JPWO2019131053A1 - アルミニウム合金材並びにこれを用いたケーブル、電線及びばね部材 - Google Patents
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Abstract
本発明のアルミニウム合金材は、高い耐屈曲疲労特性と所定の伸びを持ち、質量％で、Ｍｇ：０．２０〜１．８０％、Ｓｉ：０．２０〜２．００％およびＦｅ：０．０１〜１．５０％を含有し、さらに、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎから選択される１種以上の元素：合計で０．００〜２．００％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、結晶粒が一方向に延在した繊維状金属組織を有し、前記結晶粒の長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面において、前記アルミニウム合金材の表面から前記アルミニウム合金材の厚さの１／２０の厚さ位置Ｄに存在する結晶粒の平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下であり、前記アルミニウム合金材の厚さ中心位置に存在する結晶粒の平均結晶粒径Ｒ２の前記平均結晶粒径Ｒ１に対する比（Ｒ２／Ｒ１）が１．８以上である。
Description
本発明は、アルミニウム合金材並びにこれを用いたケーブル、電線及びばね部材に関する。
従来から、ロボットケーブル等のキャブタイヤケーブル、エレベータケーブルといった、電力あるいは信号を伝送するケーブルには、銅系の金属材料が広く用いられてきた。最近では、銅系の金属材料に比べて、比重が小さく、さらに熱膨張係数が大きい他、電気や熱の伝導性も比較的良好で、耐食性に優れるアルミニウム系材料への代替が検討されている。
しかし、純アルミニウム材は、銅系の金属材料に比べて屈曲疲労破断回数（以下、耐屈曲疲労特性という。）が低いという問題があった。また、析出強化を利用し、比較的耐屈曲疲労特性が高いアルミニウム系合金材である、２０００系（Ａｌ−Ｃｕ系）や７０００系（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）のアルミニウム合金材は、耐食性や耐応力腐食割れ性が劣り、導電性が低い等の問題があった。電気や熱の伝導性および耐食性が比較的優れている６０００系のアルミニウム合金材は、アルミニウム系合金材の中では耐屈曲疲労特性が高い方ではあるが、十分でなく、更なる耐屈曲疲労特性の向上が望まれている。
一方、導電用アルミニウム合金の耐屈曲疲労特性を向上させる方法として、ＥＣＡＰ法といった強加工法による微細結晶粒の形成方法（例えば特許文献１）などが提案されている。しかし、ＥＣＡＰ法は、製造されるアルミニウム合金線材の長さが短く、工業的な実用化が難しかった。また、特許文献１に記載されているＥＣＡＰ法を用いて作製したアルミニウム合金線材は、純アルミニウム線材の１０倍以下の繰返し破断回数（破断繰返し数）であり、長期間の使用に耐えられる十分な耐屈曲疲労特性を持つとは言えない。また、強加工法によって作製されたアルミニウム合金線材は、伸びに劣るため、伸線加工や撚線加工をする際に断線が頻発する問題がある。
また、特許文献２には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金の芯材に、銅を被覆して冷間加工を行って強度を高めた銅被覆アルミニウム合金線が記載されている。しかしながら、特許文献２に記載の銅被覆アルミニウム合金線では、弾性限が小さいために塑性変形しやすい銅系材料が、曲げひずみの大きくなる線材表層に存在するため、繰返し屈曲中に銅被覆層の表面に亀裂が発生しやすく、また、アルミニウム合金の芯材と銅被覆層に形成する化合物が亀裂発生点となるなど、耐屈曲疲労特性に劣るという問題がある。
本発明の目的は、高い耐屈曲疲労特性を持つと共に所定の伸びを持つアルミニウム合金材並びにこれを用いたケーブル、電線及びばね部材を提供することである。
本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｍｇ：０．２０〜１．８０％、Ｓｉ：０．２０〜２．００％およびＦｅ：０．０１〜１．５０％を含有し、さらに、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素：合計で０．００〜２．００％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、結晶粒が一方向に沿って延在した繊維状の金属組織を有し、前記結晶粒が延在する長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面において、前記アルミニウム合金材の表面から、前記アルミニウム合金材の厚さの１／２０に相当する厚さ位置Ｄに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記アルミニウム合金材の厚さ中心位置Ｃに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ２の、前記厚さ位置Ｄにおける前記平均結晶粒径Ｒ１に対する比（Ｒ２／Ｒ１）が１．８以上であることを特徴とするアルミニウム合金材。
