JPWO2014155820A1 - アルミニウム合金線材、アルミニウム合金撚線、被覆電線、ワイヤーハーネスおよびアルミニウム合金線材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
高導電率、高い耐屈曲疲労特性を有し、更には高い衝撃吸収性、高い伸び性を同時に実現するアルミニウム合金導体を提供する。本発明のアルミニウム合金導体は、Ｍｇ：０．１０〜１．００質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．４０質量％、Ｔｉ：０．０００〜０．１００質量％、Ｂ：０．０００〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０．００〜１．０質量％、Ａｇ：０．００〜０．５０質量％、Ａｕ：０．００〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．００〜１．０質量％、Ｃｒ：０．００〜１．００質量％、Ｚｒ：０．００〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．００〜０．５質量％、Ｖ：０．００〜０．５質量％、Ｓｃ：０．００〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．００〜０．１０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物であるアルミニウム合金導体であって、粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上である。
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導体に関する。特に、極細線でありながらも、高導電率、高い耐屈曲疲労特性、更には高い伸び性を実現するアルミニウム合金導体に関するものである。
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共に、これらの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するため、軽量化が強く望まれている。
こうした近年の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より軽量なアルミニウム又はアルミニウム合金に変更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、純アルミニウムの導体線材に純銅の導体線材と同じ電流を流すためには、純アルミニウムの導体線材の断面積を、純銅の導体線材の約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導体（ＪＩＳ規格によるＡ１０６０やＡ１０７０）を代表とする純アルミニウムでは、一般に引張耐久性、耐衝撃性、屈曲特性などが劣ることが知られている。そのため、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繰り返し応力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材料は引張強度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こと、アルミニウム中に過剰な金属間化合物を形成することで伸線加工中に金属間化合物に起因する断線が生じることがあった。そのため、添加元素を限定ないし選択することにより、十分な伸び特性を有することで断線しないことを必須とし、さらに、従来レベルの導電率と引張強度を確保しつつ、耐衝撃性、屈曲特性を向上する必要があった。
移動体の電気配線体に用いられるアルミニウム導体として代表的なものに特許文献１に記載のものがある。これは極細線であって、高強度・高導電率を有しながら、伸びにも優れるアルミニウム合金導体、及びアルミニウム合金撚線を実現するものである。また、この特許文献１には、十分な伸びを有することから、優れた屈曲特性を有する旨が記載されている。
しかしながら、特許文献１のアルミニウム合金導体では、例えばドア部などに取り付けられるワイヤーハーネスとして使用する場合、ドアの開閉により繰り返し曲げ応力が作用することで疲労破壊が発生しやすく、このような厳しい使用環境下での耐屈曲疲労特性が十分とは言えない。さらに、エンジン部分、例えば最も振動が大きいと言われるディーゼルエンジンなどに取り付けられることを想定すると、常時生じるエンジン振動に耐久可能な、より高い耐屈曲疲労特性が求められる。
本発明の目的は、高導電率を確保すると共に、高い耐屈曲疲労特性、高い衝撃吸収性および高い伸び性を同時に実現するアルミニウム合金導体、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、およびアルミニウム合金導体の製造方法を提供することにある。
本発明者らは、アルミニウム合金導体の結晶粒径にばらつきがあると、結晶粒径の大きな部分の強度が低く、変形し易いことから、アルミニウム合金導体全体での伸び性が低下することを発見した。また、結晶粒径が大きい場合、結晶粒径が小さい場合と比較して塑性歪みの蓄積量も多くなり、屈曲疲労特性が低下することを発見した。そこで、本発明者らは、アルミニウム合金内に化合物粒子を介在させることで結晶粒成長を抑制できることに着目し、鋭意研究を行った結果、アルミニウム合金導体に化合物粒子を均一に分散させることで、適切な大きさの結晶粒を一様に形成し、これにより高導電性を確保しつつ、高い耐屈曲疲労特性、高い衝撃吸収性、更には高い伸び性を実現できることを見出し、本発明を完成させるに至った。
すなわち、上記課題は以下の発明により達成される。
（１）Ｍｇ：０．１０〜１．００質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．４０質量％、Ｔｉ：０．０００〜０．１００質量％、Ｂ：０．０００〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０．００〜１．００質量％、Ａｇ：０．００〜０．５０質量％、Ａｕ：０．００〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．００〜１．０質量％、Ｃｒ：０．００〜１．００質量％、Ｚｒ：０．００〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．００〜０．５０質量％、Ｖ：０．００〜０．５０質量％、Ｓｃ：０．００〜０．５０質量％、Ｃｏ：０．００〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．００〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上であることを特徴とするアルミニウム合金導体。
（２）Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％およびＢ：０．００１〜０．０３０質量％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）に記載のアルミニウム合金導体。
（３）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％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）記載のアルミニウム合金導体。
（４）Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．０１〜２．００質量％である、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（５）前記アルミニウム合金導体中の前記化合物粒子の分布において、該化合物粒子の最大分散密度が最小分散密度の５倍以下であることを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（６）屈曲疲労破断回数が１０万回以上であり、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳであり、伸びが５〜２０％であることを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（７）衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする、（１）〜（６）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（８）素線の直径が０．１〜０．５ｍｍであるアルミニウム合金線である上記（１）〜（６）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（９）上記（１）〜（８）のいずれかに記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて構成されることを特徴とする、アルミニウム合金撚線。
（１０）上記（８）に記載のアルミニウム合金導体または上記（９）に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）上記（１０）に記載の被覆電線と、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備するワイヤーハーネス。
（１２）溶解処理、鋳造処理、熱間または冷間加工処理、第１伸線加工処理、中間熱処理、第２伸線加工処理、溶体化熱処理および時効熱処理を、この順に実行して得られるアルミニウム合金導体の製造方法であって、
前記鋳造処理の冷却速度が、５〜２０℃／ｓであり、
前記中間熱処理は３００〜４８０℃の温度範囲で行い、該温度範囲においてアルミニウム合金導体に与えるエネルギーのエネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであり、
前記第１伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であり、
前記第２伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であることを特徴とする、（１）〜（８）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体の製造方法。
（３）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％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）記載のアルミニウム合金導体。
（４）Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．０１〜２．００質量％である、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（５）前記アルミニウム合金導体中の前記化合物粒子の分布において、該化合物粒子の最大分散密度が最小分散密度の５倍以下であることを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（６）屈曲疲労破断回数が１０万回以上であり、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳであり、伸びが５〜２０％であることを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（７）衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする、（１）〜（６）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（８）素線の直径が０．１〜０．５ｍｍであるアルミニウム合金線である上記（１）〜（６）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（９）上記（１）〜（８）のいずれかに記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて構成されることを特徴とする、アルミニウム合金撚線。
（１０）上記（８）に記載のアルミニウム合金導体または上記（９）に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）上記（１０）に記載の被覆電線と、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備するワイヤーハーネス。
（１２）溶解処理、鋳造処理、熱間または冷間加工処理、第１伸線加工処理、中間熱処理、第２伸線加工処理、溶体化熱処理および時効熱処理を、この順に実行して得られるアルミニウム合金導体の製造方法であって、
前記鋳造処理の冷却速度が、５〜２０℃／ｓであり、
前記中間熱処理は３００〜４８０℃の温度範囲で行い、該温度範囲においてアルミニウム合金導体に与えるエネルギーのエネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであり、
前記第１伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であり、
前記第２伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であることを特徴とする、（１）〜（８）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体の製造方法。
本発明のアルミニウム合金導体によれば、導電率に優れるため、移動体に搭載されるバッテリーケーブル、ハーネスあるいはモータ用導線として有用である。特に、高い耐屈曲疲労特性を有するので、ドアやトランクなどの高い耐屈曲疲労特性が求められる屈曲部に用いることができる。更に、高い衝撃吸収性を有し、また、伸び性に優れているので、ワイヤーハーネス取り付け時や搭載後の衝撃に耐えることができ、断線や亀裂の発生を低減することができる。また、耐屈曲疲労特性や衝撃吸収性を向上させた、電気配線体の導体として用いられるアルミニウム合金導体、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が可能となる。
本発明のアルミニウム合金導体は、Ｍｇ：０．１０〜１．００質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．４０質量％、Ｔｉ：０．０００〜０．１００質量％、Ｂ：０．０００〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０．００〜１．００質量％、Ａｇ：０．００〜０．５０質量％、Ａｕ：０．００〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．００〜１．００質量％、Ｃｒ：０．００〜１．００質量％、Ｚｒ：０．００〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．００〜０．５０質量％、Ｖ：０．００〜０．５０質量％、Ｓｃ：０．００〜０．５０質量％、Ｃｏ：０．００〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．００〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上である。
以下に、本発明のアルミニウム合金導体の化学組成等の限定理由を示す。
（１）化学組成
