JP6356365B2 - アルミニウム合金材並びにこれを用いた導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品および構造用部品 - Google Patents

Description

本発明は、高強度のアルミニウム合金材に関する。このようなアルミニウム合金材は、幅広い用途（例えば、導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品および構造用部品）に用いられる。

近年、金属部材の形状の多様化に伴い、金属の粉末を電子ビームやレーザ等で焼結させて、所望の形状に三次元の構造体を造形する技術が広く検討されている。しかし、このような技術では、金属の粉末を使用するが、金属粉末を微細化しすぎると爆発し易くなる等の問題がある。

そのため最近では、金属製の細線を編む、織る、結ぶ、繋げる、接続する等の手法により、三次元の構造物を造形する技術が開発されている。このような手法は、例えばＷｉｒｅ−Ｗｏｖｅｎ Ｃｅｌｌｕｌａｒ Ｍａｔｅｒｉａｌｓとして検討が進められており、電池用の部品や、ヒートシンク、衝撃吸収部材等への応用が期待されている。

また、上記のような金属製の細線としては、鉄系や銅系の線材が広く用いられてきたが、最近では、鉄系や銅系の金属材料に比べて、比重が小さく、さらに熱膨張係数が大きい他、電気や熱の伝導性も比較的良好で、耐食性に優れ、特に弾性係数が小さく、しなやかに弾性変形するアルミニウム系材料への代替が検討されている。

しかし、純アルミニウム材は、鉄系や銅系の金属材料に比べて強度が低いという問題があった。また、比較的高強度なアルミニウム系合金材である、２０００系や７０００系のアルミニウム合金材は、耐食性や耐応力腐食割れ性に劣る等の問題があった。

そのため、最近では、ＭｇとＳｉを含有し、電気や熱の伝導性および耐食性に優れる６０００系のアルミニウム合金材が広く用いられている。しかし、このような６０００系アルミニウム合金材は、アルミニウム系合金材の中では強度が高い方ではあるが、十分でなく、更なる高強度化が望まれている。

一方、アルミニウム合金材の高強度化の方法としては、非晶質相を備えたアルミニウム合金素材の結晶化による方法（特許文献１）や、ＥＣＡＰ法による微細結晶粒形成方法（特許文献２）、室温以下の温度で冷間加工を施すことによる微細結晶粒形成方法（特許文献３）、カーボンナノファイバーを分散させる方法（特許文献４）などが知られている。しかし、これらの方法は、いずれも製造されるアルミニウム合金材の大きさが小さく、工業的な実用化が難しかった。

また、特許文献５には、圧延温度の制御によって微細組織を有するＡｌ−Ｍｇ系合金を得る方法が開示されている。この方法は、工業量産性に優れるが、更なる高強度化が課題だった。

特開平５−３３１５８５号公報 特開平９−１３７２４４号公報 特開２００１−１３１７２１号公報 特開２０１０−１５９４４５号公報 特開２００３−０２７１７２号公報

本発明の目的は、鉄系や銅系の金属材料の代替となり得る、高強度のアルミニウム合金材並びにこれを用いた導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品および構造用部品を提供することにある。

本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、アルミニウム合金材が、所定の合金組成を有すると共に、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が２７０ｎｍ以下であることにより、耐熱性に優れ、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高強度のアルミニウム合金材が得られることを見出し、かかる知見に基づき本発明を完成させるに至った。

すなわち、本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
［１］ Ｍｇ：０．２〜１．８質量％、Ｓｉ：０．２〜２．０質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．５０質量％、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される少なくとも１種以上：合計で０．０６〜２質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、
結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、
前記一方向に平行な断面において、前記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が２７０ｎｍ以下である、アルミニウム合金材。
［２］ ビッカース硬さ（ＨＶ）が、１２５〜２５０である、上記［１］に記載のアルミニウム合金材。
［３］ 上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材を用いた導電部材。
［４］ 上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材を用いた電池用部材。
［５］ 上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材を用いた締結部品。
［６］ 上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材を用いたバネ用部品。
［７］ 上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材を用いた構造用部品。

本発明によれば、アルミニウム合金材が、所定の合金組成を有すると共に、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が２７０ｎｍ以下であることによって、耐熱性に優れ、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高強度のアルミニウム合金材並びにこれを用いた導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品および構造用部品が得られる。

図１は、本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を模式的に示す斜視図である。 図２は、純アルミニウムと、純銅および本発明にかかるアルミニウム合金材の、加工度と引張強度の関係を示すグラフである。 図３は、本実施例に係るアルミニウム合金材の加工方向Ｘに平行な断面について、金属組織の様子を示すＳＴＥＭ画像である。

以下、本発明のアルミニウム合金材の好ましい実施形態について、詳細に説明する。
本発明に従うアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．２〜１．８質量％、Ｓｉ：０．２〜２．０質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．５０質量％、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される少なくとも１種以上：合計で０．０６〜２質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有すると共に、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が２７０ｎｍ以下であることを特徴とする。

本明細書において、「結晶粒」とは方位差境界で囲まれた部分を指し、ここで「方位差境界」とは、走査透過電子顕微鏡法（ＳＴＥＭ）によって金属組織を観察した場合に、コントラストが不連続に変化する境界を指す。また、結晶粒の長手方向に垂直な寸法は、方位差境界の間隔に対応する。

