CN115141961A - 铝合金线材 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种铝合金线材，抑制铝合金线材的再结晶，提高耐热性。一种铝合金线材，其为由铝合金构成的线材，铝合金含有0.2～1.0质量％的Zr和0.1～1.0质量％的Co，余量由铝和不可避免的杂质构成，室温下的拉伸强度为170MPa以上，伸长率为10％以上，在250℃的温度条件下以10‑5/sec的应变速度进行拉伸变形时的应力为40MPa以上。

Description

铝合金线材
技术领域
本发明涉及铝合金线材。
背景技术
为了提高导电率，用于导体的铝合金有将合金元素的添加量抑制在最小限度的倾向。因此，为了提高材料强度，除了合金化以外，通常还使用基于导入加工应变的加工硬化。作为导入加工应变的课题，有室温下的延展性的降低。若铝合金成为高温，则由再结晶引起的强度降低和蠕变变形变得显著，难以防止连接端子部的应力缓和。该应力缓和可能成为铝合金线材的电阻增加的原因。
为了改善铝合金线材在室温下的延展性，考虑在铝合金中添加Zr。
专利文献1中记载了对Al-Zr-Fe-Si系的铝合金材料进行铸造、加工后进行时效热处理。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭57-39164号公报
发明内容
发明所要解决的课题
作为强化元素的Zr在时效热处理时容易通过晶界扩散，容易形成晶界粗大析出相。但是，由不含Zr的纯铝或固溶强化铝合金构成的导线即使通过加工强化来提高强度，在120℃以上时也由于再结晶而强度降低，产生蠕变变形，因此存在不能保持耐热性的问题。
本发明的目的在于，抑制铝合金线材的再结晶，提高耐热性。
用于解决课题的方法
如果简单地说明在本申请中公开的实施方式中的代表性实施方式的概要，则如下所述。
作为一个实施方式的铝合金线材是由铝合金构成的线材，所述铝合金含有0.2～1.0质量％的Zr和0.1～1.0质量％的Co，并任选地含有Fe：0.02～0.15质量％、Si：0.02～0.15质量％、Mg：0～0.2质量％、Ti：0～0.10质量％、B：0～0.03质量％、Cu：0～1.00质量％、Ag：0～0.50质量％、Au：0～0.50质量％、Mn：0～1.00质量％、Cr：0～1.00质量％、Hf：0～0.50质量％、V：0～0.50质量％、Sc：0～0.50质量％，余量由铝和不可避免的杂质构成，室温下的拉伸强度为170MPa以上，伸长率为10％以上，在250℃的温度条件下以应变速度10-5/sec进行拉伸变形时的应力为40MPa以上。
发明效果
根据本申请中公开的一个实施方式，能够抑制铝合金线材的再结晶，提高耐热性。
具体实施方式
以下，对实施方式进行详细说明。
本发明人等为了解决上述课题，对适当变更合金元素的种类、制造条件等时的各特性的变化进行了研究。其结果发现，可以使用Co或Ni和Zr作为合金元素。另外发现，通过在规定铝合金线材的应变速度的基础上，将高温下的拉伸强度作为评价对象，能够抑制铝合金线材的再结晶，提高耐热性。本发明是基于该见解而完成的。
(实施方式)
以下，对本发明的一个实施方式进行说明。需要说明的是，本说明书中使用“～”表示的数值范围是指包含“～”前后记载的数值作为下限值和上限值的范围。
<铝合金线材>
以下，对于本发明的一个实施方式涉及的铝合金线材，以主要使用Co和Zr作为合金元素的情况为例进行说明。
<化学组成>
首先，对构成铝合金线材(以下，也简称为合金线材)的铝合金(以下，也简称为合金)的化学组成进行说明。
合金的化学组成由Co：0.1～1.0质量％、Zr：0.2～1.0质量％、Fe：0.02～0.15质量％、Si：0.02～0.15质量％、Mg：0～0.2质量％、Ti：0～0.10质量％、B：0～0.03质量％、Cu：0～1.00质量％、Ag：0～0.50质量％、Au：0～0.50质量％、Mn：0～1.00质量％、Cr：0～1.00质量％、Hf：0～0.50质量％、V：0～0.50质量％、Sc：0～0.50质量％、余量：Al和不可避免的杂质构成。