＜Ｍｇ：０．１０〜１．００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と化合して析出物を形成して引張強度、耐屈曲疲労特性および耐熱性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、伸び、耐屈曲疲労特性が低下するとともに、Ｍｇ元素の固溶量が多くなることによって導電率も低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．１０〜１．００質量％とする。なお、Ｍｇ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．００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０．１０〜０．５０質量％とすることが好ましく、このような観点から総合的に０．３０〜０．７０質量％が好ましい。
（１）化学組成
＜Ｍｇ：０．１０〜１．００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と化合して析出物を形成して引張強度、耐屈曲疲労特性および耐熱性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、伸び、耐屈曲疲労特性が低下するとともに、Ｍｇ元素の固溶量が多くなることによって導電率も低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．１０〜１．００質量％とする。なお、Ｍｇ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．００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０．１０〜０．５０質量％とすることが好ましく、このような観点から総合的に０．３０〜０．７０質量％が好ましい。
＜Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％＞
Ｓｉ（ケイ素）は、Ｍｇと化合して析出物を形成して引張強度、耐屈曲疲労特性、及び耐熱性を向上させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０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１．００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、伸び、耐屈曲疲労特性が低下するとともに、Ｓｉ元素の固溶量が多くなることによって導電率も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜１．００質量％とする。なお、Ｓｉ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．００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０．１０〜０．５０質量％とすることが好ましく、このような観点から総合的に０．３０〜０．７０質量％が好ましい。
Ｓｉ（ケイ素）は、Ｍｇと化合して析出物を形成して引張強度、耐屈曲疲労特性、及び耐熱性を向上させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０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１．００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、伸び、耐屈曲疲労特性が低下するとともに、Ｓｉ元素の固溶量が多くなることによって導電率も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜１．００質量％とする。なお、Ｓｉ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．００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０．１０〜０．５０質量％とすることが好ましく、このような観点から総合的に０．３０〜０．７０質量％が好ましい。
＜Ｆｅ：０．０１〜１．４０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、引張強度および耐屈曲疲労特性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又は析出する。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度および耐屈曲疲労特性を向上させる。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１．４０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悪くなり、その結果、目的とする耐屈曲疲労特性が得られなくなる他、導電率も低下する。したがって、Ｆｅ含有量は０．０１〜１．４０質量％とし、好ましくは０．１５〜０．９０質量％、更に好ましくは０．１５〜０．４５質量％とする。
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、引張強度および耐屈曲疲労特性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又は析出する。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度および耐屈曲疲労特性を向上させる。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１．４０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悪くなり、その結果、目的とする耐屈曲疲労特性が得られなくなる他、導電率も低下する。したがって、Ｆｅ含有量は０．０１〜１．４０質量％とし、好ましくは０．１５〜０．９０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導体は、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およびＢからなる群から選択された１種または２種や、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＳｃおよびＮｉの１種または２種以上、を含有させることができる。
＜Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％＞
Ｔｉ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。
Ｔｉ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。
Ｂ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％＞、＜Ｚｒ：０．０１〜０．５０質量％＞、＜Ｈｆ：０．０１〜０．５質量％＞、＜Ｖ：０．０１〜０．５質量％＞、＜Ｓｃ：０．０１〜０．５質量％＞、＜Ｃｏ：０．０１〜０．５０質量％＞および＜Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％＞の１種または２種以上を含有させること
Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉは、いずれも結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、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、伸び、耐屈曲疲労特性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、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、それぞれ上記の範囲とした。
Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉは、いずれも結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、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、伸び、耐屈曲疲労特性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、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、それぞれ上記の範囲とした。
また、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉは、多く含有するほど導電率が低下する傾向と伸線加工性が劣化する傾向がある。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導体ではＦｅは必須元素であるため、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０．０１〜２．００質量％とする。これらの元素の含有量は、０．１０〜２．００質量％とするのが更に好ましい。
なお、高導電率を保ちつつ、引張強度や伸び、耐屈曲疲労特性を向上させるには、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、０．２０〜０．６０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、伸び、耐屈曲疲労特性を向上させるためには、０．８０超〜２．００質量％が特に好ましく、１．００〜２．００質量％が更に好ましい。
＜残部：Ａｌおよび不可避不純物＞
前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、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂなどが挙げられる。
前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、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂなどが挙げられる。
（２）粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上であること
本発明では、粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上である。本発明の合金成分の範囲においては、化合物粒子の分散密度に特に上限はない。
本発明では、粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上である。本発明の合金成分の範囲においては、化合物粒子の分散密度に特に上限はない。
本発明では、アルミニウム合金導体の金属組織中に化合物粒子がほぼ均一に分散している。本発明における化合物粒子の「均一な分散」とは、次のように定義される。先ず、ＴＥＭでアルミニウム合金導体の伸線方向に垂直な断面を観察しながら、化合物粒子が所定数（４０個）入る正方形を描き、該正方形と同一寸法の正方形を用いて、任意の複数箇所で、それぞれの正方形内に含まれる粒子の個数をカウントする。そして、カウントされた化合物粒子の最大値と最小値の比を求め、この比が所定比以下の場合、化合物粒子が均一に分散しているものとする。本発明では、カウントされた化合物粒子の最大値と最小値の比、すなわち、最大分散密度を最小分散密度で割った値が５倍以下である場合、化合物粒子が均一に分散しているものとする。最大値と最小値の比が５倍より多いと、アルミニウム合金の結晶粒にばらつきが生じ、伸び性および耐屈曲疲労特性が低下する。したがって、上記の方法にて算出された化合物粒子の最大値と最小値の比が５倍以下であることとし、好ましくは３倍以下であり、更に好ましくは２倍以下である。
本発明の化合物粒子は、例えばＡｌ−Ｆｅ系化合物、ＴｉＢ、Ｍｇ２Ｓｉ、Ｆｅ−Ｍｎ系化合物、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系化合物などの本発明のアルミニウム合金導体の構成元素を含む化合物であり、結晶粒界の移動を抑制する作用を有する。化合物粒子の粒子径は、２０〜１０００ｎｍであり、好ましくは２０〜８００ｎｍ、更に好ましくは３０〜５００ｎｍである。化合物粒子の粒子径が、２０ｎｍ未満であると、小さすぎるために十分なピンニング効果が得られず、１０００ｎｍより大きいと、粒界や転位が化合物粒子内を移動してしまい十分なピンニング効果が得られない。化合物粒子の粒子径は、例えばＴＥＭを用いて測定される。
（本発明に係るアルミニウム合金導体の製造方法）
本発明のアルミニウム合金導体は、［１］溶解処理、［２］鋳造処理、［３］熱間または冷間加工処理、［４］第１伸線加工処理、［５］中間熱処理、［６］第２伸線加工処理、［７］溶体化熱処理、［８］時効熱処理の各工程を経て製造することができる。なお、溶体化熱処理前後、または時効熱処理後に、撚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。
本発明のアルミニウム合金導体は、［１］溶解処理、［２］鋳造処理、［３］熱間または冷間加工処理、［４］第１伸線加工処理、［５］中間熱処理、［６］第２伸線加工処理、［７］溶体化熱処理、［８］時効熱処理の各工程を経て製造することができる。なお、溶体化熱処理前後、または時効熱処理後に、撚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］溶解処理
溶解は、後述するアルミニウム合金組成のそれぞれの実施態様の濃度となるような分量で溶製する。
溶解は、後述するアルミニウム合金組成のそれぞれの実施態様の濃度となるような分量で溶製する。
［２］鋳造処理、［３］熱間または冷間加工処理
鋳造軸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て、溶湯を水冷した鋳型で連続的に鋳造しながら圧延を行い、例えばφ５．０〜１３．０ｍｍの適宜の太さの棒材とする。このときの鋳造時の冷却速度は、Ｆｅ系晶出物の粗大化の防止とＦｅの強制固溶による導電率低下の防止の観点から、好ましくは５〜２０℃／ｓである。鋳造及び熱間圧延は、ビレット鋳造及び押出法などにより行ってもよい。また、鋳造時の冷却速度が５〜２０℃／ｓであると、その後の工程によって金属組織中に生じる化合物粒子の粒子径が小さくなり、十分なピンニング効果を得ることが可能となる。よって、鋳造時の冷却速度が５〜２０℃／ｓであり、好ましくは１０〜２０℃／ｓ、より好ましくは１５〜２０℃／ｓである。
鋳造軸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て、溶湯を水冷した鋳型で連続的に鋳造しながら圧延を行い、例えばφ５．０〜１３．０ｍｍの適宜の太さの棒材とする。このときの鋳造時の冷却速度は、Ｆｅ系晶出物の粗大化の防止とＦｅの強制固溶による導電率低下の防止の観点から、好ましくは５〜２０℃／ｓである。鋳造及び熱間圧延は、ビレット鋳造及び押出法などにより行ってもよい。また、鋳造時の冷却速度が５〜２０℃／ｓであると、その後の工程によって金属組織中に生じる化合物粒子の粒子径が小さくなり、十分なピンニング効果を得ることが可能となる。よって、鋳造時の冷却速度が５〜２０℃／ｓであり、好ましくは１０〜２０℃／ｓ、より好ましくは１５〜２０℃／ｓである。
［４］第１伸線加工処理
次いで、表面の皮むきを実施して、例えばφ５．０〜１２．５ｍｍの適宜の太さの棒材とし、ダイス引きによって伸線加工する。ダイスのダイス半角αは１〜１０°、１パス当たりの加工率は、１０％より大きく４０％以下であることが好ましい。ダイス半角が１°より小さいと、ダイス穴におけるベアリング部の長さが長くなり、摩擦抵抗が大きくなる。ダイス半角が１０°より大きいと線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。加工率は、伸線加工前後の断面積の差を元の断面積で割って１００を掛けたものである。加工率が１０％以下であると、線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。また、加工率が４０％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。また、ダイス半角を上記範囲に、加工率を上記範囲にそれぞれ設定すると、化合物粒子の分散性が良くなり（粒子分布が均一になり）、アルミニウム母相の結晶粒の粒径のばらつきを抑制することができる。なお、本第１伸線加工処理では最初に棒材表面の皮むきを行っているが、棒材表面の皮むきを行わなくてもよい。
