CN103298963A - 铝合金线和使用其的铝合金绞合线、包覆电线和线束 - Google Patents

铝合金线和使用其的铝合金绞合线、包覆电线和线束 Download PDF

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Abstract

本发明涉及铝(Al)合金线，其为具有0.5mm以下的线直径的超细线，以质量%计含有0.03%～1.5%的Mg、0.02%～2.0%的Si、合计0.1%～1.0%的选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素且其余为Al和杂质，且具有40%IACS以上的电导率、150MPa以上的拉伸强度和5%以上的伸长率。通过由具有含有Zr、Mn及其他特定元素的特定组成的Al合金制造超细线，尽管所述超细线超细，但其具有最大晶粒度为50μm以下的微细结构且伸长率优异。在选自80℃～150℃的温度范围的任意温度下保持1000小时之后的拉伸强度为150MPa以上，即耐热性优异。由此，提供超细且伸长率优异、并同时具有高强度和高电导率的Al合金线；Al合金绞合线；包含所述Al合金线或所述Al合金绞合线的包覆电线；以及包含所述包覆电线的线束。

Description

铝合金线和使用其的铝合金绞合线、包覆电线和线束
技术领域
本发明涉及用作电线的导体的铝合金线和铝合金绞合线，具有所述铝合金线、所述铝合金绞合线或通过将所述铝合金绞合线压缩成形获得的压缩线材作为导体的包覆电线以及包含所述包覆电线的线束；且特别涉及超细、具有高强度和高电导率且同时伸长率优异的铝合金线。
背景技术
迄今为止，在包括输送装置如汽车等和控制装置如工业机器人等的电气装置的布线结构中，多根具有端子的电线捆扎在一起且以所谓的线束形式使用。作为线束的电线用导体的构成材料，主要使用导电性优异的含铜材料如铜、铜合金等。
近来，伴随着汽车的高性能化和高功能化的快速发展，安装在汽车中的各种电气装置、控制装置等增加，由此导致在所述装置中使用的电线的增加倾向。同时，近年来，为了提高输送装置如汽车等的燃料效率以生态地应对环境问题，强烈期望使这种输送装置在重量上变轻。
作为电线的轻质化解决方案，已经考虑到使用其中将比重为铜的约1/3的铝用作导体的铝电线。然而，与含铜材料相比，纯铝在耐冲击性和挠曲特性两方面较差。因此，如果将纯铝电线用于例如动态位置如进行开关操作的门部、发动机周围的经历振动的部位等中，可能的是纯铝电线会比所预期的更早断裂。由此，纯铝电线的应用限于在安装之后基本上不动的静态位置或具有室温至不超过50℃温度的低温位置中的车内附件用布线。
同时，日本专利4646998号(专利文献1)公开了通过在伸长之后对布线进行软化处理而制造具有高强度和高电导率且耐冲击性优异的铝合金线以及该具有高强度和高韧性的铝合金线作为车载线束用电线的导体的应用。因为铝合金线的耐冲击性优异，所以其可以用于上述动态位置。
引用列表
专利文献
专利文献1：日本专利4646998号
发明内容
技术问题
近年来，期望电线进一步轻质化。由此，期望开发如下铝合金线，其为具有0.5mm以下的线直径的超细线，具有高强度、高电导率和足够的伸长率以提供优异的耐冲击性和挠曲特性。还期望当在高温位置如发动机周围的部位中使用时这种铝合金线的高温特性优异，且更具体地，期望这种铝合金线具有高强度(高温强度优异)且即使长时间暴露于高温，也能够保持高强度(长时间耐热性优异)。
已知6000系列的合金(Al-Mg-Si合金)为高强度铝合金。通常，通过对6000系列合金进行固溶化处理和时效处理，可以对其提供高强度。因此，本发明人由6000系列合金制造了具有0.5mm以下的线直径的超细线。然而，在固溶化处理和时效处理之后，所获得的导线具有高强度，但缺乏足够的伸长率。
此外，迄今为止，还没有制造出高温强度和耐热性两者都优异的超细铝合金线。
因此，本发明的一个目的在于提供铝合金线和铝合金绞合线，所述铝合金线为超细线、具有高强度和高电导率且同时伸长率优异。本发明的另一目的在于提供高温强度和耐热性优异的超细铝合金线和铝合金绞合线。
另外，本发明的另一目的在于提供包含导体的包覆电线和包含所述包覆电线的线束，所述导体为超细线、具有高强度和高电导率且同时伸长率优异。另外，本发明的另一目的在于提供包含导体的包覆电线和包含所述包覆电线的线束，所述导体超细、重量轻并且高温强度和耐热性优异。
解决问题的手段
在对由Al-Mg-Si合金制造的超细线进行研究之后，本发明人发现，在该超细线中存在大于100μm且甚至达约300μm的粗大晶粒。因为超细线的线直径为0.5mm以下，所以粗大晶粒相对于该线材的线直径的比率超过10%。认为粗大晶粒导致断裂且由此导致小伸长率。因此，优选的是，将超细线制造成其中导致断裂的粗大晶粒减少且优选基本不存在粗大晶粒的结构。
为了减少粗大晶粒，已经考虑添加在铸造时对晶体结构具有微细化效果的Ti和B中的至少一种元素。然而，如下文中所述的实施例所示出的，仅添加Ti和B不对上述超细线提供足够的伸长率。因此，本发明人由以Al-Mg-Si合金作为基底材料、并向其中添加各种元素所得的铝合金制造了超细线，且发现通过将特定元素的含量限制为特定范围可以获得具有最大晶粒度小的结构且伸长率优异的铝合金线。另外，本发明人发现，通过将特定元素的含量限制为特定范围，也可以获得高温强度和耐热性优异的铝合金线。基于上述发现完成了本发明。
本发明的铝(Al)合金线用作导体且是具有0.5mm以下线直径的超细线。所述Al合金线以质量%计含有0.03%～1.5%的Mg、0.02%～2.0%的Si、合计0.1%～1.0%的选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素，且其余为Al和杂质。所述Al合金线具有40%IACS以上的电导率、150MPa以上的拉伸强度、5%以上的伸长率和50μm以下的最大晶粒度。
上述本发明的Al合金线因为由Al-Mg-Si合金制造而具有高强度且因为添加元素的含量在特定范围内而具有高电导率。通过将特定元素如Zr、Mn等的含量限制为特定范围，如上所述，本发明的Al合金线具有最大晶粒度小的结构，即微细结构，且其伸长率优异。因为本发明的Al合金线为具有特定微细结构的超细线且具有高强度和高电导率及足够的伸长率，所以其可以优选用作需要耐冲击性和挠曲特性的电线的导体材料。如下文中所述的实施例所示出的，本发明的Al合金线即使在高温下也具有高强度且即使长时间暴露于高温也能够保持高强度，由此，其高温强度和耐热性优异，这使得其能够优选用作布置在高温位置的电线的导体材料。
作为本发明的一方面，所述Al合金线含有0.01质量%以上的Zr。
在研究之后，本发明人发现，即使在微量下，Zr也具有大大提高伸长率的效果。由此，根据上述方面的Al合金线具有更高的伸长率。此外，即使在微量下，Zr也具有提高高温特性的效果，由此，根据上述方面的Al合金线的高温强度和耐热性也优异。
