JP7167479B2

JP7167479B2 - アルミニウム合金線材およびその製造方法

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Publication number: JP7167479B2
Application number: JP2018090931A
Authority: JP
Inventors: 和也西; 亨鷲見; 昌平秦
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2018-05-09
Filing date: 2018-05-09
Publication date: 2022-11-09
Anticipated expiration: 2038-05-09
Also published as: JP2019196520A

Description

本発明は、アルミニウム合金線材およびその製造方法に関する。

鉄道車両、自動車、その他の電気機器等の用途では、配線材として、銅または銅合金からなる導体を備える電線やケーブルが使用されている。これらの電線やケーブルには、自動車などでのエネルギー消費量を低減する観点から、軽量化の要望が大きい。そのため、近年、これらの用途に使用される電線やケーブルには、銅または銅合金よりも比重の小さなアルミニウムまたはアルミニウム合金からなる導体を使用することが検討されている。

例えば、特許文献１では、アルミニウム合金において、マグネシウム（Ｍｇ）やジルコニウム（Ｚｒ）などの合金元素を添加し、これらの元素を時効析出させる方法が提案されている。特許文献１では、導体として、このようなアルミニウム合金を採用することにより、導体の強度、伸び、導電率および耐熱性を向上させることができるとされている。なお、特許文献１における耐熱性とは、室温から１５０℃までの温度で１０００時間保持されたときに強度が１５０ＭＰａ以上であることを示す。

特開２０１２－２２９４８５号公報

ところで、鉄道車両等に使用される電線やケーブルでは、導体にアルミニウムまたはアルミニウム合金を適用したときに、導体の断面積が銅を適用した場合に比べて大きくなる。鉄道車両等の移動体では、電線やケーブルを配線する配線スペースが制限されているため、アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる導体の断面積をできるだけ小さくし、従来と同等の配線スペースに電線やケーブルを配線させることが望まれている。しかし、アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる導体の断面積を小さくすると、強度、伸び、導電率および耐熱性を高い水準でバランス良く得ることが難しかった。

本発明は、強度、伸び、導電率および耐熱性を高い水準でバランスよく有するアルミニウム合金線材を提供することを目的とする。

本発明の一態様によれば、
アルミニウム合金からなる線材であって、
前記アルミニウム合金は、
Ｃｏ：０．１～１．０質量％、Ｚｒ：０．２～０．５質量％、Ｆｅ：０．０２～０．０９質量％、Ｓｉ：０．０２～０．０９質量％、Ｍｇ：０～０．２質量％、Ｔｉ：０～０．１０質量％、Ｂ：０～０．０３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％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：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化学組成を有し、かつ、
Ａｌ結晶粒とＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物とを含み、結晶粒径が１０μｍ以下の前記Ａｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上である金属組織を有する、アルミニウム合金線材が提供される。

本発明の他の態様によれば、
アルミニウム合金からなる線材の製造方法であって、
Ｃｏ：０．１～１．０質量％、Ｚｒ：０．２～０．５質量％、Ｆｅ：０．０２～０．０９質量％、Ｓｉ：０．０２～０．０９質量％、Ｍｇ：０～０．２質量％、Ｔｉ：０～０．１０質量％、Ｂ：０～０．０３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％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：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溶湯を準備する準備工程と、
前記溶湯を、Ｚｒの晶出を抑制しつつＣｏを晶出させるような冷却速度で急冷して鋳造することで、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を含む鋳造材を形成する鋳造工程と、
前記鋳造材を伸線して伸線材を形成する伸線工程と、
前記伸線材に時効処理を施し、前記Ａｌ相に固溶するＺｒをＡｌ－Ｚｒ化合物として析出させる時効処理工程と、を有し、
前記アルミニウム合金が、前記化学組成を有し、かつ、Ａｌ結晶粒とＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物とを含み、結晶粒径が１０μｍ以下の前記Ａｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上である金属組織を有する、アルミニウム合金線材の製造方法が提供される。

本発明によれば、強度、伸び、導電率および耐熱性を高い水準でバランスよく有するアルミニウム合金線材が得られる。

図１は、実施例４のアルミニウム合金線材の長手方向に垂直な断面のＳＩＭ（二次イオン顕微鏡）像である。図２は、実施例４のアルミニウム合金線材の長手方向に垂直な断面のＳＴＥＭ（走査型電子顕微鏡）による暗視野像である。図３は、図３の拡大図である。図４は、比較例１のアルミニウム合金線材の長手方向に垂直な断面のＳＩＭ（二次イオン顕微鏡）像である。図５は、比較例１のアルミニウム合金線材の長手方向に垂直な断面のＳＴＥＭ（走査型電子顕微鏡）による暗視野像である。図６は、図５の拡大図である。

本発明者らは、上述した課題を解決すべく、合金元素の種類や製造条件などを適宜変更し、アルミニウム合金の化学組成を変化させたときの諸特性の変化について検討を行った。その結果、合金元素としてＣｏおよびＺｒを使用することにより、最終的に得られるアルミニウム合金線材において、強度、伸び、導電率および耐熱性を高い水準でバランスよく得られることを見出した。本発明は、当該知見に基づいて成されたものである。

＜アルミニウム合金線材＞
以下、本発明の一実施形態にかかるアルミニウム合金線材について説明する。なお、本明細書において「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。

（化学組成）
まず、アルミニウム合金線材（以下、単に合金線材ともいう）を構成するアルミニウム合金（以下、単に合金ともいう）の化学組成について説明する。

合金の化学組成は、Ｃｏ：０．１～１．０質量％、Ｚｒ：０．２～０．５質量％、Ｆｅ：０．０２～０．０９質量％、Ｓｉ：０．０２～０．０９質量％、Ｍｇ：０～０．２質量％、Ｔｉ：０～０．１０質量％、Ｂ：０～０．０３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％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：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。

Ｃｏは、合金線材に添加する必須成分である。Ｃｏは、後述するように、合金線材の製造過程（鋳造・凝固時）において、その大部分がＡｌと反応して晶出物（Ａｌ－Ｃｏ化合物）を形成し、最終的に得られる合金線材では化合物相として存在する。Ａｌ－Ｃｏ化合物は実際には、アルミニウム合金中に不可避的に存在するＦｅを吸収したＡｌ－Ｃｏ－Ｆ－ｅ化合物の形で存在する。Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物は、合金のＡｌ再結晶粒の微細化に寄与するとともに、合金線材の伸びを向上させる。Ｃｏは合金の導電率を低下させるおそれがあるが、Ｃｏの含有量を０．１質量％～１．０質量％とすることにより、合金線材においてＣｏによる導電率の低下を抑制しつつ、Ｃｏによる強度、伸び、耐熱性を高い水準でバランスよく有する効果を得ることができる。Ｃｏの含有量は、０．２質量％～１．０質量％であることが好ましく、０．３質量％～０．８質量％であることがより好ましい。

