JP6782169B2 - アルミニウム合金線材、アルミニウム合金撚線、被覆電線、ワイヤーハーネス、並びにアルミニウム合金線材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、電気配線体の導体として用いられるアルミニウム合金線材、アルミニウム合金撚線、被覆電線、ワイヤーハーネス並びにアルミニウム合金線材の製造方法に関する。

従来、自動車、電車、航空機等の移動体の電気配線体、または産業用ロボットの電気配線体として、銅又は銅合金の導体を含む電線に、銅又は銅合金（例えば、黄銅）製の端子（コネクタ）を装着した、いわゆるワイヤーハーネスと呼ばれる部材が用いられてきた。昨今では、自動車の高性能化や高機能化が急速に進められており、これに伴い、車載される各種の電気機器、制御機器などの配設数が増加するとともに、これら機器に使用される電気配線体の配設数も増加する傾向にある。また、その一方で、環境対応のために自動車等の移動体の燃費を向上させるため、移動体の軽量化が強く望まれている。

こうした移動体の軽量化を達成するための手段の一つとして、例えば電気配線体の導体を、従来から用いられている銅又は銅合金に代えて、より軽量なアルミニウム又はアルミニウム合金にする検討が進められている。アルミニウムの比重は銅の比重の約１／３、アルミニウムの導電率は銅の導電率の約２／３（純銅を１００％ＩＡＣＳの基準とした場合、純アルミニウムは約６６％ＩＡＣＳ）であり、アルミニウムの導体線材に、銅の導体線材と同じ電流を流すためには、アルミニウムの導体線材の断面積を、銅の導体線材の断面積の約１．５倍と大きくする必要があるが、そのように断面積を大きくしたアルミニウムの導体線材を用いたとしても、アルミニウムの導体線材の質量は、純銅の導体線材の質量の半分程度であることから、アルミニウムの導体線材を使用することは、軽量化の観点から有利である。なお、上記の「％ＩＡＣＳ」とは、万国標準軟銅（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｃｏｐｐｅｒ Ｓｔａｎｄａｒｄ）の抵抗率１．７２４１×１０^−８Ωｍを１００％ＩＡＣＳとした場合の導電率を表したものである。

しかし、送電線用アルミニウム合金線材（ＪＩＳ規格によるＡ１０６０やＡ１０７０）を代表とする純アルミニウム線材は、一般に引張強度、耐衝撃性、屈曲疲労特性などが劣ることで知られている。そのため、純アルミニウム線材は、例えば車体への取付け作業時に作業者や産業機器などによって不意に負荷される荷重や、電線と端子の接続部における圧着部での引張や、ドア部などの屈曲部で負荷される屈曲疲労などに耐えることができない。また、種々の添加元素を加えて合金化した線材を使用すれば、引張強度、屈曲疲労特性を高めることは可能であるものの、アルミニウム中への添加元素の固溶現象により導電率の低下を招くとともに、硬質化によってワイヤーハーネス取付け時に取り回し性が低下し生産性が低下するといった問題があった。そのため、導電率を低下させない範囲内で添加元素を限定ないし選択し、さらに屈曲疲労特性と柔軟性を両立させる必要があった。

また、高強度アルミニウム合金線材としては、例えばＭｇとＳｉを含有するアルミニウム合金線材が知られており、このアルミニウム合金線材の代表例としては、６０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金）線材が挙げられる。６０００系アルミニウム合金線材は、一般に、溶体化処理及び時効処理を施すことにより高強度化を図ることができる。しかしながら、６０００系アルミニウム合金線材を用いて線径０．５ｍｍ以下の極細線を製造する場合、溶体化処理及び時効処理を施すことで高導電率と高屈曲疲労特性は達成できるものの、耐力（０．２％耐力）が上昇し、塑性変形に大きな力が必要となり、車体への取付け作業効率が低下する傾向があった。

移動体の電気配線体に用いられる従来の６０００系アルミニウム合金線としては、例えば特許文献１に記載されている。特許文献１は、本発明者らが研究開発した結果をもとに特許出願したものであり、線材外周部と内部での平均結晶粒径の大きさを規定したものであり、従来品と同等以上の伸び性および導電率を維持しつつ、適切な耐力と高い耐屈曲疲労特性を両立したものである。

特許第５６０７８５３号公報

しかしながら、アルミニウム合金線材を、エンジン等を含むエンジン部からの振動が負荷される場所或いはその近傍に用いる場合には、高い耐振動性が求められる。また、アルミニウム合金線材をドア部に用いる場合には、ドアの開閉等に伴ってアルミニウム合金線材には繰り返し屈曲動作が作用するため、柔軟性（耐屈曲性）が求められる。ドア部での屈曲とエンジン部での振動では、アルミニウム線材に加えられる歪みがそれぞれ異なるため、これら両方の部位にアルミニウム合金線材を使用するためには、少なくともそれら２種類の歪みに十分に耐えうる特性を具備する必要があり、合金組成と組織の再検討が必要であった。また、特許文献１は、線材表層を強化するために、外周粒径微細化、外周優先析出させた発明であり、溶体化までの温度履歴や伸線工程におけるラインテンションの製造条件については考慮しておらず、また、アルミニウム合金線材中のボイドやＦｅ系晶出物についても何ら制御を行なっていない。

