適正範囲内とし、製造条件は適正条件とした。
サンプル１９Ｂ～２４Ｂの結果を参照し、Ｔｉ含有量依存性について説明する。サンプル１９Ｂ～２４Ｂでは、上述のように、Ｔｉの含有量を異ならせた点を除き、他の合金元素の含有量は適正範囲内とし、製造条件は適正条件とした。
（サンプル１９Ｂ）
サンプル１９Ｂでは、Ｔｉの含有量を０．００１質量％未満とした。このため、サンプル１９Ｂでは、Ａｌ合金線を加工できなかった。
サンプル１９Ｂでは、Ｔｉの含有量を０．００１質量％未満とした。このため、サンプル１９Ｂでは、Ａｌ合金線を加工できなかった。
（サンプル２４Ｂ）
サンプル２４Ｂでは、Ｔｉの含有量を０．０２０質量％超とした。また、サンプル２４Ｂでは、Ｔｉ／Ｂが２．５超であった。このため、Ｔｉ析出指数が１．０３未満であった。その結果、サンプル２４Ｂでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
サンプル２４Ｂでは、Ｔｉの含有量を０．０２０質量％超とした。また、サンプル２４Ｂでは、Ｔｉ／Ｂが２．５超であった。このため、Ｔｉ析出指数が１．０３未満であった。その結果、サンプル２４Ｂでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
（サンプル２０Ａ～２３Ａ）
これに対し、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ｔｉの含有量を０．００１質量％以上０．０２０質量％以下とした。その結果、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ａｌ合金線を安定的に加工することができた。さらに、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ｔｉ／Ｂが２．５以下であった。これにより、Ｔｉ析出指数が１．０３以上であった。その結果、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
これに対し、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ｔｉの含有量を０．００１質量％以上０．０２０質量％以下とした。その結果、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ａｌ合金線を安定的に加工することができた。さらに、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ｔｉ／Ｂが２．５以下であった。これにより、Ｔｉ析出指数が１．０３以上であった。その結果、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ｔｉの含有量を０．００１質量％以上とすることで、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶を充分に析出させ、Ａｌの結晶粒を微細化することができた。これにより、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ａｌ合金線の加工性を向上させることができたことを確認した。
サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ｔｉの含有量を０．０２０質量％以下とし、且つ、Ｔｉ／Ｂ≦２．５とすることで、Ｔｉの過剰な固溶を抑制することができた。これにより、サンプル２０Ａ～２３Ａでは、Ａｌ合金線の導電率の低下を抑制することができたことを確認した。
（３－４）Ｂ含有量依存性
サンプル２５Ｂ～３２Ａの結果を参照し、Ｂ含有量依存性について説明する。サンプル２５Ｂ～３２Ａでは、上述のように、Ｂの含有量を異ならせた点を除き、他の合金元素の含有量は適正範囲内とし、製造条件は適正条件とした。
サンプル２５Ｂ～３２Ａの結果を参照し、Ｂ含有量依存性について説明する。サンプル２５Ｂ～３２Ａでは、上述のように、Ｂの含有量を異ならせた点を除き、他の合金元素の含有量は適正範囲内とし、製造条件は適正条件とした。
（サンプル２５Ｂおよび２６Ｂ）
サンプル２５Ｂおよび２６Ｂでは、Ｂの含有量を０．００２質量％未満とした。また、サンプル２５Ｂおよび２６Ｂでは、Ｔｉ／Ｂが２．５超であった。このため、Ｔｉ析出指数が１．０３未満であった。その結果、サンプル２５Ｂおよび２６Ｂでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
サンプル２５Ｂおよび２６Ｂでは、Ｂの含有量を０．００２質量％未満とした。また、サンプル２５Ｂおよび２６Ｂでは、Ｔｉ／Ｂが２．５超であった。このため、Ｔｉ析出指数が１．０３未満であった。その結果、サンプル２５Ｂおよび２６Ｂでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