作为本发明的一方面，所述Al合金线含有0.01质量%以上的Mn。
在研究之后，本发明人发现，即使在微量下，Mn也具有大的伸长率提高效果。由此，根据上述方面的Al合金线具有更高的伸长率。此外，即使在微量下，Mn也具有提高高温特性的效果，由此，根据上述方面的Al合金线的高温强度和耐热性优异。
作为本发明的一方面，所述Al合金线在选自80℃～150℃的温度范围的任意温度下保持1000小时之后的拉伸强度为150MPa以上。
因为即使在长时间暴露于高温的环境下根据上述方面的Al合金线也能够保持高强度且耐热性优异，所以其可以优选用作布置在高温位置的电线的导体材料。
作为本发明的一方面，所述Al合金线在选自80℃～150℃的温度范围的任意温度下的拉伸强度为150MPa以上。
因为即使在高温下根据上述方面的Al合金线也具有高强度，所以其可以优选用作布置在潜在高温位置的电线的导体材料。
作为本发明的一方面，所述Al合金线还含有Ti和B中的至少一种元素，并且以质量%计，Ti的含量为0.08%以下且B的含量为0.016%以下。
Ti和B为具有结构微细化效果的元素。由此，除了Zr、Mn等元素之外，向本发明的Al合金线中添加Ti和B进一步提高结构微细化效果，这由此对本发明的Al合金线提供更高的伸长率。
本发明的Al合金线可以作为单线或绞合线的股线(strand)使用。例如，作为本发明的Al合金绞合线，可以给出由多根上述本发明的Al合金线绞合成的Al合金绞合线。
因为构成股线的本发明Al合金线基本上保持结构(最大晶粒度小的结构)和性能(拉伸强度、电导率、伸长率和高温特性)，所以本发明的Al合金绞合线具有高强度和高电导率且伸长率、高温强度和耐热性优异。另外，与单线相比，通过将多根本发明的Al合金线绞合在一起，可以进一步提高绞合线整体的机械特性如耐冲击性和挠曲特性。
上述本发明的铝合金线和铝合金绞合线可以优选用作电线的导体材料。例如，作为本发明的包覆电线的实例，可以给出包含导体和包裹所述导体的外周的绝缘包覆层的包覆电线，所述导体为本发明的铝合金线、通过将多根本发明的铝合金线绞合在一起获得的铝合金绞合线和通过将本发明的铝合金绞合线压缩成形获得的压缩线材中的任一种。
通过在导体中包含如上所述的具有高强度和高电导率且伸长率优异的本发明Al合金线或Al合金绞合线或者由所述绞合线成形的压缩线材，上述方面的包覆电线会具有高强度和高电导率且伸长率、耐冲击性和挠曲特性优异。此外，如上所述，因为本发明的Al合金线等的高温强度和耐热性优异，所以根据上述方面的包覆电线的高温强度和耐热性也优异。
上述本发明的包覆电线可以优选用作线束的电线。例如，作为本发明的线束的实例，可以给出包含上述本发明的包覆电线和安装在所述包覆电线的末端部分的端子部的线束。
通过包含具有高强度、高电导率和高韧性的本发明的包覆电线，上述方面的线束会具有高强度和高电导率且伸长率、耐冲击性和挠曲特性优异。此外，根据上述方面的线束的高温强度和耐热性也优异。
发明的有利效果
本发明的Al合金线、本发明的Al合金绞合线、本发明的包覆电线和本发明的线束具有高强度、高电导率和优异的伸长率。
附图说明
图1(A)为1号样品的显微照片，图1(B)为11号样品的显微照片，图1(C)为16号样品的显微照片，以及图1(D)为102号样品的显微照片。
具体实施方式
在下文中，将详细描述本发明。元素的含量以质量%表示。
[Al合金线]
<组成>
构成本发明Al合金线的Al合金为含有0.03%～1.5%的Mg和0.02%～2.0%的Si作为必要元素的Al-Mg-Si合金，且包含选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素作为用于晶体微细化的元素。因为Mg和Si经由固溶或析出存在于Al中，所以本发明的Al合金线的强度优异。由于更高含量的Mg和Si会提高Al合金线的强度但会降低电导率和韧性如伸长率且会使得Al合金线在伸长处理中易于断裂的事实，将Mg和Si的含量分别设定为1.5%以下和2.0%以下。
Mg为具有高的提高强度的效果的元素，且特别地，如果与Si一起以特定的范围包含，则预期由于时效硬化而有效地提高强度。优选的是，Mg的含量为0.2%～1.5%且Si的含量为0.1%～1.5%，且更优选的是，Mg的含量为0.3%～0.9%且Si的含量为0.3%～0.8%。
通过含有合计0.1%以上的选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素，可以获得具有50μm以下的最大晶粒度的结构且伸长率优异的超细线。更高总含量的上述元素倾向于使得易于使晶粒微细且提供更大的伸长率提高效果；然而，如果其总含量过大，则电导率会下降。由此，将上述元素的总含量设定为1.0%以下。
在Cu、Fe、Cr、Mn和Zr中，特别地，Zr和Mn具有更大的微细化效果和伸长率提高效果，且即使在0.01%的微量下也能提高伸长率。因此，作为本发明的Al合金线的优选方面，将给出含有0.01%以上的Zr的方面、含有0.01%以上的Mn的方面和含有各自为0.1%以上的Zr和Mn的方面。如下文中所述，当含有Zr和Mn时，可以将经由连续铸造-直接轧制获得的材料(连续铸造-直接轧制材料)的晶体结构充分地微细化，且在连续铸造-直接轧制之后，尽管在制造步骤中对材料进行由中间热处理、固溶化处理、时效处理等产生的热历史直至将其处理至最终线直径，但是晶粒难以生长且由此易于将晶粒保持在微细状态下。因此，容易获得具有最大晶粒度小的结构的超细线。预期更大含量的Zr和Mn不仅可以由于微细化而增大伸长率提高效果，而且可以提高强度。如下文中在实施例中所述的，发现当含有Zr和Mn时，即使在80℃以上的高温下，超细线也具有高强度，且即使在80℃以上的高温下保持长时间之后，也可以保持高强度。换句话说，发现超细线不仅在制造期间的热历史中具有强度，而且在使用期间的热历史中也具有强度。因此，对于期望除了高强度、高电导率和高韧性以外高温特性如高温强度、耐热性等也优异的应用，优选的是，含有Zr和Mn中的至少一种元素。特别地，当含有Zr时，更优选的是，其含量为0.02%～0.40%，以解决诸如防止由Zr含量增加引起的电导率降低和在铸造期间发生破裂等的问题。特别地，当含有Mn时，更优选的是，其含量为0.05%～0.40%，以解决诸如防止由Mn含量增加引起的电导率降低、在伸长时发生断裂和在溶解时产生熔渣的问题。
对于Cu、Fe、Cr中的每一种，存在含量越大，由微细化引起的伸长率提高效果越大的倾向；由此，优选的是，各元素的含量为0.05%以上。另外，Cu、Fe和Cr可有效提高强度。更优选的是，各元素的含量为：Cu：0.05%～0.40%，Fe：0.1%～0.6%且Cr：0.05%～0.40%，以解决诸如防止由上述元素的含量增加引起的电导率降低、在伸长时发生断裂和在溶解时产生熔渣的问题。此外，当在上述范围内包含Fe时，其高温强度和耐热性优异。