Ｚｒは、Ｃｏと同様に、合金線材の製造時に添加する必須成分である。Ｚｒは、後述するように、鋳造後のインゴット（鋳造材）中では固溶状態で存在するが、時効熱処理後の合金線材ではＡｌ－Ｚｒ化合物として析出する。Ａｌ－Ｚｒ化合物は、主に合金線材の耐熱性の向上に寄与する。Ｚｒは、含有量が過度に多くなると、合金線材の製造過程で合金の延性を低下させて、合金線材の細径化を妨げるおそれがある。この点、Ｚｒの含有量を０．２質量％～０．５質量％とすることにより、合金の延性を高く維持するとともに、合金線材において所望の耐熱性を得ることができる。Ｚｒの含有量は、０．３質量％～０．４質量％であることがより好ましい。

Ｆｅは、アルミニウム原料に由来して不可避的に取り込まれる成分である。Ｆｅは、合金の強度の向上に寄与する。Ｆｅは、鋳造時にＦｅＡｌ_３として晶出した場合、あるいは時効熱処理中にＦｅＡｌ_３として析出した場合、合金の延性を低下させて、製造時に合金線材の細径化を妨げるおそれがある。本実施形態では、Ｃｏを配合することで、Ａｌ－Ｃｏ化合物を晶出させたときにＦｅを吸収することでＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を形成している。これにより、ＦｅをＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物とすることで、ＦｅＡｌ_３の形成を抑制している。この結果として、合金の延性の低下を抑制しつつ、合金の強度を向上させることができる。Ｆｅの含有量は、Ａｌ－Ｃｏ化合物に吸収させる観点からはＣｏの含有量以下とするとよく、０．０２質量％～０．０９質量％とする。これにより、合金線材を細径化しつつ、高い強度を得ることができる。Ｆｅの含有量は、０．０４質量％～０．０９質量％であることが好ましい。なお、Ｆｅは、所定の含有量となるように、添加してもよい。

Ｓｉは、Ｆｅと同様に、アルミニウム原料に由来して不可避的に取り込まれる成分である。Ｓｉは、合金のＡｌ結晶粒中に固溶したり、Ｆｅとともに析出したりすることで、合金の強度の向上に寄与する。Ｓｉは、Ｆｅと同様に合金の伸びを低下させたり、合金線材の細径化を妨げたりするおそれがあるが、Ｓｉの含有量を０．０２質量％～０．０９質量％とすることにより、合金の伸びの低下を抑制しつつ、強度を向上させることができる。Ｓｉの含有量は、０．０４質量％～０．０８質量％であることが好ましい。なお、Ｓｉは、所定の含有量となるように、添加してもよい。

Ｍｇ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＳｃおよびＮｉは、アルミニウム原料に由来して取り込まれたり、必要に応じて適宜添加したりする随意成分である。ここで、随意成分とは、含有してもよいし含有しなくてもよい成分を示す。各合金元素は、合金線材においてＡｌ相の結晶粒の粗大化を抑制し、その強度の向上に寄与する。このうち、Ｃｕ、Ａｇ、およびＡｕは、結晶粒界に析出して粒界強度も向上させることができる。各合金元素の含有量をそれぞれ、上記範囲とすることで、合金の伸びの低下を抑制するとともに、各合金元素による効果が得られる。

上述した成分以外の残部は、Ａｌおよび不可避不純物となる。ここで、不可避不純物は、合金線材の製造工程上、不可避的に取り込まれてしまうものであって、合金線材の特性に影響を及ぼさない程度の少ない含有量のものを示す。不可避不純物としては、例えば、Ｇａ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂなどが挙げられる。

合金線材の導電率の観点からは、Ａｌの含有量は９７質量％以上であることが好ましく、９８質量％以上であることがより好ましく、９８．４質量％以上であることがさらに好ましい。

（金属組織）
続いて、アルミニウム合金の有する金属組織について説明する。

合金の金属組織は、Ａｌ結晶粒と、晶出物または析出物からなるＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物、およびＡｌ－Ｚｒ化合物を含み、線材の長手方向に平行な断面において、結晶粒径の最大値が１０μｍ以下のＡｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上である。つまり、金属組織では、Ａｌ結晶粒が微細結晶組織を形成しており、その結晶粒の間に形成される結晶粒界は細かな網目構造となる。細かな網目構造を有する結晶粒界とその近傍領域に、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物の２種類の化合物が存在することにより、化合物が金属組織中で微細かつ均一に分散することになる。このように、本実施形態の合金は、２種類の異なる化合物が微細かつ均一に分散する金属組織を有する。

ここで、晶出物とは、アルミニウム合金を鋳造する際に溶湯を冷却により凝固させる段階、もしくは、凝固後であって高温度の鋳造材を室温付近まで冷却させる段階で形成される化合物を示す。つまり、晶出物は、鋳造材の段階でアルミニウム合金中に形成される化合物である。
また、析出物とは、時効処理により、室温まで冷却された鋳造材を融点以下の高温雰囲気下で加熱保持する段階で形成される化合物を示す。具体的には、鋳造材のＡｌ相中に固溶していた金属元素が、時効処理によってＡｌ相中に拡散し凝集することで、初めて形成される化合物である。つまり、析出物は、鋳造材の段階ではＡｌ合金中に存在せず、時効処理後の合金線材の段階で存在する。

また、結晶粒径とは、金属組織中にＡｌ結晶粒とＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物とが存在するアルミニウム合金線材の長手方向に沿った断面において、Ａｌ結晶粒の粒径の最大値を示す。

金属組織では、合金線材の長手方向に垂直な断面において、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の単位面積当たりの数（以下、単に数密度ともいう）が５０個／１００μｍ^２以上であることが好ましい。このような数密度でＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を分散させることにより、化合物を金属組織中で微細に分散させることができ、合金線材において諸特性をより高い水準でバランスよく得ることができる。

金属組織では、合金線材の長手方向に垂直な断面において、Ａｌ－Ｚｒ化合物の単位面積当たりの数（数密度）が５００個／１００μｍ^２であることが好ましい。このような数密度でＡｌ－Ｚｒ化合物を分散させることにより、化合物を金属組織中で微細に分散させることができ、合金線材において諸特性をより高い水準でバランスよく得ることができる。