（サンプル２７Ａ～３２Ａ）
これに対し、サンプル２７Ａ～３２Ａでは、Ｂの含有量を０．００２質量％以上０．１００質量％以下とした。また、Ｔｉ／Ｂは２．５以下であった。これにより、Ｔｉ析出指数が１．０３以上であった。その結果、サンプル２７Ａ～３２Ａでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
これに対し、サンプル２７Ａ～３２Ａでは、Ｂの含有量を０．００２質量％以上０．１００質量％以下とした。また、Ｔｉ／Ｂは２．５以下であった。これにより、Ｔｉ析出指数が１．０３以上であった。その結果、サンプル２７Ａ～３２Ａでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
サンプル２７Ａ～３２Ａでは、Ｂの含有量を０．００２質量％以上とすることで、Ｔｉを母相のＡｌ中にＴｉ－Ｂ化合物として析出させることができた。これにより、Ｔｉの固溶量を低減することができた。その結果、サンプル２７Ａ～３２Ａでは、Ａｌ合金線の導電率の低下を抑制することができたことを確認した。
（３－５）溶湯保持時間依存性
サンプル３３Ｂ～３６Ａの結果を参照し、溶湯保持時間依存性について説明する。サンプル３３Ｂ～３６Ａでは、上述のように、各合金元素の含有量は適正範囲内とし、溶湯保持時間を異ならせた点を除き、他の製造条件は適正条件とした。
サンプル３３Ｂ～３６Ａの結果を参照し、溶湯保持時間依存性について説明する。サンプル３３Ｂ～３６Ａでは、上述のように、各合金元素の含有量は適正範囲内とし、溶湯保持時間を異ならせた点を除き、他の製造条件は適正条件とした。
（サンプル３３Ｂおよび３４Ｂ）
サンプル３３Ｂおよび３４Ｂでは、溶湯保持時間を７時間未満とした。このため、Ｔｉ析出指数が１．０３未満であった。その結果、サンプル３３Ｂおよび３４Ｂでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
サンプル３３Ｂおよび３４Ｂでは、溶湯保持時間を７時間未満とした。このため、Ｔｉ析出指数が１．０３未満であった。その結果、サンプル３３Ｂおよび３４Ｂでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ未満であった。
（サンプル３５Ａおよび３６Ａ）
これに対し、サンプル３５Ａおよび３６Ａでは、溶湯保持時間を７時間以上とした。これにより、Ｔｉ析出指数が１．０３以上であった。その結果、サンプル３５Ａおよび３６Ａでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
これに対し、サンプル３５Ａおよび３６Ａでは、溶湯保持時間を７時間以上とした。これにより、Ｔｉ析出指数が１．０３以上であった。その結果、サンプル３５Ａおよび３６Ａでは、Ａｌ合金線の導電率が６２．５％ＩＡＣＳ以上であった。
サンプル３５Ａおよび３６Ａでは、溶湯保持時間を７時間以上とすることで、Ｔｉ－Ｂ化合物の結晶を安定的に析出させることができた。これにより、Ｔｉの固溶量を低減することができた。その結果、サンプル３５Ａおよび３６Ａでは、Ａｌ合金線の導電率の低下を抑制することができたことを確認した。
（３－６）中間熱処理依存性
サンプル５Ａ、３７Ｂ～４１Ｂの結果を参照し、中間熱処理依存性について説明する。サンプル５Ａ、３７Ｂ～４１Ｂでは、上述のように、製造条件を異ならせた点を除き、各合金元素の含有量は適正範囲内とした。
サンプル５Ａ、３７Ｂ～４１Ｂの結果を参照し、中間熱処理依存性について説明する。サンプル５Ａ、３７Ｂ～４１Ｂでは、上述のように、製造条件を異ならせた点を除き、各合金元素の含有量は適正範囲内とした。
（サンプル３７Ｂ～４１Ｂ）
サンプル３７Ｂ～４１Ｂでは、圧延材を３００℃以上の温度で０．５時間以上加熱する中間熱処理工程を行った。このため、Ｆｅ析出指数が０．７０超であった。その結果、サンプル３７Ｂ～４１Ｂでは、１２０℃４００Ｈ後の引張残存率が９０％以上であったが、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が８４％未満であった。
サンプル３７Ｂ～４１Ｂでは、圧延材を３００℃以上の温度で０．５時間以上加熱する中間熱処理工程を行った。このため、Ｆｅ析出指数が０．７０超であった。その結果、サンプル３７Ｂ～４１Ｂでは、１２０℃４００Ｈ後の引張残存率が９０％以上であったが、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が８４％未満であった。
（サンプル５Ａ）
これに対し、サンプル５Ａでは、圧延材を３００℃以上の温度で０．５時間以上加熱する中間熱処理工程を行わなかった。これにより、Ｆｅ析出指数が０．７０以下であった。その結果、サンプル５Ａでは、１２０℃４００Ｈ後の引張残存率が９０％以上であり、且つ、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が８４％以上であった。