［２］前記結晶粒が延在する長手方向に平行なアルミニウム合金材の断面において、前記厚さ位置Ｄに存在する結晶粒は、前記長手方向に測定した長手方向寸法Ｌ１と前記長手方向に垂直な方向に測定した短手方向寸法Ｌ２との比（Ｌ１／Ｌ２）が１０以上である上記［１］に記載のアルミニウム合金材。
［３］前記アルミニウム合金材が線材である上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材。
［４］前記線材の線径が０．０１〜１．５０ｍｍである上記［３］に記載のアルミニウム合金材。
［５］前記アルミニウム合金材が板材である上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材。
［６］前記板材の板厚が０．０２〜２．００ｍｍである上記［５］に記載のアルミニウム合金材。
［７］上記［３］〜［６］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金材を用いたケーブル。
［８］上記［３］〜［６］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金材を用いた電線。
［９］上記［３］〜［６］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金材を用いたばね部材。
［１］質量％で、Ｍｇ：０．２０〜１．８０％、Ｓｉ：０．２０〜２．００％およびＦｅ：０．０１〜１．５０％を含有し、さらに、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素：合計で０．００〜２．００％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、結晶粒が一方向に沿って延在した繊維状の金属組織を有し、前記結晶粒が延在する長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面において、前記アルミニウム合金材の表面から、前記アルミニウム合金材の厚さの１／２０に相当する厚さ位置Ｄに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記アルミニウム合金材の厚さ中心位置Ｃに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ２の、前記厚さ位置Ｄにおける前記平均結晶粒径Ｒ１に対する比（Ｒ２／Ｒ１）が１．８以上であることを特徴とするアルミニウム合金材。
［２］前記結晶粒が延在する長手方向に平行なアルミニウム合金材の断面において、前記厚さ位置Ｄに存在する結晶粒は、前記長手方向に測定した長手方向寸法Ｌ１と前記長手方向に垂直な方向に測定した短手方向寸法Ｌ２との比（Ｌ１／Ｌ２）が１０以上である上記［１］に記載のアルミニウム合金材。
［３］前記アルミニウム合金材が線材である上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材。
［４］前記線材の線径が０．０１〜１．５０ｍｍである上記［３］に記載のアルミニウム合金材。
［５］前記アルミニウム合金材が板材である上記［１］または［２］に記載のアルミニウム合金材。
［６］前記板材の板厚が０．０２〜２．００ｍｍである上記［５］に記載のアルミニウム合金材。
［７］上記［３］〜［６］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金材を用いたケーブル。
［８］上記［３］〜［６］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金材を用いた電線。
［９］上記［３］〜［６］のいずれか１つに記載のアルミニウム合金材を用いたばね部材。
本発明によれば、高い耐屈曲疲労特性を持つと共に所定の伸びを持つアルミニウム合金材並びにこれを用いたケーブル、電線及びばね部材を提供することができる。
以下、本発明を実施の形態に基づき詳細に説明する。
本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、所定の合金組成を有し、結晶粒が一方向に沿って延在した状態の金属組織を有し、平均結晶粒径が所定の状態であることにより、従来のアルミニウム合金材の耐屈曲疲労特性を大きく超えると共に、銅系の金属材料に匹敵する耐屈曲疲労特性を持ちながらも、伸びに優れるアルミニウム合金材が得られることを見出し、かかる知見に基づき本発明を完成させるに至った。