金属組織において、Ａｌ－Ｚｒ化合物の大きさは５ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが好ましい。析出物を小さくすることで、合金元素の含有量を少なくした場合であっても析出物の個数を増やすことができ、析出物による効果をバランスよく得ることができる。また、合金の延性を高く維持できるので、伸線工程で加工度を高くすることができ、合金線材をより細径化することが可能となる。

また、金属組織において、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の大きさは２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることが好ましい。Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物もＡｌ－Ｚｒ化合物と同様に、粒子サイズを小さくすることが好ましい。なお、Ｃｏ原子はＡｌ組織中でＺｒ原子よりも高速で拡散するため、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の大きさはＡｌ－Ｚｒ化合物よりも増加する。後述するように、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の役割は、時効熱処理の初期段階で再結晶粒の成長を抑制することにある。このため時効熱処理が終了した後の金属組織において、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物のサイズがＡｌ－Ｚｒ化合物を上回ることによる支障はない。

また、化合物の形状は、特に限定されないが、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物は球形状あるいは回転楕円体形状であることが好ましい。Ａｌ－Ｚｒ化合物は球形であることが好ましいが、不定形状であっても支障は無い。なお、回転楕円体形状とは、線材の長手方向に垂直な方向では円形状であり、線材の長手方向に平行な方向では楕円形状である形状を示す。

（アルミニウム合金線材の特性）
本実施形態のアルミニウム合金線材は、上述した化学組成および金属組織を有するアルミニウム合金から形成されており、強度、伸び、導電率および耐熱性を高い水準でバランスよく有する。具体的には、合金線材は、室温における引張強度が１５０ＭＰａ以上となる強度および、８％以上の引張り伸びを有する。また、５０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する。また、２００℃で１０年間加熱させたときの強度が初期状態の強度の９０％以上となる耐熱性を有する。なお、ここでいう「２００℃で１０年間加熱させたときの強度が初期状態の強度の９０％以上となる耐熱性」とは、アルミニウム合金線材を特定の温度と時間で加熱することによって得られる引張強度の等温軟化曲線に基づいて、アルミニウム合金線材の引張強度が加熱する前の引張強度（初期の引張強度）よりも１０％低下する温度（例えば３００℃～４００℃の範囲の任意の温度）と時間（例えば６００ｓｅｃ～３００００００ｓｅｃの範囲の任意の時間）をアレニウス・プロットしたときにおいて、当該アレニウス・プロットでの温度が２００℃の場合の時間（引張強度が１０％低下するときの時間）が１０年以上となることを意味する。具体的には、後述する実施例における耐熱性の評価方法によって得ることができる。

合金線材の線径は、特に限定されないが、可とう性の観点からは２ｍｍ以下であることが好ましく、０．３ｍｍ～１ｍｍであることがより好ましい。本実施形態では、合金を所定の構成とすることにより、線径を２ｍｍ以下としながらも、諸特性を高い水準でバランスよく得ることができる。

＜アルミニウム合金線材の製造方法＞
続いて、上述したアルミニウム合金線材の製造方法について説明する。本実施形態のアルミニウム合金線材は、溶湯の準備工程、鋳造工程、成形工程、伸線工程および時効処理工程の各工程を順次行うことにより製造することができる。以下、各工程について詳述する。

（準備工程）
まず、アルミニウム合金線材を形成するための溶湯を準備する。本実施形態では、溶湯が上述した化学組成となるように、Ａｌ原料、Ｃｏ原料およびＺｒ原料、必要に応じて、その他の合金原料を混合し、溶解する。原料の混合方法や溶解方法は特に限定されず、従来公知の方法により行うことができる。

（鋳造工程）
続いて、溶湯を鋳造して鋳造材を形成する。本実施形態では、溶湯を、Ｚｒの晶出を抑制しつつＣｏを晶出させるような冷却速度で急冷して凝固させる。これにより、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を晶出させ、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物が分散する鋳造材を形成する。

ここで、鋳造段階での急冷によるＣｏとＺｒの挙動の違いについて、本発明者らが得た知見を説明する。

本発明者らの検討によると、ＣｏとＺｒとは、アルミニウム固相中での拡散速度が異なることで、晶出や析出のしやすさ（析出速度）が異なることが見出された。

具体的には、Ａｌ固相中のＣｏは、その拡散速度がＡｌの自己拡散速度と同等もしくはそれ以上に大きい。しかも、Ｃｏの熱平衡状態でのＡｌ相への固溶度は、最大０．０５％未満と非常に小さい。そのため、Ｃｏは、溶湯から鋳造、凝固した直後であっても、Ａｌ組織中で容易に凝集して晶出しやすい。晶出によりＣｏの大部分は、鋳造後のインゴット（鋳造材）の段階で、Ａｌ組織中に化合物として晶出することになる。

また、凝固直後のＡｌ相には晶出した化合物以外に、固溶したＣｏ原子も存在する。凝固直後では熱平衡的な固溶度より多い過飽和なＣｏ原子が、Ａｌ相中には固溶する。しかし、Ｃｏ原子は、Ａｌ相中を高速拡散することにより、過飽和に固溶したＣｏ原子は比較的短時間で凝集し、化合物相を形成する。結果として、鋳造、凝固後に鋳造材が室温に冷却されるまでに、添加したＣｏ原子のほとんどはＡｌとの化合物相として存在しており、Ａｌ相中に固溶するＣｏ原子は、熱平衡濃度に近い０．１％未満の少量に留まる。

一方、Ａｌ相中のＺｒは、その拡散速度がＡｌの自己拡散速度よりも著しく小さく、Ｃｏに比べてＡｌ組織中における析出速度が小さくなる。しかも、Ｚｒの熱平衡状態でのＡｌ相への最大固溶度は、０．３～０．４％程度であり、Ｃｏより数倍大きい。このため、Ｚｒは鋳造後の鋳造材の段階では晶出しにくく、その大部分はＡｌ組織中に過飽和に固溶した状態で存在することになる。また、Ｚｒは、Ｃｏに比べて拡散が著しく遅いため、鋳造後の鋳造材を室温で長時間保管した場合も、過飽和固溶状態はそのまま維持される。過飽和固溶状態のＺｒは、時効処理により、例えば３００℃以上の温度で加熱することにより析出させることができる。

