JP7158658B2 - アルミニウム合金、アルミニウム合金線、及びアルミニウム合金の製造方法 - Google Patents

Description

本開示は、アルミニウム合金、アルミニウム合金線、及びアルミニウム合金の製造方法に関する。本出願は、２０１９年５月２９日に出願した日本特許出願である特願２０１９－１００６０４号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。

特許文献１は、電線に用いられる導体線として、Ｆｅを含むアルミニウム合金からなる線材を開示する。また、特許文献１は、上記線材の製造方法として、上記アルミニウム合金からなる連続鋳造圧延材に伸線加工を施し、得られた伸線材に軟化処理を施すことを開示する。

特開２０１０－０６７５９１号公報

本開示の第一のアルミニウム合金は、
Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含む組成を有する。

本開示の第二のアルミニウム合金は、
Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有する。

本開示のアルミニウム合金線は、
本開示のアルミニウム合金から構成される。

本開示のアルミニウム合金の製造方法は、
Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含むアルミニウム合金から構成される素材を製造する工程と、
前記素材に熱処理を施す工程とを備える。

図１は、ＡｌとＦｅとを含む化合物の最大長さの測定方法を説明する図である。

[本開示が解決しようとする課題]
導電性に優れつつ、より高強度なアルミニウム合金が望まれている。

特許文献１に記載されるアルミニウム合金線では、導電率が５８％ＩＡＣＳ以上であり、破断伸びが１０％以上であるものの、引張強さが２００ＭＰａ以下である。例えば、イヤホン等に利用される極細線（例、線径０．１μｍ以下）では、音振動等によって破断しないように、強度に優れることが望まれる。従って、上述のような高い導電率を有しつつ、より高い引張強さを有して強度に優れるアルミニウム合金が望まれる。更に、破断伸びが高く靭性にも優れるアルミニウム合金が好ましい。

一般に、合金中の添加元素の含有量が多ければ、合金の強度が向上する傾向にある。しかし、固溶強化型の添加元素では、添加元素の含有量の増加に伴って合金の導電率が低下し易い。母相を構成するＡｌに対する添加元素の固溶量が多くなるからである。析出可能な添加元素であっても、析出物の状態によっては合金の導電率の低下を招く場合がある。例えば、析出物が粗大であったり、凝集して塊状になっていたり、連続した長いものであったりすると、Ａｌの導電パスを妨げて、合金の電気抵抗が増大し易い。ひいては、合金の導電率が低下する。

そこで、本開示は、導電性に優れると共に高強度なアルミニウム合金およびアルミニウム合金線を提供すること、並びに、導電性に優れると共に高強度なアルミニウム合金を製造できるアルミニウム合金の製造方法を提供することを目的とする。
[本開示の効果]

本開示のアルミニウム合金、及び本開示のアルミニウム合金線は、導電性に優れると共に高強度である。本開示のアルミニウム合金の製造方法は、導電性に優れると共に高強度なアルミニウム合金を製造できる。

［本開示の実施形態の説明］
最初に本開示の実施態様を列記して説明する。
（１）本開示の第一の態様に係るアルミニウム合金（以下、Ａｌ合金と呼ぶことがある）は、
Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含む組成を有する。

本発明者らは、上述の範囲でＦｅを含む場合に、更にＮｄを上述の範囲で含むと、引張強さが大きく向上し、強度に優れるとの知見を得た。本開示のＡｌ合金は、上記知見に基づくものである。

本開示の第一のＡｌ合金は、以下の理由によって、導電性に優れると共に高強度である。上記理由の一つとして、Ｆｅ及びＮｄを上述の範囲で含むＡｌ合金は、代表的には以下の特定の組織を有することが挙げられる。上記特定の組織は、Ａｌを主体とする母相が微細な結晶から構成されると共に、この微細な結晶組織中に、ＡｌとＦｅとを含む化合物（以下、Ｆｅ－Ａｌ化合物と呼ぶことがある）が微細な粒子となって分散している。ＡｌとＦｅとの金属間化合物といったＦｅ－Ａｌ化合物は、一般に粗大に成長し易い。これに対し、Ｎｄは上記化合物を微細な析出物とする作用を有すると考えられる。上記化合物が微細であれば、母相を構成する結晶の成長を抑制して、母相の結晶が微細になり易い。

上述の特定の組織を有するＡｌ合金は、微細な結晶の粒界強化による強度の向上効果と、微細なＦｅ－Ａｌ化合物の分散強化による強度の向上効果とによって、強度に優れる。また、このようなＡｌ合金は、室温（例、２５℃）において強度に優れるだけでなく、高温（例、１５０℃）においても引張強さが低下し難く、耐熱性にも優れる。更に、上記化合物が微細であれば、割れの起点になり難い。そのため、Ａｌ合金は、高い伸びを有し易く、靭性にも優れる。

Ｆｅ及びＮｄが析出する等して母相に固溶していなければ、Ａｌに対するＦｅ及びＮｄの固溶量が少なくなり易い。また、Ｆｅ－Ａｌ化合物が微細であれば、Ａｌの導電パスを妨げ難い。そのため、上述の特定の組織を有するＡｌ合金は、固溶に起因する導電率の低下と上記化合物に起因する導電率の低下とが少なく、導電性に優れる。

（２）本開示の第二の態様に係るＡｌ合金は、
Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有する。

本開示の第二のＡｌ合金は、上述した第一のＡｌ合金と同様の理由によって、導電性に優れると共に高強度である。また、本開示の第二のＡｌ合金は、上述した第一のＡｌ合金と同様の理由によって、耐熱性、靭性にも優れる。

更に、本開示の第二のＡｌ合金は、添加元素がＦｅ及びＮｄの二種類である。このようなＡｌ合金は、製造過程において組成や熱処理条件等を調整し易い。この点で、本開示の第二のＡｌ合金は製造性にも優れる。

（３）本開示の第一のＡｌ合金又は第二のＡｌ合金の一例として、
前記組成におけるＦｅの含有量は１．０質量％以上２．４質量％以下である形態が挙げられる。

上記形態は、Ｆｅ－Ａｌ化合物の分散強化による強度の向上効果を得易い。また、上記形態は、上記化合物が粗大になり難く、微細になり易い。ひいては、母相を構成する結晶も微細になり易い。

（４）本開示の第一のＡｌ合金又は第二のＡｌ合金の一例として、
前記組成におけるＮｄの含有量は０．０１質量％以上０．５質量％以下である形態が挙げられる。

上記形態では、Ｆｅ－Ａｌ化合物が粗大になり難く、微細になり易い。ひいては、母相を構成する結晶も微細になり易い。また、上記形態は、後述するようにＮｄの含有に起因する導電率の低下を招き難い。

（５）本開示の第一のＡｌ合金又は第二のＡｌ合金の一例として、
母相と、化合物とを含む組織を有し、
前記母相は、Ａｌを主体とする金属の相であり、
前記化合物は、ＡｌとＦｅとを含む化合物であり、
任意の断面において、前記母相の平均結晶粒径が０．１μｍ以上５μｍ以下である形態が挙げられる。

上記形態では、母相が微細な結晶から構成されるといえる。また、母相が微細な結晶組織を有すれば、Ｆｅ－Ａｌ化合物が母相中に均一的に分散し易い。このような上記形態は、微細な結晶の粒界強化による強度の向上効果と、上記化合物の分散強化による強度の向上効果とを得易い。

（６）上記（５）のＡｌ合金の一例として、
前記平均結晶粒径が０．３μｍ以上５μｍ以下である形態が挙げられる。

上記形態は、母相中にＦｅ－Ａｌ化合物が適量存在し易く、強度に優れつつ、伸びにも優れる。また、上記化合物が多過ぎないことで、上記形態は導電性にも優れる。

（７）本開示の第一のＡｌ合金又は第二のＡｌ合金の一例として、
母相と、化合物とを含む組織を有し、
前記母相は、Ａｌを主体とする金属の相であり、
前記化合物は、ＡｌとＦｅとを含む化合物であり、
任意の断面において、前記化合物の平均長軸長さが７５０ｎｍ以下である形態が挙げられる。

上記形態では、Ｆｅ－Ａｌ化合物は、平均長軸長さが短く、微細であるといえる。ひいては、母相を構成する結晶も微細になり易い。

（８）上記（７）のＡｌ合金の一例として、
前記平均長軸長さが５００ｎｍ以下である形態が挙げられる。

上記形態では、Ｆｅ－Ａｌ化合物がより微細である。そのため、母相を構成する結晶もより微細になり易い。

（９）上記（７）又は（８）のＡｌ合金の一例として、
前記化合物の平均アスペクト比が３．５以下である形態が挙げられる。

上記形態では、Ｆｅ－Ａｌ化合物のアスペクト比が小さいといえる。アスペクト比が小さいほど、上記化合物は定性的には球状に近くなり、母相中に均一的に分散し易い。また、平均長軸長さが短く、かつアスペクト比が小さいＦｅ－Ａｌ化合物は、Ａｌの導電パスを阻害し難い。更に、このようなＦｅ－Ａｌ化合物は割れの起点になり難い。

（１０）上記（９）のＡｌ合金の一例として、
前記平均アスペクト比が２．５以下である形態が挙げられる。

上記形態では、Ｆｅ－Ａｌ化合物のアスペクト比がより小さい。そのため、上記形態は、上記化合物が母相中に均一的に分散し易い、上記化合物が導電パスを阻害し難い、割れの起点になり難いといった効果をより得易い。

（１１）上記（７）から（１０）のいずれか一つのＡｌ合金の一例として、
任意の断面において、一辺の長さが５μｍである正方形の測定領域をとり、
前記測定領域に存在する前記化合物の平均個数が１００個以上５０００個以下である形態が挙げられる。

上記形態は、平均長軸長さが７５０ｎｍ以下という微細なＦｅ－Ａｌ化合物が多過ぎず、母相中に適量存在するといえる。このような上記形態は、微細な化合物の分散強化による強度の向上効果、微細な結晶の粒界強化による強度の向上効果とを得易い。従って、上記形態は、強度に優れつつ、伸びにも優れる。また、Ｆｅ－Ａｌ化合物が多過ぎないことで、上記形態は導電性にも優れる。

（１２）上記（５）から（１１）のいずれか一つのＡｌ合金の一例として、
Ｎｄは、前記化合物に固溶していること、及び前記母相の結晶と前記化合物との粒界に存在することの少なくとも一方を満たす形態が挙げられる。

上記形態は、ＮｄがＦｅ－Ａｌ化合物を微細な析出物とする作用を適切に得られると考えられる。

（１３）本開示の第一のＡｌ合金又は第二のＡｌ合金の一例として、
室温での導電率が５８％ＩＡＣＳ以上であり、
室温での引張強さが２００ＭＰａ超であり、
室温での破断伸びが７．５％以上である形態が挙げられる。

上記形態では、導電率、引張強さ、及び破断伸びのいずれもが高いといえる。このような上記形態は、高導電性、高強度、及び高靭性が望まれる用途に好適に利用できる。

（１４）上記（１３）のＡｌ合金の一例として、
１５０℃での引張強さが１５０ＭＰａ以上である形態が挙げられる。

上記形態は、１５０℃といった高温でも高い引張強さを有しており、耐熱性に優れる。

（１５）本開示の一態様に係るＡｌ合金線は、
上記（１）から（１４）のいずれか一つのアルミニウム合金から構成される。

本開示のＡｌ合金線は、上述した第一のＡｌ合金と同様の理由によって、導電性に優れると共に高強度である。

（１６）本開示のＡｌ合金線の一例として、
線径が０．０１ｍｍ以上５ｍｍ以下である形態が挙げられる。

上記形態は、導体線等に好適に利用できる。

（１７）本開示の一態様に係るＡｌ合金の製造方法は、
Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含むアルミニウム合金から構成される素材を製造する工程と、
前記素材に熱処理を施す工程とを備える。

本開示のＡｌ合金の製造方法は、導電性に優れると共に高強度なＡｌ合金を製造できる。この理由の一つとして、熱処理によって、Ｆｅ－Ａｌ化合物を析出させたり、Ｆｅ－Ａｌ化合物の大きさを調整したりすることで、上述の特定の組織、即ち微細な結晶組織中に微細なＦｅ－Ａｌ化合物が分散するという組織を形成できることが挙げられる。特にＮｄの作用によって、Ｆｅ－Ａｌ化合物は、Ｎｄの含有量が０．００２質量％未満である場合よりも微細になり易い。上記化合物が微細であれば、母相を構成する結晶の成長が抑制される。そのため、母相は微細な結晶組織になり易い。上記特定の組織を有するＡｌ合金は、上述のように耐熱性、靭性にも優れる。そのため、本開示のＡｌ合金の製造方法は、導電性に優れつつ高強度であり、更に耐熱性、靭性にも優れるＡｌ合金を製造できる。

（１８）本開示のＡｌ合金の製造方法の一例として、
前記素材を製造する工程は、前記アルミニウム合金からなる溶湯を１０，０００℃／秒以上の冷却速度で急冷して、薄帯材又は粉末を製造する工程を含む形態が挙げられる。

上記形態は、種々の形状、大きさを有し、上述の特定の微細組織を有するＡｌ合金を製造し易い。詳細は後述する（特に、［Ａｌ合金の製造方法］、（素材の準備工程）、〈凝固工程〉の項参照）。

［本開示の実施形態の詳細］
以下、本開示の実施の形態を詳細に説明する。以下の説明において、断りが無い限り、Ａｌ合金中の元素の含有量は、Ａｌ合金を１００質量％としたときの質量割合である。