含有Cu、Fe、Cr、Mn和Zr中的仅一种元素是可以接受的；然而，如果含有多种元素，则如上所述，预期除了微细化效果之外，还可以提高强度。特别地，如果含有Cu、Fe和Cr中的一种元素(优选Fe)以及Mn和Zr中的至少一种元素，则Al合金线的高温强度和耐热性优异。
另外，因为Ti和B具有在铸造Al合金时微细化晶体结构的效果，所以优选的是，含有Ti和B中的至少一种元素。通过除了具有微细化效果的元素如Zr、Mn等之外，还含有Ti和B中的至少一种元素，在铸造之后在所获得的材料(优选连续铸造材料或连续铸造-直接轧制材料)中的晶粒可以是超细的且在铸造之后的制造步骤中易于将晶粒保持在微细状态下(更易于抑制晶粒生长)。因此，含有Ti和B中的至少一种元素的组成可以产生具有在最终线直径中最大晶粒度小的晶体结构的超细线。仅含有B是可以接受的，且如果仅含有Ti，则可以容易地获得微细化效果；然而，如果含有Ti和B两者，则会进一步提高微细化效果。如果Ti和B中的至少一种元素的含量过多，则电导率会下降；由此，优选地，Ti为0.08%(800ppm(质量分数且该表述在下文中保持相同))以下且B为0.016%(160ppm)以下，并且为了获得足够的微细化效果，优选的是，Ti为0.005%(50ppm)以上且B为0.0005%(5ppm)以上。
<结构>
具有如上所述特定组成的Al合金的主要特征在于具有50μm以下的最大晶粒度。认为最大晶粒度越小，全部合金结构越易于变得超细且越难产生导致断裂的粗大晶粒，且由此Al合金的伸长率优异。此外，对于具有如上所述的特定组成的Al合金，即使在长时间暴露于高温下仍易于将其晶粒保持在微细状态下且难以产生导致断裂的粗大晶粒，换句话说，可以保持具有50μm以下的最大晶粒度的结构；由此，其耐热性优异。因此，尽管最大晶粒度的下限不受特别限制，但优选的是，最大晶粒度相对于线直径的比率小于10%。根据组成和制造条件，作为一方面，可以将最大晶粒度设定为40μm以下，或作为另一方面，甚至可以将其设定为30μm以下。通过将晶粒控制至满足最大晶粒度为50μm以下的范围的程度，抑制了在高温变形中占主导的晶界滑移；由此，具有如上所述的特定组成的Al合金的高温强度优异。例如，当所述结构具有约25μm～约40μm的最大晶粒度时，具有所述特定组成的Al合金倾向于在高温强度和耐热性方面优异。随后将描述最大晶粒度的测量方法。
<室温特性>
由具有如上所述的特定组成和结构的Al合金制造的本发明的Al合金线不仅具有高强度，而且具有高电导率，从而满足拉伸强度(室温)为150MPa以上且电导率(室温)为40%IACS以上的条件。拉伸强度和电导率可以根据添加元素的类型和含量以及制造条件(伸长程度、加热处理(例如时效处理)中的温度等)而变化。例如，如果以更大的含量加入添加元素和/或提高伸长程度(使线直径更细)，则拉伸强度倾向于变大且电导率倾向于变小。此外，在进行时效处理时，如果将时效温度设定得较低，则作为一方面可以获得具有高强度的Al合金线，其满足拉伸强度(室温)为240MPa以上且电导率(室温)为45%IACS以上的条件，且如果将时效温度设定得较高，则作为另一方面可以获得具有高电导率的Al合金线，其满足拉伸强度(室温)为200MPa以上且电导率(室温)为50%IACS以上的条件。尽管优选较大的拉伸强度和较大的电导率，但考虑到在韧性如伸长率与强度之间的平衡，拉伸强度的上限为约400MPa，且考虑到由添加元素的时效析出引起的电导率的增加界限，电导率的上限为约60%IACS。
此外，因为本发明的Al合金线由含有在特定范围内的选自特定元素Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素且具有最大晶粒度为50μm以下的特定结构的Al合金制造，所以本发明的Al合金线的伸长率优异且其伸长率(室温)为5%以上。更大的伸长率使得耐冲击性和挠曲特性能够优异；由此伸长率的上限不受特别限制。如下文中所述，如果仅进行固溶化处理而不进行时效处理，则伸长率可以高达10%以上；且如果进行时效处理，则尽管伸长率倾向于下降，但通过含有在特定范围内的选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素，仍然可以使得伸长率等于5%以上。
<高温特性>
根据一方面，由具有如上所述的特定组成和结构的Al合金制造的本发明的Al合金线不仅在室温下的机械特性可以优异，而且在高温下的强度也可以优异。具体地，例如，作为一方面，所述Al合金线在选自80℃～150℃温度范围的任意温度(例如，80℃、85℃、100℃、120℃、125℃、150℃等)下的拉伸强度(在下文中，将这种拉伸强度称为“高温强度”)可以为150MPa以上。根据组成，高温强度可以为160MPa以上，优选为180MPa以上且更优选为190MPa以上。通常，高温强度随温度更接近于上述温度范围中的80℃而增加，且高温强度倾向于随温度更接近于150℃而减小；然而，如上所述，高温强度仍然可以高达150MPa以上。例如，根据一方面的Al合金线在80℃下的拉伸强度为220MPa以上，根据一方面的Al合金线在100℃下的拉伸强度为215MPa以上，根据一方面的Al合金线在120℃下的拉伸强度为210MPa以上且根据另一方面的Al合金线在150℃下的拉伸强度为195MPa以上。预期根据各方面的Al合金线可以优选在其操作温度可变为选自80℃～150℃温度范围的任意温度的情况下使用。根据一方面的高温强度优异的Al合金线可以由含有0.01%以上的选自Mn和Zr的至少一种元素的Al合金、或由含有0.1%以上的Fe的Al合金制造。
根据一方面，由具有如上所述的特定组成和结构的Al合金制造的本发明的Al合金线不仅在室温下的机械特性可以优异，而且在高温下保持长时间之后的强度也可以优异。具体地，例如，作为一方面，所述Al合金线在选自80℃～150℃温度范围的任意温度(例如，80℃、85℃、100℃、120℃、125℃、150℃等)下保持1000小时之后的拉伸强度(在下文中，将这种拉伸强度称为“高温保持后的强度”)可以为150MPa以上。根据组成，高温保持后的强度可以为180MPa以上，优选为190MPa以上，更优选为200MPa以上，进一步优选为220MPa以上且特别优选为240MPa以上。另外，根据组成，一方面的高温保持后的强度可以等于或大于室温下的拉伸强度。通常，高温保持后的强度倾向于随温度更接近于上述温度范围中的80℃而增加，且高温保持后的强度倾向于随温度更接近于150℃而减小；然而，如上所述，高温保持后的强度仍然可以高达150MPa以上。例如，作为实例，可以给出在80℃下保持1000小时之后的高温保持后的强度为250MPa的Al合金线的方面、在100℃下保持1000小时之后的高温保持后的强度为245MPa以上的Al合金线的方面、在120℃下保持1000小时之后的高温保持后的强度为240MPa以上的Al合金线的方面和在150℃下保持1000小时之后的高温保持后的强度为200MPa以上的Al合金线的方面。预期根据各方面的Al合金线可以优选在其操作温度可变为选自80℃～150℃温度范围的任意温度的情况下使用。在实际使用中期望强度提高。根据一方面，高温保持后的强度优异的Al合金线可以由含有0.01%以上的选自Mn和Zr的至少一种元素的Al合金、或由含有0.1%以上的Fe的Al合金制造。