本発明の目的は、 極細線（例えば、素線径が０．５ｍｍ以下）として使用した場合であっても、高い導電率と適度な低耐力を確保しつつ、高い耐振動特性及び高い耐屈曲疲労特性の双方を実現することができるアルミニウム合金線材、アルミニウム合金撚線、被覆電線、ワイヤーハーネスを提供すること、並びにアルミニウム合金線材の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、これまで研究を重ねた高強度、高導電率が得られる析出型のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、母相中に存在するボイドが、振動により発生する亀裂の伝播を促進し、この亀裂の伝播が要因となって使用寿命が短期間化することを発見した。また本発明者らは、伸線時におけるダイスでの摩擦力（引抜力）によって、特に粗大なＦｅ系化合物周辺にボイドが発生し易いことを発見した。そして、通常の量産過程ではダイス１０〜２０個を用いて連続して伸線しているため、すべての摩擦力が巻取り直前の線材に集中することが分かった。これに対し、最終線径付近でのダイス使用個数を制限し、またはダイス間にラインテンションを低減するための滑車を配置することで、線材に負荷される応力を低下できることが分かった。また、すべてのラインテンションを低下させると量産性が著しく低下するので、効果の大きい最終線径近傍でのみラインテンションを低下させる方法を見出した。また、粗大なＦｅ系化合物を減少させるために鋳造冷却速度を大きくし、その他の熱処理時間を短時間化することでＦｅ系化合物の微細粗密化を達成することを見出した。ただし、Ｆｅ系化合物を過度に微細粗密化すると合金の結晶粒の粗大化を抑制する効果がある程度失われたため、合金の添加成分と製造プロセスを再検討し、ボイドの生成と結晶粒の粗大化の双方を抑制することができる方法を見出し、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：０．１〜１．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．２質量％、Ｆｅ：０．１０〜１．４０質量％、Ｔｉ：０〜０．１００質量％、Ｂ：０〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０〜１．００質量％、Ａｇ：０〜０．５０質量％、Ａｕ：０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０〜１．００質量％、Ｃｒ：０〜１．００質量％、Ｚｒ：０〜０．５０質量％、Ｈｆ：０〜０．５０質量％、Ｖ：０〜０．５０質量％、Ｓｃ：０〜０．５０質量％、Ｃｏ：０〜０．５０質量％、Ｎｉ：０〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなり、線材長手方向に平行な線材の中心線を含む断面において、面積が２０μｍ^２を超えるボイドは、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ^２当たりの前記ボイドの存在割合が、平均で１個/１０００μｍ^２以下の範囲であるアルミニウム合金線材。
（２）前記断面において、面積が１μｍ^２超えのボイドは、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ^２当たりの前記ボイドの存在割合が、平均で１個/１０００μｍ^２以下の範囲である、上記（１）記載のアルミニウム合金線材。
（３）前記断面において、面積が４μｍ^２を超えるＦｅ系化合物は、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ^２当たりの前記Ｆｅ系化合物の存在割合が、平均で１個/１０００μm^２以下の範囲である、上記（１）又は（２）記載のアルミニウム合金線材。
（４）前記断面において、面積が０．００２〜１μｍ^２のＦｅ系化合物の存在割合が、平均で１個／１０００μｍ^２以上の範囲である、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（５）金属組織中で無作為に選ばれた少なくとも１０００個の結晶粒を観察したとき、線材の直径方向に沿った最大寸法が前記線材の直径の半分以上である結晶粒の平均存在確率が０．１０％未満である上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（６）振動疲労回数が２００万回以上、屈曲疲労回数が２０万回以上、及び導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（７）前記化学組成が、Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％とＢ：０．００１〜０．０３０質量％のうち、両方かいずれかひとつを含有する、上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（８）前記化学組成が、Ｃｕ：０．０１〜１．００質量％、Ａｇ：０．０１〜０．５０質量％、Ａｕ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１〜１．００質量％、Ｃｒ：０．０１〜１．００質量％、Ｚｒ：０．０１〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．０１〜０．５０質量％、Ｖ：０．０１〜０．５０質量％、Ｓｃ：０．０１〜０．５０質量％、Ｃｏ：０．０１〜０．５０質量％およびＮｉ：０．０１〜０．５０質量％のうち、少なくともひとつを含有する、上記（１）〜（７）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（９）前記化学組成が、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％を含有する、上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（１０）Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．１０〜２．００質量％である、上記（１）〜（９）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（１１）素線径が０．１〜０．５ｍｍであるアルミニウム合金線である、上記（１）〜（１０）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（１２）上記（１１）記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて得られるアルミニウム合金撚線。
（１３）上記（１１）記載のアルミニウム合金線または上記（１２）記載のアルミニウム合金撚線の外周に被覆層を有する被覆電線。
（１４）上記（１３）記載の被覆電線と、該被覆電線の、前記被覆層を除去した端部に装着された端子とを具えるワイヤーハーネス。
（１５）Ｍｇ：０．１〜１．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．２質量％、Ｆｅ：０．１０〜１．４０質量％、Ｔｉ：０〜０．１００質量％、Ｂ：０〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０〜１．００質量％、Ａｇ：０〜０．５０質量％、Ａｕ：０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０〜１．００質量％、Ｃｒ：０〜１．００質量％、Ｚｒ：０〜０．５０質量％、Ｈｆ：０〜０．５０質量％、Ｖ：０〜０．５０質量％、Ｓｃ：０〜０．５０質量％、Ｃｏ：０〜０．５０質量％、Ｎｉ：０〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金素材を、溶解、鋳造後に、熱間加工を経て荒引線を形成し、その後、少なくとも伸線加工、溶体化熱処理および時効熱処理の各工程を行うアルミニウム合金線材の製造方法であって、前記伸線加工において、最終線径の２倍の線径から当該最終線径となるまでの間、最大ラインテンションを５０Ｎ以下で伸線し、前記溶体化熱処理は、４５０〜５８０℃の範囲内の所定温度で加熱し、所定時間保持し、その後、少なくとも１５０℃の温度までは１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、前記時効熱処理は２０〜２５０℃の範囲内の所定温度で加熱することを特徴とするアルミニウム合金線材の製造方法。
（１６）前記鋳造時における溶湯温度から４００℃までの平均冷却速度が２０〜５０℃／ｓｅｃであり、前記鋳造後、前記伸線加工前に再熱処理を行い、該再熱処理は、４００℃以上の所定温度に加熱し、該所定温度で保持される時間が３０分以下である、上記（１５）記載のアルミニウム合金線材の製造方法。
なお、上記化学組成に含有範囲が挙げられている元素のうち、含有範囲の下限値が「０質量％」と記載されている元素はいずれも、必要に応じて任意に添加される選択添加元素を意味する。すなわち所定の添加元素が「０質量％」の場合、その添加元素が含まれないことを意味する。

本発明のアルミニウム合金線材は、細径線でも高強度、高導電率を実現することが可能な線材であり、また、柔軟で取り扱いが容易であり、かつ耐屈曲疲労特性と耐振動性の双方が高い。よって、ドア屈曲部とエンジン部のように異なる歪みが加えられる場所にも搭載可能であり、特性の異なる複数本の線材を準備する必要が無く、１種類の線材で上記特性を兼ね備えることができ、バッテリーケーブル、ハーネスあるいはモータ用導線、産業用ロボットの配線体として有用である。

本発明の実施形態に係るアルミニウム合金線材の製造時における伸線加工を説明する模式図であり、（ａ）は、従来の伸線加工、（ｂ）は本発明の伸線加工を示す。 従来製法によるアルミニウム合金線材の、線材長手方向に平行な断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影したときの断面画像であって、（ａ）が倍率１０００倍で撮影した場合、（ｂ）が倍率５０００倍で撮影した場合である。 本実施形態のアルミニウム合金線材の、線材長手方向に平行な断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影したときの断面画像（倍率：１０００倍）である。 本実施形態のアルミニウム合金線材を評価するための耐振動性試験及び屈曲疲労試験を説明する図である。 本実施形態のアルミニウム合金線材の、線材長手方向に平行な断面を、光学顕微鏡で撮影して結晶粒径を測定する方法を説明するために示した断面画像である。