次いで、表面の皮むきを実施して、例えばφ５．０〜１２．５ｍｍの適宜の太さの棒材とし、ダイス引きによって伸線加工する。ダイスのダイス半角αは１〜１０°、１パス当たりの加工率は、１０％より大きく４０％以下であることが好ましい。ダイス半角が１°より小さいと、ダイス穴におけるベアリング部の長さが長くなり、摩擦抵抗が大きくなる。ダイス半角が１０°より大きいと線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。加工率は、伸線加工前後の断面積の差を元の断面積で割って１００を掛けたものである。加工率が１０％以下であると、線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。また、加工率が４０％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。また、ダイス半角を上記範囲に、加工率を上記範囲にそれぞれ設定すると、化合物粒子の分散性が良くなり（粒子分布が均一になり）、アルミニウム母相の結晶粒の粒径のばらつきを抑制することができる。なお、本第１伸線加工処理では最初に棒材表面の皮むきを行っているが、棒材表面の皮むきを行わなくてもよい。
［５］中間熱処理
次に、冷間伸線した被加工材に中間熱処理（中間焼鈍）を施す。本発明の中間熱処理は、被加工材の柔軟性を取り戻し、伸線加工性を高めるため、並びに化合物粒子を生成させるために行うものである。中間焼鈍における加熱温度は３００〜４８０℃、加熱時間は、通常０．０５〜６時間である。加熱温度が３００℃より低いと、化合物粒子が成長せず、結晶粒成長の抑制が不十分となり、また、４８０℃より高いと、加熱時間にも拠るが化合物粒子の粒子径が粗大化してしまう。また、加熱時間が６時間以上であると、化合物粒子の粒子径が粗大化する可能性が高まる他、製造上も不利である。また、本中間焼鈍時のエネルギー面積は、１８０〜２５００℃・ｈである。エネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであると、化合物粒子が小さくなり、十分なピンニング効果を得ることが可能となる。本発明では、３００℃以下では化合物粒子が成長しないことから、エネルギー面積は、被加工材に与える熱（３００℃より高い温度）を時間で積分したもの、すなわち被加工材の熱履歴（ヒートパターン）とｔ＝３００℃の直線とで囲まれた部分の面積をいう。本中間焼鈍時のエネルギー面積は、好ましくは５００〜２０００℃・ｈであり、より好ましくは５００〜１５００℃・ｈである。
次に、冷間伸線した被加工材に中間熱処理（中間焼鈍）を施す。本発明の中間熱処理は、被加工材の柔軟性を取り戻し、伸線加工性を高めるため、並びに化合物粒子を生成させるために行うものである。中間焼鈍における加熱温度は３００〜４８０℃、加熱時間は、通常０．０５〜６時間である。加熱温度が３００℃より低いと、化合物粒子が成長せず、結晶粒成長の抑制が不十分となり、また、４８０℃より高いと、加熱時間にも拠るが化合物粒子の粒子径が粗大化してしまう。また、加熱時間が６時間以上であると、化合物粒子の粒子径が粗大化する可能性が高まる他、製造上も不利である。また、本中間焼鈍時のエネルギー面積は、１８０〜２５００℃・ｈである。エネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであると、化合物粒子が小さくなり、十分なピンニング効果を得ることが可能となる。本発明では、３００℃以下では化合物粒子が成長しないことから、エネルギー面積は、被加工材に与える熱（３００℃より高い温度）を時間で積分したもの、すなわち被加工材の熱履歴（ヒートパターン）とｔ＝３００℃の直線とで囲まれた部分の面積をいう。本中間焼鈍時のエネルギー面積は、好ましくは５００〜２０００℃・ｈであり、より好ましくは５００〜１５００℃・ｈである。
［６］第２伸線加工処理
さらに、被加工材をダイス引きによって伸線加工する。ダイスのダイス半角は１〜１０°、１パス当たりの加工率は、１０％より大きく４０％以下であることが好ましい。ダイス半角が１°より小さいと、ダイス穴におけるベアリング部の長さが長くなり、摩擦抵抗が大きくなる。ダイス半角が１０°より大きいと線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。加工率が１０％以下であると、線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。また、加工率が４０％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。また、ダイス半角が上記範囲のように小さく、加工率が上記範囲のように大きいと、化合物粒子の粒子分布が均一になり、アルミニウム母相の結晶粒の粒径のばらつきを抑制することができる。
さらに、被加工材をダイス引きによって伸線加工する。ダイスのダイス半角は１〜１０°、１パス当たりの加工率は、１０％より大きく４０％以下であることが好ましい。ダイス半角が１°より小さいと、ダイス穴におけるベアリング部の長さが長くなり、摩擦抵抗が大きくなる。ダイス半角が１０°より大きいと線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。加工率が１０％以下であると、線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。また、加工率が４０％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。また、ダイス半角が上記範囲のように小さく、加工率が上記範囲のように大きいと、化合物粒子の粒子分布が均一になり、アルミニウム母相の結晶粒の粒径のばらつきを抑制することができる。
［７］溶体化熱処理
次に、被加工材に溶体化熱処理を施す。この溶体化熱処理は、被加工材にランダムに含有されているＭｇ、Ｓｉ化合物をアルミ母相中に溶け込ませるために行う。溶体化熱処理における加熱温度は４８０〜６２０℃であり、少なくとも１５０℃の温度までは１１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。溶体化熱処理温度が４８０℃より低いと、溶体化が不完全になり後工程の時効熱処理時に析出する針状のＭｇ２Ｓｉ析出物が少なくなり、引張強度、耐屈曲疲労特性、導電率の向上幅が小さくなる。溶体化熱処理が６２０℃より高いと、化合物粒子が過度に固溶してしまいアルミニウム母相の結晶粒径が粗大化する問題が発生する可能性があり、また、純アルミに対してアルミ以外の元素が多く含まれているために融点が下がり、部分的に融解してしまう可能性がある。溶体化熱処理における加熱時の温度は、好ましくは５００〜６００℃、更に好ましくは５２０〜５８０℃である。
次に、被加工材に溶体化熱処理を施す。この溶体化熱処理は、被加工材にランダムに含有されているＭｇ、Ｓｉ化合物をアルミ母相中に溶け込ませるために行う。溶体化熱処理における加熱温度は４８０〜６２０℃であり、少なくとも１５０℃の温度までは１１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。溶体化熱処理温度が４８０℃より低いと、溶体化が不完全になり後工程の時効熱処理時に析出する針状のＭｇ２Ｓｉ析出物が少なくなり、引張強度、耐屈曲疲労特性、導電率の向上幅が小さくなる。溶体化熱処理が６２０℃より高いと、化合物粒子が過度に固溶してしまいアルミニウム母相の結晶粒径が粗大化する問題が発生する可能性があり、また、純アルミに対してアルミ以外の元素が多く含まれているために融点が下がり、部分的に融解してしまう可能性がある。溶体化熱処理における加熱時の温度は、好ましくは５００〜６００℃、更に好ましくは５２０〜５８０℃である。
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。この熱処理時間は０．０１〜２ｓ、好ましくは０．０５〜１ｓ、より好ましくは０．０５〜０．５ｓで行う。
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。この熱処理時間は０．０１〜２ｓ、好ましくは０．０５〜１ｓ、より好ましくは０．０５〜０．５ｓで行う。
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。この熱処理時間は０．５〜１２０ｓ、好ましくは０．５〜６０ｓ、より好ましくは０．５〜２０ｓで行う。
バッチ式熱処理は、焼鈍炉の中に線材を投入し、所定の設定温度、設定時間にて熱処理される方法である。線材自体が所定の温度にて数１０秒程度加熱されればよいが、工業使用上、大量の線材を投入することになるため、線材の熱処理ムラを抑制するために３０分以上は行った方が好ましい。熱処理時間の上限は、結晶粒が線材の半径方向に数えて５個以上あれば特に制限は無いが、短時間で行った方が結晶粒が線材の半径方向に数えて５個以上になりやすく、工業使用上、生産性も良いため、１０時間以内、好ましくは６時間以内にて熱処理される。
［８］時効熱処理
そして、被加工材に時効熱処理を施す。時効熱処理は、針状のＭｇ２Ｓｉ析出物を析出させるために行う。時効熱処理における加熱温度は、１４０〜２５０℃、加熱時間は、１分〜１５時間である。時効熱処理ではかかる熱エネルギーが重要であるため、針状のＭｇ２Ｓｉ析出物を析出させるためには、例えば２５０℃などの高い側の温度では１分などの短時間での熱処理が好ましい。前記加熱温度が１４０℃未満であると、針状のＭｇ２Ｓｉ析出物を十分に析出させることができず、強度、耐屈曲疲労特性および導電率が不足しがちである。また、前記加熱温度が２５０℃よりも高いと、Ｍｇ２Ｓｉ析出物のサイズが大きくなるため、導電率は上昇するが、強度および耐屈曲疲労特性が不足しがちである。
そして、被加工材に時効熱処理を施す。時効熱処理は、針状のＭｇ２Ｓｉ析出物を析出させるために行う。時効熱処理における加熱温度は、１４０〜２５０℃、加熱時間は、１分〜１５時間である。時効熱処理ではかかる熱エネルギーが重要であるため、針状のＭｇ２Ｓｉ析出物を析出させるためには、例えば２５０℃などの高い側の温度では１分などの短時間での熱処理が好ましい。前記加熱温度が１４０℃未満であると、針状のＭｇ２Ｓｉ析出物を十分に析出させることができず、強度、耐屈曲疲労特性および導電率が不足しがちである。また、前記加熱温度が２５０℃よりも高いと、Ｍｇ２Ｓｉ析出物のサイズが大きくなるため、導電率は上昇するが、強度および耐屈曲疲労特性が不足しがちである。
（本発明に係るアルミニウム合金導体）
本発明のアルミニウム合金導体は、素線径が、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φ０．１〜０．５ｍｍ、中細物線の場合はφ０．８〜１．５ｍｍが好ましい。
本発明のアルミニウム合金導体は、素線径が、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φ０．１〜０．５ｍｍ、中細物線の場合はφ０．８〜１．５ｍｍが好ましい。
本アルミニウム合金導体は、粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度を１個／μｍ２以上とし、金属組織中に化合物粒子を均一に分散させることで、屈曲疲労試験によって測定した破断までの繰返回数が１０万回以上、伸びが５〜２０％を達成することができる。また、本アルミニウム合金導体は、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳを達成することができる。
本発明の衝撃吸収エネルギーは、アルミニウム合金導体がどれほどの衝撃に耐えられるかの指標であり、アルミニウム合金導体が断線する直前の（錘の位置エネルギー）／（アルミニウム合金導体の断面積）で算出される。衝撃吸収エネルギーが大きい程、高い衝撃吸収性を有しているといえる。本アルミニウム合金導体は、衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上を達成することができる。
以上、上記実施形態に係るアルミニウム合金導体について述べたが、本発明は記述の実施形態に限定されるものではなく、本発明の技術思想に基づいて各種の変形および変更が可能である。
例えば、アルミニウム合金導体を複数本撚り合わせて構成されるアルミニウム合金撚線に、本発明のアルミニウム合金導体を適用してもよい。また、上記アルミニウム合金導体またはアルミニウム合金撚線を、その外周に被覆層を有する被覆電線に適用することができる。また、被覆電線とその端部に取り付けられた端子とからなる構造体の複数で構成されるワイヤーハーネス（組電線）に適用することも可能である。
また、上記実施形態に係るアルミニウム合金導体の製造方法は、記述の実施形態に限定されるものではなく、本発明の技術思想に基づいて各種の変形および変更が可能である。
本発明を以下の実施例に基づき詳細に説明する。なお本発明は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＡｌと、選択的に添加するＭｎ、Ｎｉ、ＴｉおよびＢを、表１に示す含有量（質量％）になるように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連続的に鋳造しながら圧延を行い、約９．５ｍｍφの棒材とした。このときの鋳造冷却速度は約１５℃／ｓとした。次いで、これを表２に示す1パス加工率にて伸線加工を行った。次に、この伸線加工を施した加工材に、表２に示す条件で中間熱処理（中間焼鈍）を行い、その後、伸線加工を施しφ０．３ｍｍとした。次いで、その加工材に溶体化処理を施した。なお、溶体化熱処理において、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。第２熱処理後に、表１に示す条件で時効熱処理を施し、アルミニウム合金線を製造した。
（実施例１）
Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＡｌと、選択的に添加するＭｎ、Ｎｉ、ＴｉおよびＢを、表１に示す含有量（質量％）になるように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連続的に鋳造しながら圧延を行い、約９．５ｍｍφの棒材とした。このときの鋳造冷却速度は約１５℃／ｓとした。次いで、これを表２に示す1パス加工率にて伸線加工を行った。次に、この伸線加工を施した加工材に、表２に示す条件で中間熱処理（中間焼鈍）を行い、その後、伸線加工を施しφ０．３ｍｍとした。次いで、その加工材に溶体化処理を施した。なお、溶体化熱処理において、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。第２熱処理後に、表１に示す条件で時効熱処理を施し、アルミニウム合金線を製造した。
（実施例２）
Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＡｌと、選択的に添加するＣｕ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｕ、Ａｇ、ＴｉおよびＢを、表３に示す含有量（質量％）になるように配合した以外は、実施例１と同様の方法で鋳造、圧延を行い、約９．５ｍｍφとし、これを表２に示す１パス加工率にて伸線加工を行った。次に、この伸線加工を施した加工材に表４に示す条件で中間熱処理を行い、その後、伸線加工を施しφ０．３ｍｍとした。次いで、その加工材に更に溶体化処理を施した。そして、溶体化処理後に、表４に示す条件で時効熱処理を施し、アルミニウム合金線を製造した。
Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＡｌと、選択的に添加するＣｕ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｕ、Ａｇ、ＴｉおよびＢを、表３に示す含有量（質量％）になるように配合した以外は、実施例１と同様の方法で鋳造、圧延を行い、約９．５ｍｍφとし、これを表２に示す１パス加工率にて伸線加工を行った。次に、この伸線加工を施した加工材に表４に示す条件で中間熱処理を行い、その後、伸線加工を施しφ０．３ｍｍとした。次いで、その加工材に更に溶体化処理を施した。そして、溶体化処理後に、表４に示す条件で時効熱処理を施し、アルミニウム合金線を製造した。
作製した各々の発明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。その結果を表２、表４に示す。
（ａ）化合物粒子の粒子分布
ＴＥＭでアルミニウム合金導体の伸線方向に垂直な断面を５〜６０万倍で任意に観察して撮影した写真を用いて、化合物粒子が少なくとも４０個入る正方形を描き、該正方形と同一寸法の正方形を用いて、任意の場所３０箇所で、それぞれの正方形内に含まれる粒子の個数をカウントした。そして、カウントされた化合物粒子の最大値と最小値の比を求めた。本実施例では、最大値と最小値の比、すなわち、最大分散密度を最小分散密度で割った値が５倍以下を合格とした。
ＴＥＭでアルミニウム合金導体の伸線方向に垂直な断面を５〜６０万倍で任意に観察して撮影した写真を用いて、化合物粒子が少なくとも４０個入る正方形を描き、該正方形と同一寸法の正方形を用いて、任意の場所３０箇所で、それぞれの正方形内に含まれる粒子の個数をカウントした。そして、カウントされた化合物粒子の最大値と最小値の比を求めた。本実施例では、最大値と最小値の比、すなわち、最大分散密度を最小分散密度で割った値が５倍以下を合格とした。
（ｂ）化合物粒子の粒子密度
実施例及び比較例の線材をＦＩＢ法（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）にて薄膜にし、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて任意の範囲を観察した。化合物粒子は、撮影された写真から上記で規定する、粒子径２０〜１０００ｎｍの粒子をカウントした。粒子が測定範囲外にまたがるとき、粒子径の半分以上が測定範囲内に含まれていれば、粒子数にカウントした。化合物粒子の分散密度は４０個以上をカウントできる範囲を設定して、化合物粒子の分散密度（個／μｍ２）＝化合物粒子の個数（個）／カウント対象範囲（μｍ２）の式を用いて算出した。カウント対象範囲は場合によっては複数枚の写真を用いた。４０個以上カウントできないほど粒子が少ない場合は、１μｍ２を指定してその範囲の分散密度を算出した。なお、化合物粒子の分散密度は、上記薄膜の試料厚さを、０．１５μｍを基準厚さとして算出している。試料厚さが基準厚さと異なる場合、試料厚さを基準厚さに換算して、つまり、（基準厚さ／試料厚さ）を撮影された写真を基に算出した分散密度にかけることによって、分散密度を算出できる。本実施例及び比較例では、ＦＩＢ法によりすべての試料において試料厚さを約０．１５μｍに設定し作製した。粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個/μｍ２以上であれば「○」とし、そのような分散状態になければ「×」とした。
実施例及び比較例の線材をＦＩＢ法（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）にて薄膜にし、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて任意の範囲を観察した。化合物粒子は、撮影された写真から上記で規定する、粒子径２０〜１０００ｎｍの粒子をカウントした。粒子が測定範囲外にまたがるとき、粒子径の半分以上が測定範囲内に含まれていれば、粒子数にカウントした。化合物粒子の分散密度は４０個以上をカウントできる範囲を設定して、化合物粒子の分散密度（個／μｍ２）＝化合物粒子の個数（個）／カウント対象範囲（μｍ２）の式を用いて算出した。カウント対象範囲は場合によっては複数枚の写真を用いた。４０個以上カウントできないほど粒子が少ない場合は、１μｍ２を指定してその範囲の分散密度を算出した。なお、化合物粒子の分散密度は、上記薄膜の試料厚さを、０．１５μｍを基準厚さとして算出している。試料厚さが基準厚さと異なる場合、試料厚さを基準厚さに換算して、つまり、（基準厚さ／試料厚さ）を撮影された写真を基に算出した分散密度にかけることによって、分散密度を算出できる。本実施例及び比較例では、ＦＩＢ法によりすべての試料において試料厚さを約０．１５μｍに設定し作製した。粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個/μｍ２以上であれば「○」とし、そのような分散状態になければ「×」とした。
（ｃ）破断までの繰返回数
耐屈曲疲労特性の基準として、常温におけるひずみ振幅は±０．１７％とした。耐屈曲疲労特性はひずみ振幅によって変化する。ひずみ振幅が大きい場合、疲労寿命は短くなり、ひずみ振幅が小さい場合、疲労寿命は長くなる。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。藤井精機株式会社（現株式会社フジイ）製の両振屈曲疲労試験機を用い、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、破断までの繰返回数を測定した。本実施例では、破断までの繰返回数が１０万回以上を合格とした。
耐屈曲疲労特性の基準として、常温におけるひずみ振幅は±０．１７％とした。耐屈曲疲労特性はひずみ振幅によって変化する。ひずみ振幅が大きい場合、疲労寿命は短くなり、ひずみ振幅が小さい場合、疲労寿命は長くなる。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。藤井精機株式会社（現株式会社フジイ）製の両振屈曲疲労試験機を用い、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、破断までの繰返回数を測定した。本実施例では、破断までの繰返回数が１０万回以上を合格とした。
（ｄ）柔軟性（引張破断伸び）の測定
ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について引張試験を行い、その平均値を求めた。伸びは、引張破断伸びが５％以上を合格とした。
ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について引張試験を行い、その平均値を求めた。伸びは、引張破断伸びが５％以上を合格とした。
（ｅ）衝撃吸収エネルギーの測定
アルミニウム合金導体線の一方の端に錘を付け、錘を３００ｍｍの高さから自由落下させた。錘を重いものに順次変えていき、断線する直前の錘の重さから吸収エネルギーを計算した。衝撃吸収エネルギーは、アルミニウム合金導体が断線する直前の（錘の位置エネルギー）／（アルミニウム合金導体の断面積）で算出し、２００Ｊ／ｃｍ２以上を合格とした。
アルミニウム合金導体線の一方の端に錘を付け、錘を３００ｍｍの高さから自由落下させた。錘を重いものに順次変えていき、断線する直前の錘の重さから吸収エネルギーを計算した。衝撃吸収エネルギーは、アルミニウム合金導体が断線する直前の（錘の位置エネルギー）／（アルミニウム合金導体の断面積）で算出し、２００Ｊ／ｃｍ２以上を合格とした。
（ｆ）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、四端子法を用いて比抵抗を各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について測定し、その平均導電率を算出した。端子間距離は２００ｍｍとした。導電率は、４５％ＩＡＣＳ以上を合格とした。
長さ３００ｍｍの試験片を２０℃（±０．５℃）に保持した恒温漕中で、四端子法を用いて比抵抗を各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について測定し、その平均導電率を算出した。端子間距離は２００ｍｍとした。導電率は、４５％ＩＡＣＳ以上を合格とした。
表２の結果より、次のことが明らかである。
発明例１〜１４のアルミニウム合金線は、いずれも高導電性、高い耐屈曲疲労特性、高い衝撃吸収性および高い伸び性を示した。
これに対し、比較例１，４では、中間焼鈍でのエネルギー面積および粒子径が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。比較例２，５では、伸線中に断線した。比較例３では、鋳造冷却温度および粒子径が本発明の範囲外であり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。比較例６では、１パスの加工率、ダイス半角および粒子分布が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。
また、表４の結果より、次のことが明らかである。
発明例１５〜４０のアルミニウム合金線は、いずれも高導電性、高い耐屈曲疲労特性、高い衝撃吸収性および高い伸び性を示した。
これに対し、比較例７では、Ｍｇ、Ｓｉ含有量および粒子分布が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数が不足した。また、比較例８では、Ｍｇ含有量、鋳造冷却速度、中間焼鈍でのエネルギー面積および粒子径が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。比較例９では、Ｍｇ含有量、ダイス半角および粒子分布が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸び、衝撃吸収エネルギーおよび導電率が不足した。比較例１０では、Ｓｉ含有量および粒子分布が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび導電率が不足した。比較例１１では、Ｃｕ，Ｚｒ含有量および粒子分布が本発明の範囲外にあり、伸線加工中に断線した。また、比較例１２では、鋳造冷却速度および粒子径が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。
本発明のアルミニウム合金導体は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、例えば６０００系アルミニウム合金において、直径がφ０．５ｍｍ以下である極細線として使用した場合であっても、高導電性、高い耐屈曲疲労特性および高い伸び性を示す、電気配線体の線材として用いることができる。また、アルミニウム合金撚線、被覆電線、ワイヤーハーネス等に使用することができ、移動体に搭載される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。さらに、非常に高い耐屈曲疲労特性が求められるドアやトランク、ボンネットなどに好適に用いることができる。
（１）Ｍｇ：０．１０〜１．００質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．４０質量％、Ｔｉ：０．０００〜０．１００質量％、Ｂ：０．０００〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０．００〜１．００質量％、Ａｇ：０．００〜０．５０質量％、Ａｕ：０．００〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．００〜１．０質量％、Ｃｒ：０．００〜１．００質量％、Ｚｒ：０．００〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．００〜０．５０質量％、Ｖ：０．００〜０．５０質量％、Ｓｃ：０．００〜０．５０質量％、Ｃｏ：０．００〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．００〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、
粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上であり、
前記アルミニウム合金導体中の前記化合物粒子の分布において、該化合物粒子の最大分散密度が最小分散密度の５倍以下であることを特徴とするアルミニウム合金導体。
粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上であり、
前記アルミニウム合金導体中の前記化合物粒子の分布において、該化合物粒子の最大分散密度が最小分散密度の５倍以下であることを特徴とするアルミニウム合金導体。
（２）Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％およびＢ：０．００１〜０．０３０質量％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）に記載のアルミニウム合金導体。
（３）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％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）記載のアルミニウム合金導体。
（４）Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．０１〜２．００質量％である、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（５）屈曲疲労破断回数が１０万回以上であり、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳであり、伸びが５〜２０％であることを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（６）衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする、（１）〜（５）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（７）素線の直径が０．１〜０．５ｍｍであるアルミニウム合金線である上記（１）〜（６）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて構成されることを特徴とする、アルミニウム合金撚線。
（９）上記（７）に記載のアルミニウム合金導体または上記（８）に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。
（１０）上記（９）に記載の被覆電線と、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備するワイヤーハーネス。
（１１）溶解処理、鋳造処理、熱間または冷間加工処理、第１伸線加工処理、中間熱処理、第２伸線加工処理、溶体化熱処理および時効熱処理を、この順に実行して得られるアルミニウム合金導体の製造方法であって、
前記鋳造処理の冷却速度が、５〜２０℃／ｓであり、
前記中間熱処理は３００〜４８０℃の温度範囲で行い、該温度範囲においてアルミニウム合金導体に与えるエネルギーのエネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであり、
前記第１伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であり、
前記第２伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であることを特徴とする、（１）〜（７）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体の製造方法。
（３）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％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）記載のアルミニウム合金導体。