<线直径>
本发明的Al合金线为具有0.5mm以下的线直径的超细线。通过在进行伸长处理时适当调节伸长程度(截面积减少率)，可以改变线直径。例如，当将本发明的Al合金线用作车载线束的电线用导体时，线直径可以为0.1mm～0.4mm。
<截面形状>
本发明的Al合金线可以根据伸长处理中的模具形状而被加工成具有各种截面形状。具有圆形截面形状的圆形线是典型的。另外，截面形状可以为诸如椭圆形状，多边形形状如矩形形状、六边形形状等的各种形状中的任一种。当截面形状为椭圆形状或不规则形状如六边形形状等时，将线直径定义为跨越截面区域的最大长度(在椭圆的情况下为长轴，在矩形或六边形的情况下为对角线)。
[Al合金绞合线]
将各自为超细线的多根本发明的Al合金线绞合成绞合线(本发明的“Al合金绞合线”)提供耐冲击性和挠曲特性更加优异的导体。绞合成本发明的Al合金绞合线的Al合金线的数量不受特别限制。例如，要绞合的Al合金线的例示性数量为7、11、19、37、49和133。如果经由压缩成形将本发明的Al合金绞合线形成为压缩线材，则与绞合状态下相比可以减小其线直径，这有助于减小导体直径。
[包覆电线]
本发明的Al合金线、本发明的Al合金绞合线和上述压缩线材可以直接用作电线的导体，且如果在导体的外周上设置绝缘包覆层，则其各自可以用作本发明的包覆电线。作为构成绝缘包覆层的绝缘材料，可以给出阻燃性优异的任何材料，例如聚氯乙烯(PVC)或无卤素树脂。绝缘包覆层的厚度可以根据期望的绝缘强度而适当选择，由此其不受特别限制。
[线束]
本发明的包覆电线可以优选用作本发明线束的构成构件。通常，本发明的线束具有多根电线和安装在各电线的末端部分的端子部，所述多根电线包含至少一根本发明的包覆电线。所述各电线经由所述端子部连接至对象如电气装置等。除了其中一个端子部分别连接至各电线的本发明线束的方面之外，其中多根电线作为电线组共同连接至一个端子部的另一方面也可以接受。端子部的类型可以为各种类型如公型、母型、压接型、焊接型等的任一种且不受特别限制。通过使用捆扎构件等将线束中包含的多根电线捆扎在一起提供优异的处理能力。
[制造方法]
通常，本发明的Al合金线可以根据以下制造方法制造。用于制造用作导体的铝合金线的制造方法包括下文中所述的连续铸造-直接轧制步骤、伸长步骤和固溶化步骤。
在连续铸造-直接轧制步骤中，将熔融的Al合金连续铸造且此后连续轧制以提供连续铸造-直接轧制材料，所述熔融Al合金以质量%计含有0.03%～1.5%的Mg、0.02%～2.0%的Si、合计0.1%～1.0%的选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素且其余为Al。
在伸长步骤中，对所述连续铸造-直接轧制材料进行伸长处理以提供具有0.5mm以下线直径的伸长线材。
在固溶化步骤中，对所述伸长线材进行固溶化处理以提供固溶线材。
具体地，在所述固溶化处理中，将加热温度设定为450℃以上，且在加热之后的冷却步骤中，将冷却速度设定为100℃/分钟以上。
包括其中对所述固溶线材进行时效处理以提供时效线材的步骤(时效步骤)对于上述制造方法是可以接受的。在所述时效处理中，将加热温度设定为100℃～300℃，且将保持时间设定为4小时以上。
包括其中对连续铸造-直接轧制材料进行均质化处理以提供均质材料的步骤(均质化步骤)、且对所述均质材料进行所述伸长处理对于上述制造方法是可以接受的。在所述均质化处理中，将加热温度设定为450℃以上且将保持时间设定为1小时以上，且在加热之后的冷却步骤中，将冷却速度设定为1℃/分钟以下(缓慢冷却)。
<连续铸造-直接轧制步骤>
本发明人发现，为了制造超细且具有最大晶粒度小的晶体结构的Al合金线，还优选在制造过程的上游步骤制造具有微细晶体结构的Al合金线。由此，在制造本发明的Al合金线时提议应用连续铸造-直接轧制。在连续铸造中，因为熔融合金可以经由迅速凝固而凝固，所以可以获得具有微细晶体结构的铸造材料。可以适当地选择铸造时的冷却速度；然而，优选的是，在600℃～700℃的固-液共存温度范围内将冷却温度设定为5℃/秒以上。例如，在上述冷却速度下的迅速凝固可以通过使用装备有水冷铜模、强制水冷机构等的连续铸造装置而容易地实现。连续铸造可以为使用带轮型等的可动模具或使用框架状固定模具的任何方面。
在铸造之后，对由所述连续铸造获得的铸造材料连续地进行直接轧制。因此，通过使用在铸造材料中聚积的热容易地进行热轧以提高能量效率；且另外，通过立即对具有微细晶体结构的铸造材料进行直接轧制，可以提供具有微细晶体结构的直接轧制材料(连续铸造-直接轧制材料)。
如果添加Ti和B，则优选的是，在将熔融合金注入模具之前的即刻添加Ti和B；由此，抑制Ti等的局部沉积，这使得能够制造其中Ti等均匀混合的铸造材料。
<均质化步骤>
本发明人发现，通过在所述伸长之后适当地进行固溶化处理且进一步进行时效处理，可以获得具有最大晶粒度小的结构且伸长率优异的Al合金线，但如果对伸长之前的材料(连续铸造-直接轧制材料)预先进行均质化处理，则相对易于获得伸长率优异的Al合金。认为其原因在于，在铸造时形成的粗大化合物(代表性的为Mg和Si的化合物)的均匀的微细分散使得元素能够在伸长之后的固溶化步骤中充分且均匀地溶解。通过添加作为具有微细化效果的元素的选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素，在均质化处理时可以抑制晶粒变粗大，且也可以在下文中所述的伸长步骤的中间热处理时和在伸长之后的固溶化处理和时效处理时抑制晶粒的生长，从而将结构保持在小的最大晶粒度下。
在上述均质化处理中，通过将加热温度设定为450℃以上且将保持时间设定为1小时以上，可以均匀并微细地分散在铸造时形成的Mg和Si的化合物而使组成均质化。优选地，加热温度为500℃～600℃且保持时间为3～10小时。如果在加热之后缓慢地进行冷却(冷却速度为1℃/分钟以下)，则可以进一步均匀且微细地分散上述Mg和Si的化合物。上述冷却速度可以通过如下冷却方法、即在加热之后将用于进行均质化处理的加热炉(例如，箱型加热炉)自然冷却的炉冷实现。通过经由适当加热炉子内的气氛或根据加热炉的尺寸将冷却气体等引入炉子中而调节炉子内的温度，可以调节冷却速度。