以下に、本発明の化学組成等の限定理由を示す。
（１）化学組成
＜Ｍｇ：０．１〜１．０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、その一部はＳｉと一緒にβ”相（ベータダブルプライム相）などとして析出し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、引張強度および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０．１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１．０質量％を超えると、結晶粒界にＭｇ濃化部分を形成する可能性が高まり、引張強度および伸びが低下する。また、Ｍｇ元素の固溶量が多くなることによって０．２％耐力が高くなり、電線取り回し性が低下するとともに導電率も低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．１〜１．０質量％とする。なお、Ｍｇ含有量は、高強度を重視する場合には０．５〜１．０質量％にすることが好ましく、また、導電率を重視する場合には０．１質量％以上０．５質量％未満とすることが好ましく、このような観点から総合的には０．３〜０．７質量％とすることが好ましい。

＜Ｓｉ：０．１〜１．２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、その一部はＭｇと一緒にβ”相などとして析出し引張強度、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および伸びを向上させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１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１．２質量％を超えると、結晶粒界にＳｉ濃化部分を形成する可能性が高まり、引張強度および伸びが低下する。また、Ｓｉ元素の固溶量が多くなることによって０．２％耐力が高くなり、電線取り回し性が低下するとともに導電率も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜１．２質量％とする。なお、Ｓｉ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．２質量％にすることが好ましく、また、導電率を重視する場合には０．１質量％以上０．５質量％未満とすることが好ましく、このような観点から総合的には０．３〜０．７質量％とすることが好ましい。

＜Ｆｅ：０．１０〜１．４０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。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、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ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０．１０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１．４０質量％超えだと、晶出物または析出物の粗大化により伸線加工性が低下すると共に、０．２％耐力が上昇し電線取り回し性が低下すると共に、伸びが低下する。したがって、Ｆｅ含有量は０．１０〜１．４０質量％とし、好ましくは０．１５〜０．７０質量％、更に好ましくは０．１５〜０．４５質量％とする。

本発明のアルミニウム合金線材は、上述の通り、Ｍｇ、ＳｉおよびＦｅを必須の含有成分とするが、必要に応じて、さらに、ＴｉとＢのうち両方かいずれかひとつ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉのうち、少なくともひとつを含有させることができる。

＜Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％＞
Ｔｉ（チタン）は、溶解鋳造時の鋳塊の組織を微細化する作用を有する元素である。鋳塊の組織が粗大であると、鋳造において鋳塊割れや線材加工工程において断線が発生して工業的に望ましくない。Ｔｉ含有量が０．００１質量％未満であると、上記作用効果を十分に発揮することができず、また、Ｔｉ含有量が０．１００質量％超えだと導電率が低下する傾向があるからである。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０．１００質量％とし、好ましくは０．００５〜０．０５０質量％、より好ましくは０．００５〜０．０３０質量％とする。

＜Ｂ：０．００１〜０．０３０質量％＞
Ｂ（ホウ素）は、Ｔｉと同様、溶解鋳造時の鋳塊の組織を微細化する作用を有する元素である。鋳塊の組織が粗大であると、鋳造において鋳塊割れや線材加工工程において断線が発生しやすくなるため工業的に望ましくない。Ｂ含有量が０．００１質量％未満であると、上記作用効果を十分に発揮することができず、また、Ｂ含有量が０．０３０質量％超えだと導電率が低下する傾向がある。したがって、Ｂ含有量は０．００１〜０．０３０質量％とし、好ましくは０．００１〜０．０２０質量％、より好ましくは０．００１〜０．０１０質量％とする。

＜Ｃｕ：０．０１〜１．００質量％＞、＜Ａｇ：０．０１〜０．５０質量％＞、＜Ａｕ：０．０１〜０．５０質量％＞、＜Ｍｎ：０．０１〜１．００質量％＞、＜Ｃｒ：０．０１〜１．００質量％＞および＜Ｚｒ：０．０１〜０．５０質量％＞、＜Ｈｆ：０．０１〜０．５０質量％＞、＜Ｖ：０．０１〜０．５０質量％＞、＜Ｓｃ：０．０１〜０．５０質量％＞、＜Ｃｏ：０．０１〜０．５０質量％＞＜Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％＞のうち、少なくともひとつを含有させること
Ｃｕ（銅）、Ａｇ（銀）、Ａｕ（金）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ（クロム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｖ（バナジウム）、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｃｏ（コバルト）およびＮｉ（ニッケル）は、いずれも結晶粒を微細化する作用と異常な粗大成長粒の生成を抑制する元素であり、さらに、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕは、粒界に析出することで粒界強度を高める作用も有する元素であって、これらの元素の少なくとも１種を０．０１質量％以上含有していれば、上述した作用効果が得られ、引張強度および伸びを向上させることができる。一方、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量のいずれかが、それぞれ上記の上限値を超えると、該元素を含有する化合物が粗大になり、伸線加工性を劣化させるため、断線が生じやすく、また、導電率が低下する傾向がある。したがって、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量の範囲は、それぞれ上記に規定した範囲とした。なお、これらの元素群の中で、特にＮｉを含有するのが好ましい。Ｎｉを含有すると、結晶粒微細化効果と異常粒成長抑制効果が顕著になり引張強度と伸びが向上し、また、導電率の低下と伸線加工中の断線をより抑制しやすくなる。かかる効果をバランスよく満足させる観点から、Ｎｉ含有量は０．０５〜０．３０質量％とするのが更に好ましい。

また、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉは、これらの元素の含有量の合計で２．００質量％よりも多く含有すると、導電率と伸びが低下し、伸線加工性が劣化し、さらには、０．２％耐力上昇による電線取り回し性が低下する傾向がある。従って、これらの元素の含有量の合計は、２．００質量％以下とするのが好ましい。本発明のアルミニウム合金線材では、Ｆｅは必須元素なので、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量の合計は、０．１０〜２．００質量％とするのが好ましい。ただし、これらの元素を単独で添加する場合は、含有量が多いほど該元素を含有する化合物が粗大になる傾向にあり、伸線加工性を劣化させ、断線が生じやすくなることから、それぞれの元素において上記に規定した含有範囲とした。

なお、高導電率を保ちつつ、耐力値を適度に低下させるには、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量の合計は、０．１０〜０．８０質量％が特に好ましく、０．１５〜０．６０質量％が更に好ましい。一方で、導電率はやや低下するが更に引張強度および伸びを高めるとともに、引張強度に対する耐力値を適度に低下させるためには、前記含有量の合計は、０．８０質量％超え、２．００質量％以下とすることが特に好ましく、１．００〜２．００質量％とすることが更に好ましい。

＜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、Ｇａ（ガリウム）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｐｂ（鉛）などが挙げられる。

このようなアルミニウム合金線材は、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線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線材の製造方法
本発明の一実施例によるアルミニウム合金線材は、［１］溶解、［２］鋳造、［３］熱間加工（溝ロール加工など）、［４］第１伸線加工、［５］第１熱処理(中間熱処理)、［６］第２伸線加工、［７］第２熱処理（溶体化熱処理）、および［８］第３熱処理（時効熱処理）の各工程を順次行うことを含む製造方法によって製造することができる。なお、溶体化熱処理前後、または時効熱処理の後に、撚り線とする工程や電線に樹脂被覆を行う工程を設けてもよい。以下、［１］〜［８］の工程について説明する。