実施の形態のアルミニウム合金材は、質量％で、マグネシウム（Ｍｇ）：０．２０〜１．８０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．２０〜２．００％および鉄（Ｆｅ）：０．０１〜１．５０％を含有し、さらに、銅（Ｃｕ）、銀（Ａｇ）、亜鉛（Ｚｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、金（Ａｕ）、マンガン（Ｍｎ）、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、ジルコニウム（Ｚｒ）およびスズ（Ｓｎ）の群から選択される１種以上の元素：合計で０．００〜２．００％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、結晶粒が一方向に沿って延在した繊維状の金属組織を有する。また、アルミニウム合金材は、前記結晶粒が延在する長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面において、前記アルミニウム合金材の表面から、前記アルミニウム合金材の厚さの１／２０に相当する厚さ位置Ｄに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記アルミニウム合金材の厚さ中心位置Ｃに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ２の、前記厚さ位置Ｄにおける前記平均結晶粒径Ｒ１に対する比（Ｒ２／Ｒ１）が１．８以上である。
ここで、上記合金組成の元素成分のうち、含有範囲の下限値が「０．００％」と記載されている元素成分は、適宜、必要に応じて任意にアルミニウム合金材に添加される成分を意味する。すなわち、元素成分の下限値が「０．００％」である場合、その元素成分は、アルミニウム合金材中には含有していないか、あるいは検出限界値未満の量を含有していることを意味する。
また、本明細書において、「結晶粒」とは、方位差境界で囲まれた部分を指す。ここで「方位差境界」とは、走査透過電子顕微鏡法（ＳＴＥＭ）や、走査イオン顕微鏡法（ＳＩＭ）等によって、金属組織を観察した際に、コントラスト（チャネリングコントラスト）が不連続に変化する境界を指す。また、結晶粒が延在する長手方向に垂直な寸法は、方位差境界の間隔に相当する。
（１）アルミニウム合金材の結晶粒の状態
実施の形態のアルミニウム合金材の結晶粒の状態とその作用について図１および図２を用いて説明する。
実施の形態のアルミニウム合金材の結晶粒の状態とその作用について図１および図２を用いて説明する。
アルミニウム合金材は、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有する。また、アルミニウム合金材は、その結晶粒が繊維状であり、結晶粒が延在する長手方向に垂直な断面において、厚さ位置Ｄに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下であり、かつ、厚さ中心位置Ｃに比較的大きな結晶粒径Ｒ２を有する結晶粒を保った状態である。このような微細な結晶粒は一方向に揃って延在した繊維状であり、結晶粒が延在する長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面内で見て、表面側（厚さ位置Ｄ）に存在する結晶粒と厚さ中心位置Ｃに存在する結晶粒とが異なる結晶粒径を有するため、結晶粒径に勾配のある金属組織となり、この金属組織は、従来のアルミニウム合金材にはない新たな金属組織である。
ここで、上記厚さ位置Ｄとは、結晶粒が延在する長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面において、アルミニウム合金材の表面から、アルミニウム合金材の厚さの１／２０に相当する位置である。また、厚さとは、例えば図１（ａ）に示すようにアルミニウム合金材が線材である場合には、線材の線径φに相当し、図１（ｂ）に示すようにアルミニウム合金材が板材である場合には、板材の厚さｔに相当する。例えば、図１（ａ）に示すようにアルミニウム合金材が線材である場合には、厚さ位置Ｄは、上記断面におけるアルミニウム合金材の中心に対して同心円環状に区画された領域内の位置であり、厚さ中心位置Ｃは、上記断面において、アルミニウム合金材の厚さの中心を含み、直径が厚さの２／１０（直径が２φ／１０）の円で囲まれた領域内の位置である。また、図１（ｂ）に示すようにアルミニウム合金材が板材である場合には、厚さ位置Ｄは、上記断面において、アルミニウム合金材の上面及び下面にそれぞれ平行な矩形状に区画された領域内の位置であり、厚さ中心位置Ｃは、上記断面において、アルミニウム合金材の上面と下面との中間を規定する中心線を含み、短辺が厚さの２／１０（短辺が２ｔ／１０）の矩形状に区画された領域内である。また、平均結晶粒径Ｒ１、Ｒ２とは、結晶粒が延在する長手方向に垂直な断面において、各結晶粒の輪郭に囲まれた領域から、各結晶粒の面積を求め、相当円を算出し、この相当円の直径を意味する。