在本发明中，通过包含特定范围的具有微细化效果的元素如Zr、Mn等，即使在均质化处理之后，也可以保持微细状态。
<伸长步骤>
对所述连续铸造-直接轧制材料或所述均质材料进行(冷)伸长处理。可以根据期望的线直径适当地选择伸长程度。通过包含特定范围的具有微细化效果的元素如Zr、Mn等，可以在伸长时抑制断裂而连续地提供具有长的长度的伸长线材；由此，伸长线材的制造性优异。
伸长处理期间的适当中间热处理有助于除去在中间热处理之前的处理中产生的扭曲，从而提高对中间热处理之后的线材的伸长处理加工性。作为中间热处理的条件，例如，加热温度可以为250℃～450℃且加热时间可以为0.5小时以上。中间热处理的条件可以与在下文中所述的固溶化处理的条件相同。在本发明中，通过包含特定范围的具有微细化效果的元素如Zr、Mn等，即使在中间热处理之后，也可以保持微细状态。
<固溶化步骤>
在将具有上述最终线直径的伸长线材形成为绞合线的情况下或者在将绞合之前的伸长线材或绞合之后的绞合线形成为压缩线材的情况下，对绞合之前的伸长线材、压缩之前的绞合线或压缩之后的压缩线材进行固溶化处理。固溶化处理的主要目的在于固溶化Mg和Si。在进行时效处理作为随后的步骤的情况下，固溶化处理的进行帮助在时效处理中在晶粒之间将有助于强度的Mg和Si的化合物微细地分散。此外，因为在固溶化处理中选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素也经历固溶，所以预期提高了强度。
在固溶化处理中，将加热温度设定为450℃以上以完全地溶解Mg和Si，且在加热之后将线材迅速冷却以防止固溶元素过度析出。具体地，将冷却速度设定为100℃/分钟以上。优选更快的冷却速度，且更优选将冷却速度设定为200℃/分钟以上。上述冷却速度可以经由强制冷却如将线材浸渍在冷却液体介质如水、液氮等中或者用风吹线材来实现。将加热温度设定为500℃～620℃且优选600℃以下，并且将保持时间设定为0.005秒～5小时且优选0.01秒～3小时。在进行上述均质化处理的情况下，即使缩短固溶化处理的保持时间，各添加元素也可以充分地固溶。在具有这种短保持时间的固溶化处理中可以优选使用下文中所述的连续处理法。
作为固溶化处理中的气氛，代表性地可以给出空气气氛。另外，如果使用含有较少氧气的气氛，例如非氧化性气氛，则可以防止由于固溶化处理中的热而在作为对象的线材的表面上产生氧化膜。非氧化性气氛例如可以为真空气氛(减压气氛)、惰性气体气氛和还原气体气氛。惰性气体气氛可以包含氮(N2)和氩(Ar)。还原气体气氛可以包含含氢的气体(例如，纯氢(H2)以及惰性气体如N2、Ar或氦(He)与氢(H2)的混合气体)和富含碳的气体(例如，一氧化碳(CO)与二氧化碳(CO2)的混合气体)。
在固溶化处理中可以使用连续处理法和下文中所述的分批处理法中的任一种。对固溶化处理应用连续处理法有助于对长的线材的全部长度容易且均匀地进行热处理，从而减少特性的变化，且能对具有0.5mm以下的最终线直径的超细线连续地进行加热处理，这提高了生产率；且由此，这是优选的。连续处理法为将加热对象(如上所述的伸长线材、绞合线等)连续地供给到加热容器中且在其中对其进行连续加热的方法。作为连续处理法，例如，可以给出以下方法：直接通电法(欧姆加热)，其根据电阻加热来加热加热对象；间接通电法(高频感应加热)，其根据高频电磁感应来加热加热对象；和炉式加热法，其将加热对象引入充当加热气氛的加热容器(管式炉)中以根据热传导来加热加热对象。可以调节线材的输送速度、电流的值、气氛的温度等而将加热对象加热至450℃以上的温度。
根据所述固溶化步骤，可以获得本发明的Al合金线，所述Al合金线具有上述特定组成、0.5mm以下的线直径、50μm以下的最大晶粒度、40%IACS以上的电导率(室温)、150MPa以上的拉伸强度(室温)和5%以上的伸长率(室温)。通过将所述Al合金线绞合在一起，获得本发明的Al合金绞合线。通过压缩所述绞合线，获得上述压缩线材。如上所述，在固溶化步骤之前进行绞合和/或压缩是可以接受的。
<时效步骤>
在所述固溶化处理之后进行时效处理有助于析出Al合金中的添加元素如Mg、Si、Zr等且使析出物分散在Al合金中。由此，可以预期根据析出物的分散增强、即时效硬化而提高强度，且同时可以预期通过减少固溶元素的量而提高电导率。因此，在本发明中在时效步骤之后获得的Al合金线具有更高的强度和更高的电导率。另外，因为本发明的Al合金线含有具有微细化效果的元素如Zr、Mn等，所以在时效步骤之后晶粒保持超细；由此，微细析出物易于均匀地分散在含有微细晶粒的结构中。微细结构还有助于进一步提高强度，这使得Al合金线的强度和电导率两者都能够优异。另外，因为即使在时效步骤之后，本发明的Al合金线也具有最大晶粒度小的结构，由此其伸长率优异。除了固溶化处理之外，如果进一步进行时效处理，则高温强度和高温保持后的强度倾向于变高。
可以在加热温度在100℃～300℃的范围内且保持时间为4小时以上的条件下进行时效处理以充分且均匀地析出析出物。如果将加热温度在上述范围内设定得比较低(180℃以下)，则倾向于获得具有更高强度和更高伸长率的Al合金线的方面(例如，拉伸强度为240MPa以上(根据组成和温度，可以为300MPa以上)，电导率为45%IACS以上且伸长率为6%以上)；且如果将加热温度在上述范围内设定得比较高(高于180℃)，则倾向于获得具有更高电导率的Al合金线的方面(例如，拉伸强度为200MPa以上，电导率为50%IACS以上且伸长率为5%以上)。由此，可以根据期望的特性选择加热温度。优选的是，将加热温度设定为140℃～250℃且将保持时间设定为4小时～16小时。时效处理中的保持时间越长，可以析出的析出物越多；由此，较长的保持时间有助于提高电导率。另外，即使不进行时效处理，如果使用环境处于一定程度的高温下(特别是100℃以上)，则可以通过使用环境的温度对Al合金线进行事后的时效处理，这有助于提高强度。
与上述均质化处理类似，在时效处理中，对于冷却步骤可以使用炉冷、大气中的冷却等。
在上述时效处理中可以使用上述连续处理法；然而，如果使用分批处理法，则可以提供足够的热处理时间以充分地析出析出物。分批处理法为将加热对象密闭在加热容器(气氛炉，诸如箱型炉)中且在其中对其进行加热的方法。可以调节气氛温度以使得加热温度等于上述温度。时效处理的气氛可以为空气气氛或如上所述的含有较少氧气的气氛。
利用所述时效步骤，本发明提供具有上述特定组成、0.5mm以下的线直径、50μm以下的最大晶粒度、40%IACS以上的电导率(室温)、150MPa以上的拉伸强度(室温)和5%以上的伸长率(室温)的Al合金线。如上所述，可以将所述Al合金线绞合成绞合线或压缩成压缩线材。在时效步骤之前进行绞合和/或压缩是可以接受的。
<包覆步骤>