本発明者らは、この析出速度の違いに着目し、検討を行った。その結果、溶湯を冷却させる速度を大きくするほど、得られる鋳造材において、Ｃｏの大部分をＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物として晶出させながらも、Ｚｒの晶出を抑制してＺｒを固溶させた状態に維持できることが見出された。このような鋳造材によれば、Ｚｒが晶出した鋳造材と比べて、高い加工度で伸線しても断線を抑制することができ、線径の細い合金線材を製造することができる。

鋳造材は、Ｃｏが溶湯中のＦｅとＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を形成することで、導電率の低下の要因となる固溶状態のＦｅが少なく、また伸びの低下の要因となる析出物（ＦｅＡｌ_３）が少ない。一方で、鋳造材に形成されたＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物は、Ａｌ組織中に分散することで、後述の時効熱処理段階で、Ａｌ結晶粒が再結晶により粗大化するのを抑制するように作用する。本実施形態では、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を微細に分散することで、時効処理工程での結晶粒の粗大化をより抑制し、結晶粒の結晶粒径をより小さく維持することが可能となる。

なお、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物は、ＦｅＡｌ_３化合物のようにＡｌ合金の延性を低下させないため、合金線材の細径化の妨げとならない。なお、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｆｅを少なくとも含む化合物であり、その他の金属元素を含んでもよい。また、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物は、鋳造後のインゴット中では、細長い形状となる。

鋳造工程では、冷却速度を１℃／ｓ～６０℃／ｓとすることが好ましく、２０℃／ｓ～５０℃／ｓとすることがより好ましい。

また、本実施形態では、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の微細化と、固溶Ｚｒの偏析を抑制する観点から、溶湯を急冷して鋳造可能なプロペルチ連続鋳造機、もしくは双ロール鋳造機などを用いて、ビレット鋳造または連続鋳造することが好ましい。

（成形工程）
続いて、必要に応じて、鋳造材を伸線しやすいように鋳造材を棒状（いわゆる荒引き線）に成形する。ここでは、例えば、線径が５ｍｍ～５０ｍｍとなるように鋳造材に機械加工を施す。機械加工としては、例えば圧延加工、スエージ加工、引抜加工など従来公知の方法を行うとよい。

（伸線工程）
続いて、棒状の鋳造材に冷間伸線加工を施して、所定の線径の伸線材に加工する。この伸線加工の際、鋳造材中に分散するＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物は細かく粉砕され、同時に伸線方向に平板上に引き伸ばされる。Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物をより微細かつ緻密に分散させることで、後述の時効処理工程での結晶粒の粗大化をより確実に抑制することができる。伸線加工としては、例えばダイスを用いた引抜伸線加工など従来公知の方法で行うとよい。なお、加工度とは、鋳造材の断面積に対する伸線材の断面積の比率であって、伸線工程での減面率を示す。

本実施形態では、鋳造材が、Ｚｒの晶出が抑制されて、高い延性を有するので、伸線加工の加工度を高くすることができる。Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物をより細かく粉砕し、伸線材中により微細に分散させる観点からは、鋳造材を断面積が０．０１倍以下となるように伸線し、伸線材の線径を２．０ｍｍ以下とすることが好ましい。このような加工度にすることにより、伸線終了後のＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の大きさを２０ｎｍ～５００ｎｍに制御しやすくなる。また、後述の時効処理工程にて、Ｚｒを析出させたときに、Ａｌ－Ｚｒ化合物の大きさも５ｎｍ～１００ｎｍに制御しやすくなる。しかも、最終的な合金線材において、析出物をより分散させて析出させることができる。

なお、本実施形態では、鋳造材が高い延性を有するので、伸線時の加工歪みを緩和するための焼鈍処理（いわゆる中間焼鈍処理）を省略することができる。これにより、Ａｌ結晶粒の再結晶による粗大化をより抑制することができる。

（時効処理工程）
続いて、伸線材に時効処理を施す。時効処理としては、例えば２７０℃～４４０℃の温度範囲で伸線材を加熱するとよく、処理時間を１０時間以上とするとよい。時効処理により、伸線材においてＡｌ相に固溶するＺｒをＡｌ－Ｚｒ化合物として析出させる。Ａｌ－Ｚｒ化合物は、ＡｌおよびＺｒを少なくとも含む化合物であり、その他の金属元素を含んでもよい。なお、時効処理の際、伸線材を構成するＡｌ合金に固溶するＣｏも析出して、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を形成することがある。

時効処理の際、Ａｌ結晶粒が加熱により再結晶することになるが、本実施形態では、伸線材中にＣｏの化合物が微細に分散しているので、この粒子によってＡｌ結晶粒の粗大化を抑制し、Ａｌ結晶粒の大部分を微小サイズ（例えば、１０μｍ以下の結晶粒径）に維持することができる。具体的には、結晶粒径が１０μｍ以下のＡｌ結晶粒が占める領域を面積比で９０％以上とすることができる。

また、時効処理の際、Ａｌ相中に固溶するＺｒが結晶粒界まで移動して析出することになるが、本実施形態では、Ａｌ結晶粒が微小で、その間に形成される結晶粒界が細かな網目構造を有するので、ＺｒがＡｌ相から結晶粒界へ移動するまでの距離が短く、Ｚｒの結晶粒界での析出を促進させることができる。そのため、Ｚｒの析出物を微小サイズ（例えば１０ｎｍ～１００ｎｍ）として伸線材中に微細に分散させて析出させることができる。

以上により、伸線材を時効処理して、本実施形態の合金線材が得られる。

＜本実施形態に係る効果＞
本実施形態によれば、以下に示す１つ又は複数の効果を奏する。

本実施形態では、上述した化学組成を有する溶湯を、Ｚｒの晶出を抑制しつつＣｏを晶出させるような冷却速度で急冷している。これにより、溶湯を凝固させる際に、ＣｏをＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物として、凝固組織中に分散させている。また、ＺｒをＡｌ相中に固溶させた状態として晶出を抑制している。この鋳造材を伸線することにより、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物が粉砕されて微細化され、かつ均一に分散する伸線材を形成する。そして、この伸線材に時効処理を施すことにより、Ａｌ相に固溶するＺｒをＡｌ－Ｚｒ化合物として析出させている。時効処理では、Ｚｒの析出とともに、Ａｌ結晶粒が加熱により再結晶することになるが、伸線材中に微細に分散するＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物が、Ａｌ結晶粒の再結晶による粗大化を抑制し、Ａｌ再結晶粒を小さく維持することができる。また、Ｚｒの多くは、微小なＡｌ再結晶粒同士の間の結晶粒界、および粒界近傍の粒内に析出するので、微細に分散することになる。このように、本実施形態では、所定の冷却速度で急冷した鋳造材に伸線加工および時効処理を施すことで、Ａｌ再結晶粒が小さく、かつ、Ａｌ－Ｃｏ－ＦｅおよびＡｌ－Ｚｒの各化合物が微細に分散する合金線材を得ることができる。