（４）Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．０１〜２．００質量％である、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（５）屈曲疲労破断回数が１０万回以上であり、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳであり、伸びが５〜２０％であることを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（６）衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする、（１）〜（５）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（７）素線の直径が０．１〜０．５ｍｍであるアルミニウム合金線である上記（１）〜（６）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体。
（８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて構成されることを特徴とする、アルミニウム合金撚線。
（９）上記（７）に記載のアルミニウム合金導体または上記（８）に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。
（１０）上記（９）に記載の被覆電線と、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備するワイヤーハーネス。
（１１）溶解処理、鋳造処理、熱間または冷間加工処理、第１伸線加工処理、中間熱処理、第２伸線加工処理、溶体化熱処理および時効熱処理を、この順に実行して得られるアルミニウム合金導体の製造方法であって、
前記鋳造処理の冷却速度が、５〜２０℃／ｓであり、
前記中間熱処理は３００〜４８０℃の温度範囲で行い、該温度範囲においてアルミニウム合金導体に与えるエネルギーのエネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであり、
前記第１伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であり、
前記第２伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であることを特徴とする、（１）〜（７）のいずれかに記載のアルミニウム合金導体の製造方法。
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に関する。特に、極細線でありながらも、高導電率、高い耐屈曲疲労特性、更には高い伸び性を実現するアルミニウム合金線材に関するものである。
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共に、これらの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するため、軽量化が強く望まれている。
こうした近年の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より軽量なアルミニウム又はアルミニウム合金に変更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、純アルミニウムの導体線材に純銅の導体線材と同じ電流を流すためには、純アルミニウムの導体線材の断面積を、純銅の導体線材の約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導体（ＪＩＳ規格によるＡ１０６０やＡ１０７０）を代表とする純アルミニウムでは、一般に引張耐久性、耐衝撃性、屈曲特性などが劣ることが知られている。そのため、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繰り返し応力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材料は引張強度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こと、アルミニウム中に過剰な金属間化合物を形成することで伸線加工中に金属間化合物に起因する断線が生じることがあった。そのため、添加元素を限定ないし選択することにより、十分な伸び特性を有することで断線しないことを必須とし、さらに、従来レベルの導電率と引張強度を確保しつつ、耐衝撃性、屈曲特性を向上する必要があった。
移動体の電気配線体に用いられるアルミニウム導体として代表的なものに特許文献１に記載のものがある。これは極細線であって、高強度・高導電率を有しながら、伸びにも優れるアルミニウム合金導体、及びアルミニウム合金撚線を実現するものである。また、この特許文献１には、十分な伸びを有することから、優れた屈曲特性を有する旨が記載されている。
しかしながら、特許文献１のアルミニウム合金導体では、例えばドア部などに取り付けられるワイヤーハーネスとして使用する場合、ドアの開閉により繰り返し曲げ応力が作用することで疲労破壊が発生しやすく、このような厳しい使用環境下での耐屈曲疲労特性が十分とは言えない。さらに、エンジン部分、例えば最も振動が大きいと言われるディーゼルエンジンなどに取り付けられることを想定すると、常時生じるエンジン振動に耐久可能な、より高い耐屈曲疲労特性が求められる。
本発明の目的は、高導電率を確保すると共に、高い耐屈曲疲労特性、高い衝撃吸収性および高い伸び性を同時に実現す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、および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、アルミニウム合金導体の結晶粒径にばらつきがあると、結晶粒径の大きな部分の強度が低く、変形し易いことから、アルミニウム合金導体全体での伸び性が低下することを発見した。また、結晶粒径が大きい場合、結晶粒径が小さい場合と比較して塑性歪みの蓄積量も多くなり、屈曲疲労特性が低下することを発見した。そこで、本発明者らは、アルミニウム合金内に化合物粒子を介在させることで結晶粒成長を抑制できることに着目し、鋭意研究を行った結果、アルミニウム合金線材に化合物粒子を均一に分散させることで、適切な大きさの結晶粒を一様に形成し、これにより高導電性を確保しつつ、高い耐屈曲疲労特性、高い衝撃吸収性、更には高い伸び性を実現できることを見出し、本発明を完成させるに至った。
すなわち、上記課題は以下の発明により達成される。
（１）Ｍｇ：０．１０〜１．００質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．４０質量％、Ｔｉ：０．０００〜０．１００質量％、Ｂ：０．０００〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０．００〜１．００質量％、Ａｇ：０．００〜０．５０質量％、Ａｕ：０．００〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．００〜１．０質量％、Ｃｒ：０．００〜１．００質量％、Ｚｒ：０．００〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．００〜０．５０質量％、Ｖ：０．００〜０．５０質量％、Ｓｃ：０．００〜０．５０質量％、Ｃｏ：０．００〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．００〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、
粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上であり、
アルミニウム合金線材中の前記化合物粒子の分布において、該化合物粒子の最大分散密度が最小分散密度の５倍以下であることを特徴とするアルミニウム合金線材。
粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上であり、
アルミニウム合金線材中の前記化合物粒子の分布において、該化合物粒子の最大分散密度が最小分散密度の５倍以下であることを特徴とするアルミニウム合金線材。
（２）Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％およびＢ：０．００１〜０．０３０質量％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）に記載のアルミニウム合金線材。
（３）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％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）記載のアルミニウム合金線材。
（４）Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．０１〜２．００質量％である、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材。
（５）屈曲疲労破断回数が１０万回以上であり、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳであり、伸びが５〜２０％であることを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材。
（６）衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする、（１）〜（５）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材。
（７）素線の直径が０．１〜０．５ｍｍである上記（１）〜（６）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材。
（８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材を複数本撚り合わせて構成されることを特徴とする、アルミニウム合金撚線。
（９）上記（７）に記載のアルミニウム合金線材または上記（８）に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。
（１０）上記（９）に記載の被覆電線と、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備するワイヤーハーネス。
（１１）溶解処理、鋳造処理、熱間または冷間加工処理、第１伸線加工処理、中間熱処理、第２伸線加工処理、溶体化熱処理および時効熱処理を、この順に実行して得られるアルミニウム合金線材の製造方法であって、
前記鋳造処理の冷却速度が、５〜２０℃／ｓであり、
前記中間熱処理は３００〜４８０℃の温度範囲で行い、該温度範囲においてアルミニウム合金導体に与えるエネルギーのエネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであり、
前記第１伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であり、
前記第２伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であることを特徴とする、（１）〜（７）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材の製造方法。
（３）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％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）記載のアルミニウム合金線材。
（４）Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．０１〜２．００質量％である、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材。
（５）屈曲疲労破断回数が１０万回以上であり、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳであり、伸びが５〜２０％であることを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材。
（６）衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする、（１）〜（５）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材。
（７）素線の直径が０．１〜０．５ｍｍである上記（１）〜（６）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材。
（８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材を複数本撚り合わせて構成されることを特徴とする、アルミニウム合金撚線。
（９）上記（７）に記載のアルミニウム合金線材または上記（８）に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。
（１０）上記（９）に記載の被覆電線と、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備するワイヤーハーネス。
（１１）溶解処理、鋳造処理、熱間または冷間加工処理、第１伸線加工処理、中間熱処理、第２伸線加工処理、溶体化熱処理および時効熱処理を、この順に実行して得られるアルミニウム合金線材の製造方法であって、
前記鋳造処理の冷却速度が、５〜２０℃／ｓであり、
前記中間熱処理は３００〜４８０℃の温度範囲で行い、該温度範囲においてアルミニウム合金導体に与えるエネルギーのエネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであり、
前記第１伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であり、
前記第２伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であることを特徴とする、（１）〜（７）のいずれかに記載のアルミニウム合金線材の製造方法。
本発明のアルミニウム合金線材によれば、導電率に優れるため、移動体に搭載されるバッテリーケーブル、ハーネスあるいはモータ用導線として有用である。特に、高い耐屈曲疲労特性を有するので、ドアやトランクなどの高い耐屈曲疲労特性が求められる屈曲部に用いることができる。更に、高い衝撃吸収性を有し、また、伸び性に優れているので、ワイヤーハーネス取り付け時や搭載後の衝撃に耐えることができ、断線や亀裂の発生を低減することができる。また、耐屈曲疲労特性や衝撃吸収性を向上させた、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、ワイヤーハーネスを提供することが可能となる。
本発明のアルミニウム合金線材は、Ｍｇ：０．１０〜１．００質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．４０質量％、Ｔｉ：０．０００〜０．１００質量％、Ｂ：０．０００〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０．００〜１．００質量％、Ａｇ：０．００〜０．５０質量％、Ａｕ：０．００〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．００〜１．００質量％、Ｃｒ：０．００〜１．００質量％、Ｚｒ：０．００〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．００〜０．５０質量％、Ｖ：０．００〜０．５０質量％、Ｓｃ：０．００〜０．５０質量％、Ｃｏ：０．００〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．００〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上である。