准备已经进行了固溶化处理和适当的时效处理的固溶线材或时效线材(单线、绞合线和压缩线材中的任一种)，且此后，通过进行在上述线材的外周上形成由上述绝缘材料制造的绝缘包覆层的步骤，可以获得本发明的包覆电线。
<端子的安装步骤>
将端子部安装至获得的包覆电线的末端部分且代表性地将安装有端子部的多根包覆电线捆扎，提供了本发明的线束。
[实施例1]
制备Al合金线且研究Al合金线的各种特性。按熔融步骤、连续铸造-直接轧制步骤、均质化步骤、伸长步骤(适当的中间热处理)、固溶化步骤和时效步骤的顺序制备Al合金线。
准备且熔融纯铝(含有99.7质量%以上的Al)作为基质，且以使得在获得的熔融液中其含量匹配表1中列出的含量(质量%)的方式添加表1中列出的添加元素，以制备熔融Al合金(含有添加元素，且其余为Al)。优选在调节其成分之后对熔融Al合金适当地进行脱氢处理和/或异物除去处理。
表1
Figure BDA00003498326500211
使用带轮型的连续铸造-直接轧制装置对制备的熔融Al合金进行连续铸造-直接轧制，即连续地进行铸造和热轧，从而制备φ9.5mm的线棒(连续铸造-直接轧制材料)。以使得含有Ti和B的样品具有表1中列出的含量(质量%)的方式，在铸造之前的即刻将TiB线供给到熔融Al合金中。
对所述线棒进行均质化处理。通过使用箱型炉在530℃的加热温度下以5小时的保持时间进行均质化处理，且通过炉冷进行加热之后的冷却。冷却步骤中的冷却速度为0.89℃/分钟(1℃/分钟以下)。
在均质化处理之后对均质材料进行冷伸长处理以制备具有φ0.3mm的最终线直径的伸长线材。在伸长处理的过程期间适当地进行中间热处理(300℃×3小时)。
对获得的具有φ0.3mm的最终线直径的伸长线材进行固溶化处理以制备熔融线材。在箱型炉中在530℃的加热温度下将固溶化处理进行3小时的保持时间。在加热之后，将材料迅速冷却。通过将材料浸渍在水槽中而进行迅速冷却，且冷却步骤中的冷却速度为675℃/分钟(100℃/分钟以上)。
对于获得的熔融线材(Al合金线)，在室温(RT，25℃)下检查拉伸强度(MPa)、伸长率(%)和电导率(%IACS)。将结果显示在表2～4中。
通过基于JIS Z2241(金属材料的拉伸试验方法，1998)，使用通用拉伸试验机对拉伸强度(MPa)和伸长率(%，断裂伸长率)进行测量。根据电桥法对电导率(%IACS)进行测量。
在各种温度下对获得的固溶线材进行时效处理以制备时效线材。通过在表2～4中列出的温度下使用箱型炉进行所述时效处理，且对于各温度，保持时间都为8小时。在加热之后，将线材在大气中冷却。
对于获得的时效线材(Al合金线)，与上述类似，在室温(25℃)下检查拉伸强度(MPa)、伸长率(%)和电导率(%IACS)。将结果显示在表2～4中。
此后，对于获得的时效线材(Al合金线)中的1号、11号、16号和102号样品，制备各样品的横截面且在光学显微镜下观察。图1(A)、图1(B)、图1(C)和图1(D)分别为1号样品(3000倍)、11号样品(1000倍)、16号样品(3000倍)和102号样品(250倍)的显微照片。基于在显微镜下观察到的1号样品、11号样品、16号样品和102号样品的图像，检查最大晶粒度。具体地，基于JIS G0551(钢铁-晶粒度的显微镜测定，2005)，在观察到的图像中画出(draw)试验线且将截开试验线的长度确定为各晶粒的晶粒度(截面法)。在1个截面区域中限定3个视野且在各视野中画出1条试验线，并且在3个视野中，将最大的晶粒度确定为最大晶粒度。类似地，对于其他样品，确定最大晶粒度。将结果显示在表2～4中。对经历160℃或180℃的时效温度的线材测量最大晶粒度。对于15号样品是在对线材进行固溶化处理之后测量最大晶粒度。
表2
拉伸强度(MPa)
Figure BDA00003498326500241
表3
伸长率(%)
Figure BDA00003498326500251
表4
电导率(%IACS)
Figure BDA00003498326500261
显然，在含有特定元素Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的1号～23号样品中的各样品的最大晶粒度为50μm以下，且如图1(A)、图1(B)和图1(C)中所示，晶粒非常微细且尺寸变化很小。例如，对于图1(A)中所示的1号样品，各晶粒具有2μm～20μm的尺寸且最大晶粒度为20μm，对于图1(B)中所示的11号样品，各晶粒具有4μm～35μm的尺寸且最大晶粒度为35μm，并且对于图1(C)中所示的16号样品，各晶粒具有2μm～25μm的尺寸且最大晶粒度为25μm；显然晶粒非常微细。另外，显然，非常微细的析出物均匀地分散在微细晶粒中。另外，显然，在固溶化处理之后或在时效处理之后1号～23号样品中的各样品的伸长率都为5%以上，其伸长率优异。特别地，显然，在时效处理之后含有Zr的11号样品的伸长率与含有Zr和Mn的16号样品的伸长率分别为9%和11%，它们的伸长率非常优异。
另一方面，显然，不含Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的102号样品的最大晶粒度为300μm，且如图1D中所示，晶粒非常粗大且尺寸大大变化(各晶粒的尺寸为50μm～300μm)。如表3中所示，显然，在时效处理之后102号样品的伸长率非常小(0.3%)，基本上没有任何伸长。
另外，显然，在固溶化处理之后或在时效处理之后1号～23号样品中的各样品都具有高达150MPa以上的拉伸强度和高达40%IACS以上的电导率。特别地，如果时效处理中的温度比较低(180℃以下)，则发现强度由于时效硬化而提高，且如果温度比较高(高于180℃)，则发现电导率由于析出物的析出而提高。另一方面，在时效处理之后，不含Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的101号样品和102号样品两者都具有可比得上1号样品等的电导率，但强度更弱且伸长率更小。
从本实施例发现，可以通过调节时效处理中的温度来提高强度和伸长率和/或提高电导率。然而，当对于1号样品将时效处理中的温度设定为350℃时，其软化且其伸长率提高至11%；而拉伸强度减小至121MPa且没有获得足够的强度。因此，时效处理中的温度可以优选在100℃～300℃的范围内。
已经发现，由含有特定范围内的Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素的Al-Mg-Si合金制造Al合金线可以对Al合金线提供如下特征：具有最大晶粒度50μm以下的微细结构，为具有φ0.5mm以下的线直径的超细线，具有高强度和高电导率且伸长率优异。因为所述Al合金线的伸长率、耐冲击性和挠曲特性优异，所以预期所述Al合金可以优选用作需要高强度和电导率的电线导体，例如车载线束的电线用导体。此外，当将上述超细线形成为绞合线或压缩线材时，构成所述绞合线和所述压缩线材的导线保持上述Al合金线的组成、结构和机械特性，因此，所述绞合线和所述压缩线材也具有高强度、高电导率和优异的伸长率；且此外，将所述导线绞合在一起使得电线导体的挠曲特性更加优异。