得られた合金線材は、上述した化合組成を有し、かつＡｌ結晶粒と分散粒子としてＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物を含み、合金線材の長手方向に平行な断面において、結晶粒径の最大値が１０μｍ以下のＡｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上である金属組織を有する。金属組織では、微細なＡｌ結晶粒が多く存在し、その結晶粒間に形成される結晶粒界は細かな網目構造を有しており、その結晶粒界上に化合物が分散している。

このような金属組織を有する合金線材は、以下に示す特性を有する。すなわち、Ｆｅを、ＦｅＡｌ_３化合物ではなく、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の形態で分散させているので、ＦｅＡｌ_３による強度および伸びの低下が抑制されている。また、Ｆｅを化合物に吸収させることで、Ａｌ相に固溶するＦｅが少なく、高い導電率を維持することができる。また、Ａｌ－Ｚｒ化合物が析出しているので、高い耐熱性を得ることができる。さらに、Ａｌ結晶粒を微小サイズとして、Ａｌ－Ｃｏ－ＦｅおよびＡｌ－Ｚｒの各化合物を合金中に微細に分散させることで、各化合物粒子による効果を高い水準でバランスよく得ることができる。よって、本実施形態の合金線材によれば、強度、伸び、導電率および耐熱性を高い水準でバランスよく得ることができる。

具体的には、本実施形態の合金線材によれば、引張強度が１５０ＭＰａ以上、引張り伸びが８％以上、導電率が５５％ＩＡＣＳ以上、２００℃で１０年間加熱させたときの強度が初期状態の強度の９０％以上であり、強度、伸び、導電率および耐熱性を高い水準でバランスよく得ることができる。

また、合金線材は、長手方向に垂直な断面において、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の単位面積当たりの数（数密度）が５０個／１００μｍ^２以上であることが好ましい。合金線材は、このような数密度となるようにＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物が微細に分散していることで、合金線材の諸特性をより高い水準で満たすことができる。

また、合金線材は、長手方向に垂直な断面において、Ａｌ－Ｚｒ化合物の単位面積当たりの数（数密度）が５００個／１００μｍ^２以上であることが好ましい。合金線材は、このような数密度となるようにＡｌ－Ｚｒ化合物が微細に分散していることで、合金線材の諸特性をより高い水準で満たすことができる。

また、合金線材は、Ａｌ－Ｚｒ化合物の大きさが５ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが好ましい。Ａｌ－Ｚｒ化合物の大きさが小さくなることで、合金線材の伸びをより向上させて、製造過程での断線率を低減することができる。その結果、合金線材の歩留まりを向上させることができる。

また、合金線材は、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の大きさが２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることが好ましい。Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の大きさがこの範囲となることで、Ａｌ結晶粒の粗大化を効率よく抑制することが可能となる。

また、本実施形態では、鋳造材においてＺｒの晶出を抑制し、その延性を高く維持している。そのため、伸線工程にて、高い加工度で伸線することが可能であり、合金線材について、諸特性のバランスを高い水準で維持しながらも、細径化することができる。具体的には、線径を２ｍｍ以下とすることができる。

また、本実施形態では、鋳造材においてＺｒの晶出を抑制し、その延性を高く維持しているので、伸線材の加工歪みによる断線を低減することができる。また、伸線材の延性も高いので、加工歪みを緩和するための焼鈍処理を省略することができる。

また、本実施形態では、析出物が球形状であることが好ましい。析出物が球形状であることにより、変形によって合金線材の一部に応力が集中するときに、Ａｌ相と析出物との界面での亀裂を抑制できるので、合金線材の延性を向上させることができる。

また、本実施形態では、伸線材に時効処理を施すときに、Ｃｏの晶出物がＡｌ結晶粒の再結晶を抑制し、Ａｌ結晶粒を小さな粒子径に維持している。そのため、Ａｌ結晶粒間の結晶粒界が細かな網目構造となるので、固溶するＺｒがＡｌ相から結晶粒界に移動して析出するまでの時間を短縮することができる。その結果、時効処理を短縮して、合金線材の生産効率を向上させることができる。

また、溶湯の鋳造時においては、冷却速度を１℃／ｓ～６０℃／ｓとすることが好ましく、２０℃／ｓ～５０℃／ｓとすることがより好ましい。このような条件で溶湯を急冷することにより、Ｚｒの晶出をより確実に抑制しつつ、Ｃｏをより微細に分散させて晶出させることができる。これにより、諸特性のバランスをより高い水準で得ることができる。

また、伸線時においては、鋳造材を断面積が０．０１倍以下となるような加工度で伸線することが好ましい。このような加工度で伸線することにより、鋳造材に晶出するＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物をより細かく粉砕し、微細化するとともに均一に分散させることができる。この結果、時効処理において、Ａｌ－Ｚｒ化合物をより微細に分散させて析出させることができ、諸特性のバランスをより高い水準で得ることができる。

次に、本発明について実施例に基づき、さらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されない。

＜合金線材の作製＞
（実施例１）
実施例１では、Ｃｏ、Ｚｒ、ＦｅおよびＳｉが下記表１に示す組成となるように、純度９９．９％のアルミニウム、ＣｏおよびＺｒを配合し、アルゴン雰囲気中で高周波溶解炉を用いて溶解した。得られて溶湯を銅製水冷るつぼ中で鋳造することで、所定の化学組成を有する鋳造材を得た。鋳造時の凝固速度は２５℃／ＳＥＣ（秒）とした。鋳造材の寸法は外径φ３０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの円柱形であった。この鋳造材をスエージング加工により、φ９．５ｍｍの荒引き線とした後に、ダイスによる引抜きによる伸線加工を繰返すことで、φ０．４５ｍｍまで細線化した。ダイスによる伸線下降中の、中間熱処理は実施しなかった。得られたφ０．４５ｍｍの線材を３００℃に加熱保持したソルトバス中に２０時間以上保持することで、時効熱処理を行ない、実施例１の合金線材を作製した。