［アルミニウム合金］
（概要）
実施形態のアルミニウム合金（Ａｌ合金）は、添加元素を含み、Ａｌを基とする合金であって５０質量％を超えるＡｌを含んでいる。特に、実施形態のＡｌ合金は、Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含む組成を有する。実施形態のＡｌ合金は、代表的には、主としてＡｌから構成される母相が微細な結晶組織を有し、かつＦｅがＦｅ－Ａｌ化合物からなる微細な粒子として母相中に分散した組織を有する。上記化合物は、Ｎｄの作用によって微細になると考えられる。このような実施形態のＡｌ合金は、導電性に優れると共に、高強度である。例えば、実施形態のＡｌ合金は、室温（例、２５℃）において、５８％ＩＡＣＳ以上の導電率と、２００ＭＰａ超の引張強さとを有することが挙げられる。
以下、より詳細に説明する。

（組成）
実施形態のＡｌ合金は、必須の添加元素としてＦｅ及びＮｄを含有する。実施形態のＡｌ合金の代表例として、Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有することが挙げられる。添加元素がＦｅ及びＮｄの二種類であるＡｌ合金は、製造過程において組成や熱処理条件等を調整し易い。そのため、このＡｌ合金は製造性にも優れる。

〈Ｆｅ（鉄）〉
Ｆｅは、以下の条件（Ｉ），（ＩＩ）を満たす。
（Ｉ）Ａｌに対する固溶量（平衡状態）であって、６６０℃、１気圧という条件におけるＦｅの固溶量が０．５質量％以下である。
（ＩＩ）Ｆｅは、Ａｌと化合物を形成する。ＡｌとＦｅとの二元の金属間化合物のうち、Ｆｅの元素比率が最も低い化合物（例、Ａｌ_１３Ｆｅ_４）の融点が１１００℃以上である。

上記条件（Ｉ），（ＩＩ）を満たすＦｅを上述の範囲で含むＡｌ合金は、例えば後述するように製造過程で溶湯を急冷すれば母相にＦｅを固溶できる。また、例えば、Ｆｅを固溶させた素材に熱処理を施せば、Ｆｅは、ＡｌとＦｅとを含む化合物として母相から析出できる。上記化合物は、融点が高く安定性に優れるため、熱処理によって生成され易いからである。また、上記化合物は一般にＡｌよりも硬い。そのため、実施形態のＡｌ合金は、上記化合物による分散強化（析出強化）を合金の強化構造の一つとして利用できる。

Ｆｅの含有量が０．１質量％以上であれば、Ｆｅが主としてＡｌとの化合物（Ｆｅ－Ａｌ化合物）として存在することで、上記化合物の分散強化による強度の向上効果が得られる。そのため、Ａｌ合金は強度に優れる。Ｆｅの含有量が０．３質量％以上、更に０．５質量％以上であれば、Ａｌ合金の強度が高くなり易い。Ｆｅの含有量が１．０質量％以上、更に１．２質量％以上、１．５質量％以上であれば、Ａｌ合金の強度がより高くなり易い。この理由は、上記化合物の量が多くなり易く、上記化合物の分散強化による強度の向上効果が得られ易いからである。

Ｆｅの含有量が２．８質量％以下であれば、Ｆｅ－Ａｌ化合物が粗大になり難く、微細になり易い。上記化合物が微細であれば、以下の効果（ｉ）～（ｖ）が得られ易い。効果（ｉ）～（ｉｖ）によって、Ａｌ合金は強度に優れる。また、効果（ｖ）によって、Ａｌ合金は導電性に優れる。

（ｉ）微細なＦｅ－Ａｌ化合物の分散強化による強度の向上効果が得られ易い。
（ｉｉ）粗大なＦｅ－Ａｌ化合物が少ない。そのため、Ａｌ合金の脆化が抑制され易い。
（ｉｉｉ）微細なＦｅ－Ａｌ化合物は割れの起点になり難い。そのため、Ａｌ合金は破断し難い。また、Ａｌ合金は、伸びにも優れて、曲げ等が行い易く屈曲性に優れたり、繰り返しの屈曲によって破断し難く疲労強度に優れたりする。更に、曲げに対する剛性が高くなり過ぎることが抑制されて、スプリングバックも低減し易い。
（ｉｖ）微細なＦｅ－Ａｌ化合物は母相を構成する結晶の成長を抑制する。そのため、上記結晶が微細になり易い。その結果、微細な結晶の粒界強化による強度の向上効果が得られ易い。
（ｖ）微細なＦｅ－Ａｌ化合物はＡｌの導電パスを阻害し難い。

また、Ｆｅの含有量が２．８質量％以下であれば、Ｆｅ－Ａｌ化合物が多過ぎることを防止し易い。そのため、上記化合物が過剰に存在することで、Ａｌの導電パスを阻害することが防止され易い。また、Ａｌに対するＦｅの固溶量が少なくなり易く、母相中のＡｌの純度が高められ易い。上記化合物に起因する導電率の低下と固溶に起因する導電率の低下とが少ないことから、Ａｌ合金は導電性に優れる。実施形態のＡｌ合金は、Ｆｅを増量して強度を向上するのではなく、上述の効果（ｉ），（ｉｖ）等によって強度を向上する。そのため、実施形態のＡｌ合金は、Ｆｅの増大に起因する導電率の低下を抑えて、高い導電率を確保できる。

Ｆｅの含有量が２．７質量％以下、更に２．６質量％以下、２．５質量％以下であれば、Ａｌ合金の導電率が高くなり易い。Ｆｅの含有量が２．４質量％以下、更に２．２質量％以下であれば、Ａｌ合金の導電率がより高くなり易い。この理由として、粗大なＦｅ－Ａｌ化合物が少ない又は実質的に存在しないこと、上記化合物の量が適切な量になり易いこと、Ａｌの純度を高め易いこと等が挙げられる。

その他、Ｆｅの融点はＡｌの融点よりも高い。そのため、ＡｌとＦｅとは容易に分離できる。この点で、実施形態のＡｌ合金は、リサイクル性に優れる。

〈Ｎｄ（ネオジム）〉
Ｎｄは、ＡｌとＦｅとを含む化合物を微細な析出物とする作用を有すると考えられる。詳しくは、Ｎｄは、上記化合物をエネルギー的に安定化させる作用を有すると考えられる。安定化のメカニズムの詳細は不明であるが、上記化合物が熱力学的に安定になることは、状態図の計算から示される。初期に発生した上記化合物が微細なサイズで安定することで、隣り合う上記化合物同士が合体し難い。その結果、合体によって上記化合物が粗大に成長することが抑制されると考えられる。ひいては、塑性加工や熱処理を経た最終製品状態にあるＡｌ合金において、上記化合物が微細な析出物として存在すると考えられる。

Ｎｄの含有量が０．００２質量％以上であれば、Ｎｄの含有量が０．００２質量％未満である場合に比較して、Ｆｅ－Ａｌ化合物が微細になり易い。上記化合物が微細であれば、上述の効果（ｉ）～（ｖ）によって、Ａｌ合金は導電性に優れつつ、高強度である。

Ｎｄの含有量が０．００５質量％以上、更に０．００８質量％以上であれば、Ａｌ合金の強度が高くなり易い。Ｎｄの含有量が０．０１質量％以上、更に０．０５質量％以上であれば、Ａｌ合金の強度がより高くなり易い。この理由は、ＮｄによるＦｅ－Ａｌ化合物の微細化作用がより確実に生じると考えられるからである。

Ｎｄの含有量が２質量％以下であれば、製造過程で、Ｆｅ－Ａｌ化合物からなる析出物以外の化合物を生成し難い。Ｆｅ－Ａｌ化合物以外の化合物は、比較的融点が低い組成からなる化合物である。このような化合物として、例えば、Ｆｅを含まず、ＮｄとＡｌとを含み、Ｎｄの含有量が５０原子％を超える金属間化合物（以下、低融点化合物と呼ぶ）が挙げられる。上記低融点化合物からなる析出物は、塑性加工時の加工熱や熱処理時の加熱によって粒成長し易い。そのため、上記低融点化合物の大きさは、一般に、Ｆｅ－Ａｌ化合物からなる析出物の大きさに比べて大きい。実施形態のＡｌ合金は、上記低融点化合物が形成され難いことで、粗大な析出物に起因する強度の低下が抑制される。そのため、Ａｌ合金は強度に優れる。また、Ｎｄが多過ぎないため、Ａｌ合金の導電性の低下が抑制される。この理由は、Ａｌにおいて良好な導電性の確保に寄与しない量が少なくなり易いからである。即ち上記低融点化合物を形成するＡｌの量が少なくなり易い。また、上記低融点化合物がＡｌの導電パスを阻害することも防止され易い。そのため、Ａｌ合金は導電性に優れる。更に、Ａｌ合金は伸びにも優れる。この理由は、上記低融点化合物は割れの起点になり得るが、このような上記低融点化合物が形成され難いからである。

Ｎｄの含有量が１．５質量％以下、更に１．０質量％以下、０．８質量％以下であれば、Ａｌ合金は高い強度を有しつつ、導電率が高くなり易い。Ｎｄの含有量が０．５質量％以下、更に０．３質量％以下であれば、Ａｌ合金は高い強度を有しつつ、導電率がより高くなり易い。この理由として、上述の低融点化合物がより形成され難いこと等が挙げられる。

Ｎｄは、代表的には、ＡｌとＦｅとを含む化合物に固溶していること及び母相の結晶と上記化合物との粒界に存在することの少なくとも一方を満たすことが挙げられる。前者の場合、Ｎｄは、代表的にはＡｌとＦｅとＮｄとを含む化合物等として存在すると考えられる。後者の場合、Ｎｄは、代表的にはＡｌとの金属間化合物であって、高融点の金属間化合物、例えばＡｌ_４Ｎｄ（融点１２３５℃）として存在すると考えられる。上記高融点の金属間化合物は、Ｎｄの含有量が上述の低融点化合物に比較して十分に少ないため、高融点の組成を維持し易いと考えられる。また、上記高融点の金属間化合物は、主として微細な析出物として存在し、析出強化による強度の向上効果も期待できる。

ＮｄがＦｅ－Ａｌ化合物中や上記粒界に存在すれば、ＮｄによるＦｅ－Ａｌ化合物の微細化作用が適切に生じていると考えられる。このようなＡｌ合金は、上述の効果（ｉ）～（ｖ）を得易い。また、このＡｌ合金は、Ａｌに対するＮｄの固溶量が少なく、Ａｌの純度が高いといえる。これらのことから、このＡｌ合金は、導電性に優れつつ、高強度である。

その他、Ｎｄの融点はＦｅの融点よりも低い。そのため、製造過程で溶湯を作製し易い点で、Ａｌ合金は製造性に優れる。ＮｄとＡｌとの共晶温度が低い点も製造上、有利である。

〈その他の添加元素〉
実施形態のＡｌ合金は、添加元素として、Ｆｅ及びＮｄ以外の元素を含んでもよい。Ｆｅ及びＮｄ以外の元素は、例えば、Ｃｒ（クロム），Ｎｉ（ニッケル），Ｃｏ（コバルト），Ｔｉ（チタン），Ｗ（タングステン），Ｓｃ（スカンジウム），Ｚｒ（ジルコニウム），Ｎｂ（ニオブ），Ｈｆ（ハフニウム），レアアース元素（Ｎｄを除く）、Ｂ（硼素）、Ｃ（炭素）等が挙げられる。Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｔｉ（以下、第一元素と呼ぶ）は、Ｆｅと同様な作用、即ち主として強度の向上作用を期待できる。Ｃｏ，Ｗ，Ｓｃ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，レアアース元素，Ｂ，Ｃ（以下、第二元素と呼ぶ）は、Ｎｄと同様な作用、即ちＦｅ－Ａｌ化合物の微細化作用を期待できる。このＡｌ合金は、Ｆｅ及びＮｄと上記に列挙する元素とを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物から構成される。第一元素の含有量は、例えばＦｅと第一元素との合計量が上述のＦｅの含有範囲を満たすことが挙げられる。第二元素の含有量は、例えばＮｄと第二元素との合計量が上述のＮｄの含有範囲を満たすことが挙げられる。

ここでの添加元素の含有量とは、Ａｌ合金に含まれる量をいう。製造過程において、原料（代表的にはアルミニウム地金）が不純物として添加元素と同種の元素を含む場合がある。この場合、Ａｌ合金中における各添加元素の含有量が上述の範囲を満たすように、原料に対する添加元素の添加量を調整するとよい。

〈固溶量〉
実施形態のＡｌ合金において、Ａｌに対する添加元素の固溶量が少ないほど、導電性に優れて好ましい。例えば、Ｆｅの固溶量は、母相を１００質量％として、０．５質量％以下、更に０．２質量％以下が好ましい。ここでの固溶量とは、Ａｌのうち、化合物（析出物）を構成しておらず、母相の結晶を構成する部分に含有されるＦｅの量である。Ｆｅの固溶量が０．５質量％以下であれば、母相中のＡｌの純度が高く、導電性に優れる。また、Ｆｅの固溶量が少ないほど、ＦｅがＦｅ－Ａｌ化合物として析出しているといえる。そのため、Ｆｅ－Ａｌ化合物の分散強化による強度の向上効果が良好に得られる。