［１］溶解
溶解工程では、上述したアルミニウム合金組成になるように各成分の分量を調整した材料を用意し、それを溶解する。

［２］鋳造および［３］熱間加工（溝ロール加工など）
次いで、鋳造工程では冷却速度を大きくし、Ｆｅ系化合物の晶出を適度に減少、微細化する。好ましくは鋳造時における溶湯温度から４００℃までの平均冷却速度が２０〜５０℃／ｓで、鋳造輪とベルトを組み合わせたプロペルチ式の連続鋳造圧延機を用いれば、例えば直径５〜１５ｍｍの棒材を得ることができる。また、水中紡糸法を用いれば、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、直径１〜１３ｍｍの棒材を得ることができる。鋳造及び熱間加工（圧延）は、ビレット鋳造及び押出法などにより行ってもよい。また、上記鋳造後や熱間加工後に再熱処理を施してもよく、本再熱処理を施す場合は、４００℃以上に保持される時間が３０分以下であることが好ましい。

［４］第１伸線加工
次いで、表面の皮むきを実施して、例えば直径５〜１２．５ｍｍφの適宜の太さの棒材とし、これを冷間で伸線加工する。加工度ηは、１〜６の範囲であることが好ましい。ここで「加工度η」は、伸線加工前の線材断面積をＡ０、伸線加工後の線材断面積をＡ１とすると、η＝ｌｎ（Ａ０／Ａ１）で表される。加工度ηが１未満だと、次工程の熱処理時、再結晶粒が粗大化し、引張強度及び伸びが著しく低下し、断線の原因になるおそれがある。また、加工度ηが６よりも大きいと、伸線加工が困難となり、伸線加工中に断線するなど品質の面で問題を生ずるおそれがあるからである。表面の皮むきは、行うことによって表面の清浄化がなされるが、行わなくてもよい。

［５］第１熱処理（中間熱処理）
次に、冷間伸線した被加工材に第１熱処理を施す。本発明の第１熱処理は、被加工材の柔軟性を取り戻し、伸線加工性を高めるために行うものである。伸線加工性が十分であり、断線が生じなければ第１熱処理は行わなくてもよい。

［６］第２伸線加工
上記第１熱処理の後、さらに冷間で伸線加工を施す。この際の加工度ηは１〜６の範囲が好ましい。加工度ηは、再結晶粒の形成及び成長に影響を及ぼす。加工度ηが１よりも小さいと、次工程の熱処理時、再結晶粒が粗大化し、引張強度及び伸びが著しく低下する傾向があり、また、加工度ηが６よりも大きいと、伸線加工が困難となり、伸線加工中に断線するなど品質の面で問題を生ずる傾向があるからである。なお、第１熱処理を行わない場合、第１伸線加工と第２伸線加工は連続で行ってもよい。

また、最終線径の２倍の線径を有する加工材から当該最終線径を有する線材を得るまでに付与されるラインテンションを５０Ｎ以下とすることが必要である。一般的な従来技術の量産では１０〜２０個程度のダイスを用いて連続伸線を行うが、その場合、巻き取り直前の線材、すなわち最終ダイスから巻取り機の間の線材に大きな応力が発生し、母相中のボイド生成の原因となる。よって、本発明における第２伸線加工では、線材が最終線径の２倍の線径から当該最終線径となるまでの間、最大ラインテンションを５０Ｎ以下で伸線する。５０Ｎ以下にすることで、線材への応力を小さくすることができ、ボイドの生成を抑えることができる。５０Ｎを超えると線材への応力が大きくなるために母相中におけるＦｅ系化合物の近傍のボイドが増加するので好ましくない。

例えば、便宜上４個のダイスを用いて説明すると、従来の伸線加工では、図１（ａ）に示すように、ダイス１１，１２，１３，１４ではそれぞれ線材１に張力Ｔ１，Ｔ２、Ｔ３，Ｔ４が加えられ、最終ダイスであるダイス１４から巻取り機２０の間の線材１’に大きな張力（Ｔ１＋Ｔ２＋Ｔ３＋Ｔ４）が付与される。よって、本実施形態の伸線加工では、図１（ｂ）に示すように、ダイス１２とダイス１３の間に駆動式の滑車３０を配置することで、ダイス１４から巻き取り機２０の間に小さな張力（Ｔ３＋Ｔ４）が付与される方法を採用する。なお、最大ラインテンションが５０Ｎ以下である伸線は、第２伸線加工時の一部又は全部で行われてもよく、また、第２伸線加工時のみならず、第１伸線加工時及び第２伸線加工時の双方で行われてもよい。また、ダイスにおける１パス当たりの加工率を大きくするなどしてダイスの使用個数を制限することによっても、Ｆｅ系化合物周辺でのボイド形成を抑制することが可能である。

［７］第２熱処理（溶体化熱処理）
伸線加工した加工材に第２熱処理を施す。本実施形態の第２熱処理は、ランダムに含有されているＭｇとＳｉの化合物をアルミニウム母相中に溶け込ませるために行う溶体化熱処理である。溶体化処理は、加工中にＭｇやＳｉの濃化部分をならす（均質化する）ことができ、最終的な時効熱処理後でのＭｇとＳｉの化合物の粒界偏析の抑制につながる。第２熱処理は、具体的には、４５０〜５８０℃の範囲内の所定温度で加熱し、所定時間保持し、その後、少なくとも１５０℃の温度までは１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する熱処理である。第２熱処理の加熱時の所定温度が５８０℃よりも高いと、結晶粒径が粗大化して異常成長粒が生成し、前記所定温度が４５０℃よりも低いと、Ｍｇ_２Ｓｉを十分に固溶させることができない。したがって、第２熱処理における加熱時の所定温度は４５０〜５８０℃の範囲とし、ＭｇおよびＳｉの含有量によっても変化するが、好ましくは４５０〜５４０℃、より好ましくは４８０〜５２０℃の範囲とする。また、第２熱処理における前記所定温度で保持する時間は、再熱処理や中間熱処理を行う場合には、再熱処理、中間熱処理と合わせて３０分以内にすることが好ましい。

第２熱処理を行う方法としては、例えば、バッチ焼鈍、ソルトバス（塩浴）でも、高周波加熱、通電加熱、走間加熱などの連続熱処理でもよい。

ただし、高周波加熱や通電加熱を用いた場合、通常は線材に電流を流し続ける構造になっているため、時間の経過と共に線材温度が上昇する。そのため、電流を流し続けると線材が溶融してしまう可能性があるので、適正な時間範囲にて熱処理を行う必要がある。走間加熱を用いた場合においても、短時間の焼鈍であるため、通常、走間焼鈍炉の温度は線材温度より高く設定される。長時間の熱処理では線材が溶融してしまう可能性があるため、適正な時間範囲にて熱処理を行う必要がある。また、すべての熱処理において被加工材にランダムに含有されているＭｇ、Ｓｉ化合物をアルミニウム母相中に溶け込ませる所定の時間以上が必要である。以下、各方法による熱処理を説明する。