これに対し、サンプル５Ａでは、圧延材を３００℃以上の温度で０．５時間以上加熱する中間熱処理工程を行わなかった。これにより、Ｆｅ析出指数が０．７０以下であった。その結果、サンプル５Ａでは、１２０℃４００Ｈ後の引張残存率が９０％以上であり、且つ、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が８４％以上であった。
サンプル５Ａでは、上述の中間熱処理工程を行わないことで、Ａｌ合金線が得られるまで、Ｆｅの過飽和固溶状態を維持させることができた。その結果、サンプル５Ａでは、Ａｌ合金線の耐熱性を向上させることができたことを確認した。
（３－７）Ｆｅ析出指数依存性
図７は、Ｆｅの含有量を０．８質量％とした複数のサンプルについて、Ｆｅ析出指数に対する、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率をプロットした図である。図７に示すように、Ｆｅ析出指数が低く、すなわち、Ｆｅが固溶しているほど、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が高くなっていた。図７から、Ｆｅ析出指数を０．７０以下とすることで、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率を８４％以上とすることができたことを確認した。
図７は、Ｆｅの含有量を０．８質量％とした複数のサンプルについて、Ｆｅ析出指数に対する、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率をプロットした図である。図７に示すように、Ｆｅ析出指数が低く、すなわち、Ｆｅが固溶しているほど、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率が高くなっていた。図７から、Ｆｅ析出指数を０．７０以下とすることで、１４０℃４００Ｈ後の引張残存率を８４％以上とすることができたことを確認した。
（３－８）Ｔｉ析出指数依存性
図８は、Ｆｅ、Ｓｉ並びにＴｉの含有量、およびＦｅ析出指数を同一とした複数のサンプルについて、Ｔｉ析出指数に対する、Ａｌ合金線の導電率をプロットした図である。図８に示すように、Ｔｉ析出指数が高く、すなわち、ＴｉがＴｉ－Ｂ化合物として析出しているほど、Ａｌ合金線の導電率が高くなっていた。図８から、Ｔｉ析出指数を１．０３以上とすることで、Ａｌ合金線の導電率を６２．５％ＩＡＣＳ以上とすることができたことを確認した。
図８は、Ｆｅ、Ｓｉ並びにＴｉの含有量、およびＦｅ析出指数を同一とした複数のサンプルについて、Ｔｉ析出指数に対する、Ａｌ合金線の導電率をプロットした図である。図８に示すように、Ｔｉ析出指数が高く、すなわち、ＴｉがＴｉ－Ｂ化合物として析出しているほど、Ａｌ合金線の導電率が高くなっていた。図８から、Ｔｉ析出指数を１．０３以上とすることで、Ａｌ合金線の導電率を６２．５％ＩＡＣＳ以上とすることができたことを確認した。
＜付記＞
以下、本開示の態様を付記する。
以下、本開示の態様を付記する。
［６］
Ｆｅの前記動径構造関数は、
（ａ）ＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造スペクトルμ（Ｅ）を測定する工程と、
（ｂ）前記Ｘ線吸収微細構造スペクトルμ（Ｅ）に基づいて、式（Ａ）により広域Ｘ線吸収微細構造振動χ（ｋ）を得る工程と、
χ（ｋ）＝｛μ（Ｅ）－μｓ（Ｅ）｝／μ０ ・・・（Ａ）
ここで、
ｋは波数であり、Ｅはエネルギーであり、μｓ（Ｅ）はμ（Ｅ）の振動成分の中心をスプライン関数により近似した成分であり、μ０はμ（Ｅ）における吸収端前後の吸光度差であり、
（ｃ）前記広域Ｘ線吸収微細構造振動χ（ｋ）を、ｋ２により重みづけ処理を行う工程と、
（ｄ）（ｃ）により得られたｋ２χ（ｋ）を、波数ｋの３０ｎｍ－１以上８０ｎｍ－１以下の範囲内の領域をフーリエ変換する工程と、
を実施することにより得られる
［２］または［３］に記載のアルミニウム合金線。
Ｆｅの前記動径構造関数は、
（ａ）ＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造スペクトルμ（Ｅ）を測定する工程と、
（ｂ）前記Ｘ線吸収微細構造スペクトルμ（Ｅ）に基づいて、式（Ａ）により広域Ｘ線吸収微細構造振動χ（ｋ）を得る工程と、
χ（ｋ）＝｛μ（Ｅ）－μｓ（Ｅ）｝／μ０ ・・・（Ａ）
ここで、
ｋは波数であり、Ｅはエネルギーであり、μｓ（Ｅ）はμ（Ｅ）の振動成分の中心をスプライン関数により近似した成分であり、μ０はμ（Ｅ）における吸収端前後の吸光度差であり、
（ｃ）前記広域Ｘ線吸収微細構造振動χ（ｋ）を、ｋ２により重みづけ処理を行う工程と、