〈不純物〉
実施形態のＡｌ合金における不純物は、例えば、Ｓｉ（珪素）、Ｃｕ（銅）、Ｏ（酸素）等が挙げられる。不純物の合計含有量は少ないほど、Ａｌ合金は強度に優れる傾向ある。この理由は、不純物である元素を含む化合物が形成され易く、この化合物の含有に起因する強度の低下が生じ得るからである。また、不純物の合計含有量は少ないほど、Ａｌ合金は導電性に優れる傾向にある。この理由は、Ａｌに対して、不純物である元素の固溶量が少なくなり易いからである。

不純物の合計含有量は、例えば０．２質量％以下が挙げられる。上記合計含有量が０．１質量％以下、更に０．０５質量％以下であると、強度及び導電性が高くなり易い。例えば、原料としてＡｌの含有量（純度）が高いものを利用すれば、上記合計含有量は低くなり易い。

（組織）
実施形態のＡｌ合金は、代表的にはＡｌを主体とする母相と、ＡｌとＦｅとを含む化合物とを含む組織を有する。Ｆｅ－Ａｌ化合物（Ｎｄを含んでもよい）は母相に分散して存在する。このような実施形態のＡｌ合金は、上記化合物の分散強化による強度の向上効果と、母相中のＦｅ及びＮｄの固溶量が少ないことによる高い導電率の具備効果とを得られる。このようなＡｌ合金は、高い引張強さと高い導電率とをバランスよく有し易い。

〈母相〉
上述の母相は、ＡｌとＦｅとを含む化合物といった析出物等を除く主たる金属の相である。母相はＡｌを主体とする金属の相であり、代表的には、９８質量％以上のＡｌと、Ａｌに固溶する元素と、不可避不純物とから構成される（母相を１００質量％とする）。母相中のＡｌの含有量が多いほど（例、９９．０質量％以上、更に９９．５質量％以上）、Ｆｅ及びＮｄといった添加元素の固溶量が少ない。また、Ｆｅは実質的に析出物として存在するといえる。このようなＡｌ合金は、上述の分散強化による強度の向上効果と、固溶量の低減による高い導電率の具備効果とを良好に得られる。母相中のＡｌの含有量が所定の範囲となるように、原料の組成や製造条件、特に熱処理条件等を調整するとよい。

〈母相の結晶粒〉
Ａｌ合金の任意の断面において、上述の母相の平均結晶粒径が０．１μｍ以上５μｍ以下であることが挙げられる。

ここでの母相の平均結晶粒径とは、上述の断面において、各結晶粒の断面積と等価の面積を有する円の直径を各結晶粒の粒径とし、複数の結晶粒の粒径を平均した値である。測定方法の詳細は、試験例１で説明する。

母相の平均結晶粒径が５μｍ以下であれば、結晶が微細であるといえる。結晶が小さいことで、結晶粒界が多い。結晶粒界が多いと、すべり面が結晶粒界を介して不連続になり易い。そのため、すべりに対する抵抗が高められる。この抵抗の向上によって、結晶粒界が強化される。このように母相が微細な結晶組織からなるＡｌ合金は、結晶の粒界強化を合金の強化構造の一つとして利用できる。更に、母相が微細な結晶組織を有すれば、Ｆｅ－Ａｌ化合物が母相に均一的に分散し易い。従って、母相が微細な結晶組織からなるＡｌ合金は、上記化合物の分散強化による強度の向上効果も得易く、強度により優れる。

母相の平均結晶粒径が４．８μｍ以下、更に４．０μｍ以下、３．８μｍ以下であれば、Ａｌ合金は強度により優れる。上記平均結晶粒径が２．５μｍ以下、更に２．０μｍ以下、１．５μｍ以下であれば、Ａｌ合金は強度に更に優れる。この理由は上述の強度の向上効果がより得られ易いからである。

母相の平均結晶粒径が０．１μｍ以上であれば、結晶が小さ過ぎないといえる。そのため、Ｆｅ－Ａｌ化合物が結晶粒界に析出しても、析出量が過剰になり難い。その結果、上記化合物が多過ぎてＡｌの導電パスを阻害することを防止して、導電性が高くなり易いと考えられる。また、上記化合物が多過ぎて破断し易くなることを防止して、伸びが高くなり易いと考えられる。上記平均結晶粒径が０．２μｍ以上、更に０．３μｍ以上、０．５μｍ以上であれば、導電性、伸びがより高くなり易い。

〈化合物〉
《大きさ》
ＡｌとＦｅとを含む化合物（Ｎｄを含んでもよい）は小さいほど、上述の効果（ｉ）～（ｖｉ）が得られ易い。例えば、Ａｌ合金の任意の断面において、上記化合物の平均長軸長さが７５０ｎｍ以下であることが挙げられる。

ここでの上記化合物の平均長軸長さとは、上述の断面において、複数のＦｅ－Ａｌ化合物を抽出し、各化合物の最大長さを長軸長さとし、複数の長軸長さを平均した値である。測定方法の詳細は、試験例１で説明する。

Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均長軸長さが７５０ｎｍ以下であれば、上記化合物は母相中に連続しておらず、短い（小さい）といえる。このような化合物は、母相に孤立して存在し易い、即ち分散して存在し易い。そのため、上述の効果（ｉ）によって、Ａｌ合金の強度が高められる。また、上記化合物が微細であれば、上述の効果（ｉｉ）～（ｖ）が得られ易い。そのため、このＡｌ合金は、室温だけでなく高温でも強度に優れる上に、導電性にも優れる。

Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均長軸長さが７００ｎｍ以下、更に６５０ｎｍ以下、６００ｎｍ以下であれば、Ａｌ合金は強度及び導電性により優れる。上記平均長軸長さが５００ｎｍ以下、更に３００ｎｍ以下であれば、Ａｌ合金は強度及び導電性に更に優れる。この理由は、上記化合物がより微細であるため、特に上述の効果（ｉ），（ｖ）がより得られ易いからである。

Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均長軸長さの下限は特に設けない。製造性等を考慮すると、上記平均長軸長さは例えば１０ｎｍ以上、更に１５ｎｍ以上が挙げられる。

《形状》
ＡｌとＦｅとを含む化合物（Ｎｄを含んでもよい）は、上述のように微細なことに加えて、球状に近い形状であることが好ましい。上記化合物が球状に近いほど、以下の効果が得られ易い。以下の効果（ａ）～（ｃ）によって、Ａｌ合金は強度及び導電性に優れる。
（ａ）上記化合物が母相に均一的に分散し易い。
（ｂ）上記化合物が割れの起点になり難い。
（ｃ）上記化合物がＡｌの導電パスを阻害し難い。
また、上記化合物が割れの起点になり難いことで、Ａｌ合金は伸びにも優れる。

具体的には、Ａｌ合金の任意の断面において、Ｆｅ－Ａｌ化合物の形状は、上述の長軸長さと後述する短軸長さとの差が小さい形状が好ましい。定量的には、上記断面において、上記化合物の平均アスペクト比が３．５以下であることが挙げられる。

ここでの上記化合物の平均アスペクト比とは、以下のようにして求めた複数のアスペクト比を平均した値である。上述の断面において、複数のＦｅ－Ａｌ化合物を抽出し、各化合物の長軸長さと短軸長さとを求める。短軸長さに対する長軸長さの比（長軸長さ／短軸長さ）を各化合物のアスペクト比とする。各化合物の長軸長さは、上述のように上記断面における最大の長さである。各化合物の短軸長さは、各化合物において長軸長さに沿った方向に直交する方向の長さを求め、この長さの最大値である。測定方法の詳細は、試験例１で説明する。

アスペクト比が小さいほど、定性的には球状に近いといえる。Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均アスペクト比が３．５以下であれば、上記化合物は針状といった細長い形状よりも、球状に近いといえる。そのため、このＡｌ合金は上述の効果（ａ）～（ｃ）を得易く、強度及び導電性に優れる。

Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均アスペクト比が３．０以下、更に２．８以下であれば、Ａｌ合金は強度及び導電性により優れる。上記平均アスペクト比が２．５以下、更に２．０以下であれば、Ａｌ合金は強度及び導電性に更に優れる上に、伸びも高くなり易い。この理由は、上記化合物が球状に近くなるため、上述の効果（ａ）～（ｃ）がより得られ易いからである。

上記化合物の平均アスペクト比が１に近いほど、上記化合物の形状の異方性が小さい又は実質的に無いといえる。このような上記化合物は、母相に更に均一的に分散し易い。

《存在数量》
ＡｌとＦｅとを含む化合物（Ｎｄを含んでもよい）は、上述のように微細なことに加えて、母相中に適切な量で存在することが好ましい。上記化合物が適切に存在すれば、特に上述の効果（ｉ），（ｉｖ）が得られ易い。更に、過剰な上記化合物に起因する割れの発生の低減、Ａｌ合金の脆化の抑制といった効果も得られ易い。その結果、Ａｌ合金は強度及び導電性に優れる。また、割れの発生を低減できることで、Ａｌ合金は伸びにも優れる。

定量的には、Ａｌ合金の任意の断面において、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均密度が１００個以上５０００個以下であることが挙げられる。

ここでのＦｅ－Ａｌ化合物の平均密度とは、Ａｌ合金の任意の断面において、以下の測定領域に存在する上記化合物の平均個数である。具体的には、Ａｌ合金の任意の断面において、一辺の長さが５μｍである正方形の領域を測定領域とする。上記測定領域に存在する上記化合物の個数を求める。上記化合物の平均密度は、複数の上記測定領域における上記化合物の個数を平均した値である。測定方法の詳細は、試験例１で説明する。

Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均密度が１００個以上であれば、上述の微細なＦｅ－Ａｌ化合物が適切に存在しており、上述の効果（ｉ），（ｉｖ）等が得られ易い。そのため、Ａｌ合金は強度に優れる。上記平均密度が１５０個以上、更に２００個以上、３００個以上であれば、Ａｌ合金は強度により優れる。上記平均密度が４００個以上、更に４５０個以上、５００個以上、６００個以上であれば、Ａｌ合金は強度に更に優れる。この理由は、上述の効果（ｉ），（ｉｖ）等がより得られ易いからである。また、このようなＡｌ合金は耐熱性にも優れる。

Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均密度が５０００個以下であれば、Ａｌ合金は、上述の効果（ｉ），（ｉｖ）等によって強度に優れつつ、上記化合物が多過ぎないことで導電性、伸びにも優れる。上記平均密度が４５００個以下、更に４０００個以下、３５００個以下であれば、Ａｌ合金は導電性、伸びをより高め易い。上記平均密度が３０００個以下、更に２８００個以下であれば、Ａｌ合金は導電性、伸びを更に高め易い。

なお、Ａｌ合金の任意の断面においてＦｅ－Ａｌ化合物の平均密度が上述の範囲を満たせば、上記化合物の存在数量に関して異方性が小さい又は実質的に無いといえる。このようなＡｌ合金は、上記化合物が均一的に分散しているといえる。

〈機械的特性〉
《引張強さ》
実施形態のＡｌ合金の一例として、特性（Ａ）室温（例、２５℃）における引張強さが２００ＭＰａ超であることが挙げられる。上記引張強さが２００ＭＰａ超であるＡｌ合金は、例えば特許文献１に記載されるＡｌ合金線よりも高強度である。実施形態のＡｌ合金は、Ｆｅに加えてＮｄを含むという特定の組成を備える。そのため、上述の特定の組織を有することができる。このような実施形態のＡｌ合金では、特に上述の効果（ｉ），（ｉｖ）が得られるため、引張強さが向上する。上記引張強さが２２０ＭＰａ以上、更に２４０ＭＰａ以上、２５０ＭＰａ以上であれば、Ａｌ合金は強度により優れる。上記引張強さの上限は特に設けない。

《破断伸び》
実施形態のＡｌ合金の一例として、特性（Ｂ）室温（例、２５℃）における破断伸びが７．５％以上であることが挙げられる。Ｆｅが析出すれば、母相が延性的な挙動を示し易い。また、Ｆｅ－Ａｌ化合物が微細であれば、割れの起点になり難い。このようなＡｌ合金は、高い伸びを有し易い。

上記破断伸びが７．５％以上であれば、Ａｌ合金は室温での靭性に優れる。室温での強度及び靭性に優れるＡｌ合金は、例えば冷間での塑性加工性に優れる。そのため、このＡｌ合金は、例えば冷間加工用の素材として利用できる。上記破断伸びが８％以上、更に１０％以上、１２％以上、とりわけ１５％以上であれば、Ａｌ合金は靭性により優れる。上記破断伸びの上限は特に設けない。

《耐熱性》
実施形態のＡｌ合金の一例として、特性（Ｃ）１５０℃における引張強さが１５０ＭＰａ以上であることが挙げられる。上述の特定の組織を有すれば、１５０℃といった高温になっても、引張強さが低下し難く、高い引張強さを有し易い。この理由の一つとして、上述の特定の組織を有するＡｌ合金では、微細なＦｅ－Ａｌ化合物が上述のように高融点であるため、高温になっても粗大に成長し難く（針状に成長し難く）、微細な状態を維持し易いことが挙げられる。高温でも上記化合物が微細であれば、母相を構成する結晶も微細な状態に維持され易い。そのため、上述の特定の組織を有するＡｌ合金は、高温でも、微細な化合物の分散強化による強度の向上効果と、微細な結晶の粒界強化による強度の向上効果とによって、強度に優れる。

１５０℃での引張強さが１５０ＭＰａ以上であれば、Ａｌ合金は高温でも強度に優れる、即ち耐熱性に優れるといえる。１５０℃での引張強さが１６０ＭＰａ以上、更に１７０ＭＰａ以上、１８０ＭＰａ以上であれば、Ａｌ合金は耐熱性により優れる。