关于Co，如后所述，在合金线材的制造过程(铸造时)中，其大部分与Al反应而形成结晶物(Al-Co化合物)，在最终得到的合金线材中作为化合物相存在。Al-Co化合物实际上以吸收了铝合金中不可避免地存在的Fe的Al-Co-Fe化合物的形式存在。Al-Co-Fe化合物有助于合金的Al再结晶晶粒的微细化，并且使合金线材的伸长率提高。Co有可能使合金的导电率降低，但通过使Co的含量为0.1质量％～1.0质量％，能够得到在合金线材中抑制由Co引起的导电率的降低，并且以高水平且均衡地具有由Co带来的强度、伸长率、耐热性的效果。Co的含量优选为0.2质量％～1.0质量％，更优选为0.3质量％～0.8质量％。
在此，对以上述的比例添加Co的情况进行说明，但如后述那样，在代替Co而添加等量的Ni或Fe的情况下，也能够得到与以上述比例添加Co的情况同样的效果。
关于Zr，如后所述，在铸造后的铸锭(铸造材料)中主要以固溶状态存在，但在时效热处理后的合金线材中作为Al-Zr化合物析出。Al-Zr化合物主要有助于提高合金线材的耐热性。Zr的含量过多时，有可能在合金线材的制造过程中使合金的延展性降低，妨碍合金线材的细径化。关于这一点，通过将Zr的含量设为0.2质量％～1.0质量％，能够较高地维持合金的延展性，并且在合金线材中得到所期望的耐热性。Zr的含量更优选为0.3质量％～0.6质量％。
Fe是来自铝原料而不可避免地被引入的成分。Fe有助于提高合金的强度。Fe在铸造时作为FeAl3结晶析出的情况下，或者在时效热处理中作为FeAl3析出的情况下，有可能使合金的延展性降低，在制造时妨碍合金线材的细径化。在本实施方式中，通过配合Co，在使Al-Co化合物结晶析出时吸收Fe，从而形成Al-Co-Fe化合物。由此，通过使Fe成为Al-Co-Fe化合物，抑制了FeAl3的形成。作为其结果，能够抑制合金的延展性的降低，并且提高合金的强度。从被Al-Co化合物吸收的观点出发，Fe的含量可以设为Co的含量以下，设为0.02质量％～0.15质量％。由此，能够使合金线材细径化，并且得到高强度。Fe的含量优选为0.04质量％～0.15质量％。需要说明的是，Fe可以以成为规定的含量的方式添加。
Si与Fe同样，是来自铝原料而不可避免地被引入的成分。Si在合金的Al晶粒中固溶，或与Fe一起析出，从而有助于合金的强度的提高。Si与Fe同样有可能使合金的伸长率降低、妨碍合金线材的细径化，但通过使Si的含量为0.02质量％～0.15质量％，能够抑制合金的伸长率的降低，并且提高强度。Si的含量优选为0.04质量％～0.12质量％。需要说明的是，Si可以以成为规定的含量的方式添加。
在本实施方式的合金中，Ti置换时效热处理后合金线材中形成的Al-Zr化合物的Zr原子的一部分，作为Al-Zr-Ti化合物析出。Al-Zr-Ti化合物具有与Al-Zr化合物相同的晶体结构，主要有助于合金线材的耐热性的提高。Ti与Zr相同，若含量过多，则有可能在合金线材的制造过程中使合金的延展性降低，妨碍合金线材的细径化。关于这一点，通过将Ti的含量设为0质量％～0.1质量％，能够较高地维持合金的延展性，并且在合金线材中得到所期望的耐热性。
Mg、B、Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Hf、V和Sc是来自铝原料而被引入或根据需要适当添加的任选成分。在此，任选成分表示可以含有也可以不含有的成分。各合金元素在合金线材中抑制Al相的晶粒的粗大化，有助于其强度的提高。其中，Cu、Ag和Au在晶界析出，还能够提高晶界强度。通过将各合金元素的含量分别设为上述范围，能够抑制合金的伸长率的降低，并且能够得到由各合金元素带来的效果。
上述成分以外的余量为Al和不可避免的杂质。在此，不可避免的杂质是在合金线材的制造工序上不可避免地混入的物质，表示不影响合金线材的特性的程度的较少含量的物质。作为不可避免的杂质，例如可举出Ga、Zn、Bi、Pb等。
从合金线材的导电率的观点出发，Al的含量优选为97质量％以上，更优选为98质量％以上，进一步优选为98.4质量％以上。
<金属组织>
接着，对铝合金的金属组织进行说明。