また、本発明に係るアルミニウム合金材は、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有する。ここで、本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を概略的に示す斜視図を、図１に示す。図１に示されるように、本発明のアルミニウム合金材は、細長形状の結晶粒１０が一方向Ｘに揃って延在状態となった繊維状組織を有している。このような細長形状の結晶粒は、従来の微細な結晶粒や、単にアスペクト比が大きい扁平な結晶粒とは全く異なる。すなわち、本発明の結晶粒は、繊維のような細長い形状で、その長手方向Ｘに垂直な寸法ｔの平均値が２７０ｎｍ以下である。このような微細な結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織は、従来のアルミニウム合金にない新たな金属組織といえる。

本発明のアルミニウム合金材は、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が２７０ｎｍ以下となるように制御されているため、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高強度（例えば、引張強度４８０ＭＰａ以上、ビッカース硬さ（ＨＶ）１２５以上）を実現し得る。

また、結晶粒径を微細にすることは、強度を高める以外にも、粒界腐食を改善する作用、疲労特性を改善する作用、塑性加工した後の表面の肌荒れを低減する作用、せん断加工した際のダレやバリを低減する作用などに直結し、材料の機能を全般的に高める効果がある。

（１）合金組成
本発明のアルミニウム合金材の合金組成とその作用について示す。
＜Ｍｇ：０．２〜１．８質量％＞
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有すると共に、Ｓｉとの相乗効果によって引張強度を向上させる作用を持つ。また、溶質原子クラスターとしてＭｇ−Ｓｉクラスターを形成した場合は、引張強度や伸びを向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．２質量％未満だと、上記作用効果が不十分であり、また、Ｍｇ含有量が１．８質量％を超えると、晶出物が形成され、加工性（伸線加工性や曲げ加工性など）が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．２〜１．８質量％とし、好ましくは０．４〜１．０質量％である。

＜Ｓｉ：０．２〜２．０質量％＞
Ｓｉ（ケイ素）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有すると共に、Ｍｇとの相乗効果によって引張強度や耐屈曲疲労特性を向上させる作用を持つ。またＳｉは、溶質原子クラスターとしてＭｇ−Ｓｉクラスターや、Ｓｉ−Ｓｉクラスターを形成した場合に引張強度や伸びを向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２質量％未満だと、上記作用効果が不十分であり、また、Ｓｉ含有量が２．０質量％を超えると、晶出物が形成され、加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．２〜２．０質量％とし、好ましくは０．４〜１．０質量％である。

＜Ｆｅ：０．０１〜１．５０質量％＞
Ｆｅ（鉄）は、主にＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成することによって結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度を向上させる元素である。ここで、金属間化合物とは２種類以上の金属によって構成される化合物をいう。Ｆｅは、Ａｌ中に６５５℃で０．０５質量％しか固溶できず、室温では更に少ないため、Ａｌ中に固溶できない残りのＦｅは、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ系などの金属間化合物として晶出または析出する。これらのようにＦｅとＡｌとで主に構成される金属間化合物を本明細書ではＦｅ系化合物と呼ぶ。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度を向上させる。また、Ｆｅは、Ａｌ中に固溶したＦｅによっても引張強度を向上させる作用を有する。Ｆｅ含有量が０．０１質量％未満だと、これらの作用効果が不十分であり、また、Ｆｅ含有量が１．５０質量％超えだと、晶出物が多くなり、加工性が低下する。ここで、晶出物とは、合金の鋳造凝固時に生ずる金属間化合物をいう。したがって、Ｆｅ含有量は０．０１〜１．５０質量％とし、好ましくは０．０５〜０．８０質量％である。なお、鋳造時の冷却速度が遅い場合は、Ｆｅ系化合物の分散が疎となり、悪影響度が高まる。そのため、Ｆｅ含有量は、１．００質量％未満とすることがより好ましくは、さらに好ましくは０．６０質量％未満である。

＜Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される少なくとも１種以上：合計で０．０６〜２質量％＞
Ｃｕ（銅）、Ａｇ（銀）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｏ（コバルト）、Ａｕ（金）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ（クロム）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｓｎ（スズ）はいずれも、耐熱性を向上させる元素である。これらの成分は、１種のみの単独で含まれていてもよいし、２種以上の組み合わせで含まれていてもよい。

上記成分が、耐熱性を向上させるメカニズムとしては、例えば上記成分の原子半径と、アルミニウムの原子半径との差が大きいために結晶粒界のエネルギーを低下させる機構や、上記成分の拡散係数が大きいために粒界に入り込んだ場合に粒界の移動度を低下させる機構、空孔との相互作用が大きく空孔をトラップするために拡散現象を遅延させる機構、などが挙げられ、これらの機構が相乗的に作用しているものと考えられる。

特に、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮するとＺｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択されるいずれか１種以上を含有することが好ましい。さらに、これらの成分の含有量の合計が、０．０６質量％未満だと、上記作用効果が不十分であり、また、これらの成分の含有量の含有量が２質量％超だと、加工性が低下する。したがって、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される少なくとも１種以上の含有量の合計は、０．０６〜２質量％とし、好ましくは０．３〜１．２質量％である。