（実施例２～１２）
実施例２～１２では、Ｃｏ、Ｚｒ、ＦｅおよびＳｉの化学組成を表１に示すように変更した以外は、実施例１と同様に合金線材を作製した。

（実施例１３～１５）
実施例１３～１５では、冷却速度を表１に示すように変更した以外は、実施例４と同様に合金線材を作製した。

（比較例１～９）
比較例１～９では、Ｃｏ、Ｚｒ、ＦｅおよびＳｉの化学組成を下記表２に示すように変更した以外は、実施例１と同様に合金線材を作製した。

＜評価方法＞
作製した合金線材について、金属組織、金属組織に分散する化合物の形態、伸び、引張強さ、導電率および耐熱性について以下の方法により評価した。

（金属組織）
合金線材の金属組織は、Ａｌ結晶粒の粒径分布に基づいて、その微細性を評価した。具体的には、まず、合金線材を樹脂に埋め込んだ後に、長手方向に垂直な断面を研磨により露出させた。次に、その断面をＳＩＭ（ＳｃａｎｎｉｎｇＩｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：二次イオン顕微鏡）により観察するとともに、得られたＳＩＭ像を画像解析した。そして、得られた画像解析結果から、１０μｍ以下のＡｌ結晶粒、１０μｍを超えるＡｌ結晶粒のそれぞれの断面に占める面積比を求め、粒径分布を測定した。本実施例では、１０μｍ以下のＡｌ結晶粒の面積比が９０％以上であれば、金属組織が微細な結晶組織を有するものと評価し、○と表記した。一方、９０％未満であれば、微細な結晶組織を持たないと評価し、×と表記した。

（化合物の形態）
合金線材の金属組織に分散する化合物の形態は、長手方向に垂直な断面を研磨により露出させ、その断面をＳＴＥＭ（走査透過型電子顕微鏡）により観察した。観察には電界放出（ＦＥ）型の電子線源を有するＳＴＥＭ装置を使用し、広角環状暗視野像（ＨｉｇｈＡｎｇｌｅＡｎｎｕｌａｒＤａｒｋＦｉｅｌｄｉｍａｇｅ、ＨＡＡＤＦ）を撮影して、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｚｒを含む微細な化合物粒子を観察した。本実施例では、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物の有無とその数密度を測定した。数密度の測定は、合金線材の長手方向で異なる５か所の断面についてそれぞれ数密度を測定し、その平均を算出した。本実施例では、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物については、数密度が５０個／１００μｍ^２以上であれば○、５０個未満であれば×とした。Ａｌ－Ｚｒ化合物については５００個／１００μｍ^２以上であれば○、５００個未満であれば×とした。

（伸びおよび引張強さ）
合金線材の伸びと引張強さは、合金線材の引張試験により測定した。本実施例では、伸びが８％以上であれば伸び性が良好であると評価した。また、引張強度が１５０ＭＰａ以上であれば、強度が高いと評価した。

（導電率）
合金線材の導電率は、直流四端子法により、作製した合金線材の２０℃における電気抵抗を測定して導電率を算出した。本実施例では、電電率が５５％ＩＡＣＳ以上であれば、高い導電率を有するものと評価した。

（耐熱性）
合金線材の耐熱性は、以下の方法により、２００℃で１０年間加熱させたときの強度が初期状態の強度の９０％以上となる耐熱性の有無を評価した。まず、合金線材に対し、加熱温度と加熱時間とを変えた時効処理を実施し、時効処理後の線材の引張試験から引張強さを測定した。同一の化学組成及び時効条件の線材５本について、引張試験を実施し、５本の試験結果の平均を引張強さとして採用した。次に、加熱温度と加熱時間と引張強度の値から、種々の温度での引張強度の等温軟化曲線を作成した。次に、該等温軟化曲線から、加熱によって引張強度が初期値（加熱する前の引張強度の値）から１０％低下する時間を求めた。次に、引張強度が初期値から１０％低下する温度と時間（３００℃、３５０℃および４００℃の温度で加熱したときに引張強度が初期値から１０％低下する時間）をアレニウス・プロットし、当該アレニウス・プロットでの温度が２００℃の場合の時間（引張強度が１０％低下するときの時間）を求めた。このとき、アレニウス・プロットでの温度が２００℃の場合の時間が１０年以上であれば合格（○）と判定し、２００℃の場合の時間が１０年未満であれば不合格（×）と判定した。なお、本測定では、１０％以下の軟化現象はすべて同一の活性化エネルギーで起こる現象と仮定した。

＜評価結果＞
実施例４の合金線材についてＳＩＭ像を図１に示す。図１では、横方向が合金線材の長手方向（伸線方向）に該当する。図１によると、多数のＡｌ結晶粒が形成されていることが確認された。ほとんどのＡｌ結晶粒は、アスペクト比が小さな等軸結晶粒であることが確認された。また、図１に示すＳＩＭ像について、画像解析処理により結晶粒サイズの分布を測定したところ、一部に長手方向の長さが１０μｍを越える粗大な結晶粒も認められたが、粗大結晶粒が占める面積比は３．３％と少なく、大部分はサイズが１０μｍ未満の微細結晶粒であることが確認された。

実施例４の合金線材についてＳＴＥＭ像を図２に示す。図２によれば、丸形状の粒子（白色）の分散が確認された。丸形状の粒子のサイズは数十～数百ｎｍの範囲にあり、主に結晶粒界上に分布している。図２の金属組織中には、これらの丸形状の粒子よりも微細な粒子も存在する。図２のＳＴＥＭ像の一部を拡大した金属組織を図３に示す。図３によると、サイズが数十μｍの粒子が、結晶粒界、粒内の両方に分散する様子が確認された。図３で認められる粒子の形状は、点状、棒状、帯状等の不定形状であることもわかった。

また、図２において、エネルギー分散分析（ＥＤＳ）により、分散粒子の化学組成を測定したところ、丸形状の粒子からは、Ａｌの他にＣｏとＦｅが検出された。ＥＤＳスペクトルを定量解析した結果、粒子におけるＦｅ含有量はＣｏ含有量に比べて少ないことがわかった。この結果から、図２の丸状粒子はＡｌ_９Ｃｏ_７相に代表されるＡｌＣｏ化合物であり、Ｃｏの一部をＦｅで置換されているＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物である可能性が示唆された。また、Ａｌ_３Ｆｅ化合物等の、Ｃｏを含まずにＦｅのみを含むＡｌ－Ｆｅ化合物相は、確認されなかった。

また、図３において確認される微細な不定形状の粒子について、ＥＤＳ分析を行ったところ、Ａｌに加えてＺｒが検出され、Ｃｏ、Ｆｅは検出されなかった。この結果から、これらの不定形状の微細粒子は、Ａｌ_３Ｚｒに代表されるＡｌ－Ｚｒ化合物であることがわかった。