本实施方式的铝合金线材具有包含Al晶粒、Al-Co-Fe化合物和Al-Zr化合物的金属组织。在金属组织中，Al-Co-Fe化合物和Al-Zr化合物分散存在于晶界。
Al-Co-Fe化合物是在铸造铝合金时通过冷却使熔液凝固的阶段或者在凝固后使高温的铸造材料冷却至室温附近的阶段形成的结晶相。即，Al-Co-Fe化合物是在铸造材料的阶段在铝合金中形成的结晶物。
Al-Zr化合物是在通过时效热处理在将冷却至室温的铸造材料在熔点以下的高温气氛下加热保持的阶段形成的析出相。具体而言，是在铸造材料的Al相中固溶的金属元素通过时效热处理在Al相中扩散并凝聚而初次形成的析出物。即，析出物在铸造材料的阶段不存在于Al合金中，而在时效热处理后的合金线材的阶段存在。
Al-Zr化合物的大小分布在1nm以上且数百nm以下的范围内，但优选具有1nm以上且100nm以下的大小的微细的析出物的比例多于不包含在1nm以上且100nm以下的大小的范围内的析出物的比例。通过将由Al-Zr化合物构成的析出物的大小减小至1nm以上且100nm以下，即使在减少合金元素的含量的情况下，也能够增加析出物的个数，能够均衡地得到由析出物带来的效果。另外，由于能够较高地维持合金的延展性，因此能够在拉丝工序中提高加工度，能够使合金线材进一步细径化。
Al-Co-Fe化合物的大小优选为20nm以上且1μm(1000nm)以下。Al-Co-Fe化合物例如能够通过充分确保时效时间而增大。化合物过小时，有时合金线材的延展性会降低。关于这一点，通过使大小为20nm以上，能够提高延展性。另一方面，在化合物变得过大的情况下，容易引起时效热处理阶段中的再结晶，晶粒尺寸粗大化，从而有时合金线材的强度会变低。从得到高强度的观点出发，化合物的大小优选为1μm以下。需要说明的是，Co原子在Al组织中以比Zr原子更高的速度扩散，因此Al-Co-Fe化合物的大小变得比Al-Zr化合物大。如后所述，Al-Co-Fe化合物的作用在于，在时效热处理的初期阶段抑制再结晶晶粒的生长。因此，在时效热处理结束后的金属组织中，Al-Co-Fe化合物也可以比Al-Zr化合物大。
另外，化合物的形状没有特别限定，Al-Co-Fe化合物优选为球形状或旋转椭圆体形状。Al-Zr化合物优选为球形，但也可以为不定形状。另外，旋转椭圆体形状表示在与线材的长度方向垂直的方向上为圆形状、在与线材的长度方向平行的方向上为椭圆形状的形状。
(铝合金线材的特性)
本实施方式的铝合金线材由具有上述化学组成和金属组织的铝合金形成。具体而言，合金线材在室温下的拉伸强度为170MPa以上，伸长率为10％以上。另外，在200℃的温度条件下以应变速度10-5/sec进行拉伸变形时的应力为60MPa以上。另外，在250℃的温度条件下以应变速度10-5/sec进行拉伸变形时的应力为40MPa以上。另外，具有55％IACS以上的导电率。
从挠性的观点出发，合金线材的线径优选为1mm以下，更优选为0.3mm～1mm。
<铝合金线材的制造方法>
接着，对上述的铝合金线材的制造方法进行说明。本实施方式的铝合金线材可以通过依次进行熔液的准备工序、铸造工序、成型工序、拉丝工序和时效热处理工序的各工序来制造。以下，对各工序进行详述。
<准备工序>
首先，准备用于形成铝合金线材的熔液。在本实施方式中，以熔液成为上述的化学组成的方式混合Al原料、Co原料和Zr原料、根据需要的其他的合金原料。然后，将这些原料投入例如熔化炉中，用燃烧器等进行加热，由此进行熔化。原料的混合方法、熔化方法没有特别限定，可以通过以往公知的方法进行。在此，说明对于Al原料添加Zr原料和Co原料的情况，但也可以添加Ni、Fe或Ti原料来代替Co原料。
所得到的熔液被移送到储存槽(所谓的中间包)并储存。储存槽具备浇注喷嘴，能够使熔液从储存槽流出。
<铸造工序>
接着，使熔液从储存槽经由浇注喷嘴流出，注入铸模。作为铸模，例如能够使用能够进行带轮式的连续铸造的连续铸造机。连续铸造机例如具备在外周面设置有槽的圆筒状的轮和带，并构成为将该带挂在轮的外周面的一部分上。利用连续铸造机，向形成于轮与带之间的空间(槽部分)浇注熔液，通过冷却使其凝固，由此能够连续地形成铸造材料。