高周波加熱による連続熱処理は、高周波による磁場中を線材が連続的に通過することで、誘導電流によって線材自体から発生するジュール熱により熱処理するものである。急熱、急冷の工程を含み、線材温度と熱処理時間で制御し線材を熱処理することができる。冷却は、急熱後、水中又は窒素ガス雰囲気中に線材を連続的に通過させることによって行う。この熱処理における加熱保持時間は、０．０１〜２ｓとすることが好ましく、０．０５〜１ｓとすることがより好ましく、さらに好適には０．０５〜０．５ｓである。

連続通電熱処理は、２つの電極輪を連続的に通過する線材に電流を流すことによって線材自体から発生するジュール熱により熱処理するものである。急熱、急冷の工程を含み、線材温度と熱処理時間で制御し線材を熱処理することができる。冷却は、急熱後、水中、大気中又は窒素ガス雰囲気中に線材を連続的に通過させることによって行う。この熱処理における加熱保持時間は、０．０１〜２ｓとすることが好ましく、０．０５〜１ｓとすることがより好ましく、さらに好適には０．０５〜０．５ｓである。

連続走間熱処理は、高温に保持した熱処理炉中を線材が連続的に通過して熱処理させるものである。急熱、急冷の工程を含み、熱処理炉内温度と熱処理時間で制御し線材を熱処理することができる。冷却は、急熱後、水中、大気中又は窒素ガス雰囲気中に線材を連続的に通過させることによって行う。この熱処理における加熱保持時間は、０．５〜３０ｓであることが好ましい。

線材温度及び熱処理時間の一方又は両方の数値が上記で規定される条件より小さい場合は、溶体化が不完全になり後工程の時効熱処理時に生成する溶質原子クラスターやβ”相やＭｇ_２Ｓｉ析出物が少なくなり、引張強度、耐衝撃性、耐屈曲疲労特性、導電率の向上幅が小さくなる。線材温度及び熱処理時間の一方又は両方の数値が上記で規定される条件より高い場合は、結晶粒が粗大化すると共に、アルミニウム合金線材中の化合物相の部分溶融（共晶融解）が起こり、引張強度、伸びが低下し、導体の取り扱い時に断線が起こりやすくなる。

［８］第３熱処理（時効熱処理）
次いで、第３熱処理を施す。この第３熱処理は、Ｍｇ、Ｓｉ化合物または、溶質原子クラスターを生成させるために行う時効熱処理である。時効熱処理は、２０〜２５０℃の範囲内の所定温度で加熱する。時効熱処理における前記所定温度は、２０℃未満であると、溶質原子クラスターの生成が遅く、必要な引張強度と伸びを得るために時間が掛かるため量産的に不利である。また、前記所定温度が２５０℃よりも高いと、強度に最も寄与するＭｇ_２Ｓｉ針状析出物（β”相）の他に、粗大なＭｇ_２Ｓｉ析出物が生成して強度が低下する。そのため、前記所定温度は、より伸びの向上に効果のある溶質原子クラスターを生成させる場合には、２０〜７０℃とすることが好ましく、また、β”相も同時に析出させ、引張強度と伸びのバランスを取る場合には、１００〜１５０℃とすることが好ましい。

さらに、時効熱処理における加熱・保持時間は、温度によって最適な時間が変化する。低温では長時間、高温では短時間の加熱が引張強度、伸びを向上させる上で好ましい。長時間の加熱では、例えば１０日間以内であり、短時間での加熱では、好ましくは１５時間以下、更に好ましくは８時間以下である。なお、時効熱処理における冷却は、特性のバラつきを防止するために、可能な限り冷却速度を速くすることが好ましい。もちろん、製造工程上、速く冷却できない場合であっても、溶質原子クラスターの生成が十分なされる時効条件であれば、適宜設定することができる。

本実施形態のアルミニウム合金線材は、素線径を、特に制限はなく用途に応じて適宜定めることができるが、細物線の場合は０．１〜０．５ｍｍφ、中細物線の場合は０．８〜１．５ｍｍφとすることが好ましい。本実施形態のアルミニウム合金線材は、アルミニウム合金線として、単線で細くして使用できることが利点の一つであるが、複数本束ねて撚り合わせて得られるアルミニウム合金撚線として使用することもでき、本発明の製造方法を構成する上記［１］〜［８］の工程のうち、［１］〜［６］の各工程を順次行ったアルミニウム合金線材を複数本に束ねて撚り合わせた後に、［７］溶体化熱処理および［８］時効熱処理の工程を行ってもよい。

また、本実施形態では、さらに追加の工程として、鋳造工程後や、熱間加工後に、従来法で行われているような均質化熱処理を行なうことも可能である。均質化熱処理は、添加元素を均一に分散させることができるため、その後の第３熱処理にて溶質原子クラスターやβ”析出相を均一に生成しやすくなり、引張強度および伸びの向上と、引張強度に対する適度な低耐力値がより安定して得られる。均質化熱処理は、加熱温度を４５０℃〜６００℃にて行なうことが好ましく、より好ましくは５００〜６００℃である。また、均質化加熱処理における冷却は、０．１〜１０℃／分の平均冷却速度で徐冷することが、均一な化合物が得られやすくなる点で好ましい。

（３）本発明のアルミニウム合金線材の組織的な特徴
上述のような製造方法によって製造された本発明のアルミニウム合金線材は、線材長手方向に平行な断面において、面積が２０μｍ^２を超えるボイドは、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ^２当たりの前記ボイドの存在割合が、平均で１個/１０００μｍ^２以下の範囲である点に特徴がある。面積が２０μｍ^２を超えるボイドの前記存在割合が、１個/１０００μｍ^２よりも多く存在すると、振動時にボイドが応力集中源となり亀裂が発生し易く、また亀裂の伝達を促進し、寿命が低下するからである。また、本発明のアルミニウム合金線材は、好ましくは、面積が１μｍ^２超えのボイドの存在割合を、前記断面において１０００μｍ^２当たり１個以下の範囲に制限した組織とする。さらに、本発明のアルミニウム合金線材は、より好ましくは、前記断面において、面積が４μｍ^２を超えるＦｅ系化合物は、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ^２当たりの前記Ｆｅ系化合物の存在割合が、平均で１個/１０００μｍ^２以下の範囲である組織とする。面積が４μｍ^２を超えるＦｅ系化合物が、１個/１０００μｍ^２よりも多く存在すると、Ｆｅ系化合物の周辺にボイドが発生し易くなり、寿命が低下する傾向がある。さらにまた、本発明のアルミニウム合金線材は、より好適には、前記断面において、面積が０．００２〜１μｍ^２のＦｅ系化合物の存在割合が、平均で１個／１０００μｍ^２以上の範囲である組織とし、さらに加えて、金属組織中で無作為に選ばれた隣り合って連続した少なくとも１０００個の結晶粒を観察したとき、線材の直径方向に沿った最大寸法が前記線材の直径の半分以上である結晶粒の平均存在確率が０．１０％未満であること（より具体的には１０００個の結晶粒を観察したときに、線材の直径方向に沿った最大寸法が前記線材の直径の半分以上である結晶粒の数が平均して1個未満であること）が特に好ましい。面積が０．００２〜１μｍ^２のＦｅ系化合物の存在割合が１個／１０００μｍ^２以上存在すると、Ｆｅ系化合物が結晶核となる効果、または粒界をピニングする効果が発揮されやすく、その結果、好ましくない粗大な結晶粒が生成しにくくなる。また、上記結晶粒の観察にて線径の半分以上の直径を有する結晶粒が存在していると、屈曲疲労特性と耐振動性が著しく低下するためことが考えられるので、できるだけそのような結晶粒が生じないようにすることが好ましい。