１５０℃での引張強さは、代表的には室温での引張強さ以下である。そのため、１５０℃での引張強さが室温での引張強さに近いほど、Ａｌ合金は耐熱性に優れる。

〈電気的特性〉
実施形態のＡｌ合金の一例として、特性（Ｄ）室温（例、２５℃）における導電率が５８％ＩＡＣＳ以上であることが挙げられる。上記導電率が５８％ＩＡＣＳ以上であれば、Ａｌ合金は導電性に優れる。このようなＡｌ合金は導体等に好適に利用できる。上記導電率が５９％ＩＡＣＳ以上、更に６０％ＩＡＣＳ以上であれば、Ａｌ合金は導電性により優れる。

上記導電率はＡｌの導電率の理論値である６５％ＩＡＣＳに近いほど好ましい。

実施形態のＡｌ合金の一例として、上述の特性（Ａ），（Ｂ），（Ｃ），及び（Ｄ）からなる群より選択される二以上の特性を満たすことが挙げられる。三以上の特性を満たすこと、更に四つの特性を満たすことが好ましい。このようなＡｌ合金は、高導電性、高強度、高靭性、耐熱性が望まれる用途に好適に利用できる。

〈特性の調整方法〉
Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均長軸長さ、平均アスペクト比、平均密度、引張強さ、破断伸び、導電率は、例えば、Ｆｅの含有量、Ｎｄの含有量、製造条件（例、熱処理条件等）を調整することで変更することが挙げられる。例えば、Ｆｅが上述の範囲で多いと平均長軸長さ、平均アスペクト比、平均密度が大きくなる傾向にある。Ｆｅが上述の範囲で少ないと逆の傾向にある。また、例えば、Ｆｅが上述の範囲で多いと引張強さが高くなる傾向にある。Ｆｅが上述の範囲で少ないと導電率や破断伸びが高くなる傾向にある。

［Ａｌ合金の適用形態］
実施形態のＡｌ合金は、製造過程で種々の加工（例、塑性加工、切削加工等）が施されることで、種々の形状、大きさをとり得る。例えば、実施形態のＡｌ合金は、線材、棒材、板材等の中実体、管等の中空体、その他の形態をとり得る。このような実施形態のＡｌ合金は、金属素材として種々の用途に利用できる。特に、実施形態のＡｌ合金は、導電性に優れつつ、高強度であるため、導体に好適に利用できる。また、実施形態のＡｌ合金は、耐熱性にも優れるため、使用環境が室温だけでなく、高温（例、１５０℃）となり得る用途の金属材として利用できる。

〈アルミニウム合金線〉
実施形態のＡｌ合金線は、実施形態のＡｌ合金から構成される。実施形態のＡｌ合金線は、代表的には、単線、撚線、又は圧縮撚線の状態で利用される。撚線は、複数のＡｌ合金線が撚り合されてなる。圧縮撚線は、上記撚線が所定の形状に圧縮成形されてなる。

《形状》
実施形態のＡｌ合金線の横断面形状は、用途等に応じて適宜選択できる。例えば、横断面形状は、円形（丸線）、長方形（平角線）、楕円や六角形等といった多角形等（異形線）が挙げられる。圧縮撚線の素線を構成するＡｌ合金線は、円形が押し潰されたような横断面形状を有する。Ａｌ合金線の横断面形状は、例えば伸線ダイスの形状、圧縮成形用のダイスの形状等で変更できる。

《大きさ》
実施形態のＡｌ合金線の大きさ（横断面積、線径等）は、用途等に応じて適宜選択できる。実施形態のＡｌ合金線の一例として、線径が０．０１ｍｍ以上５ｍｍ以下であることが挙げられる。ここでの線径は、上述の丸線であれば直径、上述の平角線や異形線であれば横断面形状を内包する最小円の直径とする。線径が上記の範囲であるＡｌ合金線は例えば導体線等に利用できる。

自動車用ワイヤーハーネス等の各種のワイヤーハーネスに備えられる電線の導体に実施形態のＡｌ合金線を利用する場合には、線径は０．２ｍｍ以上１．５ｍｍ以下程度が挙げられる。建築物等の配線構造を構築する電線の導体に実施形態のＡｌ合金線を利用する場合には、線径は０．２ｍｍ以上３．６ｍｍ以下程度が挙げられる。イヤホン等の信号線やマグネットワイヤーの導体線等に実施形態のＡｌ合金線を利用する場合には、線径は０．０１ｍｍ以上０．５ｍｍ以下が挙げられる。特に線径が０．１ｍｍ以下といった極細線であっても、実施形態のＡｌ合金から構成されるため、この極細線は強度に優れており、使用時に断線し難い。

〈撚線〉
実施形態のＡｌ合金線を素線として含む撚線（圧縮撚線でもよい）において、撚り合せ本数、撚りピッチ、圧縮形状等は適宜選択できる。

〈電線〉
実施形態のＡｌ合金線や、実施形態のＡｌ合金線を含む撚線（圧縮撚線でもよい）は、特に高強度が望まれる導体線に好適に利用できる。導体線は、絶縁被覆を有さない裸線でも、絶縁被覆を有する被覆電線でもよい。絶縁被覆の構成材料は適宜な絶縁材料が利用できる。更に、被覆電線の導体線の端部に端子を備える端子付き電線とすることができる。端子付き電線は、自動車や飛行機等に載置されるワイヤーハーネス、産業用ロボット等に利用されるワイハーネス等に利用できる。端子は、圧着端子や溶融型端子等、公知のものを利用できる。

［Ａｌ合金の製造方法］
（概要）
実施形態のＡｌ合金は、例えば、以下の工程を備える実施形態のＡｌ合金の製造方法（以下、本製法と呼ぶことがある）によって製造することができる。

（素材の準備工程）Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含むアルミニウム合金から構成される素材を製造する。
（熱処理工程）上記素材に熱処理を施す。

本製法では、ＦｅとＮｄとを含む素材に熱処理を施すことで、微細な結晶組織中に微細なＦｅ－Ａｌ化合物が分散するという特定の組織を有するＡｌ合金が得られる。本製法におけるＦｅの含有量の範囲は、Ａｌに対する固溶限（室温、１気圧）を超える。そのため、上記化合物が析出し易い条件で熱処理を行えば、上記化合物を析出させたり、上記化合物の大きさを調整したりすることができる。特に、Ｎｄの作用によって、上記化合物が微細な析出物になり易い。例えば、熱処理後において上記化合物の平均長軸長さを７５０ｎｍ以下とすることができる（上述の〈化合物〉、《大きさ》の項参照）。また、上記化合物が微細であることで、母相を構成する結晶の成長が抑制される。その結果、母相が微細な結晶組織を有し易い。例えば、熱処理後において母相の平均結晶粒径を５μｍ以下とすることができる（上述の〈母相の結晶粒〉の項参照）。

上述の特定の組織を有するＡｌ合金は、上述のように効果（ｉ）～（ｖ）によって導電性に優れつつ、強度に優れる。Ｆｅ－Ａｌ化合物が析出することで、母相中のＦｅ及びＮｄの固溶量が少なくなり、Ａｌの純度が高められることからも、上記Ａｌ合金は導電性に優れる。熱処理前に塑性加工を行っている場合には、熱処理によって加工歪みを除去できることからも、上記Ａｌ合金は導電性に優れる。例えば、本製法は、室温において、５８％ＩＡＣＳ以上の導電率と、２００ＭＰａ超の引張強さとを有するＡｌ合金を製造できる。また、本製法は、上記特定の組織を有することで、耐熱性、靭性にも優れるＡｌ合金を製造できる。特に熱処理を行うため、本製法は、Ａｌ合金の伸びを高め易い。
以下、工程ごとに説明する。

（素材の準備工程）
ＦｅとＮｄとを含むＡｌ合金からなる素材は、種々の形状、大きさのものを利用できる。例えば、上記Ａｌ合金からなる薄帯材や粉末を作製して、この薄帯材や粉末を用いて、所定の形状、大きさの成形体を製造することが挙げられる。具体的には、素材の準備工程は、上記Ａｌ合金からなる溶湯を１０，０００℃／秒以上の冷却速度で急冷して、薄帯材又は粉末を製造する工程（以下、凝固工程と呼ぶ）を備えることが挙げられる。また、素材の準備工程は、上記薄帯材又は上記粉末を用いて成形体を製造する工程（以下、成形工程と呼ぶ）を備えることが挙げられる。上記成形体が熱処理に供する素材である。上記成形体は、塑性加工によって製造することが挙げられる。塑性加工は、例えば、鍛造、圧延、押出、引き抜き、伸線等が挙げられる。

〈凝固工程〉
ここで、特許文献１に記載されるような従来の連続鋳造法では、鋳造時の溶湯の冷却速度は１０００℃／秒以下である。実用的な上記冷却速度は数百℃／秒以下程度である。これに対し、上記冷却速度が１０，０００℃／秒以上（１×１０^４℃／秒以上）であれば、従来の連続鋳造法における上記冷却速度よりも速い。上記冷却速度が速いことで、Ｆｅ原子が分散し易くなり、局所的に集まり難くなると考えられる。その結果、初期に析出されるＦｅ－Ａｌ化合物が微細になり易いと考えられる。従って、上述の薄帯材又は粉末を用いると共に熱履歴を調整すれば、最終製品状態であるＡｌ合金において、上記化合物の析出サイズや母相の結晶サイズが微細になり易い。例えば、平均結晶粒径が５μｍ以下、更には１．５μｍ以下といった微細な結晶組織を有するＡｌ合金が得られ易い。即ち、汎用材料に比べて、上述の特定の微細組織を有するＡｌ合金（製品）が得られ易い。

また、上記溶湯の冷却速度が速ければ、過飽和固溶体が得られ易い。過飽和固溶体は、Ｆｅ及びＮｄといった添加元素の実質的に全量がＡｌに固溶して、ＡｌとＦｅとを含む化合物等といった析出物を実質的に含まない。そのため、上記化合物が破壊の起点にならず、過飽和固溶体は塑性加工性に優れる。加工度が大きい塑性加工を行う場合でも、過飽和固溶体は亀裂耐性に優れる。また、上述の薄帯材や粉末、薄帯材を裁断や粉砕した薄片や粉末は、種々の塑性加工を施し易く、利用し易い。これらの点から、過飽和固溶体からなる薄帯材や粉末は、塑性加工後の形状の自由度が高いといえる。このような薄帯材や粉末を用いて塑性加工を適宜行えば、熱処理に供する素材として、種々の形状、大きさの成形体が得られる。ひいては、種々の形状、大きさのＡｌ合金が得られる。

更に、帯状材や粉末は、厚さが薄かったり、粉末粒径が小さかったりすることで、１０，０００℃／秒以上という冷却速度を達成できる点で製造し易い。

上記溶湯の冷却速度が速いほど、過飽和固溶体を形成し易い上にＦｅ原子が分散し易い。また、母相を構成する結晶が微細になり易い。上記溶湯の冷却速度が１００，０００℃／秒以上（１×１０^５℃／秒以上）、更に１，０００，０００℃／秒以上（１×１０^６℃／秒以上）であれば、Ｆｅ等の固溶及びＦｅ原子の分散が促進され易い上に、結晶の成長が低減され易い。

上記溶湯の冷却速度は、溶湯の組成、溶湯の温度、製造する帯状材や粉末の大きさ（厚さ、粉末径等）等に基づいて調整することが挙げられる。上記冷却速度の測定は、高感度の赤外線サーモグラフィカメラを用いて、鋳型に接した溶湯の温度を観測することで求めることが挙げられる。上記赤外線サーモグラフィカメラは、例えば、フリアーシステムズ社製Ａ６７５０（時間分解能：０．０００２ｓｅｃ）が挙げられる。上記鋳型は、例えば、後述するメルトスパン法では銅ロール等が挙げられる。上記冷却速度（℃／秒）は、（湯温－３００）／ｔで求める。ｔ（秒）は、湯温（℃）から３００℃まで冷却する間に経過する時間である。例えば、湯温が７００℃であれば、上記冷却速度は４００／ｔ（℃／秒）で求める。

上述の薄帯材を製造する方法として、いわゆる液体急冷凝固法が挙げられる。液体急冷凝固法の一例として、メルトスパン法が挙げられる。上述の粉末を製造する方法として、アトマイズ法が挙げられる。アトマイズ法の一例として、ガスアトマイズ法が挙げられる。

メルトスパン法は、高速回転するロールやディスクといった冷却媒体上に原料の溶湯を噴射して急冷することで、過飽和固溶体が帯状に連続した薄帯材を作製する方法である。上記冷却媒体は、銅等の金属からなるものが挙げられる。メルトスパン法では、Ｆｅ等の含有量、薄帯材の厚さ等にもよるが、上述の溶湯の冷却速度を１．５×１０^５℃／秒以上、更に５．０×１０^５℃／秒以上、１．０×１０^６℃／秒以上とすることができる。上記冷却速度が１×１０^４℃／秒以上となるように回転速度等を調整する。薄帯材を裁断したり、粉砕することで、長さ、幅、及び厚さからなる群より選択される少なくとも一つを薄帯材よりも小さくすることができる。即ち、薄片や粉末が得られる。

アトマイズ法は、原料の溶湯をるつぼの底部の小孔から流出し、冷却能の高いガス又は水を高圧噴射して、溶湯の細い流れを飛散させて急冷することで、粉末を作製する方法である。上記ガスは、アルゴンガス、空気、窒素等が挙げられる。上述の溶湯の冷却速度が１×１０^４℃／秒以上となるように冷却媒体の種類（ガス種等）、溶湯の状態（噴射圧力や流速等）、温度等を調整する。