また、実施例４の合金線材では、丸形状のＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の粒子数は、５箇所の平均で１００μｍ^２あたり２１０個であった。また、不定形状のＡｌ－Ｚｒ化合物の粒子数は、５箇所の平均で１００μｍ^２あたり２８００個であった。

また、実施例４の合金線材は、表１に示すように、諸特性を高い水準でバランスよく有することが確認された。具体的には、伸びが８％、引張強度が１７９ＭＰａ、導電率が５６％ＩＡＣＳであることが確認された。また、実施例４の合金線材は、２００℃で１０年間加熱させた場合であっても、加熱による強度の低下が初期状態から１０％以下であって、初期状態の強度の９０％以上を維持できることが確認され、高い耐熱性を有することが確認された。これは、合金線材の金属組織において、Ａｌ再結晶粒が小さく、かつ、Ａｌ－Ｃｏ－ＦｅおよびＡｌ－Ｚｒの各化合物が微細に分散しているためと推測される。

実施例１～３、及び５～１２では、結晶粒径が１０μｍ以下のＡｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上であり、微細な結晶組織が形成されていることが確認された。具体的には、結晶粒径が１０μｍを越える粗大結晶粒が占める領域が面積比でいずれも１０％を下回る値であった。また、各実施例について、ＳＴＥＭ暗視野像を検討したところ、全てにおいてＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物、Ａｌ－Ｚｒ化合物が分散していることが確認された。また、実施例４と同様に、諸特性を高い水準でバランスよく有することが確認された。

実施例１３～１５は、実施例４と同じ化学組成の合金において、鋳造時の凝固速度を２５℃／ＳＥＣ（秒）から、８、１２、２０℃／ＳＥＣとした場合の結果である。凝固速度が遅くなるにつれて引張強さが徐々に低下する。一方、導電率は、凝固速度が遅くなるにつれて増加する傾向が確認される。これは、凝固速度が速くなると鋳造時のＺｒの晶出が抑制されてＺｒの過飽和固溶量が増加し、時効処理中のＡｌ－Ｚｒ化合物の析出が促進されて引張強さが増加するためと考えられる。

これに対して、比較例１の合金線材では、図４～６に示すように、実施例１のような金属組織が形成されていないことが確認された。図４は、比較例１のアルミニウム合金線材の長手方向に垂直な断面のＳＩＭ（二次イオン顕微鏡）像である。図５は、比較例１のアルミニウム合金線材の長手方向に垂直な断面のＳＴＥＭ（走査型電子顕微鏡）による暗視野像である。図６は、図５の拡大図である。

図４によると、比較例１の合金線材では、Ａｌ結晶粒の多くは、長手方向に伸びた、アスペクト比の大きな形状となっている。図４の一部では、長手方向に１０μｍを越えた粗大なサイズの結晶粒が認められる。これらの長手方向に伸びた結晶粒は、時効熱処理中の再結晶の段階で、結晶粒界が長手方向に容易に移動することで形成されたと考えられる。

また、図４に示すＳＩＭ像について、画像解析処理により結晶粒サイズの分布を測定したところ、長さが１０μｍを越える粗大結晶粒は、面積比で観察領域全体の４４．７％を占めており、実施例１と比べてＡｌ結晶粒が粗大化しやすいことが確認された。

また、図５に示す比較例１のＳＴＥＭ像によれば、実施例１のような丸形状の粒子（Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物）は存在せず、結晶粒界に１００ｎｍ以下の微細な粒子が分散する様子が認められる。図６によれば、実施例１の図３と同様に、サイズが数十～１００μｍ程度の不定形状粒子が、結晶粒界、粒内の両方に分散する様子が認められる。

図６の不定形状粒子についてＥＤＳ分析したところ、Ａｌに加えてＺｒが検出され、Ｃｏ、Ｆｅは検出されなかった。この結果からこれらの不定形状の粒子は、Ａｌ_３Ｚｒに代表されるＡｌ－Ｚｒ化合物であることがわかった。また、少数ではあるが、サイズが数百μｍ程度とより粗大な粒子で、Ａｌ以外にはＦｅのみが検出される粒子の存在も確認された。このＦｅのみを含む粗大粒子は、Ａｌ_３Ｆｅ等のＡｌ－Ｆｅ化合物の可能性が高いと推測された。つまり、比較例１の合金線材では、金属組織に分散する化合物としては、Ａｌ－Ｚｒ化合物と小数のＡｌ－Ｆｅ化合物であると推測される。なお、Ａｌ－Ｚｒ化合物の数密度は、５箇所の平均で１００μｍ^２あたり３３００個であった。

また、比較例１の合金線材では、伸びが４％であり、引張強度が１４９ＭＰａであり、所望の機械特性を得られないことが確認された。これは、Ｃｏを配合しないことで、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物が形成されていないためと推測される。なお、比較例１の耐熱性は合格判定であった。

比較例２，３では、ＳＩＭ像について、画像解析処理により結晶粒サイズの分布を測定したところ、長さが１０μｍを越える粗大結晶粒は、面積比で観察領域全体の２０％を超えることが確認された。比較例２では、Ｚｒを添加していないため、Ａｌ－Ｚｒ化合物が形成されていなかった。このため、伸びは高いものの、引張強度が著しく低くなることが確認された。一方、比較例３では、Ｚｒを添加したものの、０．１質量％と少なかったため、Ａｌ－Ｚｒ化合物の形成は確認されなかった。そのため、比較例２と同様に所望の機械特性を得られないことが確認された。また、比較例２，３の合金線材では、２００℃で加熱したときの強度が初期状態の強度の９０％未満となるまでの時間（加熱による強度の低下が１０％以上となるまでの時間）が１０年未満であり、耐熱性が不合格であることが確認された。これは、Ａｌ－Ｚｒ化合物が形成されないため、耐熱性が低下したと考えられる。

比較例４～９では、結晶粒径が１０μｍ以下のＡｌ結晶粒が存在するものの、その面積比が８０％程度であって９０％未満となることが確認された。またＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物が形成されていたものの、Ｃｏ、Ｚｒ、ＦｅおよびＳｉが適度な含有量となっていたかったため、諸特性のバランスがよくないことが確認された。各実施例の耐熱性はいずれも合格判定であった。