（４）本発明のアルミニウム合金線材の特性
耐振動性は、エンジンの振動に耐えうるため、破断にいたるまでの振動繰返回数が２００万回以上であるのが好ましく、より好ましくは４００万回以上である。
耐屈曲疲労特性は、ドア部での繰り返し屈曲に耐え得るため、破断にいたるまでの屈曲繰返回数が２０万回以上であるのが好ましく、より好ましくは４０万回以上である。
導電率は、ジュール熱による発熱を防ぐため、４０％ＩＡＣＳ以上であるのが好ましく、より好ましくは４５％ＩＡＣＳ以上である。また導電率は、更に好ましくは５０％ＩＡＣＳ以上であり、この場合更なる細径化が可能となる。
０．２％耐力は、ワイヤーハーネス取付け時の作業性を低下させないため、２５０ＭＰａ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材は、アルミニウム合金線として、または複数本のアルミニウム合金線を撚り合わせて得られるアルミニウム合金撚線として使用することができるとともに、さらに、アルミニウム合金線またはアルミニウム合金撚線の外周に被覆層を有する被覆電線として使用することもでき、加えて、被覆電線と、この被覆電線の、被覆層を除去した端部に装着された端子とを具えるワイヤーハーネス（組電線）として使用することもまた可能である。

（実施例、比較例）
必須の含有成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅ及びＡｌと、選択的に添加する成分であるＴｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉのうちの少なくとも１成分とを、表１に示す化学組成（質量％）になる合金素材を用意し、この合金素材を、プロペルチ式の連続鋳造圧延機を用いて、溶湯を水冷した鋳型で、表２に示す条件で連続的に鋳造しながら圧延を行い、φ９ｍｍの棒材とした。次いで、これを所定の加工度が得られるように第１伸線加工を施した。次に、この第１伸線加工を施した加工材に、第１熱処理（中間熱処理）を施し、さらにφ０．３ｍｍの線径まで所定の加工度が得られるように第２伸線加工を行った。次に、表２に示す条件で第２熱処理（溶体化熱処理）を施した。第１及び第２熱処理とも、バッチ式熱処理では、線材に熱電対を巻きつけて線材温度を測定した。連続通電熱処理では、線材の温度が最も高くなる部分での測定が設備上困難であるため、ファイバ型放射温度計（ジャパンセンサ社製）で線材の温度が最も高くなる部分よりも手前の位置にて温度を測定し、ジュール熱と放熱を考慮して最高到達温度を算出した。高周波加熱および連続走間熱処理では、熱処理区間出口付近の線材温度を測定した。次に表２に示す条件で第３熱処理（時効熱処理）を施し、アルミニウム合金線を製造した。

作製された各々の実施例および比較例のアルミニウム合金線について以下に示す方法により各特性を測定した。

（Ａ）耐振動性試験
藤井精機（現フジイ）社製、装置名「繰り返し曲げ試験機」を用い、エンジンでの振動によるアルミ線に負荷される際のひずみを想定し、線材外周部に０．０９％の曲げ歪みが与えられる治具を使用して、耐振動性能を測定した。図４に測定装置の概略図を示す。線材外周部歪を０．０９％とする場合、φ０．３ｍｍの線材では曲げ冶具３２及び３３は半径１７０ｍｍの曲率となる。線材３１を、曲げ治具３２及び３３の間に形成した１ｍｍの隙間に挿入し、曲げ冶具３２及び３３に沿わせるような形で繰り返し運動をさせた。線材は、一端を繰り返し曲げが実施できるよう押さえ冶具３５に固定し、もう一端には約１０ｇの重り３４を連結してぶら下げた。試験中は押さえ冶具３５が動くため、それに固定されている線材３１も動き、繰り返し曲げが実施できる。雰囲気温度は２５±５℃に保ち、毎分１００往復する速度で測定した。本方法にて、アルミニウム合金線が破断するまでの振動繰返回数を測定した。本実施例では、破断までの振動繰返回数が２００万回以上を十分な耐振動性能を持つと判断し、合格とした。なお、耐振動性試験には比較的多くの時間を要するため、振動繰返回数が２００万回を超えた場合には、２００万回を超えた任意のところで試験を打ち切った。

（Ｂ）導電率（ＥＣ）
長さ３００ｍｍの試験片を２０℃（±０．５℃）に保持した恒温漕中で、四端子法を用いて各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について比抵抗を測定し、その平均導電率を算出した。端子間距離は２００ｍｍとした。本実施例では、導電率は４５％ＩＡＣＳ以上を合格レベルとした。

（Ｃ）耐屈曲疲労特性の測定方法
上述の耐振動性試験で用いた装置（藤井精機（現フジイ）社製、装置名「繰り返し曲げ試験機」）を用い、線材外周部に０．１７％の曲げ歪みを与えるために、今度は半径９０ｍｍの曲げ冶具３２及び３３を用いて、雰囲気温度２５±５℃における耐屈曲疲労特性を評価した。これは、耐屈曲疲労特性の基準として、ひずみ振幅は±０．１７％としたことに相当する。耐屈曲疲労特性はひずみ振幅によって変化する。一般に、ひずみ振幅が大きいと、疲労寿命は短くなり、ひずみ振幅が小さいと、疲労寿命は長くなる傾向がある。ひずみ振幅は、線材の線径と曲げ冶具の曲率半径により決定することができるため、線材の線径と曲げ冶具の曲率半径は任意に設定して屈曲疲労試験を実施することが可能である。この装置を用い、図４に示すような方法にて、前述のように０．１７％の曲げ歪みが与えられる治具を使用して、繰り返し曲げを実施することにより、破断までの屈曲繰返回数を測定した。屈曲繰返回数は各４本ずつ測定し、その平均値を求めた。本実施例では、破断までの屈曲繰返回数が２０万回以上を合格とした。