上述の薄帯材の厚さや薄片の厚さは、例えば１μｍ以上１００μｍ以下、更に５０μｍ以下、４０μｍ以下が挙げられる。アトマイズ粉の直径（粉末径）は、例えば１μｍ以上２０μｍ以下、更に１０μｍ以下、５μｍ以下が挙げられる。

〈成形工程〉
この工程は、１種の塑性加工、又は２種以上の塑性加工を利用して、熱処理に供する素材（成形体）を製造することが挙げられる。つまり、上記素材は、薄帯材や薄片、又は粉末に塑性加工を施した一次加工材に、更に塑性加工を施した二次加工材等でもよい。

上述の素材（成形体）を製造するための塑性加工は、Ｆｅ－Ａｌ化合物が粗大に成長し難い条件で行うことが好ましい。このような条件として、例えば上記塑性加工の加工温度は５００℃以下が挙げられる。

特に、上述の加工温度が４００℃未満である場合、塑性加工時にＦｅ－Ａｌ化合物が析出され難い、又は実質的に析出されない。また、隣り合う上記化合物が合体する等して、粗大に成長することが低減され易い。そのため、塑性加工時に、粗大な化合物（析出物）に起因する割れが生じ難く、塑性加工が行い易い。母相を構成する結晶の成長も低減される。一方、上記加工温度が４００℃以上である場合、塑性加工時に、塑性加工が施される加工対象（Ａｌ合金）が軟化されるため、塑性加工が行い易い。

《加工時の温度条件》
上述の加工温度が４００℃未満である場合とは、代表的には加工温度が３００℃未満である冷間加工、又は加工温度が３００℃以上４００℃未満である温間加工が挙げられる。又は、上述の加工温度が４００℃以上５００℃以下である熱間加工が挙げられる。ここでの加工温度とは、上述の薄帯材や薄片、粉末、一次加工材等といった加工対象の温度である。

冷間加工は、Ｆｅ－Ａｌ化合物が析出され難い上に、上記化合物や結晶の成長を低減し易い。また、冷間加工は、熱エネルギーが不要である（加工温度：室温）、又は少なくてよい（加工温度：室温超３００℃未満）。３００℃未満の範囲で加熱すれば、上述の加工対象の塑性加工性が高められる。例えば２００℃以上３００℃未満の範囲で加熱すれば、上記化合物の個数が減る。この理由は、５０ｎｍ以下である上記化合物が合体するからである。この化合物の個数の減少によって、導電パスの増大、伸びの向上といった効果が得られる場合がある。なお、冷間加工であっても、塑性加工時の加工度が大きくなれば、加工熱によって温間加工を行った場合と同様な効果が得られる場合がある。

温間加工は、上述の加工対象の塑性加工性を高めて、緻密化できる。また、温間加工であれば、Ｆｅ－Ａｌ化合物が過度に析出したり、上記化合物及び母相の結晶が過度に成長したりすることを防止し易い。加工温度は３２０℃以上３９０℃以下、更に３８０℃以下、３７５℃以下、とりわけ３５０℃以下であれば、上記化合物の過度の成長を抑えつつ、塑性加工性に優れる。また、上述のように上記化合物の合体によって、その個数が減ることで、導電パスの増大、伸びの向上といった効果が期待できる。

上記加工温度が４００℃以上５００℃以下である熱間加工は、成形性に優れつつ、熱間加工後に熱処理が施されても、Ｆｅ－Ａｌ化合物や母相の結晶粒が粗大になり難い。上記加工温度が４８０℃以下、更に４５０℃以下であれば、熱処理後において上記化合物や母相の結晶が微細な粒子として存在し易い。

《加工時の緻密化条件》
薄帯材や薄片、又は粉末を用いて熱処理に供する素材（成形体）を製造する場合、最終的に得られるＡｌ合金の相対密度が十分に高くなるように加工温度に応じて塑性加工条件を調整する。相対密度は、真密度に対する見かけ密度である。上記素材や最終的に得られるＡｌ合金の相対密度は、例えば９５％以上、更に９８％以上が好ましく、理想的には１００％である。

《圧延材》
上述の素材（成形体）の一例として、上述の薄帯材に圧延を施した圧延材、上述の薄片や粉末に粉末圧延を施した圧延材が挙げられる。圧延材は、長いものとし易い上に、塑性加工（圧延）によって内部の空隙が低減されて、緻密である。そのため、圧延材を熱処理に供する素材とすれば、長く、緻密なＡｌ合金が得られる。又は、圧延材は、塑性加工性に優れるため、一次加工材としてもよい。

《圧縮材》
上述の素材（成形体）の別例として、薄片や粉末を加圧成形した圧縮材が挙げられる。圧縮材は、加圧圧縮によって内部の空隙が低減されて、緻密である。そのため、この圧縮材を熱処理に供する素材とすれば、緻密なＡｌ合金が得られる。又は、圧縮材は塑性加工性に優れるため、一次加工材としてもよい。例えば、圧縮材は、線径が１ｍｍ以下といった細線用素材に利用できる。

上述の加圧圧縮時の印加圧力は、圧縮材の相対密度が例えば９０％以上、更に９５％以上、９８％以上となる範囲で選択することが挙げられる。定量的には印加圧力は、上述の加工温度にもよるが、例えば５０ＭＰａ以上、更に１００ＭＰａ以上、７００ＭＰａ以上が挙げられる。印加圧力が１．８ＧＰａ以下、更に１．５ＧＰａ以下であれば、圧縮材の内部の気泡が膨張することに起因して圧縮材に亀裂が生じることを防止できる。また、印加圧力が上記範囲であれば、成形型は耐久性に優れる。圧縮材は、例えば印加圧力を上記の範囲とする温間加工、いわゆるホットプレスを行うことで製造することが挙げられる。

《封止材》
上述の素材（成形体）の更に別例として、上述の薄帯材、薄片や粉末、又は上述の圧縮材を金属管に収納して、金属管の両端を封止した封止材が挙げられる。封止材は、粉末や薄片を用いた場合でも粉末等の飛散を防止できる。また、封止材は、収納物が脆弱であっても形状等を維持し易い。封止材は、相対密度が低い傾向にあるため、一次加工材とすると、緻密なＡｌ合金が得られる。例えば、封止材は、線径が１ｍｍ以下といった細線用素材に利用できる。

上述の金属管は、例えば、純アルミニウム又はアルミニウム合金、純銅又は銅合金等からなるものが挙げられる。純アルミニウムは、例えばＪＩＳ規格、合金番号Ａ１０７０等が挙げられる。アルミニウム合金は、例えばＪＩＳ規格、合金番号Ａ５０５６，Ａ６０６３等が挙げられる。金属管に基づく表層は、成形後、適宜な時期に除去されてもよいし、残されてもよい。上記表層が残される場合、上記表層を被覆層とする被覆Ａｌ合金、例えば銅被覆Ａｌ合金等が製造される。上記金属管の大きさは、収納物の充填量や大きさ、被覆層とする場合には被覆層の厚さ等に応じて選択するとよい。

《押出材》
上述の素材（成形体）の更に別例として、上述の圧縮材、又は上述の封止材を押出した押出材が挙げられる。押出材は、塑性加工（押出）によって内部の空隙が低減されて、緻密である。例えば押出材の相対密度は、９８％以上、更に９９％以上、実質的に１００％である。そのため、押出材を熱処理に供する素材とすれば、長く、緻密なＡｌ合金が得られる。又は、押出材は、塑性加工性に優れるため、一次加工材としてもよい。例えば、押出材は、線径が１ｍｍ以下といった細線用素材に利用できる。上述の圧縮材を収納した封止材を押出した押出材は、より緻密であり、上記細線用素材に好適に利用できる。押出圧力は押出温度や押出材の形状、大きさにもよるが、例えば１ＧＰａ以上２．５ＧＰａ以下が挙げられる。押出材は、例えば押出圧力を上記の範囲とする温間加工又は熱間加工を行うことで製造することが挙げられる。

《伸線材》
上述の素材（成形体）の更に別例として、上述の圧縮材、又は上述の封止材、又は上述の押出材を伸線した伸線材が挙げられる。上記圧縮材等の塑性加工材に更に伸線加工を施した伸線材はより緻密である。このような伸線材を熱処理に供する素材とすれば、緻密なＡｌ合金線が得られる。

伸線加工は、代表的には冷間加工とし、伸線ダイスを用いて行うことが挙げられる。伸線条件（１パスあたりの加工度、総加工度等）は、所定の最終線径の伸線材が得られるように、上記圧縮材等の加工材の大きさ等に応じて適宜選択すればよい。伸線加工は、公知の伸線条件を参照してもよい。

所定の最終線径の伸線材が得られるまでの間、伸線加工の途中に中間熱処理を施すことができる。中間熱処理は、伸線加工に伴う歪みの除去を主目的とし、中間熱処理後の伸線加工性を高めるために行う。中間熱処理は添加元素が析出し難い温度（例、４００℃未満）で行うことが挙げられる。中間熱処理の保持時間は０．５秒以上３時間以下が挙げられる。

（熱処理工程）
この工程では、上述の素材（成形体）に熱処理を施して、ＡｌとＦｅとを含む化合物を析出させたり、既に析出している微細なＦｅ－Ａｌ化合物の大きさを調整したりして、Ｆｅ－Ａｌ化合物が分散した組織を形成する。この目的から、熱処理条件は、Ｆｅ－Ａｌ化合物が析出し易い条件とする。例えば、熱処理条件は、引張強さが２００ＭＰａ超、かつ導電率が５８％ＩＡＣＳ以上を満たすように調整することが挙げられる。また、熱処理条件は、引張強さ及び導電率が上記の範囲を満たすことに加えて、破断伸びが７．５％以上を満たすように調整することが好ましい。熱処理は、代表的にはバッチ処理が挙げられる。上記素材が伸線材といった長いものであれば、熱処理は連続処理を利用してもよい。

〈バッチ処理〉
《加熱温度》
バッチ処理は、雰囲気炉等の加熱容器に熱処理対象を封入した状態で加熱する処理である。バッチ処理とする場合、加熱温度は例えば２２０℃以上５００℃以下が挙げられる。バッチ処理では、加熱温度が高いほど、保持時間が短くてもＦｅ－Ａｌ化合物が析出し易い。保持時間が短い点で製造性に優れる。特に加熱温度が５００℃以下であれば、上述のように上記化合物が粗大に成長することを防止し易く、微細にし易い。また、上記化合物の熱変質等も防止され易い。更に母相を構成する結晶が粗大に成長することを防止し易い。

一方、加熱温度がある程度低くても、保持時間を長くすれば、Ｆｅ－Ａｌ化合物が析出する。また、加熱温度が低いことで、上記化合物が粗大に成長し難い。更には母相の結晶が微細になり易い。例えば、加熱温度が４００℃以上であれば、ある程度短時間でも上記化合物を良好に析出できる。また、４００℃以上の熱処理を行うことで、Ａｌ合金が安定な結晶構造をとる。結晶が安定していることで、Ａｌ合金の使用環境が室温だけでなく高温となっても、強度や導電率の経年劣化が起こり難い。そのため、長期にわたり、導電性に優れると共に高強度なＡｌ合金が製造される。加熱温度は４２０℃以上、更に４３０℃以上でもよい。

他方、Ｆｅ－Ａｌ化合物及び母相の結晶の粗大化を抑制する点では、加熱温度は例えば２２０℃以上４００℃未満、更に３００℃以上でもよい。この温度範囲では、上述のように上記化合物がある程度合体して個数が減ることで、導電パスの増大、伸びの向上といった効果が期待できる。

《保持時間》
加熱温度が４００℃以上５００℃以下である場合、保持時間は例えば１秒以上６時間以下程度が挙げられる。上記加熱温度が高いほど、保持時間が短くてもＦｅ－Ａｌ化合物を析出させ易い。保持時間が短いほど、Ａｌ合金の生産性が向上する。Ｆｅの含有量、Ｎｄの含有量や素材の大きさ等にもよるが、保持時間は例えば０．１時間以上４時間以下、更に３時間以下、２時間以下、１．５時間（９０分）以下でもよい。熱処理工程では、保持時間が経過したら加熱を止めて、析出操作を終了する。

加熱温度が２２０℃以上４００℃未満である場合、保持時間は例えば０．１時間以上１２時間以下程度が挙げられる。加熱温度が低いほど、保持時間が長いことが好ましい。

加熱温度及び保持時間を上述の範囲として熱処理を行うと、代表的には、２００ＭＰａ超の引張強さと、５８％ＩＡＣＳ以上の導電率と、７．５％以上の破断伸びとを有するＡｌ合金が得られる。

熱処理に供する素材の製造過程が熱間加工を含む場合でも、熱間加工とは独立して熱処理を行うことで、Ｆｅ－Ａｌ化合物の大きさや母相の結晶の大きさが適切に調整され易い。但し、上述のように熱履歴が過剰になると、上記化合物や母相の結晶が成長して、強度や伸びが低下し易くなる。また、粗大な上記化合物がＡｌの導電パスを阻害して、導電性も低下し易くなる。

〈連続処理〉
連続処理は、ベルト炉等の加熱容器に熱処理対象を連続的に供給して加熱する処理である。連続処理は、例えば、熱処理後のＡｌ合金の引張強さ、導電率が上述の範囲を満たすように、電流値、搬送速度、炉の大きさ等のパラメータを調整することが挙げられる。