以下に、本発明のアルミニウム合金線材の化学組成等の限定理由を示す。
（１）化学組成
＜Ｍｇ：０．１０〜１．００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と化合して析出物を形成して引張強度、耐屈曲疲労特性および耐熱性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、伸び、耐屈曲疲労特性が低下するとともに、Ｍｇ元素の固溶量が多くなることによって導電率も低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．１０〜１．００質量％とする。なお、Ｍｇ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．００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０．１０〜０．５０質量％とすることが好ましく、このような観点から総合的に０．３０〜０．７０質量％が好ましい。
（１）化学組成
＜Ｍｇ：０．１０〜１．００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と化合して析出物を形成して引張強度、耐屈曲疲労特性および耐熱性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、伸び、耐屈曲疲労特性が低下するとともに、Ｍｇ元素の固溶量が多くなることによって導電率も低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．１０〜１．００質量％とする。なお、Ｍｇ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．００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０．１０〜０．５０質量％とすることが好ましく、このような観点から総合的に０．３０〜０．７０質量％が好ましい。
＜Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％＞
Ｓｉ（ケイ素）は、Ｍｇと化合して析出物を形成して引張強度、耐屈曲疲労特性、及び耐熱性を向上させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０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１．００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、伸び、耐屈曲疲労特性が低下するとともに、Ｓｉ元素の固溶量が多くなることによって導電率も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜１．００質量％とする。なお、Ｓｉ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．００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０．１０〜０．５０質量％とすることが好ましく、このような観点から総合的に０．３０〜０．７０質量％が好ましい。
Ｓｉ（ケイ素）は、Ｍｇと化合して析出物を形成して引張強度、耐屈曲疲労特性、及び耐熱性を向上させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０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１．００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、伸び、耐屈曲疲労特性が低下するとともに、Ｓｉ元素の固溶量が多くなることによって導電率も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜１．００質量％とする。なお、Ｓｉ含有量は、高強度を重視する場合には０．５０〜１．００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０．１０〜０．５０質量％とすることが好ましく、このような観点から総合的に０．３０〜０．７０質量％が好ましい。
＜Ｆｅ：０．０１〜１．４０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、引張強度および耐屈曲疲労特性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又は析出する。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度および耐屈曲疲労特性を向上させる。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１．４０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悪くなり、その結果、目的とする耐屈曲疲労特性が得られなくなる他、導電率も低下する。したがって、Ｆｅ含有量は０．０１〜１．４０質量％とし、好ましくは０．１５〜０．９０質量％、更に好ましくは０．１５〜０．４５質量％とする。
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、引張強度および耐屈曲疲労特性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又は析出する。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度および耐屈曲疲労特性を向上させる。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１．４０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悪くなり、その結果、目的とする耐屈曲疲労特性が得られなくなる他、導電率も低下する。したがって、Ｆｅ含有量は０．０１〜１．４０質量％とし、好ましくは０．１５〜０．９０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、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およびＢからなる群から選択された１種または２種や、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＳｃおよびＮｉの１種または２種以上、を含有させることができる。
＜Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％＞
Ｔｉ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。
Ｔｉ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。
Ｂ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％＞、＜Ｚｒ：０．０１〜０．５０質量％＞、＜Ｈｆ：０．０１〜０．５質量％＞、＜Ｖ：０．０１〜０．５質量％＞、＜Ｓｃ：０．０１〜０．５質量％＞、＜Ｃｏ：０．０１〜０．５０質量％＞および＜Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％＞の１種または２種以上を含有させること
Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉは、いずれも結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、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、伸び、耐屈曲疲労特性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、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、それぞれ上記の範囲とした。
Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉは、いずれも結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、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、伸び、耐屈曲疲労特性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、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、それぞれ上記の範囲とした。
また、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉは、多く含有するほど導電率が低下する傾向と伸線加工性が劣化する傾向がある。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は必須元素であるため、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０．０１〜２．００質量％とする。これらの元素の含有量は、０．１０〜２．００質量％とするのが更に好ましい。
なお、高導電率を保ちつつ、引張強度や伸び、耐屈曲疲労特性を向上させるには、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、０．２０〜０．６０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、伸び、耐屈曲疲労特性を向上させるためには、０．８０超〜２．００質量％が特に好ましく、１．００〜２．００質量％が更に好ましい。
＜残部：Ａｌおよび不可避不純物＞
前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、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂなどが挙げられる。
前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、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂなどが挙げられる。
（２）粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上であること
本発明では、粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上である。本発明の合金成分の範囲においては、化合物粒子の分散密度に特に上限はない。
本発明では、粒径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上である。本発明の合金成分の範囲においては、化合物粒子の分散密度に特に上限はない。
本発明では、アルミニウム合金線材の金属組織中に化合物粒子がほぼ均一に分散している。本発明における化合物粒子の「均一な分散」とは、次のように定義される。先ず、ＴＥＭでアルミニウム合金線材の伸線方向に垂直な断面を観察しながら、化合物粒子が所定数（４０個）入る正方形を描き、該正方形と同一寸法の正方形を用いて、任意の複数箇所で、それぞれの正方形内に含まれる粒子の個数をカウントする。そして、カウントされた化合物粒子の最大値と最小値の比を求め、この比が所定比以下の場合、化合物粒子が均一に分散しているものとする。本発明では、カウントされた化合物粒子の最大値と最小値の比、すなわち、最大分散密度を最小分散密度で割った値が５倍以下である場合、化合物粒子が均一に分散しているものとする。最大値と最小値の比が５倍より多いと、アルミニウム合金の結晶粒にばらつきが生じ、伸び性および耐屈曲疲労特性が低下する。したがって、上記の方法にて算出された化合物粒子の最大値と最小値の比が５倍以下であることとし、好ましくは３倍以下であり、更に好ましくは２倍以下である。
本発明の化合物粒子は、例えばＡｌ−Ｆｅ系化合物、ＴｉＢ、Ｍｇ ２ Ｓｉ、Ｆｅ−Ｍｎ系化合物、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系化合物などの本発明のアルミニウム合金線材の構成元素を含む化合物であり、結晶粒界の移動を抑制する作用を有する。化合物粒子の粒子径は、２０〜１０００ｎｍであり、好ましくは２０〜８００ｎｍ、更に好ましくは３０〜５００ｎｍである。化合物粒子の粒子径が、２０ｎｍ未満であると、小さすぎるために十分なピンニング効果が得られず、１０００ｎｍより大きいと、粒界や転位が化合物粒子内を移動してしまい十分なピンニング効果が得られない。化合物粒子の粒子径は、例えばＴＥＭを用いて測定される。
（本発明に係るアルミニウム合金線材の製造方法）
本発明のアルミニウム合金線材は、［１］溶解処理、［２］鋳造処理、［３］熱間または冷間加工処理、［４］第１伸線加工処理、［５］中間熱処理、［６］第２伸線加工処理、［７］溶体化熱処理、［８］時効熱処理の各工程を経て製造することができる。なお、溶体化熱処理前後、または時効熱処理後に、撚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。
本発明のアルミニウム合金線材は、［１］溶解処理、［２］鋳造処理、［３］熱間または冷間加工処理、［４］第１伸線加工処理、［５］中間熱処理、［６］第２伸線加工処理、［７］溶体化熱処理、［８］時効熱処理の各工程を経て製造することができる。なお、溶体化熱処理前後、または時効熱処理後に、撚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］溶解処理
溶解は、後述するアルミニウム合金組成のそれぞれの実施態様の濃度となるような分量で溶製する。
溶解は、後述するアルミニウム合金組成のそれぞれの実施態様の濃度となるような分量で溶製する。
［２］鋳造処理、［３］熱間または冷間加工処理
鋳造軸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て、溶湯を水冷した鋳型で連続的に鋳造しながら圧延を行い、例えばφ５．０〜１３．０ｍｍの適宜の太さの棒材とする。このときの鋳造時の冷却速度は、Ｆｅ系晶出物の粗大化の防止とＦｅの強制固溶による導電率低下の防止の観点から、好ましくは５〜２０℃／ｓである。鋳造及び熱間圧延は、ビレット鋳造及び押出法などにより行ってもよい。また、鋳造時の冷却速度が５〜２０℃／ｓであると、その後の工程によって金属組織中に生じる化合物粒子の粒子径が小さくなり、十分なピンニング効果を得ることが可能となる。よって、鋳造時の冷却速度が５〜２０℃／ｓであり、好ましくは１０〜２０℃／ｓ、より好ましくは１５〜２０℃／ｓである。
鋳造軸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て、溶湯を水冷した鋳型で連続的に鋳造しながら圧延を行い、例えばφ５．０〜１３．０ｍｍの適宜の太さの棒材とする。このときの鋳造時の冷却速度は、Ｆｅ系晶出物の粗大化の防止とＦｅの強制固溶による導電率低下の防止の観点から、好ましくは５〜２０℃／ｓである。鋳造及び熱間圧延は、ビレット鋳造及び押出法などにより行ってもよい。また、鋳造時の冷却速度が５〜２０℃／ｓであると、その後の工程によって金属組織中に生じる化合物粒子の粒子径が小さくなり、十分なピンニング効果を得ることが可能となる。よって、鋳造時の冷却速度が５〜２０℃／ｓであり、好ましくは１０〜２０℃／ｓ、より好ましくは１５〜２０℃／ｓである。
［４］第１伸線加工処理