（Ｄ）ボイドの測定方法
作製したアルミニウム合金線材をイオンミリングにて中心を観察できるまで加工し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、線材長手方向に平行な断面に存在するボイドの面積（μｍ^２）および存在割合（個／１０００μｍ^２）を測定した。ボイドの面積は（株）日立サイエンスシステムズ製 ＳＥＭＥＤＸ ＴｙｐｅＮを用いて、電子ビーム加速電圧２０ＫＶにて １０００〜１００００倍で観察した画像から、フリーソフトＩｍａｊｅＪＪで境界を指定し面積を算出した。具体的には、前記断面において、面積が１μｍ^２超えまたは面積が２０μｍ^２を超えるボイドの存在割合（分散密度）を、以下の手法で測定した。一点目は線材の任意の位置にて、前記断面の、１０００μｍ^２の面積範囲内で観察する。二点目は一点目から線材長手方向に１０００ｍｍ以上離れた線材の位置にて、前記断面の、１０００μｍ^２の面積範囲内で観察した。三点目は一点目から線材長手方向に２０００ｍｍ以上離れ、かつ二点目から線材長手方向に１０００ｍｍ以上離れた線材の位置にて、前記断面の、１０００μｍ^２の面積範囲内で観察し、前記断面において、面積が１μｍ^２超えまたは面積が２０μｍ^２を超えるボイドの存在割合（個／１０００μｍ^２）を算出した。

（Ｅ）Ｆｅ系化合物の測定方法
作製したアルミニウム合金線材をイオンミリングにて中心を観察できるまで加工し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、線材長手方向に平行な断面に存在するＦｅ系化合物の面積（μｍ^２）および存在割合（個／１０００μｍ^２）を測定した。具体的には、前記断面に存在する、面積が４μｍ^２を超え、または面積が０．００２〜１μｍ^２のＦｅ系化合物の存在割合を以下の手法で測定した。一点目は線材の任意の位置にて、前記断面の、１０００μｍ^２の面積範囲内で観察した。二点目は一点目から線材長手方向に１０００ｍｍ以上離れた線材の任意の位置にて、前記断面の、１０００μｍ^２の面積範囲内で観察した。三点目は一点目から線材長手方向に２０００ｍｍ以上離れ、かつ二点目から線材長手方向に１０００ｍｍ以上離れた線材の位置にて、前記断面の、１０００μｍ^２の面積範囲内で観察し、前記断面に存在する、面積が４μｍ^２を超え、または面積が０．００２〜１μｍ^２のＦｅ系化合物の存在割合（個／１０００μｍ^２）を算出した。
Ｆｅ系化合物の同定には、（株）日立サイエンスシステムズ製 ＳＥＭＥＤＸ ＴｙｐｅＮを用いて、電子ビーム加速電圧２０ＫＶにて 元素分析を行った。
Ｆｅのカウントがバックグラウンドの2倍を超える場合にＦｅ系化合物と同定した。また、Ｆｅ系化合物の面積は上記ＳＥＭＥＤＸ ＴｙｐｅＮを用いて１０００〜１００００倍で観察した画像から、フリーソフトＩｍａｊｅＪＪで境界を指定し面積を算出した。
これら、ボイドの測定およびFe系化合物の評価の際に取得した従来のアルミニウム合金線材のＳＥＭ画像を図２（ａ）および（ｂ）に、また、本実施形態の一例のアルミニウム合金線材のＳＥＭ画像を図３に示す。 このような断面画像を上述のように評価した。

（Ｆ）結晶粒寸法測定方法
得られた各々の線材に対し、その中心線を含み、線材長手方向（伸線方向）に平行な断面を観察できるように切り出し、樹脂に埋め、機械研磨、電解研磨を行い、２００〜４００倍の光学顕微鏡で偏光板を用いて撮影し、図５に示すような画像を得た。撮影画像において、結晶粒の線材長手方向（伸線方向）に垂直な方向の面内における長手方向最大長さ（線材径方向長さ）を結晶粒の直径と定義し、無作為に選ばれた隣り合って連続した少なくとも１０００個の結晶粒を観察し、線径の半分以上の直径を有する結晶粒が存在するか否かを確認した。
線材の直径方向に沿った最大寸法（結晶粒の直径）が前記線材の直径（線径）の半分以上である結晶粒の存在確率Ｐ（％）は以下の式を用いて数値化した。

Ｐ（％）＝(線径の半分以上の直径を有する結晶粒の数／測定された結晶粒の数)×100

上記方法により線材の特性を総合的に判定した結果を表２に示す。なお、表２中の判定の欄中に記載された「Ａ」は、振動繰返回数が４００万回以上、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上、屈曲繰返回数が４０万回以上および０．２％耐力が２００ＭＰａ未満である場合であり、「Ｂ」は、振動繰返回数が２００万回以上４００万回未満、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上、屈曲繰返回数が２０万回以上および０．２％耐力が２００ＭＰａ未満である場合であり、そして「Ｃ」は、振動繰返回数が２００万回未満、導電率が４０％ＩＡＣＳ未満、屈曲疲労回数が２０万回未満および０．２％耐力が２５０ＭＰａ以上のうち、少なくとも１つに該当する場合である。

表２の結果より、各々のアルミニウム合金線材において、ボイドまたはFe化合物等に関する種々条件と、評価された特性の相関関係が読み取れる。次のことが明らかである。実施例１〜９のアルミニウム合金線材は、いずれも、高い導電率、適度な低耐力を示すと共に、高い耐振動特性及び高い耐屈曲疲労特性を示した。

これに対し、比較例１では、Ｆｅ含有量が本発明の範囲よりも多いため、耐振動特性および耐屈曲疲労特性の双方が劣るとともに、０．２％耐力の数値も大きく、電線取り回し性にも劣っていた。比較例２では、Ｆｅ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、線径の半分以上の直径を有する大きな結晶粒が存在し、耐振動特性及び耐屈曲疲労特性の双方が劣っていた。比較例３〜５は、いずれも巻き取り直前のラインテンションが５３〜６０Ｎと５０Ｎよりも大きく、表２に示す、面積が２０μｍ^２を超えるボイドの存在割合が２〜３個/１０００μｍ^２と本発明の範囲外であるため、耐振動特性及び耐屈曲疲労特性の双方が劣った。また、特許文献１の発明例１に相当する条件で行った比較例６は、巻き取り直前のラインテンションが７０Ｎと５０Ｎよりも大きく、表２に示す、面積が２０μｍ^２を超えるボイドの存在割合が２個/１０００μｍ^２と本発明の範囲外であるため、耐振動特性及び耐屈曲疲労特性の双方が劣った。さらに、従来のアルミニウム合金線材のＳＥＭ画像である図２（ａ）および（ｂ）、および本実施形態の一例のアルミニウム合金線材のＳＥＭ画像である図３に示すように、従来の製造方法で伸線されたアルミニウム合金線材では、面積が４μｍ^２超えの粗大なＦｅ系化合物の近傍にボイドが発生していた。一方、本発明に従う製造方法で伸線されたアルミニウム合金線材では、Ｆｅ系化合物は存在するものの、面積が４μｍ^２超えの粗大なＦｅ系化合物は存在せず、また、存在する微細なＦｅ系化合物の近傍にはボイドが発生していないことから、本発明の製造方法で伸線することで微細なＦｅ系化合物周辺でのボイド形成が抑制されていた。