在本实施方式中，将熔液的温度(铸造温度)设为800℃或850℃。在熔液的温度(铸造温度)为800℃的情况下，利用铸模比较缓慢地进行冷却。与此相对，在将熔液的温度(铸造温度)较高地设定为850℃以上的情况下，利用铸模将该熔液急速冷却。由此，在抑制Zr的结晶的同时使Co结晶而形成铸造材料。以下，对这一点进行详述。
首先，在对熔液进行急冷却的情况下，如下所述，能够使Co结晶而抑制Zr的结晶(保持使Zr固溶的状态)。
根据本发明人等的研究，在铸造材料中，若Zr与Fe形成结晶物，则铸造材料的延展性降低，有时难以对铸造材料进行拉丝加工。与此相对，Co即使形成与Fe的结晶物，也不对铸造材料的延展性造成什么影响。因此，在铸造材料中，优选不使Zr结晶而保持固溶的状态，另一方面，使Co结晶。但是，若冷却熔液，则Zr也与Co一起少量结晶，因此难以仅选择性地使Zr固溶。
关于这一点，本发明人等着眼于在冷却熔液时Co比Zr容易结晶(析出)，即Co比Zr结晶速度(析出速度)大。该结晶速度的差异起因于铝固相中的扩散速度不同。
具体而言，Al固相中的Co的扩散速度为与Al的自扩散速度同等或更大。而且，Co在热平衡状态下对Al相的固溶度最大小于0.05％，非常小。因此，Co即使在刚从熔液铸造、凝固后，也容易在Al组织中凝聚而结晶。通过结晶，Co的大部分在铸造后的铸锭(铸造材料)的阶段，在Al组织中作为化合物而结晶。需要说明的是，在刚凝固后的Al相中，除了结晶出的化合物以外，还存在固溶的Co原子。在刚凝固后，比热平衡的固溶度多的过饱和的Co原子在Al相中固溶。但是，Co原子在Al相中高速扩散，由此过饱和地固溶的Co原子在比较短的时间内凝聚，形成化合物相。作为结果，在铸造、凝固后直至铸造材料冷却至室温为止，所添加的Co原子的大部分以与Al的化合物相的形式存在，固溶于Al相中的Co原子停留在接近热平衡浓度的小于0.1％的少量。
另一方面，Al相中的Zr的扩散速度显著小于Al的自扩散速度，与Co相比，Al组织中的析出速度变小。而且，Zr在热平衡状态下对Al相的最大固溶度为0.3～0.4％左右，比Co大数倍。因此，Zr在铸造后的铸造材料的阶段难以结晶，其大部分在Al组织中以过饱和固溶的状态存在。另外，Zr与Co相比扩散显著慢，因此即使在将铸造后的铸造材料在室温下长时间保管的情况下，仍维持过饱和固溶状态。过饱和固溶状态的Zr可以通过时效热处理，例如在300℃以上的温度下加热而析出。
由此，本发明人等认为，如果在Zr开始结晶之前使熔液凝固，则能够成为Zr保持固溶的状态，因而对使熔液冷却的速度进行了研究。其结果发现，使熔液冷却的速度越大，在得到的铸造材料中，使Co的大部分以Al-Co-Fe化合物的形式结晶，并且能够抑制Zr的结晶而维持Zr固溶的状态。通过使Zr固溶，能够抑制Zr的结晶所导致的铸造材料的延展性的降低。即，根据Zr的结晶少的铸造材料，与Zr结晶的铸造材料相比，即使以高加工度进行拉丝也能够抑制断线，能够制造线径细的合金线材。
而且，通过将熔液的温度设为850℃以上，能够提高Zr向Al的固溶极限。由此，即使在将Zr的含量增多至例如0.5质量％～1.0质量％的情况下，也能够不使Zr结晶而成为固溶的状态。需要说明的是，熔液的温度的上限值只要能够使Zr固溶就没有特别限定，例如可以设为900℃以下，优选设为870℃以下。
铸造工序中得到的铸造材料的金属组织主要由被大倾角晶界包围的Al晶粒构成，在该晶界，Co与Fe形成Al-Co-Fe化合物而结晶的情况较多。通过Al-Co-Fe化合物的形成，在Al相中，成为导电率降低的主要原因的固溶状态的Fe变少，另外，成为伸长率降低的主要原因的析出物(FeAl3)也减少。需要说明的是，Zr为未结晶而固溶于Al相、晶界的状态。
需要说明的是，Al-Co-Fe化合物不会如FeAl3化合物那样使Al合金的延展性降低，因此不会妨碍合金线材的细径化。需要说明的是，Al-Co-Fe化合物为至少包含Al、Co、Fe的化合物，也可以包含其他金属元素。另外，Al-Co-Fe化合物在铸造后的铸锭中成为细长的形状。