＜残部：Ａｌおよび不可避不純物＞
上述した成分以外の残部は、Ａｌ（アルミニウム）および不可避不純物である。ここでいう不可避不純物は、製造工程上、不可避的に含まれうる含有レベルの不純物を意味する。不可避不純物は、含有量によっては導電率を低下させる要因にもなりうるため、導電率の低下を加味して不可避不純物の含有量をある程度抑制することが好ましい。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、Ｂ（ホウ素）、Ｔｉ（チタン）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｐｂ（鉛）、Ｇａ（ガリウム）、Ｓｒ（ストロンチウム）等が挙げられる。なお、これらの成分含有量の上限は、上記成分毎に０．０５質量％以下、上記成分の総量で０．１５質量％以下とすればよい。

このようなアルミニウム合金材は、合金組成や製造プロセスを組み合わせて制御することにより実現できる。以下、本発明のアルミニウム合金材の好適な製造方法について説明する。

（２）本発明の一実施例によるアルミニウム合金材の製造方法
このような本発明の一実施例によるアルミニウム合金材は、特にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金の内部に結晶粒界を高密度で導入することにより、高強度化を図ることを特徴とする。したがって、従来のアルミニウム合金材で一般的に行われてきた、Ｍｇ−Ｓｉ化合物の析出硬化させる方法とは、高強度化に対するアプローチが大きく異なる。

本発明のアルミニウム合金材の好ましい製造方法では、所定の合金組成を有するアルミニウム合金素材に対し、時効析出熱処理［０］を行わずに、最終加工として加工度で４以上の冷間加工［１］を行う。また、必要に応じて、冷間加工［１］の後に、調質焼鈍［２］を行ってもよい。以下、詳しく説明する。

通常、金属材に変形の応力が加わると、金属結晶の変形の素過程として、結晶すべりが生じる。このような結晶すべりが生じ易い金属材ほど、変形に要する応力は小さく、低強度といえる。そのため、金属材の高強度化に当たっては、金属組織内で生じる結晶すべりを抑制することが重要となる。このような結晶すべりの阻害要因としては、金属組織内の結晶粒界の存在が挙げられ、このような結晶粒界は、金属材に変形の応力が加わった際に、結晶すべりが金属組織内で伝播することを防止でき、その結果、金属材の強度は高められる。

そのため、金属材の高強度化にあたっては、金属組織内に結晶粒界を高密度で導入することが望ましいと考えられる。ここで、結晶粒界の形成機構としては、例えば、次のような金属組織の変形に伴う、金属結晶の分裂が考えられる。
通常、多結晶材料の内部は、隣接する結晶粒同士の方位の違いや、加工工具と接する表層近傍とバルク内部との間の歪みの空間分布に起因して、応力状態は、複雑な多軸状態となっている。これらの影響により、変形前に単一方位であった結晶粒が、変形に伴って複数の方位に分裂していき、分裂した結晶同士の間には結晶粒界が形成される。

しかし、形成された結晶粒界は、通常の１２配位の最密原子配列から乖離している構造で界面エネルギーを有する。そのため、通常の金属組織では、結晶粒界が一定密度以上になると、増加した内部エネルギーが駆動力となり、動的もしくは静的な回復や再結晶が起きると考えられる。そのため、通常は、変形量を増やしても、結晶粒界の増加と減少が同時に起きるため、粒界密度は飽和状態になると考えられる。

このような現象は、従来の金属組織である純アルミニウムや純銅における加工度と引張強度の関係とも一致する。図２に、純アルミニウムと、純銅および本発明にかかるアルミニウム合金材の、加工度と引張強度の関係のグラフを示す。

図２に示されるように、通常の金属組織である純アルミニウムや純銅は、比較的低い加工度では引張強度の向上（硬化）がみられるが、加工度が増すほど硬化量は飽和する傾向にある。ここで、加工度は、上述の金属組織に加わる変形量に対応し、硬化量の飽和は粒界密度の飽和に対応すると考えられる。

これに対し、本発明のアルミニウム合金材では、加工度が増しても硬化が持続的であり、強度が加工とともに上昇し続けることがわかった。これは、本発明のアルミニウム合金材が、上記合金組成を有することにより、特に、所定量のＭｇとＳｉが複合添加されていることにより、金属組織内で結晶粒界が一定密度以上になっても、内部エネルギーの増加を抑制できることによるものと考えられる。その結果、金属組織内での回復や再結晶を防止でき、効果的に金属組織内に結晶粒界を増加できると考えられる。

このようなＭｇとＳｉの複合添加による高強度化のメカニズムは必ずしも明らかではないが、（ｉ）Ａｌ原子に対して原子半径の大きいＭｇ原子と、原子半径の小さいＳｉ原子を組み合わせて用いることによって、各原子が常にアルミニウム合金材中に密に充填（配列）される、（ｉｉ）３価のＡｌ原子に対して、２価のＭｇと、４価のＳｉを共存させることにより、アルミニウム合金材全体で３価状態を形成でき、価数的な安定が図れることにより、加工に伴う内部エネルギーの増加を効果的に抑制できることによるものと考えられる。

このような本発明では、冷間加工［１］における加工度を４以上とする。特に、大きな加工度による加工を行うことにより、金属組織の変形に伴う金属結晶の分裂を促すことができ、アルミニウム合金材の内部に結晶粒界を高密度で導入できる。その結果、アルミニウム合金材の粒界が強化されて、強度が大幅に向上する。このような加工度は、好ましくは５以上、より好ましくは６以上、さらに好ましくは７以上とする。また加工度の上限は特に規定されないが、通常は１５以下である。