本発明のアルミニウム合金線材は、ＭｇおよびＳｉを含有するアルミニウム合金を用いることを前提とし、素線径が０．５ｍｍ以下である細径線として使用した場合であっても、高い導電率及び適度な低耐力を確保しつつ、電線取り回し性を向上することが可能であり、加えて、高い耐振動特性及び高い耐屈曲疲労特性の双方を実現することができる。よって、移動体に搭載されるバッテリーケーブル、ワイヤーハーネスあるいはモータ用導線、産業用ロボットの配線体として有用である。さらに、本発明のアルミニウム合金線材は、耐屈曲疲労特性が高いことから従来の電線よりも電線径を細くすることも可能である。また、高い耐振動特性及び高い耐屈曲疲労特性の双方を実現することができることから、１種類の線材で種々の場所に適用することができ、例えばドア部やエンジン部などの異なる歪みが加えられる場所に同じ線材を使用することができ、部品共通化を図れる点で、量産車などの部品として極めて有用である。

１ 線材
１’ 線材
１１，１２，１３，１４ ダイス
２０ 巻取り機
３０ 滑車
３１ 線材
３２，３３ 曲げ治具
３４ 重り
３５ 押さえ冶具

Claims (12)

1. Ｍｇ：０．１〜１．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．２質量％、Ｆｅ：０．１０〜１．４０質量％、Ｔｉ：０〜０．１００質量％、Ｂ：０〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０〜１．００質量％、Ａｇ：０〜０．５０質量％、Ａｕ：０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０〜１．００質量％、Ｃｒ：０〜１．００質量％、Ｚｒ：０〜０．５０質量％、Ｈｆ：０〜０．５０質量％、Ｖ：０〜０．５０質量％、Ｓｃ：０〜０．５０質量％、Ｃｏ：０〜０．５０質量％、Ｎｉ：０〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、
   Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．１０〜２．００質量％であり、
   線材長手方向に平行な線材の中心線を含む断面において、面積が２０μｍ^２を超えるボイドは、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ^２当たりの前記ボイドの存在割合が、１個/１０００μｍ^２以下の範囲であり、
   前記断面において、面積が１μｍ^２を超えるボイドは、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ^２当たりの前記ボイドの存在割合が、１個/１０００μｍ^２以下の範囲
   であり、
   金属組織中で少なくとも１０００個の結晶粒を観察したとき、線材の直径方向に沿った最大寸法が前記線材の直径の半分以上である結晶粒の存在確率が０．１０％未満である、アルミニウム合金線材。
2. 前記断面において、面積が４μｍ^２を超えるＦｅ系化合物は、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ^２当たりの前記Ｆｅ系化合物の存在割合が、１個/１０００μｍ
   ^２以下の範囲である、請求項１記載のアルミニウム合金線材。
3. 前記断面において、面積が０．００２〜１μｍ^２のＦｅ系化合物の存在割合が、１個／１０００μｍ^２以上の範囲である、請求項１又は２記載のアルミニウム合金線材。
4. 振動疲労回数が２００万回以上、屈曲疲労回数が２０万回以上、及び導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である、請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
5. 前記組成が、Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％とＢ：０．００１〜０．０３０質量％のうち両方かいずれかひとつを含有する、請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
6. 前記組成が、Ｃｕ：０．０１〜１．００質量％、Ａｇ：０．０１〜０．５０質量％、Ａｕ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１〜１．００質量％、Ｃｒ：０．０１〜１．００質量％、Ｚｒ：０．０１〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．０１〜０．５０質量％、Ｖ：０．０１〜０．５０質量％、Ｓｃ：０．０１〜０．５０質量％、Ｃｏ：０．０１〜０．５０質量％およびＮｉ：０．０１〜０．５０質量％のうち、少なくともひとつを含有する、請求項１〜５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
7. 前記組成が、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％を含有する、請求項１〜６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
8. 素線径が０．１〜０．５ｍｍであるアルミニウム合金線である、請求項１〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
9. 請求項８記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて得られるアルミニウム合金撚線。
10. 請求項８記載のアルミニウム合金線または請求項９記載のアルミニウム合金撚線の外周に被覆層を有する被覆電線。
11. 請求項１０記載の被覆電線と、該被覆電線の、前記被覆層を除去した端部に装着された端子とを具えるワイヤーハーネス。
12. Ｍｇ：０．１〜１．０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．２質量％、Ｆｅ：０．１０〜１．４０質量％、Ｔｉ：０〜０．１００質量％、Ｂ：０〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０〜１．００質量％、Ａｇ：０〜０．５０質量％、Ａｕ：０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０〜１．００質量％、Ｃｒ：０〜１．００質量％、Ｚｒ：０〜０．５０質量％、Ｈｆ：０〜０．５０質量％、Ｖ：０〜０．５０質量％、Ｓｃ：０〜０．５０質量％、Ｃｏ：０〜０．５０質量％、Ｎｉ：０〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．１０〜２．００質量％であるアルミニウム合金素材を、溶解、鋳造後に、熱間加工を経て荒引線を形成し、その後、少なくとも伸線加工、溶体化熱処理および時効熱処理の各工程を行うことにより得られる、線材長手方向に平行な線材の中心線を含む断面において、面積が２０μｍ ^２ を超えるボイドは、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ ^２ 当たりの前記ボイドの存在割合が、１個/１０００μｍ ^２ 以下の範囲であり、前記断面において、面積が１μｍ ^２ を超えるボイドは、存在しないか、あるいは存在しても１０００μｍ ^２ 当たりの前記ボイドの存在割合が、１個/１０００μｍ ^２ 以下の範囲であり、かつ、金属組織中で少なくとも１０００個の結晶粒を観察したとき、線材の直径方向に沿った最大寸法が前記線材の直径の半分以上である結晶粒の存在確率が０．１０％未満であるアルミニウム合金線材の製造方法であって、
    前記伸線加工において、最終線径の２倍の線径から当該最終線径となるまでの間、最大ラインテンションを５０Ｎ以下で伸線し、
    前記溶体化熱処理は、４５０〜５８０℃の範囲内の所定温度で加熱し、所定時間保持し、その後、少なくとも１５０℃の温度までは１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、 前記時効熱処理は２０〜２５０℃の範囲内の所定温度で加熱し、
    前記鋳造時における溶湯温度から４００℃までの平均冷却速度が２０〜５０℃／ｓｅｃであり、前記鋳造後、前記伸線加工前に再熱処理を行い、該再熱処理は、４００℃以上の所定温度に加熱し、該所定温度で保持される時間が３０分以下であることを特徴とするアルミニウム合金線材の製造方法。

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