[实施例2]
制备Al合金线且检查Al合金线的高温特性。
在本实施例中，通过使用含有表5中列出的添加元素(含量：以质量%计)的熔融Al合金，按与实施例1相同的顺序制备Al合金线。具体地，将从熔融步骤、连续铸造-直接轧制步骤(φ9.5mm)、均质化步骤(530℃×5小时，且冷却速度为0.89℃/分钟)至伸长步骤(φ0.3mm)的条件设定得与实施例1相同。
表5
Figure BDA00003498326500291
对于获得的具有φ0.3mm最终直径的伸长线材，进行根据欧姆加热方法、高频感应加热方法和使用管式炉的炉式加热方法中的任何连续处理法的固溶化处理以制备固溶线材。在下文中列出固溶化条件。将熔融期间线材的温度始终设定为约600℃(不小于450℃)。在对线材进行加热以使线材熔融之后，与实施例1类似，将其在水槽中迅速冷却(冷却速度：500℃/分钟(不小于100℃/分钟))。
(固溶化条件)
欧姆加热方法：
·线输送速度选自50～200m/分钟
·电流值选自33～66A
·距水槽的距离：1.6m
高频加热方法：
·线输送速度选自200～1000m/分钟
·电流值：100A
·距水槽的距离：1.6m
炉式加热方法：
·线输送速度选自4～8m/分钟
·管式炉内的温度选自580～620℃
·距水槽的距离：2m
通过使用与实施例1类似的箱型炉在表6中列出的各种温度下对获得的固溶线材进行时效处理以制备时效线材(Al合金线)。对于各温度，将保持时间设定为12小时，且在加热之后，将线材在大气中冷却。
作为比较线材，制备不含Si的2～101号样品。在伸长之后，利用软化处理(350℃，3小时)而不用固溶化处理或时效处理来处理2～101号样品。
对于获得的时效线材(Al合金线)和比较线材，与实施例1类似，在室温(25℃)下检查最大晶粒度(μm)、拉伸强度(MPa)、伸长率(%)和电导率(%IACS)。将结果显示在表6中。下表7～9中列出的最大晶粒度表示时效线材(Al合金线)和比较线材的测量结果。
表6
Figure BDA00003498326500311
与实施例1类似，显然，在含有选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素的2-1号～2-9号样品中的各样品都具有最大晶粒度50μm以下的微细结构，且因具有150MPa以上的拉伸强度(在本实施例中，各自不小于200MPa)和5%以上的伸长率而在室温下的机械特性方面优异。还显然的是，2-1号～2-9号样品中的各样品都具有高达40%IACS以上的高电导率(在本实施例中，各自不小于48%IACS)。
对于获得的时效线材(Al合金线)和比较线材，根据表7～9分别检查在选自80℃～150℃温度范围的温度(℃)下的拉伸强度(MPa)、在选自80℃～150℃温度范围的温度(℃)下保持1000小时之后的拉伸强度(MPa)和在选自80℃～150℃温度范围的温度(℃)下保持3000小时之后的拉伸强度(MPa)。将结果显示在表7～9中。通过使用能够在选自上述温度范围的温度下测量拉伸强度的通用拉伸试验机(装备有气氛炉)进行测量。可以参考例如日本铜和黄铜协会技术标准(Japan Copper and BrassAssociation technical standards)JCBA T313(2002)、JIS G0567(钢铁和耐热合金的高温拉伸试验方法(Method of elevated temperature tensile testfor steels and heat-resisting alloys)1998)等进行表7中列出的高温强度的测量。在预定的保持时间之后将样品冷却至室温之后，测定在表8中列出的任意温度(℃)下保持1000小时之后的拉伸强度和在表9中列出的任意温度(℃)下保持3000小时之后的拉伸强度。
表7
Figure BDA00003498326500331
表8
表9
Figure BDA00003498326500351
如表7中所示，显然，含有选自特定元素Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素的Al合金线具有最大晶粒度为50μm以下的结构、室温下的拉伸强度和伸长率优异且具有高电导率、在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下的拉伸强度也为150MPa以上，即高温强度优异。认为其原因在于，通过如上所述构造其结构具有在50μm以下的最大晶粒度范围内的较大晶粒度(本实施例中的最大晶粒度为约30μm～约40μm)的晶粒的Al合金线，可以抑制晶界滑移。本实施例揭示，Al合金线在80℃下的拉伸强度大于200MPa，且随着测量温度增加，尽管拉伸强度在某种程度上减小，但在150℃的非常高的温度下的拉伸强度仍然为150MPa以上。由此，可以推断，高温强度优异的上述Al合金线在选自80℃～150℃温度范围的任意温度(例如，80℃、85℃、100℃、120℃、125℃、150℃等)下且甚至在室温～150℃的任意温度下显然也具有150MPa以上的拉伸强度。
如表8中所示，显然，含有选自特定元素Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素的Al合金线具有最大晶粒度为50μm以下的微细结构、在室温下的拉伸强度和伸长率优异且具有高电导率、在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下保持1000小时之后的拉伸强度也为150MPa以上，换句话说，高温保持后的强度优异。认为其原因在于，通过含有上述特定元素，即使在长时间暴露于高温之后，也抑制了晶粒生长，且由此可以保持微细结构(代表性地，具有50μm以下的最大晶粒度的结构)。特别地，显然，尽管随着温度在80℃～150℃的温度范围内增加，2-2号样品的拉伸强度在某种程度上减小，但是2-2号样品在该温度范围内的任意温度下的拉伸强度为150MPa以上(在本实施例中，超过200MPa)。由此，可以推断，高温优异的该Al合金线在选自80℃～150℃温度范围的任意温度(例如，80℃、85℃、100℃、120℃、125℃、150℃等)下保持长时间之后且甚至在室温～150℃的任意温度下保持1000小时之后显然也具有150MPa以上的拉伸强度。