另外，在铸造工序中，从储存槽的浇注喷嘴流出的熔液在注入铸模之前的期间，温度会降低，有时固溶于Al的Zr开始结晶。因此，从抑制Zr在从储存槽到铸模之间结晶的观点出发，优选对注入的熔液进行加热，优选将其温度维持在800℃以上，更优选维持在850℃以上。由此，能够更可靠地抑制熔液的浇注时的温度降低，能够提高合金线材的各特性。
作为对从浇注喷嘴流出的熔液进行加热的方法，没有特别限定，可以在浇注喷嘴与铸模之间使用公知的加热单元，例如燃烧器、电波加热装置、高频加热装置等。可以将这些加热单元设置在浇注嘴与铸模之间，从而能够对从浇注嘴流下的熔液进行加热。
在铸造工序中，从在使Zr固溶的状态下使熔液凝固的观点出发，优选将冷却速度设为8℃/sec以上，更优选设为20℃/sec以上，例如可以设为40℃/sec。上限没有特别限定，可以设为200℃/sec以下。从更可靠地实现这样的冷却速度的观点出发，与双辊式相比，可以使用普罗佩尔齐(PROPERZI)式的连续铸造机。
需要说明的是，冷却速度可以通过适当变更铸模的厚度来调整。例如，可以通过增厚铸模来提高铸模的截面积相对于铸模的空间的截面积(铸造材料的截面积)的比率，从而提高散热效率。另外，冷却速度是指将熔液注入铸模时的熔液的温度(例如850℃)与注入铸模中的熔液凝固的温度之差除以熔液注入铸模后至凝固为止的时间而得到的值。
<成型工序>
接着，根据需要，为了容易对铸造材料进行拉丝而将铸造材料成型为棒状(所谓的粗轧线)。在此，例如以线径成为5mm～50mm的方式对铸造材料实施塑性加工。作为塑性加工，例如可以进行轧制加工、模锻加工、拉拔加工等以往公知的方法。
<拉丝工序>
接着，对棒状的铸造材料实施冷拉丝加工，加工成规定线径的拉丝材料。作为拉丝加工，例如可以通过使用模具的拉拔拉丝加工等以往公知的方法进行。需要说明的是，加工度是铸造材料的截面积与拉丝材料的截面积之差相对于铸造材料的截面积的比率，表示拉丝工序中的断面收缩率。
在拉丝工序中得到的拉丝材料的金属组织中，Al晶粒通过拉丝加工在拉丝方向上被拉伸，导入加工应变。另外，在铸造材料中结晶出的Al-Co-Fe化合物通过拉丝加工被细细地粉碎，从而微细且致密地分散在拉丝材料的金属组织中。
在本实施方式中，通过抑制Zr的结晶，铸造材料具有高延展性，因此能够提高拉丝加工的加工度。从将Al-Co-Fe化合物粉碎得更细、使其更微细地分散于拉丝材料中的观点出发，优选以截面积为0.01倍以下的方式对铸造材料进行拉丝，使拉丝材料的线径为2.0mm以下。通过设为这样的加工度，容易将拉丝结束后的Al-Co-Fe化合物的大小控制为20nm～1μm。另外，在后述的时效热处理工序中Zr析出时，Al-Zr化合物的大小也容易控制在1nm～100nm。而且，在最终的合金线材中，能够使析出物进一步分散而析出。
需要说明的是，在本实施方式中，铸造材料具有高延展性，因此可以省略用于缓和拉丝时的加工应变的退火处理(所谓的中间退火处理)。由此，能够进一步抑制Al晶粒的再结晶导致的粗大化。
<时效热处理工序>
接着，对拉丝材料实施时效热处理，得到本实施方式的合金线材。
在时效热处理中，使固溶于Al相的Zr作为Al-Zr化合物析出，并且使导入到拉丝材料的金属组织中的加工应变缓和。在本实施方式中，通过使Co的化合物微细地分散于拉丝材料中，能够抑制Al的再结晶，并且通过Al结晶的回复，能够缓和加工应变。
在本实施方式中，将时效热处理分成2次进行。换言之，时效热处理包括2次热处理工序(第一热处理和第二热处理)。在第一热处理中，将拉丝材料在200℃加热1～10小时。在之后进行的第二热处理中，将拉丝材料在300℃～350℃下加热20小时以上。这些热处理在大气压下进行。另外，这些热处理在大气或Ar气等非活性气氛中进行。在此，在第一热处理与第二热处理之间使拉丝材料降低至室温，但也可以不使拉丝材料降低至室温而连续地进行第一热处理和第二热处理。
在第一热处理的200℃的加热保持的阶段，有些加工应变会消失，与之相伴，会形成亚晶粒。固溶的Zr原子虽然扩散非常慢，但由于通过亚晶粒的高速扩散而聚合，在该阶段也会形成微细的Al-Zr化合物。另外，推测在亚晶粒内的基体的区域中，也由于短距离的Zr原子的移动而发生Al-Zr化合物的核形成。通过实施比较低温的第一热处理，能够在Al合金内部预先形成多个Al-Zr化合物的微细的粒子。