〈雰囲気〉
熱処理中の雰囲気は、例えば、大気雰囲気、又は低酸素雰囲気が挙げられる。大気雰囲気は、雰囲気制御が不要であり、熱処理作業性に優れる。低酸素雰囲気は、酸素含有量が大気よりも少ない雰囲気であり、Ａｌ合金の表面酸化を低減できる。低酸素雰囲気は、真空雰囲気（減圧雰囲気）、不活性ガス雰囲気、還元ガス雰囲気等が挙げられる。

〈その他〉
実施形態のＡｌ合金線を製造する場合には、本製法は、例えば、熱処理に供する上記素材として、所定の線径を有する伸線材を製造する工程を備えることが挙げられる。上記伸線材の製造条件等は、上述の《伸線材》の項を参照するとよい。

実施形態のＡｌ合金線を素線として含む撚線を製造する場合には、上述の熱処理工程を経た熱処理材を撚り合せること、又は上述の伸線材を撚り合せた後に上述の熱処理工程の熱処理を施すことが挙げられる。圧縮撚線を製造する場合には、上記熱処理材を撚り合せた後に圧縮すること、又は上記伸線材を撚り合せた後に上記熱処理を施してから圧縮すること、又は上記伸線材を撚り合せた後に圧縮してから上記熱処理を施すことが挙げられる。

上述の熱処理前の素材や熱処理後の熱処理材等に必要に応じて切削加工等を施してもよい。また、上記熱処理前の素材を製造する成形方法として、固相焼結を利用することが考えられる。但し、焼結温度を低くする等の調整が必要であると考えられる。

［試験例１］
ＦｅとＮｄとを含むＡｌ合金を以下の条件で作製して、組織、機械的特性、及び電気的特性を調べた。以下の表１～表１４において奇数番号の表は、製造条件及び組成を示す。以下の表１～表１４において偶数番号の表は、組織、機械的特性、及び電気的特性を示す。

（試料の作製）
各試料は、以下のように製造する。まず、メルトスパン法によって薄帯材を作製する。この薄帯材を用いて、熱処理に供する素材を製造する。上記素材は、上記薄帯材にホットプレス、押出を順に施して作製した押出材である。

原料として、純アルミニウム、純鉄、純ネオジム、又は以下の合金を用意する。上記合金は、Ｆｅ、Ａｌ、及びＮｄという三種の元素のうち、二種以上の元素を含む合金（二元合金又は三元合金）である。

純アルミニウムは、純度２Ｎ（Ａｌの含有量が９９．７質量％）のアルミニウム地金、又は純度３Ｎ（Ａｌの含有量が９９．９質量％）のアルミニウム地金である。
表５，表６に示す試料以外のＡｌ合金は、純度３Ｎのアルミニウム地金を用いて作製する。また、純鉄、純ネオジムはいずれも、純度３Ｎの純金属を用いる。
表５，表６に示す試料Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２のＡｌ合金はそれぞれ、純度３Ｎ、純度２Ｎのアルミニウム地金を用いる。

上述の原料に用いる合金は、例えば黒鉛電気炉、高周波溶解炉、アーク溶解炉等を利用して、公知の製造方法等によって製造できる。この合金の作製には、上述のアルミニウム地金、純金属を用いることや、経済的により入手し易い組成の合金（低融点の組成を有する合金等）を用いることが挙げられる。

上述の原料を用いて、溶湯を作製する。上記溶湯におけるＦｅの含有量、及びＮｄの含有量が奇数番号の表に示す量（質量％）となるように、アルミニウム地金に対する純鉄の添加量及び純ネオジムの添加量、又は上述の原料に用いる合金の添加量を調整する。作製する溶湯は、奇数番号の表に示す量（質量％）のＦｅ及びＮｄを含み、残部がＡｌ及び不純物からなる。Ｆｅの含有量（質量％）、Ｎｄの含有量（質量％）は、Ａｌ合金を１００質量％とするときのＦｅの質量割合、Ｎｄの質量割合である。ここでの不純物は、主として、Ｏ（酸素），Ｓｉ（珪素），Ｃ（炭素）である。

表１に示す試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．４，Ｎｏ．１０１，Ｎｏ．１０２ではいずれも、Ｎｄの含有量が同じであるが、Ｆｅの含有量が異なる。Ｆｅの含有量は０．０５質量％～３．２５質量％から選択される値である。Ｎｄの含有量は０．０８０質量％である。
表３に示す試料Ｎｏ．５～Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１０３，Ｎｏ．１０４ではいずれも、Ｆｅの含有量が同じであるが、Ｎｄの含有量が異なる。Ｎｄの含有量は０．００１質量％～２．５０質量％から選択される値である。Ｆｅの含有量は２．０質量％である。
表５に示す試料Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２はいずれもＦｅの含有量及びＮｄの含有量が同じであるが、不純物の合計含有量が異なる。Ｆｅの含有量は２．０質量％である。Ｎｄの含有量は０．０８０質量％である。
表７以降に示す試料Ｎｏ．１３～Ｎｏ．３６はいずれも同じ組成である。Ｆｅの含有量は２．０質量％である。Ｎｄの含有量は０．０８０質量％である。
試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１３～Ｎｏ．３６の不純物の合計含有量は０．０５質量％である。
ここでは、不純物の合計含有量は、原料のアルミニウム地金の純度、純鉄の純度によって異ならせている。

作製した溶湯を用いて、メルトスパン法によって薄帯材を作製する。具体的には、減圧したアルゴン雰囲気（－０．０２ＭＰａ）において９００℃に昇温して、上述の原料を溶解して、溶湯を作製する。５０ｍ／秒の周速で回転する銅製ロールに上記溶湯を噴射して、薄帯材を作製する。薄帯材の幅は２ｍｍ程度である。薄帯材の厚さは３０μｍ程度である。薄帯材の長さは不定である。この条件における理論的な溶湯の冷却速度（計算値）は７．５×１０^６℃／秒である（≧１０，０００℃／秒）。

上述の薄帯材を適宜粉砕して粉末状にする。この粉末を用いて、ホットプレス（温間塑性加工）によって圧縮材を作製する。ホットプレスの条件は、雰囲気がアルゴン雰囲気であり、印加圧力が１．５ＧＰａであり、加工温度が３２０℃であり、保持時間が５秒である。圧縮材は円柱状であり、直径が４０ｍｍφであり、長さが１０ｍｍであり、相対密度が９５％である。相対密度は、圧縮材の見かけ密度と真密度とを用いて、（見かけ密度／真密度）×１００から求める。見かけ密度は、圧縮材の内部に含まれる気孔を含めて測定された質量及び体積を用いて（質量／体積）×１００で求められる単位体積当たりの質量である。圧縮材の真密度は、例えば、圧縮材の組成分析を行い、Ａｌ合金の組成に基づいて算出することが挙げられる。

得られた各試料の圧縮材をアルミニウム管に挿入した後、上記アルミニウム管の両端を封止して封止材を作製する。この封止材を押出して押出材を作製する。アルミニウム管は１０００系アルミニウム合金（ＪＩＳ規格、合金番号Ａ１０７０）からなるものであり、外径が４０ｍｍφであり、厚さが１ｍｍの管である。ここでは、上述の圧縮材をアルミニウム管の内径に応じて外径加工した後に、アルミニウム管に挿入する。Ａ１０７０は、Ａｌ合金からなる薄帯材よりも塑性加工性に優れており、利用し易い。上記アルミニウム管の封止は、アルゴン雰囲気で行う。なお、アルミニウム管は省略して上記圧縮材を押出してもよい。

上記押出は、油圧式押出機を用いて行う。奇数番号の表に、押出温度（℃）、押出圧力（ＧＰａ）を示す。押出材は直径が１０ｍｍφである丸棒であり、相対密度が約１００％である。相対密度の測定方法は、上述の圧縮材と同様である。ここでは、押出後、アルミニウム管に基づく表層は切削除去する。なお、アルミニウム管に基づく表層を残して、上記表層を有する押出材とすることもできる。

得られた各試料の押出材に熱処理（アニール）を施す。ここでの熱処理は、バッチ処理である。奇数番号の表に、加熱温度（℃）を示す。熱処理の雰囲気は窒素雰囲気であり、熱処理の保持時間は３０分である。

表１～表６に示す試料では、押出温度が３５０℃であり、押出圧力が１．５ＧＰａであり、熱処理の加熱温度が４００℃である。
表７，表８に示す試料では、押出温度が３２０℃～４５０℃から選択される温度（℃）であり、押出圧力が１．０ＧＰａ～２ＧＰａから選択される圧力（ＧＰａ）であり、熱処理の加熱温度が２２５℃～４００℃から選択される温度（℃）である。
表９，表１０に示す試料では、押出温度が４２０℃であり、押出圧力が１．２ＧＰａであり、熱処理の加熱温度が２５０℃～４３０℃から選択される温度（℃）である。
表１１，表１２に示す試料では、押出温度が３５０℃であり、押出圧力が２ＧＰａであり、熱処理の加熱温度が３８０℃～５００℃から選択される温度（℃）である。
表１３，表１４に示す試料では、押出温度が３００℃であり、押出圧力が２ＧＰａであり、熱処理の加熱温度が２２５℃～４８０℃から選択される温度（℃）である。なお、表１４の「化合物平均密度」の単位は「個／５μｍ-square」を意味する。

（機械的特性、電気的特性）
得られた各試料の熱処理材から切り出した試験片について、室温（ここでは２５℃）において、引張強さ（ＭＰａ）、破断伸び（％）、導電率（％ＩＡＣＳ）を測定する。また、１５０℃において、引張強さ（ＭＰａ）を測定する。測定結果を偶数番号の表に示す。

引張強さ（ＭＰａ）、破断伸び（％）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（金属材料引張試験方法、１９９８年）に準拠して測定する。測定には、室温及び１５０℃において引張試験が可能な市販の測定装置を利用することができる。
導電率（％ＩＡＣＳ）は、ブリッジ法によって測定する。

（組織観察）
得られた各試料の熱処理材について任意の断面をとり、断面を顕微鏡によって適宜な倍率（例、１０，０００倍）で観察する。ここでは、上記断面の観察に走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いるが、金属顕微鏡を用いてもよい。

各試料の熱処理材は、上記断面において、母相が結晶組織を有し、この母相中にＡｌとＦｅとを含む化合物（例、Ａｌ_１３Ｆｅ_４）からなる粒子が分散した組織を有する。上記化合物は主として析出物である。

上記断面において、母相を構成する結晶の平均結晶粒径（μｍ）、ＡｌとＦｅとを含む化合物の平均長軸長さ（ｎｍ）、上記化合物の平均アスペクト比、上記化合物の平均密度（個／（５μｍ×５μｍ））を測定する。測定結果を偶数番号の表に示す。

〈母相の結晶粒〉
結晶の平均結晶粒径（ｎｍ）は以下のように求める。
各試料の熱処理材において、上述の断面のＳＥＭ像から、一辺の長さが１０μｍである正方形の測定領域（視野）を３０以上とる。又は、任意の断面を複数とり、各断面から一つの測定領域又は複数の測定領域をとることで、合計３０以上の測定領域を確保してもよい。

上述の各測定領域に存在する結晶粒を全て抽出する。各結晶粒の断面積と等価の面積を有する円、即ち等価面積円を求める。各円の直径、即ち円相当径を各結晶粒の粒径とする。抽出した結晶粒の粒径を平均する。求めた平均値を平均結晶粒径とする。

ここでの観察の倍率は１０，０００倍である。この倍率における解像度では、大きさが０．０１μｍ未満である結晶や化合物を明確に測定することが非常に困難である。そのため、ここでは、粒径が０．０５μｍ以上である結晶を平均結晶粒径の算出に用いる。粒径が０．０５μｍ未満である結晶粒は平均結晶粒径の算出に用いない。

〈化合物〉
各試料の熱処理材において、上述の断面のＳＥＭ像から、一辺の長さが５μｍである正方形の測定領域（視野）を１０以上とる。又は、任意の断面を複数とり、各断面から一つの測定領域又は複数の測定領域をとることで、合計１０以上の測定領域を確保してもよい。

ＡｌとＦｅとを含む化合物の平均長軸長さ（ｎｍ）は以下のように求める。
上述の各測定領域に存在するＦｅ－Ａｌ化合物を全て抽出する。抽出した各Ｆｅ－Ａｌ化合物の最大長さを測定する。各Ｆｅ－Ａｌ化合物の最大長さは、以下のように測定する。図１に示すように、上述の断面のＳＥＭ像において、２本の平行線Ｐ１，Ｐ２によって、Ｆｅ－Ａｌ化合物からなる粒子１を挟み、これら平行線Ｐ１，Ｐ２の間隔を測定する。上記間隔は、平行線Ｐ１，Ｐ２に直交する方向の距離である。任意の方向の平行線Ｐ１，Ｐ２の組を複数とり、上記間隔をそれぞれ測定する。測定した複数の上記間隔のうち、最大値を粒子１の最大長さＬ１とする。ここでの観察の倍率は１０，０００倍である。ここでは、最大長さが０．０１μｍ以上であるＦｅ－Ａｌ化合物を抽出する。最大長さが０．０１μｍ未満であるＦｅ－Ａｌ化合物は平均長軸長さの算出に用いない。抽出したＦｅ－Ａｌ化合物の最大長さを平均する。求めた平均値を平均長軸長さとする。