次いで、表面の皮むきを実施して、例えばφ５．０〜１２．５ｍｍの適宜の太さの棒材とし、ダイス引きによって伸線加工する。ダイスのダイス半角αは１〜１０°、１パス当たりの加工率は、１０％より大きく４０％以下であることが好ましい。ダイス半角が１°より小さいと、ダイス穴におけるベアリング部の長さが長くなり、摩擦抵抗が大きくなる。ダイス半角が１０°より大きいと線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。加工率は、伸線加工前後の断面積の差を元の断面積で割って１００を掛けたものである。加工率が１０％以下であると、線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。また、加工率が４０％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。また、ダイス半角を上記範囲に、加工率を上記範囲にそれぞれ設定すると、化合物粒子の分散性が良くなり（粒子分布が均一になり）、アルミニウム母相の結晶粒の粒径のばらつきを抑制することができる。なお、本第１伸線加工処理では最初に棒材表面の皮むきを行っているが、棒材表面の皮むきを行わなくてもよい。
次いで、表面の皮むきを実施して、例えばφ５．０〜１２．５ｍｍの適宜の太さの棒材とし、ダイス引きによって伸線加工する。ダイスのダイス半角αは１〜１０°、１パス当たりの加工率は、１０％より大きく４０％以下であることが好ましい。ダイス半角が１°より小さいと、ダイス穴におけるベアリング部の長さが長くなり、摩擦抵抗が大きくなる。ダイス半角が１０°より大きいと線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。加工率は、伸線加工前後の断面積の差を元の断面積で割って１００を掛けたものである。加工率が１０％以下であると、線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。また、加工率が４０％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。また、ダイス半角を上記範囲に、加工率を上記範囲にそれぞれ設定すると、化合物粒子の分散性が良くなり（粒子分布が均一になり）、アルミニウム母相の結晶粒の粒径のばらつきを抑制することができる。なお、本第１伸線加工処理では最初に棒材表面の皮むきを行っているが、棒材表面の皮むきを行わなくてもよい。
［５］中間熱処理
次に、冷間伸線した被加工材に中間熱処理（中間焼鈍）を施す。本発明の中間熱処理は、被加工材の柔軟性を取り戻し、伸線加工性を高めるため、並びに化合物粒子を生成させるために行うものである。中間焼鈍における加熱温度は３００〜４８０℃、加熱時間は、通常０．０５〜６時間である。加熱温度が３００℃より低いと、化合物粒子が成長せず、結晶粒成長の抑制が不十分となり、また、４８０℃より高いと、加熱時間にも拠るが化合物粒子の粒子径が粗大化してしまう。また、加熱時間が６時間以上であると、化合物粒子の粒子径が粗大化する可能性が高まる他、製造上も不利である。また、本中間焼鈍時のエネルギー面積は、１８０〜２５００℃・ｈである。エネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであると、化合物粒子が小さくなり、十分なピンニング効果を得ることが可能となる。本発明では、３００℃以下では化合物粒子が成長しないことから、エネルギー面積は、被加工材に与える熱（３００℃より高い温度）を時間で積分したもの、すなわち被加工材の熱履歴（ヒートパターン）とｔ＝３００℃の直線とで囲まれた部分の面積をいう。本中間焼鈍時のエネルギー面積は、好ましくは５００〜２０００℃・ｈであり、より好ましくは５００〜１５００℃・ｈである。
次に、冷間伸線した被加工材に中間熱処理（中間焼鈍）を施す。本発明の中間熱処理は、被加工材の柔軟性を取り戻し、伸線加工性を高めるため、並びに化合物粒子を生成させるために行うものである。中間焼鈍における加熱温度は３００〜４８０℃、加熱時間は、通常０．０５〜６時間である。加熱温度が３００℃より低いと、化合物粒子が成長せず、結晶粒成長の抑制が不十分となり、また、４８０℃より高いと、加熱時間にも拠るが化合物粒子の粒子径が粗大化してしまう。また、加熱時間が６時間以上であると、化合物粒子の粒子径が粗大化する可能性が高まる他、製造上も不利である。また、本中間焼鈍時のエネルギー面積は、１８０〜２５００℃・ｈである。エネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであると、化合物粒子が小さくなり、十分なピンニング効果を得ることが可能となる。本発明では、３００℃以下では化合物粒子が成長しないことから、エネルギー面積は、被加工材に与える熱（３００℃より高い温度）を時間で積分したもの、すなわち被加工材の熱履歴（ヒートパターン）とｔ＝３００℃の直線とで囲まれた部分の面積をいう。本中間焼鈍時のエネルギー面積は、好ましくは５００〜２０００℃・ｈであり、より好ましくは５００〜１５００℃・ｈである。
［６］第２伸線加工処理
さらに、被加工材をダイス引きによって伸線加工する。ダイスのダイス半角は１〜１０°、１パス当たりの加工率は、１０％より大きく４０％以下であることが好ましい。ダイス半角が１°より小さいと、ダイス穴におけるベアリング部の長さが長くなり、摩擦抵抗が大きくなる。ダイス半角が１０°より大きいと線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。加工率が１０％以下であると、線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。また、加工率が４０％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。また、ダイス半角が上記範囲のように小さく、加工率が上記範囲のように大きいと、化合物粒子の粒子分布が均一になり、アルミニウム母相の結晶粒の粒径のばらつきを抑制することができる。
さらに、被加工材をダイス引きによって伸線加工する。ダイスのダイス半角は１〜１０°、１パス当たりの加工率は、１０％より大きく４０％以下であることが好ましい。ダイス半角が１°より小さいと、ダイス穴におけるベアリング部の長さが長くなり、摩擦抵抗が大きくなる。ダイス半角が１０°より大きいと線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。加工率が１０％以下であると、線材表層にひずみが入りやすくなり、その後の熱処理での化合物粒子生成の分布にばらつきが生じ、結晶粒径にもばらつきが生じ、伸び性及び耐屈曲疲労特性が低下する。また、加工率が４０％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。また、ダイス半角が上記範囲のように小さく、加工率が上記範囲のように大きいと、化合物粒子の粒子分布が均一になり、アルミニウム母相の結晶粒の粒径のばらつきを抑制することができる。
［７］溶体化熱処理
次に、被加工材に溶体化熱処理を施す。この溶体化熱処理は、被加工材にランダムに含有されているＭｇ、Ｓｉ化合物をアルミ母相中に溶け込ませるために行う。溶体化熱処理における加熱温度は４８０〜６２０℃であり、少なくとも１５０℃の温度までは１１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。溶体化熱処理温度が４８０℃より低いと、溶体化が不完全になり後工程の時効熱処理時に析出する針状のＭｇ２Ｓｉ析出物が少なくなり、引張強度、耐屈曲疲労特性、導電率の向上幅が小さくなる。溶体化熱処理が６２０℃より高いと、化合物粒子が過度に固溶してしまいアルミニウム母相の結晶粒径が粗大化する問題が発生する可能性があり、また、純アルミに対してアルミ以外の元素が多く含まれているために融点が下がり、部分的に融解してしまう可能性がある。溶体化熱処理における加熱時の温度は、好ましくは５００〜６００℃、更に好ましくは５２０〜５８０℃である。
次に、被加工材に溶体化熱処理を施す。この溶体化熱処理は、被加工材にランダムに含有されているＭｇ、Ｓｉ化合物をアルミ母相中に溶け込ませるために行う。溶体化熱処理における加熱温度は４８０〜６２０℃であり、少なくとも１５０℃の温度までは１１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。溶体化熱処理温度が４８０℃より低いと、溶体化が不完全になり後工程の時効熱処理時に析出する針状のＭｇ２Ｓｉ析出物が少なくなり、引張強度、耐屈曲疲労特性、導電率の向上幅が小さくなる。溶体化熱処理が６２０℃より高いと、化合物粒子が過度に固溶してしまいアルミニウム母相の結晶粒径が粗大化する問題が発生する可能性があり、また、純アルミに対してアルミ以外の元素が多く含まれているために融点が下がり、部分的に融解してしまう可能性がある。溶体化熱処理における加熱時の温度は、好ましくは５００〜６００℃、更に好ましくは５２０〜５８０℃である。
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。この熱処理時間は０．０１〜２ｓ、好ましくは０．０５〜１ｓ、より好ましくは０．０５〜０．５ｓで行う。
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。この熱処理時間は０．０１〜２ｓ、好ましくは０．０５〜１ｓ、より好ましくは０．０５〜０．５ｓで行う。
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。この熱処理時間は０．５〜１２０ｓ、好ましくは０．５〜６０ｓ、より好ましくは０．５〜２０ｓで行う。
バッチ式熱処理は、焼鈍炉の中に線材を投入し、所定の設定温度、設定時間にて熱処理される方法である。線材自体が所定の温度にて数１０秒程度加熱されればよいが、工業使用上、大量の線材を投入することになるため、線材の熱処理ムラを抑制するために３０分以上は行った方が好ましい。熱処理時間の上限は、結晶粒が線材の半径方向に数えて５個以上あれば特に制限は無いが、短時間で行った方が結晶粒が線材の半径方向に数えて５個以上になりやすく、工業使用上、生産性も良いため、１０時間以内、好ましくは６時間以内にて熱処理される。
［８］時効熱処理
そして、被加工材に時効熱処理を施す。時効熱処理は、針状のＭｇ２Ｓｉ析出物を析出させるために行う。時効熱処理における加熱温度は、１４０〜２５０℃、加熱時間は、１分〜１５時間である。時効熱処理ではかかる熱エネルギーが重要であるため、針状のＭｇ ２ Ｓｉ析出物を析出させるためには、例えば２５０℃などの高い側の温度では１分などの短時間での熱処理が好ましい。前記加熱温度が１４０℃未満であると、針状のＭｇ ２ Ｓｉ析出物を十分に析出させることができず、強度、耐屈曲疲労特性および導電率が不足しがちである。また、前記加熱温度が２５０℃よりも高いと、Ｍｇ ２ Ｓｉ析出物のサイズが大きくなるため、導電率は上昇するが、強度および耐屈曲疲労特性が不足しがちである。
そして、被加工材に時効熱処理を施す。時効熱処理は、針状のＭｇ２Ｓｉ析出物を析出させるために行う。時効熱処理における加熱温度は、１４０〜２５０℃、加熱時間は、１分〜１５時間である。時効熱処理ではかかる熱エネルギーが重要であるため、針状のＭｇ ２ Ｓｉ析出物を析出させるためには、例えば２５０℃などの高い側の温度では１分などの短時間での熱処理が好ましい。前記加熱温度が１４０℃未満であると、針状のＭｇ ２ Ｓｉ析出物を十分に析出させることができず、強度、耐屈曲疲労特性および導電率が不足しがちである。また、前記加熱温度が２５０℃よりも高いと、Ｍｇ ２ Ｓｉ析出物のサイズが大きくなるため、導電率は上昇するが、強度および耐屈曲疲労特性が不足しがちである。
（本発明に係るアルミニウム合金線材）
本発明のアルミニウム合金線材は、素線径が、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φ０．１〜０．５ｍｍ、中細物線の場合はφ０．８〜１．５ｍｍが好ましい。
本発明のアルミニウム合金線材は、素線径が、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φ０．１〜０．５ｍｍ、中細物線の場合はφ０．８〜１．５ｍｍが好ましい。
本アルミニウム合金線材は、粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度を１個／μｍ２以上とし、金属組織中に化合物粒子を均一に分散させることで、屈曲疲労試験によって測定した破断までの繰返回数が１０万回以上、伸びが５〜２０％を達成することができる。また、本アルミニウム合金線材は、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳを達成することができる。
本発明の衝撃吸収エネルギーは、アルミニウム合金線材がどれほどの衝撃に耐えられるかの指標であり、アルミニウム合金導体が断線する直前の（錘の位置エネルギー）／（アルミニウム合金導体の断面積）で算出される。衝撃吸収エネルギーが大きい程、高い衝撃吸収性を有しているといえる。本アルミニウム合金導体は、衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上を達成することができる。
以上、上記実施形態に係るアルミニウム合金線材について述べたが、本発明は記述の実施形態に限定されるものではなく、本発明の技術思想に基づいて各種の変形および変更が可能である。
例えば、アルミニウム合金線材を複数本撚り合わせて構成されるアルミニウム合金撚線に、本発明のアルミニウム合金線材を適用してもよい。また、上記アルミニウム合金線材またはアルミニウム合金撚線を、その外周に被覆層を有する被覆電線に適用することができる。また、被覆電線とその端部に取り付けられた端子とからなる構造体の複数で構成されるワイヤーハーネス（組電線）に適用することも可能である。
また、上記実施形態に係るアルミニウム合金線材の製造方法は、記述の実施形態に限定されるものではなく、本発明の技術思想に基づいて各種の変形および変更が可能である。
本発明を以下の実施例に基づき詳細に説明する。なお本発明は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＡｌと、選択的に添加するＭｎ、Ｎｉ、ＴｉおよびＢを、表１に示す含有量（質量％）になるように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連続的に鋳造しながら圧延を行い、約９．５ｍｍφの棒材とした。このときの鋳造冷却速度は約１５℃／ｓとした。次いで、これを表２に示す1パス加工率にて伸線加工を行った。次に、この伸線加工を施した加工材に、表２に示す条件で中間熱処理（中間焼鈍）を行い、その後、伸線加工を施しφ０．３ｍｍとした。次いで、その加工材に溶体化処理を施した。なお、溶体化熱処理において、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。第２熱処理後に、表１に示す条件で時効熱処理を施し、アルミニウム合金線を製造した。
（実施例１）
Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＡｌと、選択的に添加するＭｎ、Ｎｉ、ＴｉおよびＢを、表１に示す含有量（質量％）になるように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連続的に鋳造しながら圧延を行い、約９．５ｍｍφの棒材とした。このときの鋳造冷却速度は約１５℃／ｓとした。次いで、これを表２に示す1パス加工率にて伸線加工を行った。次に、この伸線加工を施した加工材に、表２に示す条件で中間熱処理（中間焼鈍）を行い、その後、伸線加工を施しφ０．３ｍｍとした。次いで、その加工材に溶体化処理を施した。なお、溶体化熱処理において、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。第２熱処理後に、表１に示す条件で時効熱処理を施し、アルミニウム合金線を製造した。
（実施例２）
Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＡｌと、選択的に添加するＣｕ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｕ、Ａｇ、ＴｉおよびＢを、表３に示す含有量（質量％）になるように配合した以外は、実施例１と同様の方法で鋳造、圧延を行い、約９．５ｍｍφとし、これを表２に示す１パス加工率にて伸線加工を行った。次に、この伸線加工を施した加工材に表４に示す条件で中間熱処理を行い、その後、伸線加工を施しφ０．３ｍｍとした。次いで、その加工材に更に溶体化処理を施した。そして、溶体化処理後に、表４に示す条件で時効熱処理を施し、アルミニウム合金線を製造した。
Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＡｌと、選択的に添加するＣｕ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｕ、Ａｇ、ＴｉおよびＢを、表３に示す含有量（質量％）になるように配合した以外は、実施例１と同様の方法で鋳造、圧延を行い、約９．５ｍｍφとし、これを表２に示す１パス加工率にて伸線加工を行った。次に、この伸線加工を施した加工材に表４に示す条件で中間熱処理を行い、その後、伸線加工を施しφ０．３ｍｍとした。次いで、その加工材に更に溶体化処理を施した。そして、溶体化処理後に、表４に示す条件で時効熱処理を施し、アルミニウム合金線を製造した。
作製した各々の発明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。その結果を表２、表４に示す。
（ａ）化合物粒子の粒子分布
ＴＥＭでアルミニウム合金導体の伸線方向に垂直な断面を５〜６０万倍で任意に観察して撮影した写真を用いて、化合物粒子が少なくとも４０個入る正方形を描き、該正方形と同一寸法の正方形を用いて、任意の場所３０箇所で、それぞれの正方形内に含まれる粒子の個数をカウントした。そして、カウントされた化合物粒子の最大値と最小値の比を求めた。本実施例では、最大値と最小値の比、すなわち、最大分散密度を最小分散密度で割った値が５倍以下を合格とした。
ＴＥＭでアルミニウム合金導体の伸線方向に垂直な断面を５〜６０万倍で任意に観察して撮影した写真を用いて、化合物粒子が少なくとも４０個入る正方形を描き、該正方形と同一寸法の正方形を用いて、任意の場所３０箇所で、それぞれの正方形内に含まれる粒子の個数をカウントした。そして、カウントされた化合物粒子の最大値と最小値の比を求めた。本実施例では、最大値と最小値の比、すなわち、最大分散密度を最小分散密度で割った値が５倍以下を合格とした。
（ｂ）化合物粒子の粒子密度
実施例及び比較例の線材をＦＩＢ法（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）にて薄膜にし、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて任意の範囲を観察した。化合物粒子は、撮影された写真から上記で規定する、粒子径２０〜１０００ｎｍの粒子をカウントした。粒子が測定範囲外にまたがるとき、粒子径の半分以上が測定範囲内に含まれていれば、粒子数にカウントした。化合物粒子の分散密度は４０個以上をカウントできる範囲を設定して、化合物粒子の分散密度（個／μｍ２）＝化合物粒子の個数（個）／カウント対象範囲（μｍ２）の式を用いて算出した。カウント対象範囲は場合によっては複数枚の写真を用いた。４０個以上カウントできないほど粒子が少ない場合は、１μｍ２を指定してその範囲の分散密度を算出した。なお、化合物粒子の分散密度は、上記薄膜の試料厚さを、０．１５μｍを基準厚さとして算出している。試料厚さが基準厚さと異なる場合、試料厚さを基準厚さに換算して、つまり、（基準厚さ／試料厚さ）を撮影された写真を基に算出した分散密度にかけることによって、分散密度を算出できる。本実施例及び比較例では、ＦＩＢ法によりすべての試料において試料厚さを約０．１５μｍに設定し作製した。粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個/μｍ２以上であれば「○」とし、そのような分散状態になければ「×」とした。
実施例及び比較例の線材をＦＩＢ法（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）にて薄膜にし、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて任意の範囲を観察した。化合物粒子は、撮影された写真から上記で規定する、粒子径２０〜１０００ｎｍの粒子をカウントした。粒子が測定範囲外にまたがるとき、粒子径の半分以上が測定範囲内に含まれていれば、粒子数にカウントした。化合物粒子の分散密度は４０個以上をカウントできる範囲を設定して、化合物粒子の分散密度（個／μｍ２）＝化合物粒子の個数（個）／カウント対象範囲（μｍ２）の式を用いて算出した。カウント対象範囲は場合によっては複数枚の写真を用いた。４０個以上カウントできないほど粒子が少ない場合は、１μｍ２を指定してその範囲の分散密度を算出した。なお、化合物粒子の分散密度は、上記薄膜の試料厚さを、０．１５μｍを基準厚さとして算出している。試料厚さが基準厚さと異なる場合、試料厚さを基準厚さに換算して、つまり、（基準厚さ／試料厚さ）を撮影された写真を基に算出した分散密度にかけることによって、分散密度を算出できる。本実施例及び比較例では、ＦＩＢ法によりすべての試料において試料厚さを約０．１５μｍに設定し作製した。粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個/μｍ２以上であれば「○」とし、そのような分散状態になければ「×」とした。
（ｃ）破断までの繰返回数
耐屈曲疲労特性の基準として、常温におけるひずみ振幅は±０．１７％とした。耐屈曲疲労特性はひずみ振幅によって変化する。ひずみ振幅が大きい場合、疲労寿命は短くなり、ひずみ振幅が小さい場合、疲労寿命は長くなる。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。藤井精機株式会社（現株式会社フジイ）製の両振屈曲疲労試験機を用い、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、破断までの繰返回数を測定した。本実施例では、破断までの繰返回数が１０万回以上を合格とした。
耐屈曲疲労特性の基準として、常温におけるひずみ振幅は±０．１７％とした。耐屈曲疲労特性はひずみ振幅によって変化する。ひずみ振幅が大きい場合、疲労寿命は短くなり、ひずみ振幅が小さい場合、疲労寿命は長くなる。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。藤井精機株式会社（現株式会社フジイ）製の両振屈曲疲労試験機を用い、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、破断までの繰返回数を測定した。本実施例では、破断までの繰返回数が１０万回以上を合格とした。
（ｄ）柔軟性（引張破断伸び）の測定
ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について引張試験を行い、その平均値を求めた。伸びは、引張破断伸びが５％以上を合格とした。
ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について引張試験を行い、その平均値を求めた。伸びは、引張破断伸びが５％以上を合格とした。
（ｅ）衝撃吸収エネルギーの測定
アルミニウム合金導体線の一方の端に錘を付け、錘を３００ｍｍの高さから自由落下させた。錘を重いものに順次変えていき、断線する直前の錘の重さから吸収エネルギーを計算した。衝撃吸収エネルギーは、アルミニウム合金導体が断線する直前の（錘の位置エネルギー）／（アルミニウム合金導体の断面積）で算出し、２００Ｊ／ｃｍ２以上を合格とした。
アルミニウム合金導体線の一方の端に錘を付け、錘を３００ｍｍの高さから自由落下させた。錘を重いものに順次変えていき、断線する直前の錘の重さから吸収エネルギーを計算した。衝撃吸収エネルギーは、アルミニウム合金導体が断線する直前の（錘の位置エネルギー）／（アルミニウム合金導体の断面積）で算出し、２００Ｊ／ｃｍ２以上を合格とした。
（ｆ）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、四端子法を用いて比抵抗を各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について測定し、その平均導電率を算出した。端子間距離は２００ｍｍとした。導電率は、４５％ＩＡＣＳ以上を合格とした。
長さ３００ｍｍの試験片を２０℃（±０．５℃）に保持した恒温漕中で、四端子法を用いて比抵抗を各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について測定し、その平均導電率を算出した。端子間距離は２００ｍｍとした。導電率は、４５％ＩＡＣＳ以上を合格とした。
表２の結果より、次のことが明らかである。
発明例１〜１４のアルミニウム合金線は、いずれも高導電性、高い耐屈曲疲労特性、高い衝撃吸収性および高い伸び性を示した。
これに対し、比較例１，４では、中間焼鈍でのエネルギー面積および粒子径が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。比較例２，５では、伸線中に断線した。比較例３では、鋳造冷却温度および粒子径が本発明の範囲外であり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。比較例６では、１パスの加工率、ダイス半角および粒子分布が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。
また、表４の結果より、次のことが明らかである。
発明例１５〜４０のアルミニウム合金線は、いずれも高導電性、高い耐屈曲疲労特性、高い衝撃吸収性および高い伸び性を示した。
これに対し、比較例７では、Ｍｇ、Ｓｉ含有量および粒子分布が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数が不足した。また、比較例８では、Ｍｇ含有量、鋳造冷却速度、中間焼鈍でのエネルギー面積および粒子径が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。比較例９では、Ｍｇ含有量、ダイス半角および粒子分布が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸び、衝撃吸収エネルギーおよび導電率が不足した。比較例１０では、Ｓｉ含有量および粒子分布が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび導電率が不足した。比較例１１では、Ｃｕ，Ｚｒ含有量および粒子分布が本発明の範囲外にあり、伸線加工中に断線した。また、比較例１２では、鋳造冷却速度および粒子径が本発明の範囲外にあり、破断までの繰返回数、伸びおよび衝撃吸収エネルギーが不足した。
本発明のアルミニウム合金線材は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、例えば６０００系アルミニウム合金において、直径がφ０．５ｍｍ以下である極細線として使用した場合であっても、高導電性、高い耐屈曲疲労特性および高い伸び性を示す、電気配線体の線材として用いることができる。また、アルミニウム合金撚線、被覆電線、ワイヤーハーネス等に使用することができ、移動体に搭載される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。さらに、非常に高い耐屈曲疲労特性が求められるドアやトランク、ボンネットなどに好適に用いることができる。
Claims (12)
- Ｍｇ：０．１０〜１．００質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．４０質量％、Ｔｉ：０．０００〜０．１００質量％、Ｂ：０．０００〜０．０３０質量％、Ｃｕ：０．００〜１．００質量％、Ａｇ：０．００〜０．５０質量％、Ａｕ：０．００〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．００〜１．００質量％、Ｃｒ：０．００〜１．００質量％、Ｚｒ：０．００〜０．５０質量％、Ｈｆ：０．００〜０．５０質量％、Ｖ：０．００〜０．５０質量％、Ｓｃ：０．００〜０．５０質量％、Ｃｏ：０．００〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．００〜０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、
粒子径２０〜１０００ｎｍの化合物粒子の分散密度が１個／μｍ２以上であることを特徴とするアルミニウム合金導体。 - Ｔｉ：０．００１〜０．１００質量％およびＢ：０．００１〜０．０３０質量％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１記載のアルミニウム合金導体。
- 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％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０質量％からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２記載のアルミニウム合金導体。
- Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量の合計が０．０１〜２．００質量％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導体。
- 前記アルミニウム合金導体中の前記化合物粒子の分布において、該化合物粒子の最大分散密度が最小分散密度の５倍以下であることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金導体。
- 屈曲疲労試験によって測定した破断までの繰返回数が１０万回以上であり、導電率が４５〜６０％ＩＡＣＳであり、伸びが５〜２０％であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金導体。
- 衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金導体。
- 素線の直径が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導体。
- 請求項１〜８のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて構成されることを特徴とする、アルミニウム合金撚線。
- 請求項８に記載のアルミニウム合金導体または請求項９に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。
- 請求項１０に記載の被覆電線と、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備するワイヤーハーネス。
- 溶解処理、鋳造処理、熱間または冷間加工処理、第１伸線加工処理、中間熱処理、第２伸線加工処理、溶体化熱処理および時効熱処理を、この順に実行して得られるアルミニウム合金導体の製造方法であって、
前記鋳造処理の冷却速度が、５〜２０℃／ｓであり、
前記中間熱処理は３００〜４８０℃の温度範囲で行い、該温度範囲においてアルミニウム合金導体に与えるエネルギーのエネルギー面積が１８０〜２５００℃・ｈであり、
前記第１伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であり、
前記第２伸線加工処理において用いられるダイスのダイス半角が１〜１０°であり、１パスの加工率が１０〜４０％であることを特徴とする、請求項１〜８のいずれか１項に記載のアルミニウム合金導体の製造方法。
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