なお、加工度ηは、加工前の断面積をｓ１、加工後の断面積をｓ２（ｓ１＞ｓ２）とするとき、下記式（１）で表される。
加工度（無次元）：η＝ｌｎ（ｓ１／ｓ２） ・・・（１）

また、加工率としては９８．２％以上とすることが好ましく、９９．８％以上とすることがより好ましい。なお、加工率Ｒは、上記ｓ１およびｓ２により、下記式（２）で表される。
加工率（％）：Ｒ＝｛（ｓ１−ｓ２）／ｓ１｝×１００ ・・・（２）

また、加工方法は、目的とするアルミニウム合金材の形状（線棒材、板材、条、箔など）に応じて適宜選択すればよく、例えばカセットローラーダイス、溝ロール圧延、丸線圧延、ダイス等による引抜き加工、スエージング等が挙げられる。また、上記のような加工における諸条件（潤滑油の種類、加工速度、加工発熱等）は、公知の範囲で適宜調整すればよい。

また、アルミニウム合金素材は、上記合金組成を有するものであれば特に限定はなく、例えば、押出材、鋳塊材、熱間圧延材、冷間圧延材等を、使用目的に応じて適宜選択して用いることができる。

また、本発明では、従来、冷間加工［１］の前に行われてきた時効析出熱処理［０］は、行わない。このような時効析出熱処理［０］は、通常１６０〜２４０℃で、１分〜２０時間、アルミニウム合金素材を保持することにより、Ｍｇ−Ｓｉ化合物の析出を促すものである。しかし、アルミニウム合金素材に対しこのような時効析出熱処理［０］を施した場合には、上記のような高い加工度による冷間加工［１］は、材料内部に加工割れが発生するため行うことはできない。また、時効温度が高温の場合、過時効状態となっているため上記のような高い加工度による冷間加工［１］でも加工割れを生じない場合もあるが、この場合には、ＭｇとＳｉがＭｇ−Ｓｉ化合物としてＡｌ母相から排出されてしまい、粒界の安定性が著しく低下する。

本発明では、残留応力の解放や伸びの向上を目的として、冷間加工［１］の後に調質焼鈍［２］を行ってもよい。調質焼鈍［２］を行う場合には、処理温度を５０〜１６０℃とする。調質焼鈍［２］の処理温度が５０℃未満の場合には、上記のような効果が得られにくく、１６０℃を超えると回復や再結晶によって結晶粒の成長が起き、強度が低下する。また、調質焼鈍［２］の保持時間は好ましくは１〜４８時間である。なお、このような熱処理の諸条件は、不可避不純物の種類や量、およびアルミニウム合金素材の固溶・析出状態によって、適宜調節することができる。

また、本発明では、上述のように、アルミニウム合金素材に対し、ダイスによる引抜きや圧延等の方法により、高い加工度の加工が行われる。そのため、結果として、長尺のアルミニウム合金材が得られる。一方、粉末焼結、圧縮ねじり加工、Ｈｉｇｈ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｔｏｒｓｉｏｎ（ＨＰＴ）、鍛造加工、Ｅｑｕａｌ Ｃｈａｎｎｅｌ Ａｎｇｕｌａｒ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ（ＥＣＡＰ）等のような従来のアルミニウム合金材の製造方法では、このような長尺のアルミニウム合金材を得ることは難しい。このような本発明のアルミニウム合金材は、好ましくは１０ｍ以上の長さで製造される。なお、製造時のアルミニウム合金材の長さの上限は特に設けないが、作業性等を考慮し、６０００ｍ以下とすることが好ましい。

また、本発明のアルミニウム合金材は、上述のように結晶粒の微細化のために加工度を大きくすることが有効であるため、特に線棒材として作製する場合には、細径にするほど、また、板材や箔として作製する場合には、薄厚にするほど、本発明の構成を実現し易い。

特に、本発明のアルミニウム合金材が線棒材である場合には、その線径は、好ましくは１ｍｍ以下、より好ましくは０．５ｍｍ以下、さらに好ましくは０．１ｍｍ以下、特に好ましくは０．０７ｍｍ以下である。なお、上限は特に設けないが、３０ｍｍ以下であることが好ましい。本発明のアルミニウム合金線棒材は、単線で細くして使用できることが利点の一つである。

また、上述のように本発明のアルミニウム合金材は、細くまたは薄く加工されるが、このようなアルミニウム合金材を複数用意して接合し、太くまたは厚くして、目的の用途に使用することもできる。なお、接合の方法は、公知の方法を用いることができ、例えば圧接、溶接、接着剤による接合、摩擦攪拌接合等が挙げられる。また、アルミニウム合金材が線棒材である場合には、複数本束ねて撚り合わせ、アルミニウム合金撚線として、目的の用途に使用することもできる。なお、上記調質焼鈍［２］の工程は、上記冷間加工［１］を行ったアルミニウム合金材を、接合あるいは撚り合わせによる加工を行った後に、行ってもよい。

（３）本発明のアルミニウム合金材の組織的な特徴
上述のような製造方法によって製造される本発明のアルミニウム合金材は、金属組織内に結晶粒界が高密度で導入されてなる。このような本発明のアルミニウム合金材は、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が２７０ｎｍ以下であることを特徴とする。このようなアルミニウム合金材は、従来にはない特有の金属組織を有することにより、特に優れた強度を発揮し得る。