另外，如表9中所示，样品2-2在保持3000小时之后的拉伸强度仍然基本上等于在保持1000小时之后的拉伸强度。由此，可以推断，在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下保持1000小时之后的强度为150MPa以上的Al合金线即使在暴露于相同温度更长的时间之后也可以保持高强度。认为其原因在于，通过含有如上所述的特定元素抑制了晶粒生长。
另外，通过将表7与表8进行比较，显然，在150℃下保持1000小时之后的拉伸强度大于在150℃下的拉伸强度。其原因之一可能为在150℃下保持1000小时之后的拉伸强度是在经过预定时间之后冷却至室温之后测量的。另一重要原因可能为Al合金线通过在长时间暴露于高温、即经历事后的时效处理之后的析出物均匀分散而增强。由此，预期在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下的拉伸强度为150MPa以上的Al合金线在其温度升到高温状态或从高温状态降到室温程度的低温状态的使用环境下随着时间推移可以保持高强度，或者甚至进一步提高强度。
显然，因为2-1号样品和2-3号～2-9号样品中的任意样品在150℃下保持1000小时之后的拉伸强度为150MPa以上(在每个实施例中均为200MPa以上)，所以与2-2号样品类似，它们的高温保持后的强度优异。此外，与2-2号样品类似，预期2-1号样品和2-3号～2-9号样品中的任意样品：(1)在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下和在室温～150℃的任意温度下保持1000小时之后的拉伸强度为150MPa以上，(2)在所选择的任意温度下进一步保持3000小时之后的拉伸强度为150MPa以上，且(3)在使用时在暴露于所选择的任意温度时具有提高的强度。
应注意，本发明不限于上述实施方式且可以在不脱离本发明的主旨的范围的情况下进行适当改变。例如，可以在特定范围内改变Al合金线的组成、Al合金线的线直径、固溶化处理条件等。
工业实用性
本发明的铝合金线和本发明的铝合金绞合线可以优选应用于需要轻质、高强度和高电导率以及优异的耐冲击性和挠曲特性的应用，诸如在包括输送装置如汽车、飞机等和控制装置如工业机器人等的各种电气装置的布线结构中的电线导体。此外，本发明的铝合金线和本发明的铝合金绞合线可以优选用作需要优异的高温强度和耐热性的应用中的电线导体。本发明的包覆电线可以优选用作各种电气装置的布线结构如车载线束等中的电线。本发明的线束可以优选用于需要轻质的各种领域的电气装置中、且特别用于需要轻质的汽车的布线结构中以提高燃料效率以及用于其温度可能升高至高温的布置在诸如发动机周围的位置的汽车的布线结构中。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.一种用作导体的铝合金线，
以质量%计含有：
0.2%～1.5%的Mg；
0.1%～1.5%的Si；
合计0.1%～1.0%的选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素；且
其余为Al和杂质，
且具有：
40%IACS以上的电导率；
150MPa以上的拉伸强度；
5%以上的伸长率；
0.5mm以下的线直径；和
50μm以下的最大晶粒度。
2.根据权利要求1所述的铝合金线，含有0.01质量%以上的Zr。
3.根据权利要求1或2所述的铝合金线，含有0.01质量%以上的Mn。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的铝合金线，其中在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下保持1000小时之后的拉伸强度为150MPa以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的铝合金线，其中在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下的拉伸强度为150MPa以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的铝合金线，还含有Ti和B中的至少一种，其中以质量%计，Ti的含量为0.08%以下且B的含量为0.016%以下。
7.一种铝合金绞合线，其通过将多根根据权利要求1～6中任一项所述的铝合金线绞合在一起获得。
8.一种包覆电线，包含：
导体，所述导体为如下的任一种：
根据权利要求1～6中任一项所述的铝合金线，
通过将多根根据权利要求1～6中任一项所述的铝合金线绞合在一起获得的铝合金绞合线，和
通过将所述铝合金绞合线压缩成形获得的压缩线材；和
在所述导体的外周上的绝缘包覆层。
9.一种线束，包含：
根据权利要求8所述的包覆电线，和
安装在所述包覆电线的末端部分的端子部。

Claims (9)

1.一种用作导体的铝合金线，
以质量%计含有：
0.03%～1.5%的Mg；
0.02%～2.0%的Si；
合计0.1%～1.0%的选自Cu、Fe、Cr、Mn和Zr的至少一种元素；且
其余为Al和杂质，
且具有：
40%IACS以上的电导率；
150MPa以上的拉伸强度；
5%以上的伸长率；
0.5mm以下的线直径；和
50μm以下的最大晶粒度。
2.根据权利要求1所述的铝合金线，含有0.01质量%以上的Zr。
3.根据权利要求1或2所述的铝合金线，含有0.01质量%以上的Mn。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的铝合金线，其中在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下保持1000小时之后的拉伸强度为150MPa以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的铝合金线，其中在选自80℃～150℃温度范围的任意温度下的拉伸强度为150MPa以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的铝合金线，还含有Ti和B中的至少一种，其中以质量%计，Ti的含量为0.08%以下且B的含量为0.016%以下。
7.一种铝合金绞合线，其通过将多根根据权利要求1～6中任一项所述的铝合金线绞合在一起获得。
8.一种包覆电线，包含：
导体，所述导体为如下的任一种：
根据权利要求1～6中任一项所述的铝合金线，
通过将多根根据权利要求1～6中任一项所述的铝合金线绞合在一起获得的铝合金绞合线，和
通过将所述铝合金绞合线压缩成形获得的压缩线材；和
在所述导体的外周上的绝缘包覆层。
9.一种线束，包含：
根据权利要求8所述的包覆电线，和
安装在所述包覆电线的末端部分的端子部。
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