通过将后续的第二热处理的温度设为300℃以上，能够使在第一热处理阶段形成的亚晶界生长，因此能够提高合金线材的延展性。而且，由于容易使Al-Zr化合物析出，因此能够在将合金线材的导电率维持得较高的同时提高强度。另一方面，通过将温度设为350℃以下，能够抑制再结晶，维持亚晶界而不使其消失，因此能够较高地维持合金线材的强度。
另外，在第二热处理中加热拉丝材料的时间(处理时间)优选设为20小时～100小时。通过设为20小时～100小时，能够在将制造成本维持得较低的同时，使Al-Zr化合物充分析出，提高合金线材的导电率，并且提高强度。
如上所述，例如与在时效热处理中不进行上述第一热处理的情况相比，通过分2个阶段进行时效热处理，能够使更多的微细的Al-Zr析出相分散在合金线材的晶粒内，由此能够提高合金线材的强度。
<本实施方式的效果>
根据本实施方式，起到以下所示的1个或多个效果。
作为评价铝合金线材的特性的试验，考虑在室温下测定铝合金线材的拉伸强度。但是，在这样的评价方法中，无法检测由在高温条件下在铝合金线材产生的蠕变变形所导致的拉伸强度的降低，无法确保铝合金线材的可靠性。在连接端子部所使用的铝合金线材中，在高温的条件下引起应力缓和，其结果是，会增大铝合金线材的电阻。
与此相对，本实施方式的铝合金线材是包含0.3～0.6质量％的Zr和1.0质量％以下的Co、Ni、Fe或Ti的直径0.1mm以下的线材。另外，该铝合金线材在室温下的拉伸强度为170MPa以上，伸长率为10％以上。另外，在200℃的温度条件下以应变速度10-5/sec进行拉伸变形时的应力为60MPa以上。另外，在250℃的温度条件下以应变速度10-5/sec进行拉伸变形时的应力为40MPa以上。另外，具有55％IACS以上的导电率。
这样，即使在200℃以上和250℃以上这样的高温条件下也保持规定的拉伸强度。高温条件下的拉伸强度高表示在合金线材中难以发生应力缓和。因此，在由铝合金线材构成的连接端子部中，能够防止发生端子的松动。即，能够防止由应力缓和引起的电阻的增加。作为得到这样的效果的理由，可举出铝合金线材具有上述组成以及将时效热处理分为2个阶段进行。在此，通过分2个阶段进行时效热处理，微细的Al-Zr析出相使高温变形时形成的亚晶粒组织稳定化。由此，能够得到高的抗蠕变变形特性。因此，能够提高铝合金线材的耐热性。
另外，通过将熔融铜的冷却速度设定得较高，能够使添加元素大量固溶，能够提高铝合金线材的拉伸强度。例如，在熔液的铸造时，优选将冷却速度设为20℃/sec以上。通过在这样的条件下将熔液骤冷，能够更可靠地抑制Zr的结晶，并且使Co更微细地分散而结晶。由此，能够以更高的水准取得各特性的平衡。
在上述的实施方式中，对使用Co和Zr作为合金元素的合金线材进行了说明，但本发明并不限定于此，能够使用Ni来代替Co。
合金的化学组成具有由Ni：0.1～1.0质量％、Zr：0.2～1.0质量％、Fe：0.02～0.15质量％、Si：0.02～0.15质量％、Mg：0～0.2质量％、Ti：0～0.10质量％、B：0～0.03质量％、Cu：0～1.00质量％、Ag：0～0.50质量％、Au：0～0.50质量％、Mn：0～1.00质量％、Cr：0～1.00质量％、Hf：0～0.50质量％、V：0～0.50质量％、Sc：0～0.50质量％、余量：Al和不可避免的杂质构成的化学组成。
Ni在合金线材的制造过程(铸造时)中，其大部分与Al反应而形成结晶物(Al-Ni化合物)，在最终得到的合金线材中作为化合物相存在。Al-Ni化合物实际上以吸收了铝合金中不可避免地存在的Fe的Al-Ni-Fe化合物的形式存在。Al-Ni-Fe化合物有助于合金的Al再结晶晶粒的微细化，并且使合金线材的伸长率提高。Ni有可能使合金的导电率降低，但通过使Ni的含量为0.1质量％～1.0质量％，能够得到在合金线材中抑制由Ni引起的导电率的降低且高水准均衡地具有由Ni带来的强度、伸长率、耐热性的效果。Ni的含量优选为0.2质量％～1.0质量％，更优选为0.3质量％～0.8质量％。在使用Ni制造合金线材的情况下，可以与Co同样地制造。另外，得到的合金线材具有与使用Co的合金线材同样的金属组织，具有上述的特性。