本発明のアルミニウム合金材の金属組織は繊維状組織であり、細長形状の結晶粒が一方向に揃って繊維状に延在した状態になっている。ここで、「一方向」とは、アルミニウム合金材の加工方向に対応し、アルミニウム合金材が、線棒材である場合には例えば伸線方向に、板材や箔である場合には例えば圧延方向に、それぞれ対応する。また、本発明のアルミニウム合金材は、特にこのような加工方向に平行な引張応力に対して、特に優れた強度を発揮する。

また、上記一方向は、好ましくはアルミニウム合金材の長手方向に対応する。すなわち、通常アルミニウム合金材は、その加工方向に垂直な寸法よりも短い寸法に個片化されていない限り、その加工方向は、その長手方向に対応する。

また、上記一方向に平行な断面において、結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値は、２７０ｎｍ以下であり、より好ましくは２２０ｎｍ以下、さらに好ましくは１７０ｎｍ以下、特に好ましくは１２０ｎｍ以下である。このような径（結晶粒の長手方向に垂直な寸法）の細い結晶粒が一方向に延在した繊維状の金属組織では、結晶粒界が高密度に形成されており、このような金属組織によれば、変形に伴う結晶すべりを効果的に阻害でき、従来にない高強度を実現し得る。なお、結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値の下限は、５０ｎｍ以上とすることが、延性の低下を防止する点で好ましい。

また、上記結晶粒の長手方向の寸法は、必ずしも特定されないが、１２００ｎｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１７００ｎｍ以上であり、さらに好ましくは２２００ｎｍ以上である。また、上記結晶粒のアスペクト比では、１０超えであることが好ましく、より好ましくは２０以上である。なお、上記結晶粒のアスペクト比の上限は、２００万以下とすることが、延性の低下を防止する点で好ましい。

（４）本発明のアルミニウム合金材の特性
［引張強度］
引張強度は、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して測定されたとする。詳しい測定条件は、後述する実施例の欄にて説明する。
本発明のアルミニウム合金材は、特に線棒材である場合に、好ましくは引張強度が４８０ＭＰａ以上である。これは、一般的な強い加工度で伸線加工した銅線と同等の強度である。また、アルミニウム合金材の引張強度は、より好ましくは５２０ＭＰａ以上、さらに好ましくは５６０ＭＰａ以上、特に好ましくは６００ＭＰａ以上、より一層好ましくは６４０ＭＰａ以上である。このような高強度をもつ本発明のアルミニウム合金材は、Ｃｕ−Ｓｎ系やＣｕ−Ｃｒ系などの希薄銅合金の強伸線加工材の代替として使用できる。また、このようなアルミニウム合金材は、鋼系やステンレス鋼系の材料の代替としても使用可能である。なお、本発明のアルミニウム合金材の引張強度の上限は、特に限定されないが、例えば１０００ＭＰａ以下である。また、本発明のアルミニウム合金材は、耐熱性に優れるため、加熱後においても、上記のような高い引張強度を維持することができる。

［ビッカース硬さ（ＨＶ）］
ビッカース硬さ（ＨＶ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して測定された値とする。詳しい測定条件は、後述する実施例の欄にて説明する。なお、すでに部品となった加工品のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定する場合には、加工品を分解して、断面を鏡面研磨し、その断面について測定を行うこともできる。
本発明のアルミニウム合金材は、特に線棒材である場合に、好ましくはビッカース硬さ（ＨＶ）が１２５以上である。これは、一般的な強伸線加工した銅線と同等の強度である。また、アルミニウム合金材のビッカース硬さ（ＨＶ）は、より好ましくは１４０以上、さらに好ましくは１５０以上、特に好ましくは１６０以上、より一層好ましくは１７０以上である。このような高強度をもつ本発明のアルミニウム合金材は、Ｃｕ−Ｓｎ系やＣｕ−Ｃｒ系などの希薄銅合金の強伸線加工材の代替として使用できる。また、このようなアルミニウム合金材は、鋼系やステンレス鋼系の材料の代替としても使用可能である。なお、本発明のアルミニウム合金材のビッカース硬さ（ＨＶ）の上限は、特に限定されないが、例えば３００以下であり、好ましくは２５０以下である。