ＡｌとＦｅとを含む化合物の平均アスペクト比は、以下のように求める。
Ｆｅ－Ａｌ化合物のアスペクト比は、Ｆｅ－Ａｌ化合物の短軸長さに対する長軸長さの比、即ち（長軸長さ／短軸長さ）とする。上述のように各測定領域から抽出した各Ｆｅ－Ａｌ化合物について、上述のように最大長さＬ１（＝長軸長さ）を測定する。短軸長さＬ２は、各Ｆｅ－Ａｌ化合物における最大長さＬ１に沿った方向に直交する方向の線分をとり、これらの線分の長さのうち、最大値とする。各Ｆｅ－Ａｌ化合物について、長軸長さＬ１と短軸長さＬ２とを用いて、アスペクト比を求める。ここでは、上述のように長軸長さが０．０１μｍ以上であるＦｅ－Ａｌ化合物について、アスペクト比を求める。求めたＦｅ－Ａｌ化合物のアスペクト比を平均する。求めた平均値を平均アスペクト比とする。

ＡｌとＦｅとを含む化合物の平均密度（個／（５μｍ×５μｍ））は以下のように求める。
上述の各測定領域に存在し、最大長さが０．０１μｍ以上であるＦｅ－Ａｌ化合物の個数を測定する。１０以上の測定領域におけるＦｅ－Ａｌ化合物の個数を合計し、この合計数を測定領域の数（１０以上）で除して、平均する。求めた平均値を平均密度、即ち５μｍ×５μｍの測定領域におけるＦｅ－Ａｌ化合物の平均個数とする。ここでの観察の倍率は３０，０００倍である。

上述の結晶粒及びＡｌとＦｅとを含む化合物の抽出、サイズの測定は、市販の画像処理ソフトウェアを利用して、ＳＥＭ像を画像処理することで容易に行える。顕微鏡の倍率は、上述のように測定対象のサイズを明確に測定可能な範囲で調整する。断面を観察する際には、適切な溶液処理で粒界エッチングを行うこと、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）によって結晶方位の情報を有するＳＥＭ像とすることが有効である。

（成分分析）
その他、各試料の熱処理材の断面において、例えばＸ線回折（ＸＲＤ）による構造解析を行うと、ＡｌとＦｅとを含む化合物の構造（例、Ａｌ_１３Ｆｅ_４）を調べることができる。上記構造解析は、表面酸化物等を十分に除去してから行う、又は放射光を用いた透過ＸＲＤ等により試料の内部を評価すると、精度よく行える。

各試料の熱処理材においてＮｄの存在位置は、例えばＡｌとＦｅとを含む化合物を構成する元素や母相を構成する元素を同定することで確認できる。上記同定は、局所的な成分分析が可能な装置を利用することが挙げられる。このような装置として、例えばエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）による測定装置を付属するＳＥＭや透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）等が挙げられる。また、母相中のＡｌの含有量やＦｅの含有量（固溶量）は電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）によって測定することが挙げられる。

（総評）
偶数番号の表に示すように、Ｆｅを特定の範囲で含むと共に、Ｎｄを特定の範囲で含む組成を備える試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．３６のＡｌ合金は、特許文献１に記載されるＡｌ合金線に比較して、同等以上の導電率を有しつつ、強度により優れることが分かる。定量的には、試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．３６のＡｌ合金（以下、特定試料のＡｌ合金と呼ぶ）ではいずれも、室温での導電率が５８％ＩＡＣＳ以上であり、室温での引張強さが２００ＭＰａ超である。

また、特定試料のＡｌ合金はいずれも、高い伸びを有し、靭性にも優れることが分かる。定量的には、室温での破断伸びが７．５％以上である。

更に、特定試料のＡｌ合金はいずれも、耐熱性にも優れる。定量的には、１５０℃での引張強さが１５０ＭＰａ以上である。

特定試料のＡｌ合金が高い導電率を有しつつ、強度により優れる理由の一つとして、以下の特定の組織を有することが考えられる。上記特定の組織は、母相が微細な結晶から構成されると共に、この母相中に微細なＦｅ－Ａｌ化合物、代表的にはＡｌとＦｅとを含む金属間化合物が分散するという組織である。上記特定の組織が得られる理由の一つとして、以下のように考えられる。上記化合物は粗大化し易い。しかし、Ｎｄを適切な量含むと、熱処理後において、上記化合物が粗大になり難く、微細な析出物として存在する。上記化合物が微細であれば、熱処理時等で、母相を構成する結晶も粗大化し難くなり、微細になり易い。ここでは、溶湯の冷却速度が非常に速いため、初期に析出する上記化合物が微細になり易い上に、薄帯材の母相を構成する結晶が微細になり易い。このことからも、熱処理後において、上記化合物及び母相を構成する結晶が微細になり易いと考えられる。

特定試料のＡｌ合金において任意の断面をとり、Ｎｄの存在状態を調べた。ここでは、各特定試料のＡｌ合金の断面を１０，０００倍に拡大して、ＳＥＭ－ＥＤＸ及びＥＰＭＡによって、点分析及び面分析を行う。その結果、各特定試料のＡｌ合金においてＮｄは、主として、Ｆｅ－Ａｌ化合物中に存在すること（固溶すること）、又は母相を構成する結晶と上記化合物との粒界に存在することを確認している。Ｎｄが上記化合物中又はその近傍に存在することから、上記化合物の微細化に寄与していると考えられる。

上述の特定の組織を有する特定試料のＡｌ合金は、微細な結晶の粒界強化による強度の向上効果と、微細なＦｅ－Ａｌ化合物の分散強化による強度の向上効果とによって、強度を向上できると考えられる。また、上記特定の組織を有する特定試料のＡｌ合金は、Ａｌに対するＦｅの固溶量が低減されることと、微細なＦｅ－Ａｌ化合物がＡｌの導電パスを阻害し難いこととから、導電性に優れると考えられる。更に、上記特定の組織を有する特定試料のＡｌ合金は、微細なＦｅ－Ａｌ化合物が割れの起点になり難いことから、伸びにも優れると考えられる。加えて、上記特定の組織を有する特定試料のＡｌ合金は、高温でも上述の特定の組織を維持し易いことから、耐熱性にも優れると考えられる。

以下、Ｆｅの含有量、Ｎｄの含有量にそれぞれ着目して説明する。また、Ｆｅの含有量及びＮｄの含有量が同じである、即ち同じ組成であるＡｌ合金に対して、不純物量、母相の結晶粒径、ＡｌとＦｅとを含む化合物のサイズ、形状、存在数量にそれぞれ着目して説明する。

（Ｆｅの含有量）
表１，表２に示すように、Ｆｅの含有量が多いほど、室温においても高温（１５０℃）においても引張強さが高く、Ａｌ合金は高強度であり、耐熱性にも優れることが分かる。但し、Ｆｅが多過ぎると導電率が低下する（試料Ｎｏ．１０２）。Ｆｅの含有量が少ないほど、導電率が高い傾向にあり、Ａｌ合金は導電性に優れる。また、Ｆｅの含有量が少ないほど、伸びが高い傾向にあり、Ａｌ合金は伸びにも優れる。但し、Ｆｅが少な過ぎると強度、耐熱性が低下する（試料Ｎｏ．１０１）。

ここではＦｅの含有量が０．０５質量％超３．００質量％未満である試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．４のＡｌ合金では、引張強さが２００ＭＰａ超、更に２１０ＭＰａ以上であり、導電率が５８％ＩＡＣＳ以上、更に６０％ＩＡＣＳ以上である。また、これらのＡｌ合金では、母相の平均結晶粒径が小さく（ここでは１．５μｍ以下）、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均長軸長さが短い（ここでは１００ｎｍ以下）。このようなＡｌ合金は、上述の特定の組織を有するといえ、導電性に優れつつ、強度を向上できると考えられる。

更に、試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．４のＡｌ合金は、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均アスペクト比が小さく（ここでは２．５以下）、上記化合物が適量存在する（ここでは平均密度が１００個以上３０００個以下、更に２０００個以下）。このような上記化合物は母相に均一的に分散し易いことからも、Ａｌ合金は強度を向上し易いと考えられる。このことは、Ｆｅの含有量が少な過ぎる試料Ｎｏ．１０１のＡｌ合金では、上記化合物の平均密度が１００個未満と小さく、引張強さが１４０ＭＰａと低いことからも裏付けられる。また、このような上記化合物は割れの起点になり難いと考えられる。そのため、試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．４のＡｌ合金は伸びにも優れており、破断伸びが１５％以上である。

表１，表２から、Ｆｅの含有量は０．１質量％以上２．８質量％以下が好ましいといえる。Ｆｅの含有量が０．７５質量％超２．６質量％以下、更に１．０質量％以上２．４質量％以下である場合、室温での引張強さが２５０ＭＰａ以上であり、強度により優れるといえる。また、この場合、高温での引張強さが１８０ＭＰａ以上、更に２００ＭＰａ以上であり、耐熱性にも優れるといえる。

（Ｎｄの含有量）
表３，表４に示すように、Ｎｄの含有量が多いほど、室温においても高温（１５０℃）においても引張強さが高く、Ａｌ合金は高強度であり、耐熱性にも優れることが分かる。但し、Ｎｄが多過ぎると導電率が低下する（試料Ｎｏ．１０４）。Ｎｄの含有量が少ないほど、導電率が高い傾向にあり、Ａｌ合金は導電性に優れる。また、Ｎｄの含有量が少ないほど、伸びが高い傾向にあり、Ａｌ合金は伸びにも優れる。但し、Ｎｄが少な過ぎると強度、耐熱性が低下する（試料Ｎｏ．１０３）。

ここではＮｄの含有量が０．００１質量％超２．５質量％未満である試料Ｎｏ．５～Ｎｏ．１０のＡｌ合金では、引張強さが２００ＭＰａ超、更に２２０ＭＰａ以上であり、導電率が５８％ＩＡＣＳ以上である。また、これらのＡｌ合金では、母相の平均結晶粒径が小さく（ここでは５μｍ以下）、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均長軸長さが短い（ここでは２００ｎｍ以下、更に１５０ｎｍ以下）。このようなＡｌ合金は、上述の特定の組織を有するといえ、導電性に優れつつ、強度を向上できると考えられる。

更に、試料Ｎｏ．５～Ｎｏ．１０のＡｌ合金は、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均アスペクト比が小さく（ここでは２．８未満）、上記化合物が適量存在する（ここでは平均密度が１００個以上１５００個以下）。このような上記化合物は母相に均一的に分散し易いことからも、Ａｌ合金は強度を向上し易いと考えられる。

一方、Ｎｄが少な過ぎる試料Ｎｏ．１０３のＡｌ合金では、Ｎｄによる作用が不十分であると考えられる。試料Ｎｏ．１０３のＡｌ合金では、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均長軸長さが７０ｎｍであり、上記化合物がある程度の量存在するものの、母相に均一的に分散せず、偏在する等して結晶が大きくなり、強度が十分に向上できないと考えられる。Ｎｄが多過ぎる試料Ｎｏ．１０４のＡｌ合金では、ＮｄとＡｌとの金属間化合物が生成されて、この金属間化合物がＡｌの導電パスを阻害することで、導電性が低下すると考えられる。また、上記金属間化合物が割れの起点となることで、伸びも低下すると考えられる。

表３，表４から、Ｎｄの含有量は０．００２質量％以上２質量％以下が好ましいといえる。Ｎｄの含有量が０．０１質量％以上１．０質量％未満、特に０．０１質量％以上０．５質量％以下である場合（試料Ｎｏ．６～Ｎｏ．８）、導電性により優れつつ、高強度である。定量的には、試料Ｎｏ．６～Ｎｏ．８では、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であり、室温での引張強さが２５０ＭＰａ以上である。また、この場合、高温での引張強さが１８０ＭＰａ以上、更に１９０ＭＰａ以上であり、耐熱性にも優れるといえる。更に、この場合、破断伸びが１５％以上、更に１８％以上であり、伸びにも優れるといえる。

（不純物量）
表５，表６に示すように、同じ組成のＡｌ合金である場合、不純物の合計含有量が少ないと、強度が高く、導電性にも優れることが分かる（表３，表４の試料Ｎｏ．７と比較参照）。不純物の合計含有量が多過ぎると（ここでは０．３質量％）、強度が低下する理由の一つとして、不純物の元素とＡｌとを含む化合物が形成される（析出される）ことが考えられる。上記不純物を含む化合物の硬度は、ＡｌとＦｅとを含む化合物の硬度よりも低く、分散強化による強度の向上効果を得難いと考えられる。不純物の合計含有量が多過ぎると、導電性が低下する理由の一つとして、不純物の元素がＡｌに固溶することが考えられる。

表５，表６から、不純物の合計含有量は０．３質量％以下、特に０．１質量％以下が好ましいといえる。上記合計含有量が０．１質量％以下であると、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であり、室温での引張強さが２５０ＭＰａであり、破断伸びが１５％以上であり、導電性に優れつつ高強度でありながら、高靭性である。更に、高温での引張強さが１８０ＭＰａ以上であり、耐熱性にも優れる。

（母相の結晶粒径）
表７，表８に示すように、同じ組成のＡｌ合金である場合、Ａｌ合金の母相を構成する結晶粒が小さいほど、強度、耐熱性に優れることが分かる。また、上記結晶粒が小さいほど、Ｆｅ－Ａｌ化合物が微細であり、かつ存在数量が増加する傾向にあることが分かる。これらのことから、上記結晶粒が小さいほど、結晶の粒界強化による強度の向上効果と上記化合物の分散強化による強度の向上効果とが得られ易く、強度、耐熱性が向上すると考えられる。一方、上記結晶粒が小さいほど、導電性が低下し易いといえる。この理由の一つとして、上記化合物が多くなることで、Ａｌの導電パスを阻害し易くなると考えられる。また、上記化合物の存在数量の増加に伴って、伸びも低くなり易いといえる。