（ｄ）（ｃ）により得られたｋ２χ（ｋ）を、波数ｋの３０ｎｍ－１以上８０ｎｍ－１以下の範囲内の領域をフーリエ変換する工程と、
を実施することにより得られる
［２］または［３］に記載のアルミニウム合金線。
［７］
Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる溶湯を準備する工程と、
前記溶湯を７００℃以上の温度で７時間以上保持させる工程と、
前記溶湯を連続的に鋳造することで鋳造材を形成する工程と、
前記鋳造材を圧延することで圧延材を形成する工程と、
前記圧延材を伸線する工程と、
を備え、
前記圧延材を形成する工程後から前記圧延材を伸線する工程前までにおいて、
前記圧延材を３００℃以上の温度で加熱する中間熱処理工程を行わない
アルミニウム合金線の製造方法。
Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる溶湯を準備する工程と、
前記溶湯を７００℃以上の温度で７時間以上保持させる工程と、
前記溶湯を連続的に鋳造することで鋳造材を形成する工程と、
前記鋳造材を圧延することで圧延材を形成する工程と、
前記圧延材を伸線する工程と、
を備え、
前記圧延材を形成する工程後から前記圧延材を伸線する工程前までにおいて、
前記圧延材を３００℃以上の温度で加熱する中間熱処理工程を行わない
アルミニウム合金線の製造方法。
１０ 電線
１００ 中心部
１００ａ 第１中心層
１００ｂ 第２中心層
１１０ 心線
１１２ 線材部
１１４ 被覆部
２００ 撚線部
２００ａ 第１撚線層
２００ｂ 第２撚線層
２１０ Ａｌ合金線
１００ 中心部
１００ａ 第１中心層
１００ｂ 第２中心層
１１０ 心線
１１２ 線材部
１１４ 被覆部
２００ 撚線部
２００ａ 第１撚線層
２００ｂ 第２撚線層
２１０ Ａｌ合金線
Claims (5)
- アルミニウム合金線であって、
Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、
Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、
Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、
Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、
を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
前記アルミニウム合金線の導電率は、６２．５％ＩＡＣＳ以上であり、
前記アルミニウム合金線に対して、１４０℃で４００時間の熱処理を行った後の引張強さは、前記熱処理前の引張強さの８４％以上である
アルミニウム合金線。 - 前記アルミニウム合金線は、式（１）および式（２）を満たす、
ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０ ・・・（１）
ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３ ・・・（２）
ここで、
ＩＦｅ１は、前記アルミニウム合金線中のＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造測定から得られる動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ＩＦｅ０は、前記アルミニウム合金線中におけるＦｅの動径構造関数を得た条件と同一条件下で得られる、標準試料としての純度９９．９９％で且つ厚さ０．００５ｍｍの鉄圧延材中のＦｅの動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ｘＴｉ１およびｘＴｉ２は、前記アルミニウム合金線中におけるＴｉのＫ吸収端の前後の吸光度差で規格化したＸ線吸収微細構造スペクトルにおいて、それぞれ、入射Ｘ線のエネルギー４９７８ｅＶ以上４９８４ｅＶ以下の範囲内に生じる第１ピークの高さ、および、入射Ｘ線のエネルギー４９８６ｅＶ以上４９９４ｅＶ以下の範囲内に生じる第２ピークの高さである
請求項１に記載のアルミニウム合金線。 - アルミニウム合金線であって、
Ｆｅを０．０２０質量％以上０．２００質量％以下と、
Ｓｉを０．００５質量％以上０．０７０質量％以下と、
Ｔｉを０．００１質量％以上０．０２０質量％以下と、
Ｂを０．００２質量％以上０．１００質量％以下と、
を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
前記アルミニウム合金線は、式（１）および式（２）を満たす、
ＩＦｅ１／ＩＦｅ０≦０．７０ ・・・（１）
ｘＴｉ１／ｘＴｉ２≧１．０３ ・・・（２）
ここで、