（５）本発明のアルミニウム合金材の用途
本発明のアルミニウム合金材は、鉄系材料、銅系材料およびアルミニウム系材料が用いられているあらゆる用途が対象となり得る。具体的には、電線やケーブル等の導電部材、集電体用のメッシュや網等の電池用部材、ねじや、ボルト、リベット等の締結部品、コイルバネ等のバネ用部品、コネクタや端子等の電気接点用バネ部材、シャフトやフレーム等の構造用部品、ガイドワイヤ、半導体用のボンディングワイヤ、発電機やモータに用いられる巻線等として好適に用いることができる。また、本発明のアルミニウム合金材は、耐熱性にも優れるため、特に耐熱性が要求される用途に対してさらに好適である。
導電部材のより具体的な用途例としては、架空送電線、ＯＰＧＷ、地中電線、海底ケーブルなどの電力用電線、電話用ケーブルや同軸ケーブルなどの通信要電線、有線ドローン用ケーブル、キャブタイヤケーブル、ＥＶ／ＨＥＶ用充電ケーブル、洋上風力発電用捻回ケーブル、エレベータケーブル、アンビリカルケーブルケーブル、ロボットケーブル、電車用架線、トロリ線などの機器用電線、自動車用ワイヤーハーネス、船舶用電線、飛行機用電線などの輸送用電線、バスバー、リードフレーム、フレキシブルフラットケーブル、避雷針、アンテナ、コネクタ、端子、ケーブルの編粗などが挙げられる。
電池用部材には、太陽電池の電極、などが挙げられる。
構造部材のより具体的な用途例としては、建築現場の足場、コンベアメッシュベルト、衣料用の金属繊維、鎖帷子、フェンス、虫除けネット、ジッパー、ファスナー、クリップ、アルミウール、ブレーキやスポークなどの自転車用部品、強化ガラスの補強線、パイプシール、メタルパッキン、ケーブルの保護強化材、ファンベルトの芯金、アクチュエータ駆動用、チェーン、ハンガー、防音用メッシュ、棚板などが挙げられる。
締結部材のより具体的な用途例としては、いもねじ、ステープル、画鋲などが挙げられる。
バネ用部材のより具体的な用途例としては、バネ電極、端子、コネクタ、半導体プローブ用バネ、板バネ、ぜんまい用バネなどが挙げられる。
また、樹脂系材料、プラスチック材料、布などに導電性を持たせたり、強度や弾性率を制御したりするために添加する金属繊維としても好適である。
また、メガネフレーム、時計用ベルト、万年筆のペン先、フォーク、ヘルメット、注射針などの民生部材や医療部材にも好適である。
加えて、本発明の高強度のアルミニウム合金は、高い伸縮性が要求されるヘルスケア用のウェアラブルデバイスを構成する金属導体として用いるのが特に好適である。金属導体には、容易に塑性変形しないような高い材料強度と、繰返しの変形を受けても破断しないような良好な疲労特性が求められている。特に、その導体が人体に直接貼り付けられる電極の機能を兼ねる場合には、銅などのアレルギーが起こり易い金属よりもアルミニウム合金を用いることが好ましい。また、銅は人体から発せられる汗などと反応して、変色や錆の発生が問題となるが、アルミニウム合金ではこのような問題が生じにくいという利点もある。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の概念および特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本発明の範囲内で種々に改変することができる。

次に、本発明の効果をさらに明確にするために、実施例および比較例について説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。

（実施例１〜１７）
まず、表１に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材を準備した。次に、各棒材を用いて、表１に示す製造条件にて、それぞれのアルミニウム合金線材（０．０７〜２．０ｍｍφ）を作製した。

（比較例１）
比較例１では、９９．９９質量％−Ａｌからなる１０ｍｍφの棒材を用い、表１に示す製造条件にて、アルミニウム線材（０．２４ｍｍφ）を作製した。

（比較例２〜９）
比較例２〜９では、表１に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材を用い、表１に示す製造条件にて、それぞれのアルミニウム合金線材（０．０７〜２．０ｍｍφ）を作製した。

なお、表１に示す製造条件Ａ〜Ｋは、具体的には以下のとおりである。
＜製造条件Ａ＞
準備した棒材に対し、加工度５．５の冷間加工［１］を行った。なお、調質焼鈍［２］は行わなかった。
＜製造条件Ｂ＞
冷間加工［１］の加工度を６．５とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｃ＞
冷間加工［１］の加工度を７．５とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｄ＞
冷間加工［１］の加工度を１０．０とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｅ＞
準備した棒材に対し、加工度４．５の冷間加工［１］を行い、その後、処理温度６０℃、保持時間１時間の条件で調質焼鈍［２］を行った。
＜製造条件Ｆ＞
冷間加工［１］の加工度を５．５とした以外は、製造条件Ｅと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｇ＞
冷間加工［１］の加工度を６．５とした以外は、製造条件Ｅと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｈ＞
冷間加工［１］の加工度を１０．０とした以外は、製造条件Ｅと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｉ＞
冷間加工［１］の加工度を３．５とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｊ＞
準備した棒材に対し、処理温度１８０℃、保持時間１０時間の時効析出熱処理［０］を行い、その後、冷間加工［１］を行ったが、断線が多発したため、作業を中止した。
＜製造条件Ｋ＞
準備した棒材に対し、冷間加工［１］を行ったが、断線が多発したため、作業を中止した。

（比較例１０）：表１の製造条件Ｐ
電気用Ａｌ地金を溶解し、これにＭｇ単体、Ａｌ−２５質量％Ｓｉ母合金、Ａｌ−６質量％Ｆｅ合金、Ａｌ−５０質量％Ｃｕ母合金、Ａｌ−１０質量％Ｃｒ母合金を添加して、溶解し、Ａｌ−１．０３Ｍｇ−０．９０Ｓｉ−０．２０Ｆｅ−０．１６Ｃｕ−０．１５Ｃｒの合金組成を有する溶湯を製造し、ベルトアンドホイール型連続鋳造圧延機により連続的に鋳造圧延し、９．５ｍｍφの荒引線を得た。得られた荒引線を、５２０℃の溶体化水焼き入れ、２００℃で４時間保持する人工時効処理、加工率８６．４％（加工度２．０）の伸線加工、１４０℃で４時間の焼き戻しを行って、アルミニウム合金線材（３．５ｍｍφ）を得た。