表７，表８から、母相の平均結晶粒径は０．０９μｍ超５．５μｍ未満、特に０．１μｍ以上５．０μｍ以下が好ましいといえる。上記平均結晶粒径が０．３μｍ以上１．５μｍ以下であると、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であり、室温での引張強さが２５０ＭＰａであり、破断伸びが１５％以上であり、導電性に優れつつ高強度でありながら、高靭性である。更に、高温での引張強さが１７０ＭＰａ以上であり、耐熱性にも優れる。

表７に示す試料Ｎｏ．１３～Ｎｏ．１９では、表３に示す試料Ｎｏ．７に対して、押出温度（℃）、押出圧力（ＧＰａ）、及び熱処理の加熱温度（℃）からなる群より選択される１種以上の条件が異なる。ここでは、熱処理の加熱温度が低いほど、結晶粒が小さくなり易いといえる（表８）。

押出温度及び熱処理の加熱温度が４００℃未満である試料Ｎｏ．１３～Ｎｏ．１６では、微細なＦｅ－Ａｌ化合物が多く、かつ結晶粒が微細である。この理由は、試料Ｎｏ．７に比較して、押出温度及び加熱温度が低いことで、上記化合物が微細にかつ多く析出し易い上に成長し難かったためと考えられる。熱処理の加熱温度が４００℃と一定であり、熱処理前の押出温度が試料Ｎｏ．７より高い試料Ｎｏ．１７～Ｎｏ．１９では、上記化合物及び結晶粒が大きく、かつ上記化合物の存在数量が少ない。この理由は、上記化合物が熱処理時に合体する等して、上記化合物の個数が減ったためと考えられる。

（化合物の平均長軸長さ）
表９，表１０に示すように、同じ組成のＡｌ合金である場合、Ｆｅ－Ａｌ化合物の長軸長さが短く、微細であるほど、強度、耐熱性に優れることが分かる。また、上記長軸長さが短いほど、上記化合物の存在数量が増加する傾向にあることが分かる。これらのことから、上記化合物が微細であるほど、上記化合物の分散強化による強度の向上効果を得易く、強度、耐熱性が向上すると考えられる。更に、上記長軸長さが短いほど、母相を構成する結晶粒が微細であることが分かる。結晶粒が微細なことで、結晶の粒界強化による強度の向上効果が得易いことからも、強度、耐熱性が向上すると考えられる。

表９，表１０から、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均長軸長さは８００ｎｍ未満、更に７５０ｎｍ以下が好ましいといえる。上記平均長軸長さが５００ｎｍ以下であると、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であり、室温での引張強さが２５０ＭＰａであり、破断伸びが１５％以上であり、導電性に優れつつ高強度でありながら、高靭性である。更に、高温での引張強さが１８０ＭＰａ以上であり、耐熱性にも優れる。

表９に示す試料Ｎｏ．２０～Ｎｏ．２４では、表３に示す試料Ｎｏ．７に対して、押出温度が高く、かつ押出圧力が低いと共に、熱処理の加熱温度が異なる。ここでは、熱処理の加熱温度が低いほど、Ｆｅ－Ａｌ化合物の長軸長さが短くなり易いといえる（表１０）。熱処理の加熱温度が４００℃未満であっても、熱処理前の押出温度が４００℃以上であると、上記化合物の長軸長さが長くなり易く、結晶粒が大きくなり易く、かつ上記化合物の存在数量が少なくなり易いといえる（試料Ｎｏ．２０～Ｎｏ．２３）。この理由は、押出時に上記化合物が合体する等して、上記化合物の個数が減ったためと考えられる。

（化合物のアスペクト比）
表１１，表１２に示すように、同じ組成のＡｌ合金である場合、Ｆｅ－Ａｌ化合物であって、長軸長さが７５０ｎｍ以下であり、かつアスペクト比が小さいほど、強度、耐熱性に優れることが分かる。また、上記アスペクト比が小さいほど、上記化合物の存在数量が多く、かつ母相を構成する結晶粒が小さい傾向にあることが分かる。これらのことから、上記化合物が微細であり、かつ上記アスペクト比が小さいほど、上記化合物が母相に均一的に分散し易く、上記化合物の分散強化による強度の向上効果を得易く、強度、耐熱性が向上すると考えられる。母相の結晶粒が小さいことで、結晶の粒界強化による強度の向上効果が得易いことからも、強度、耐熱性が向上すると考えられる。

また、Ｆｅ－Ａｌ化合物が微細であり、かつ上記アスペクト比が小さいほど、導電性に優れることが分かる。この理由の一つとして、上記化合物がＡｌの導電パスを妨げ難いことが考えられる。

表１１，表１２から、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均アスペクト比は４．１未満、更に３．５以下が好ましいといえる。上記平均アスペクト比が２．５以下であると、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であり、室温での引張強さが２５０ＭＰａであり、破断伸びが１５％以上であり、導電性に優れつつ高強度でありながら、高靭性である。更に、高温での引張強さが１８０ＭＰａ以上であり、耐熱性にも優れる。

表１１に示す試料Ｎｏ．２５～Ｎｏ．２９では、表３に示す試料Ｎｏ．７に対して、押出圧力が高いと共に、熱処理の加熱温度が異なる。ここでは、熱処理の加熱温度が低いほど、Ｆｅ－Ａｌ化合物のアスペクト比が小さくなり易いといえる（表１２）。また、試料Ｎｏ．７に比較して、押出温度が同じであり、熱処理の加熱温度が低くても、押出圧力が高いと、上記化合物の長軸長さが長くなり易く、結晶粒が大きくなり易いといえる（試料Ｎｏ．２５）。この理由は、押出圧力が大きいことで加工熱が増えたためと考えられる。また、試料Ｎｏ．２５では、上記化合物がある程度成長したものの、上記化合物の存在数量が多いため、試料Ｎｏ．７に比較して、引張強さが高くなったと考えられる。

（化合物の存在数量）
表１３，表１４に示すように、同じ組成のＡｌ合金である場合、Ｆｅ－Ａｌ化合物であって、長軸長さが７５０ｎｍ以下であるものの存在数量が多いほど、強度、耐熱性に優れることが分かる。また、上記化合物の平均個数が多いほど、母相を構成する結晶粒が小さい傾向にあることが分かる。これらのことから、上記化合物が微細であり、かつ上記平均個数が小さいほど、上記化合物の分散強化による強度の向上効果を得易く、強度、耐熱性が向上すると考えられる。結晶粒が小さいことで、結晶の粒界強化による強度の向上効果が得易いことからも、強度、耐熱性が向上すると考えられる。

一方、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均個数が多過ぎると、導電性が低い。この理由の一つとして、上記化合物がＡｌの導電パスを阻害し易くなることが考えられる。また、上記化合物の存在数量の増加に伴って、伸びも低くなり易いといえる（試料Ｎｏ．３０，Ｎｏ．３１）。

表１３，表１４から、Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均個数は８０個超６２００個未満、特に１００個以上５０００個以下が好ましいといえる。上記平均個数が４００個以上３０００個以下であると、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であり、室温での引張強さが２５０ＭＰａであり、破断伸びが１５％以上であり、導電性に優れつつ高強度でありながら、高靭性である。更に、高温での引張強さが１８０ＭＰａ以上であり、耐熱性にも優れる。

表１３に示す試料Ｎｏ．３０～Ｎｏ．３６では、表３に示す試料Ｎｏ．７に対して、押出温度が低く、かつ押出圧力が高いと共に、熱処理の加熱温度が異なる。ここでは、熱処理の加熱温度が低いほど、上記Ｆｅ－Ａｌ化合物の平均個数が多くなり易いといえる（表１４）。また、押出温度及び熱処理の加熱温度が４００℃未満である試料Ｎｏ．３０～Ｎｏ．３３は、上記化合物が多く、かつ結晶粒が微細である。この理由は、上述の試料Ｎｏ．１３等と同様であると考えられる。押出温度が４００℃未満であっても、熱処理の加熱温度が４００℃以上であれば、上記化合物及び結晶粒が大きくなり易く、かつ上記化合物の存在数量が少なくなり易いといえる（試料Ｎｏ．３４～Ｎｏ．３６）。この理由は、熱処理の加熱温度が高いことに加えて、押出圧力が大きいことで加工熱が増えたためと考えられる。なお、上記化合物が比較的大きく、かつ上記化合物の存在数量が少ない試料Ｎｏ．３６では、例えば試料Ｎｏ．３３と比較して、上記化合物の分散強化による強度向上効果が得られ難かったと考えられる。

（まとめ）
以上のことから、Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含む組成を有するＡｌ合金は、導電性に優れつつ、高強度であることが示された。特に、上記Ａｌ合金は、上述の特定の組織を有すると、高い導電率と高い引張強さとを有し易い。

また、導電性に優れつつ、高強度なＡｌ合金は、上述の組成を有するＡｌ合金からなる素材に熱処理を施すことで製造できることが示された。この試験では、更に以下のことがいえる。
（１）溶湯の冷却速度を極めて速くして薄帯状等とすると、過飽和固溶体が得られる上に、凝固材（薄帯材）の母相を構成する結晶が微細になり易い。その結果、熱処理後に得られるＡｌ合金では、Ｆｅ－Ａｌ化合物が微細になり易い上に、母相を構成する結晶も微細になり易い。ここでは多くの試料において、上記化合物の平均長軸長さが７５０ｎｍ以下であり、平均結晶粒径が５μｍ以下である。
（２）熱処理の加熱温度が５００℃以下であれば、上記化合物が微細な粒子として分散され易い。

本発明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、特許請求の範囲と均等の意味及び範囲内での全ての変更が含まれることが意図される。

例えば、試験例１において、Ｆｅの含有量、Ｎｄの含有量、塑性加工の種類、製造条件（溶湯の冷却速度、ホットプレス条件、押出条件、熱処理条件等）を適宜変更できる。例えば、押出後、熱処理前に伸線加工を行えば、Ａｌ合金線が得られる。

１ Ｆｅ－Ａｌ化合物からなる粒子、 Ｐ１，Ｐ２ 平行線、 Ｌ１ 最大長さ（長軸長さ）、 Ｌ２ 短軸長さ。

Claims (11)

1. Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、
   母相と、化合物とを含む組織を有し、
   前記母相は、Ａｌを主体とする金属の相であり、
   前記化合物は、ＡｌとＦｅとを含み、
   任意の断面において、前記母相の平均結晶粒径が０．１μｍ以上５μｍ以下であり、前記化合物の平均長軸長さが７５０ｎｍ以下であり、
   前記化合物の平均アスペクト比が３．５以下であり、
   前記任意の断面において、一辺の長さが５μｍである正方形の測定領域をとり、前記測定領域に存在する前記化合物の平均個数が１００個以上５０００個以下であり、
   Ｎｄは、前記化合物に固溶していること、及び前記母相の結晶と前記化合物との粒界に存在することの少なくとも一方を満たす、
   アルミニウム合金。
2. 前記組成におけるＦｅの含有量は１．０質量％以上２．４質量％以下である請求項１に記載のアルミニウム合金。
3. 前記組成におけるＮｄの含有量は０．０１質量％以上０．５質量％以下である請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金。
4. 前記平均結晶粒径が０．３μｍ以上５μｍ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。
5. 前記平均長軸長さが５００ｎｍ以下である請求項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。
6. 前記平均アスペクト比が２．５以下である請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金。
7. 室温での導電率が５８％ＩＡＣＳ以上であり、
   室温での引張強さが２００ＭＰａ超であり、
   室温での破断伸びが７．５％以上である請求項１から請求項６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金。
8. １５０℃での引張強さが１５０ＭＰａ以上である請求項７に記載のアルミニウム合金。
9. 請求項１から請求項８のいずれか１項に記載のアルミニウム合金から構成される、
   アルミニウム合金線。
10. 線径が０．０１ｍｍ以上５ｍｍ以下である請求項９に記載のアルミニウム合金線。
11. Ｆｅを０．１質量％以上２．８質量％以下と、Ｎｄを０．００２質量％以上２質量％以下とを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金から構成される素材を製造する工程と、
    前記素材に熱処理を施す工程とを備え、
    前記素材を製造する工程は、前記アルミニウム合金からなる溶湯を１０，０００℃／秒以上の冷却速度で急冷して、薄帯材又は粉末を製造する工程を含み、
    前記熱処理を経たアルミニウム合金は、
    母相と、化合物とを含む組織を有し、
    前記母相は、Ａｌを主体とする金属の相であり、
    前記化合物は、ＡｌとＦｅとを含み、
    任意の断面において、前記母相の平均結晶粒径が０．１μｍ以上５μｍ以下であり、前記化合物の平均長軸長さが７５０ｎｍ以下であり、
    前記化合物の平均アスペクト比が３．５以下であり、
    前記任意の断面において、一辺の長さが５μｍである正方形の測定領域をとり、前記測定領域に存在する前記化合物の平均個数が１００個以上５０００個以下であり、
    Ｎｄは、前記化合物に固溶していること、及び前記母相の結晶と前記化合物との粒界に存在することの少なくとも一方を満たす、
    アルミニウム合金の製造方法。

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