(实施例)
接着，基于实施例，使用表1对本发明进行更详细的说明，但本发明并不限定于这些实施例。
[表1]
Figure BDA0003571075280000131
<合金线材的制作>
(实施例1)
在实施例1中，以Co、Zr成为表1所示的组成的方式配合纯度99.7％的铝、Co和Zr，在氩气氛中使用高频熔解炉进行熔解。将得到的熔液的温度调整为800℃后，将熔液注入铜制水冷铸模(内径：
Figure BDA0003571075280000141
)中进行铸造，由此得到具有规定的化学组成的铸造材料。在本实施例中，以能够对注入的熔液进行加热的方式设置燃烧器，将注入的熔液的温度维持在800℃以上。另外，熔液的冷却速度为8℃/sec(秒)。铸造材料的尺寸为外径
Figure BDA0003571075280000142
长度150mm的圆柱形。通过模锻加工将该铸造材料制成
Figure BDA0003571075280000143
的粗轧线后，通过反复进行利用模具的拉拔的拉丝加工，细线化至
Figure BDA0003571075280000144
在利用模具的拉丝加工中不实施中间热处理。对得到的
Figure BDA0003571075280000145
的线材进行2个阶段的时效热处理，制作实施例1的合金线材。在该时效热处理中，在第一热处理中，将线材在200℃的盐浴中保持5小时，之后，在第二热处理中，将线材在350℃的盐浴中保持24小时。
(实施例2)
在实施例2中，以成为表1所示的组成的方式分别变更Co和Zr的添加量，进而添加Ti，除此以外，与实施例1同样地制作合金线材。
(实施例3)
在实施例3中，以成为表1所示的组成的方式变更Zr的添加量，代替Co而添加Ni、Ti，将铸造时的熔液的温度设为850℃，将冷却速度设为40℃/sec(秒)，除此以外，与实施例1同样地制作合金线材。
(实施例4)
在实施例4中，以成为表1所示的组成的方式分别变更Co和Zr的添加量，将铸造时的熔液的温度设为850℃，将冷却速度设为40℃/sec(秒)，除此以外，与实施例1同样地制作合金线材。
(比较例1～4)
比较例1～4中，时效热处理不是2个阶段，而是仅进行1次(将线材在350℃的盐浴中保持24小时)，除此以外，与实施例1～4分别同样地制作合金线材。
(比较例5)
在比较例5中，除了不添加Co且变更Zr的添加量以外，与实施例1同样地制作合金线材。
(比较例6)
比较例6中，时效热处理不是2个阶段，而是仅进行1次(将线材在350℃的盐浴中保持24小时)，除此以外，与比较例5同样地制作合金线材。
(评价方法)
对于制作的合金线材，通过以下的方法对拉伸强度、伸长率和导电率进行评价。
<拉伸强度和伸长率>
合金线材的拉伸强度和伸长率通过合金线材的拉伸试验(基于JIS Z 2241的试验方法(试验速度：20mm/分钟))进行测定。测定强度的测力传感器使用岛津制的容量50N的类型。
在本实施例中，关于拉伸强度，测定室温(25±5℃)下的拉伸强度、200℃下的拉伸强度和250℃下的拉伸强度。试验前的评分间距离均为100mm，200℃下的拉伸强度和250℃下的拉伸强度各自的测定是测定以应变速度10-5/sec进行拉伸变形时的应力。在200℃、250℃的测定时，将作为试验片的直径0.45mm的线材的两端固定于握持夹具，以对试验片施加不超过0.5N的张力的方式，一边调整试验机的十字头位置一边在恒温槽内进行加热。为了在达到目标温度后使温度稳定化，在进行2h以上的保持后实施拉伸试验。试验温度是通过在线材的握持夹具上安装热电偶来测定的。
在本实施例中，如果室温拉伸强度为170MPa以上、200℃下的拉伸强度为60MPa以上且250℃下的拉伸强度为40MPa以上，则评价为具有高强度。另外，如果室温下的伸长率为10％以上，则评价为具有高伸长率。
<导电率>
关于合金线材的导电率，通过直流四端子法，测定所制作的合金线材在20℃的电阻，算出导电率。在本实施例中，如果导电率为55％IACS以上，则评价为具有高导电率。
<评价结果>