（比較例１１）：表１の製造条件Ｑ
純度９９．８％の電気用アルミニウムを使用し、これにＡｌ−６質量％Ｆｅ母合金、Ａｌ−５０質量％Ｃｕ母合金、Ａｌ−２０質量％Ｓｉ母合金、Ｍｇ単体の各材料を添加して、Ａｌ−０．９０質量％Ｍｇ−０．８０質量％Ｓｉ−０．２０質量％Ｆｅ−１．３０質量％Ｃｕの合金組成を有する溶湯を製造し、ベルトアンドホイール型の連続鋳造圧延により荒引線（１８ｍｍφ）を得た。得られた荒引線に、加工率４７％（加工度０．６３）の第１の伸線加工を施し、９．５ｍｍφとし、５２０℃で２時間溶体化処理を行った後、水焼き入れした。
この線を２００℃で４時間時効処理し、さらに加工率８６％（加工度２．０）の第２の伸線加工、１４０℃で４時間の熱処理を行って、アルミニウム合金線材（３．５ｍｍφ）を得た。

（比較例１２）：表１の製造条件Ｒ
Ａｌ−０．７０質量％Ｍｇ−０．６９質量％Ｓｉ−１．０１質量％Ｆｅ−０．３５質量％Ｃｕの合金組成を有する溶湯を、プロペルチ式連続鋳造圧延機により１０ｍｍφの棒材とした。得られた棒材を、皮むき後に９．５ｍｍφとし、加工度２．６の第１の伸線加工を施し、その後３００〜４５０℃にて０．５〜４時間の１次熱処理を行い、さらに加工度３．６の第２の伸線加工を施し、その後連続通電熱処理にて、５５５℃で０．１５秒の２次熱処理を行い、さらに１７５℃にて１５時間の時効熱処理を行って、アルミニウム合金線材（０．４３ｍｍφ）を得た。

（比較例１３）：表１の製造条件Ｓ
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、Ａｌ−０．６質量％Ｍｇ−０．３質量％Ｓｉ−０．０５質量％Ｆｅの合金組成を有する溶湯を製造し、これ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１０ｍｍφ、長さが１００ｍｍのワイヤを連続鋳造した。
そして、ＥＣＡＰ法によって４．０の累積相当ひずみを導入した。この段階の再結晶化温度は３００℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２５０℃にて２時間の事前加熱を行った。
次に、加工率２９％（加工度０．３４）の第１の伸線処理を施した。この段階の再結晶温度は３００℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２６０℃にて２時間の１次熱処理を行った。
その後、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、加工度９．３の第２の伸線処理を行った。この段階の再結晶化温度は２８０℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２２０℃にて１時間の２次熱処理を行って、アルミニウム合金線材（０．０８ｍｍφ）を得た。

［評価］
上記実施例および比較例に係るアルミニウム合金線材を用いて、下記に示す特性評価を行った。各特性の評価条件は下記の通りである。結果を表１に示す。

［１］合金組成
ＪＩＳ Ｈ１３０５：２００５に準じて、発光分光分析法によって行った。なお、測定は、発光分光分析装置（株式会社日立ハイテクサイエンス製）を用いて行った。

［２］組織観察
金属組織の観察は、透過電子顕微鏡ＪＥＭ−３１００ＦＥＦ（日本電子株式会社製）を用い、ＳＴＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察により行った。
観察用試料は、上記線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面について、ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）により厚さ１００ｎｍ±２０ｎｍで切断し、イオンミリングで仕上げたものを用いた。
ＳＴＥＭ観察では、グレーコントラストを用い、コントラストの違いを結晶の方位として、コントラストが不連続に異なる境界を結晶粒界として認識した。なお、電子線の回折条件によっては、結晶方位が異なっていてもグレーコントラストに差がない場合があるので、その場合には、電子顕微鏡の試料ステージ内における直交する２本の試料回転軸によって±３°ずつ傾けて電子線と試料の角度を変えて、複数の回折条件で観察面を撮影し、粒界を認識した。なお観察視野は、（１５〜４０）μｍ×（１５〜４０）μｍとし、上記断面において、線径方向（長手方向に垂直な方向）に対応する線上の、中心と表層の中間付近の位置（表層側から線径の約１／４中心側の位置）で観察を行った。観察視野は、結晶粒の大きさに応じて、適宜調整した。
そして、ＳＴＥＭ観察を行った際に撮影した画像から、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面において、繊維状の金属組織の有無を判断した。図３は、ＳＴＥＭ観察を行った際に撮影した、実施例１４の線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＴＥＭ画像の一部である。本実施例では、図３のような金属組織が観察された場合に、繊維状の金属組織が「有」と評価した。
さらに、それぞれの観察視野において、結晶粒のうち任意の１００個を選択し、それぞれの結晶粒の長手方向に垂直な寸法と、結晶粒の長手方向に平行な寸法を測定し、その結晶粒のアスペクト比を算出した。さらに、結晶粒の長手方向に垂直な寸法とアスペクト比については、観察した結晶粒の総数から、平均値を算出した。なお、観察された結晶粒が４００ｎｍよりも明らかに大きい場合には、各寸法を測定する結晶粒の選択数を減らして、それぞれの平均値を算出した。また、結晶粒の長手方向に平行な寸法が、明らかに結晶粒の長手方向に垂直な寸法の１０倍以上のものについては、一律にアスペクト比１０以上と判断した。