＜本発明の好ましい態様＞
以下に、本発明の好ましい態様について付記する。

［付記１］
本発明の一態様によれば、
アルミニウム合金からなる線材であって、
前記アルミニウム合金は、
Ｃｏ：０．１～１．０質量％、Ｚｒ：０．２～０．５質量％、Ｆｅ：０．０２～０．０９質量％、Ｓｉ：０．０２～０．０９質量％、Ｍｇ：０～０．２質量％、Ｔｉ：０～０．１０質量％、Ｂ：０～０．０３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％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：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化学組成を有し、かつ、
Ａｌ結晶粒とＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物とを含み、結晶粒径が１０μｍ以下の前記Ａｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上である金属組織を有する、アルミニウム合金線材が提供される。

［付記２］
付記１のアルミニウム合金線材において、好ましくは、
長手方向に垂直な断面において、前記Ａｌ－Ｚｒ化合物の単位面積当たりの数が５００個／１００μｍ^２以上である。

［付記３］
付記１又は２のアルミニウム合金線材において、好ましくは、
長手方向に垂直な断面において、前記Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の単位面積当たりの数が５０個／１００μｍ^２以上である。

［付記４］
付記１～３のいずれかのアルミニウム合金線材において、好ましくは、
前記Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の大きさが２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下である。

［付記５］
付記１～４のいずれかのアルミニウム合金線材において、好ましくは、
前記Ａｌ－Ｚｒ化合物のそれぞれの大きさが５ｎｍ以上１００ｎｍ以下である。

［付記６］
付記１～５のいずれかのアルミニウム合金線材において、好ましくは、
線径が２．０ｍｍ以下である。

［付記７］
付記１～６のいずれかのアルミニウム合金線材において、好ましくは、
前記Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物および前記Ａｌ－Ｚｒ化合物は球形状を有する。

［付記８］
付記１～７のいずれかのアルミニウム合金線材において、好ましくは、
引張強度が１５０ＭＰａ以上、導電率が５５％ＩＡＣＳ以上、２００℃で１０年間加熱させたときの強度が初期状態の強度の９０％以上である。

［付記９］
本発明の他の態様によれば、
アルミニウム合金からなる線材の製造方法であって、
Ｃｏ：０．１～１．０質量％、Ｚｒ：０．２～０．５質量％、Ｆｅ：０．０２～０．０９質量％、Ｓｉ：０．０２～０．０９質量％、Ｍｇ：０～０．２質量％、Ｔｉ：０～０．１０質量％、Ｂ：０～０．０３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％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：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溶湯を準備する準備工程と、
前記溶湯を、Ｚｒの晶出を抑制しつつＣｏを晶出させるような冷却速度で急冷して鋳造することで、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を含む鋳造材を形成する鋳造工程と、
前記鋳造材を伸線して伸線材を形成する伸線工程と、
前記伸線材に時効処理を施し、前記Ａｌ相に固溶するＺｒをＡｌ－Ｚｒ化合物として析出させる時効処理工程と、を有し、
前記アルミニウム合金が、前記化学組成を有し、かつ、Ａｌ結晶粒とＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物とを含み、結晶粒径が１０μｍ以下の前記Ａｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上である金属組織を有する、アルミニウム合金線材の製造方法が提供される。

［付記１０］
付記９のアルミニウム合金線材の製造方法において、好ましくは、
前記鋳造工程では、冷却速度を１℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下とする。

［付記１１］
付記９又は１０のアルミニウム合金線材の製造方法において、好ましくは、
前記伸線工程では、前記鋳造材を断面積が０．０１倍以下となるような加工度で伸線する。

［付記１２］
付記９～１１のいずれかのアルミニウム合金線材の製造方法において、好ましくは、
前記伸線工程では、前記伸線材の線径を２．０ｍｍ以下とする。

Claims

アルミニウム合金からなる線材であって、
前記アルミニウム合金は、
Ｃｏ：０．１～１．０質量％、Ｚｒ：０．２～０．５質量％、Ｆｅ：０．０２～０．０９質量％、Ｓｉ：０．０２～０．０９質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる化学組成を有し、
かつ、
Ａｌ結晶粒とＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物とを含み、長手方向に沿った断面において、粒径の最大値である結晶粒径が１０μｍ以下の前記Ａｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上であり、長手方向に垂直な断面において、前記Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の単位面積当たりの数が５０個／１００μｍ²以上であると共に、前記Ａｌ－Ｚｒ化合物の単位面積当たりの数が５００個／１００μｍ²以上である金属組織を有する、アルミニウム合金線材。
前記Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の大きさが２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下である、
請求項１に記載のアルミニウム合金線材。
前記Ａｌ－Ｚｒ化合物の大きさが５ｎｍ以上１００ｎｍ以下である、
請求項１または２に記載のアルミニウム合金線材。
線径が２．０ｍｍ以下である、
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。
前記Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物は球形状または回転楕円体形状を有し、
前記Ａｌ－Ｚｒ化合物は球形状または不定形状を有する、
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。
アルミニウム合金からなる線材の製造方法であって、
Ｃｏ：０．１～１．０質量％、Ｚｒ：０．２～０．５質量％、Ｆｅ：０．０２～０．０９質量％、Ｓｉ：０．０２～０．０９質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる溶湯を準備する準備工程と、
前記溶湯を、１℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下の冷却速度で急冷して鋳造することで、Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物を含む鋳造材を形成する鋳造工程と、
前記鋳造材を伸線して伸線材を形成する伸線工程と、
前記伸線材に２７０℃以上４４０℃以下で１０時間以上の時効処理を施し、Ａｌ相に固溶するＺｒをＡｌ－Ｚｒ化合物として析出させる時効処理工程と、を有し、
前記アルミニウム合金が、Ａｌ結晶粒とＡｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物およびＡｌ－Ｚｒ化合物とを含み、長手方向に沿った断面において、粒径の最大値である結晶粒径が１０μｍ以下の前記Ａｌ結晶粒が占める領域が面積比で９０％以上であり、長手方向に垂直な断面において、前記Ａｌ－Ｃｏ－Ｆｅ化合物の単位面積当たりの数が５０個／１００μｍ²以上であると共に、前記Ａｌ－Ｚｒ化合物の単位面積当たりの数が５００個／１００μｍ²以上である金属組織を有する、アルミニウム合金線材の製造方法。
前記伸線工程では、前記鋳造材を断面積が０．０１倍以下となるような加工度で伸線する、
請求項６に記載のアルミニウム合金線材の製造方法。
前記伸線工程では、前記伸線材の線径を２．０ｍｍ以下とする、
請求項６または７に記載のアルミニウム合金線材の製造方法。