对实施例1～4的合金线材测定各特性，结果如表1所示，均确认到室温拉伸强度均为170MPa以上、200℃下的拉伸强度为60MPa以上、250℃下的拉伸强度均为40MPa以上、伸长率均为10％以上、导电率均为55％IACS以上，为合格(○)。
另一方面，在比较例1～6的合金线材中，如表1所示，这些条件均不满足。
对实施例与比较例的评价结果的差异进行了研究，结果确认到特性的差异起因于合金线材的金属组织。
由以上可知，在铝的熔液中添加Co、Ti或Ni和Zr作为合金元素，对由该熔液铸造的合金线材进行2个阶段的时效热处理，由此制作铝合金线材，由此能够得到高水平且均衡地具有强度、伸长率、导电率且可靠性高的铝合金线材。
以上，基于实施方式具体地说明了由本发明人等完成的发明，但本发明并不限定于上述实施方式，当然能够在不脱离其主旨的范围内进行各种变更。
此外，以下记载实施方式所记载的内容的一部分。
附记1：一种铝合金线材的制造方法，包括：
(a)向铸模注入铝的熔液而铸造铸造材料的工序，
(b)对所述铸造材料进行轧制而形成铜粗轧线的工序，
(c)对所述铜粗轧线进行拉丝而形成铝合金线材的工序，
(d)对所述铝合金线材进行第一热处理，之后，以比所述第一热处理高的温度进行第二热处理的工序，
所述铝合金线材含有0.2～1.0质量％的Zr和0.1～1.0质量％的Co，或者，含有0.2～1.0质量％的Zr和0.1～1.0质量％的Ni，并任选地含有Fe：0.02～0.15质量％、Si：0.02～0.15质量％、Mg：0～0.2质量％、Ti：0～0.10质量％、B：0～0.03质量％、Cu：0～1.00质量％、Ag：0～0.50质量％、Au：0～0.50质量％、Mn：0～1.00质量％、Cr：0～1.00质量％、Hf：0～0.50质量％、V：0～0.50质量％、Sc：0～0.50质量％，余量由铝和不可避免的杂质构成，
室温下的拉伸强度为170MPa以上，
伸长率为10％以上，
在250℃的温度条件下以10-5/sec的应变速度进行拉伸变形时的应力为40MPa以上。
附记2：在附记1的铝合金线材的制造方法中，
在所述(a)工序中，通过以40℃/sec以上的速度冷却熔液来铸造铸造材料。
附记3：在附记1或2的铝合金线材的制造方法中，
在所述(d)工序中，第二热处理的处理时间比第一热处理的处理时间长。

Claims (4)

1.一种铝合金线材，其为由铝合金构成的线材，
所述铝合金含有0.2～1.0质量％的Zr和0.1～1.0质量％的Co，并任选地含有Fe：0.02～0.15质量％、Si：0.02～0.15质量％、Mg：0～0.2质量％、Ti：0～0.10质量％、B：0～0.03质量％、Cu：0～1.00质量％、Ag：0～0.50质量％、Au：0～0.50质量％、Mn：0～1.00质量％、Cr：0～1.00质量％、Hf：0～0.50质量％、V：0～0.50质量％、Sc：0～0.50质量％，余量由铝和不可避免的杂质构成，
室温下的拉伸强度为170MPa以上，
伸长率为10％以上，
在250℃的温度条件下以10-5/sec的应变速度进行拉伸变形时的应力为40MPa以上。
2.一种铝合金线材，其为由铝合金构成的线材，
所述铝合金含有0.2～1.0质量％的Zr和0.1～1.0质量％的Ni，并任选地含有Fe：0.02～0.15质量％、Si：0.02～0.15质量％、Mg：0～0.2质量％、Ti：0～0.10质量％、B：0～0.03质量％、Cu：0～1.00质量％、Ag：0～0.50质量％、Au：0～0.50质量％、Mn：0～1.00质量％、Cr：0～1.00质量％、Hf：0～0.50质量％、V：0～0.50质量％、Sc：0～0.50质量％，余量由铝和不可避免的杂质构成，
室温下的拉伸强度为170MPa以上，
伸长率为10％以上，
在250℃的温度条件下以10-5/sec的应变速度进行拉伸变形时的应力为40MPa以上。
3.根据权利要求1或2所述的铝合金线材，其中，
所述铝合金还含有0.02～0.15质量％的Fe和0～0.10质量％的Ti。
4.根据权利要求1～3中任1项所述的铝合金线材，其中，
室温下的导电率为55％IACS以上。
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