［３］引張強度
ＪＩＳ Ｚ２２４１：２００１に準じて、精密万能試験機（株式会社島津製作所製）を用いて、引張試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）を測定した。なお、上記試験は、評点間距離を１０ｃｍ、変形速度を１０ｍｍ／分の条件で実施した。また、引張試験は、上記Ａ〜Ｓの条件で製造したままの状態の線材と、さらに製造後に１１０℃で２４時間加熱した線材のそれぞれについて、各３本ずつ測定し、それぞれの平均値（Ｎ＝３）を、各線材の加熱前の引張強度と、加熱後の引張強度とした。
本実施例では、加熱前の線材については、４８０ＭＰａ以上を合格レベルとした。また、加熱後の線材については、４８０ＭＰａ以上のものを特に良好「◎」とし、４８０ＭＰａ未満、４２０ＭＰａ以上を良好「○」とし、４２０ＭＰａ未満のものは不良「×」と評価した。

［４］ビッカース硬さ（ＨＶ）
ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準じて、微小硬さ試験機 ＨＭ−１２５（株式会社アカシ（現株式会社ミツトヨ）製）を用いて、ビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。このとき、試験力は０．１ｋｇｆ、保持時間は１５秒とした。また、測定位置は、線材の長手方向に平行な断面において、線径方向（長手方向に垂直な方向）に対応する線上の、中心と表層の中間付近の位置（表層側から線径の約１／４中心側の位置）とし、測定値の平均値（Ｎ＝５）を、各線材のビッカース硬さ（ＨＶ）とした。なお、測定値の最大値および最小値の差が１０以上であった場合には、さらに測定数を増やし、平均値（Ｎ＝１０）を、その線材のビッカース硬さ（ＨＶ）とした。ビッカース硬さ（ＨＶ）は大きいほど好ましく、本実施例では、１２５以上を合格レベルとした。

表１の結果より、本発明の実施例１〜１７に係るアルミニウム合金線材は、特定の合金組成を有し、かつ結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、その一方向に平行な断面において、結晶粒の長手方向に垂直な寸法は２７０ｎｍ以下であることが確認された。図３は、実施例１４に係るアルミニウム合金線材の伸線方向に平行な断面のＳＴＥＭ画像である。なお、実施例１〜１３および１５〜１７に係るアルミニウム合金線材の長手方向に平行な断面についても、図３と同様の金属組織が確認された。
このような特有の金属組織を有する本発明の実施例１〜１７に係るアルミニウム金属線材は、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高強度（例えば、引張強度４８０ＭＰａ以上、ビッカース硬さ（ＨＶ）１２５以上）を発揮することが確認された。また、本発明の実施例１〜１５に係るアルミニウム金属線材は、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される少なくとも１種以上を所定量含有しているため、加熱後においても高い引張強度を維持しており、耐熱性にも優れることが確認された。

これに対し、特にＣｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎのいずれも含有していない、比較例４のアルミニウム金属線材は、加熱後に引張強度が大幅に低下しており、本発明に係る実施例１〜１７のアルミニウム合金線材に比べて、耐熱性が劣ることが確認された。

また比較例１〜３および９〜１３のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲を満たしていないか、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有しておらず、結晶粒の長手方向に垂直な寸法も５００ｎｍ以上であることが確認された。比較例１〜３および９〜１３のアルミニウム合金線材は、本発明に係る実施例１〜１５のアルミニウム合金線材に比べて、引張強度およびビッカース硬さ（ＨＶ）のいずれもが著しく劣っていることが確認された。

また、比較例５〜７では、線材の合金組成が本発明の適正範囲を満たしていないため、伸線加工［１］で加工割れが発生することが確認された。また、比較例８では、伸線加工［１］に先立ち、時効析出熱処理［０］が行われているため、結晶粒界を増加させるために高い加工度で行った伸線加工［１］中に加工割れが発生することが確認された。

Claims (7)

1. Ｍｇ：０．２〜１．８質量％、Ｓｉ：０．２〜２．０質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．５０質量％含有し、さらに、Ｃｕ：０〜１．２１質量％、Ａｇ：０〜０．７１質量％、Ｚｎ：０〜０．３８質量％、Ｎｉ：０〜０．３２質量％、Ｃｏ：０〜０．１１質量％、Ａｕ：０〜０．１１質量％、Ｍｎ：０〜０．６５質量％、Ｃｒ：０〜０．１４質量％、Ｖ：０〜０．０８質量％、Ｚｒ：０〜０．０６質量％、Ｓｎ：０〜０．０５質量％のうち、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される少なくとも１種以上を合計で０．０６〜２質量％含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、
   結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、
   前記一方向に平行な断面において、前記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が２７０ｎｍ以下である、アルミニウム合金材。
2. ビッカース硬さ（ＨＶ）が、１２５〜２５０である、請求項１に記載のアルミニウム合金材。
3. 請求項１または２に記載のアルミニウム合金材を用いた導電部材。
4. 請求項１または２に記載のアルミニウム合金材を用いた電池用部材。
5. 請求項１または２に記載のアルミニウム合金材を用いた締結部品。
6. 請求項１または２に記載のアルミニウム合金材を用いたバネ用部品。
7. 請求項１または２に記載のアルミニウム合金材を用いた構造用部品。

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