ＩＦｅ１は、前記アルミニウム合金線中のＦｅのＫ吸収端のＸ線吸収微細構造測定から得られる動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ＩＦｅ０は、前記アルミニウム合金線中におけるＦｅの動径構造関数を得た条件と同一条件下で得られる、標準試料としての純度９９．９９％で且つ厚さ０．００５ｍｍの鉄圧延材中のＦｅの動径構造関数において、半径０．１５ｎｍ以上０．２５ｎｍ以下の範囲内に生じるピークの高さであり、
ｘＴｉ１およびｘＴｉ２は、前記アルミニウム合金線中におけるＴｉのＫ吸収端の前後の吸光度差で規格化したＸ線吸収微細構造スペクトルにおいて、それぞれ、入射Ｘ線のエネルギー４９７８ｅＶ以上４９８４ｅＶ以下の範囲内に生じる第１ピークの高さ、および、入射Ｘ線のエネルギー４９８６ｅＶ以上４９９４ｅＶ以下の範囲内に生じる第２ピークの高さである
アルミニウム合金線。 - 前記アルミニウム合金線中のＢの含有量に対するＴｉの含有量の比率は、２．５以下である
請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線。 - 請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線を複数撚り合わせて設けられる撚線部を有する
電線。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2024104156A JP7750339B1 (ja) | 2024-06-27 | 2024-06-27 | アルミニウム合金線および電線 |
| JP2024-104156 | 2024-06-27 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| WO2026004229A1 true WO2026004229A1 (ja) | 2026-01-02 |
Family
ID=97264432
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2025/007845 Pending WO2026004229A1 (ja) | 2024-06-27 | 2025-03-05 | アルミニウム合金線および電線 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7750339B1 (ja) |
| WO (1) | WO2026004229A1 (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019189002A1 (ja) * | 2018-03-30 | 2019-10-03 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金、及びアルミニウム合金線 |
| JP2021188106A (ja) * | 2020-06-03 | 2021-12-13 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金線、アルミニウム合金および電線 |
| WO2024043284A1 (ja) * | 2022-08-24 | 2024-02-29 | 古河電気工業株式会社 | アルミニウム系線材、アルミニウム系撚線およびアルミニウム系ケーブル |
-
2024
- 2024-06-27 JP JP2024104156A patent/JP7750339B1/ja active Active
-
2025
- 2025-03-05 WO PCT/JP2025/007845 patent/WO2026004229A1/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019189002A1 (ja) * | 2018-03-30 | 2019-10-03 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金、及びアルミニウム合金線 |
| JP2021188106A (ja) * | 2020-06-03 | 2021-12-13 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金線、アルミニウム合金および電線 |
| WO2024043284A1 (ja) * | 2022-08-24 | 2024-02-29 | 古河電気工業株式会社 | アルミニウム系線材、アルミニウム系撚線およびアルミニウム系ケーブル |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP7750339B1 (ja) | 2025-10-07 |
| JP2026005660A (ja) | 2026-01-16 |
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