上記のように、アルミニウム合金材は、その厚さ中心位置Ｃほど結晶粒径が大きく、厚さ中心位置Ｃからその表面に向かって結晶粒径が小さくなる結晶粒径の勾配を有する。このようなアルミニウム合金材は、結晶粒が一方向に沿って延在した繊維状の金属組織を有すると共に、上記一方向に垂直な断面において、厚さ位置Ｄにおける平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下、厚さ中心位置Ｃにおける平均結晶粒径Ｒ２と厚さ位置Ｄにおける平均結晶粒径Ｒ１との比（Ｒ２／Ｒ１）が１．８以上となるように制御されている。そのため、アルミニウム合金材は、銅系の金属材料に匹敵する高い耐屈曲疲労特性と、一定の伸び（例えば、屈曲歪振幅±０．２５％で屈曲を繰り返したときの繰返し破断回数が１０万回以上、かつ、引張試験による伸びが３％以上）とを、同時に実現し得る。特に、繰返し屈曲変形に対して、優れた耐疲労特性を発揮する。
また、表面および厚さ位置Ｄを含むアルミニウム合金材の表層の結晶粒径を微細にすることは、疲労特性を改善する作用に加えて、粒界腐食を改善する作用、塑性加工した後のアルミニウム合金材の表面の肌荒れを低減する作用、せん断加工した際のダレやバリを低減する作用などに有効であり、アルミニウム合金材の特性を全般的に高める効果がある。
アルミニウム合金材の金属組織は、繊維状であり、細長形状の結晶粒が一方向に揃って繊維状に延在した状態になっている。ここで、「一方向」とは、アルミニウム合金材の加工方向に相当する。例えば、アルミニウム合金材が線材である場合には、一方向は伸線方向に相当し、アルミニウム合金材が板材や箔である場合には、一方向は圧延方向に相当する。
上記一方向は、好ましくはアルミニウム合金材の長手方向に対応する。すなわち、通常アルミニウム合金材は、その加工方向に垂直な寸法よりも短い寸法に個片化されていない限り、その加工方向は、その長手方向に対応する。例えばアルミニウム合金材が線材である場合、一方向は線材の長手方向に相当する。
さらに、結晶粒が延在する長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面において、厚さ位置Ｄにおける平均結晶粒径Ｒ１は、好ましくは４００ｎｍ以下であり、より好ましくは２３０ｎｍ以下であり、さらに好ましくは２１０ｎｍ以下であり、特に好ましくは１８０ｎｍ以下であり、一層好ましくは１５０ｎｍ以下である。このようなアルミニウム合金材の繊維状金属組織では、一方向に延在した結晶粒の粒径（結晶粒が延在する長手方向に垂直な寸法）が小さいので、繰返し変形に伴う結晶すべりを効果的に抑制でき、従来よりも高い耐屈曲疲労特性を実現し得る。なお、厚さ位置Ｄにおける平均結晶粒径Ｒ１の下限値は、高耐屈曲疲労特性を実現する上で小さいほど好ましいが、製造上または物理上の限界として、例えば２０ｎｍである。
また、結晶粒が延在する長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面において、厚さ中心位置Ｃにおける平均結晶粒径Ｒ２の、厚さ位置Ｄにおける平均結晶粒径Ｒ１に対する比（Ｒ２／Ｒ１）は、１．８以上であり、好ましくは２．０以上であり、より好ましくは２．２以上であり、さらに好ましくは２．４以上であり、特に好ましくは２．５以上である。このように、上記断面の表面付近に比べて、厚さ中心位置Ｃの結晶粒径が大きいので、引張変形時に転位の増加を許容できることにより、高い耐屈曲疲労特性を持ちながらも、一定の伸びを持つことができる。なお、上記比（Ｒ２／Ｒ１）の上限値は、高耐屈曲疲労特性と伸びとを両立する上で大きいほど好ましいが、製造上の限界として、例えば２０．０である。
さらに、結晶粒が延在する長手方向に平行なアルミニウム合金材の断面において、アルミニウム合金材に存在する結晶粒における長手方向に沿って測定した長手方向寸法は、特に特定されないが、好ましくは１２００ｎｍ以上であり、より好ましくは１７００ｎｍ以上であり、さらに好ましくは２２００ｎｍ以上である。
さらにまた、結晶粒が延在する長手方向に平行なアルミニウム合金材の断面において、厚さ位置Ｄに存在する結晶粒について、長手方向に沿って測定した長手方向寸法Ｌ１と長手方向に垂直な方向に沿って測定した短手方向寸法Ｌ２とのアスペクト比（Ｌ１／Ｌ２）は、好ましくは１０以上であり、より好ましくは２０以上である。前記アスペクト比（Ｌ１／Ｌ２）が上記範囲内であると、耐屈曲疲労特性が向上する。
上記、結晶粒の状態が耐屈曲疲労特性を向上させるメカニズムとして、例えば、曲げ歪が最大となるアルミニウム合金材の表面において、結晶粒がアスペクト比の大きな繊維状であることで、亀裂の起点となる粒界が表面に少ないため、亀裂が発生しにくくなる機構、結晶粒の短手方向寸法Ｌ２が小さいため、転位が移動しにくいために、曲げ歪の全て、あるいは、大半を弾性歪として吸収できる機構、アルミニウム合金材の表面に亀裂発生点となるステップができにくくするとともに、亀裂が発生した際に粒界が亀裂伸展の障害となる機構、などが挙げられ、これらの機構が相乗的に作用していると考えられる。
また、上記、結晶粒の状態が引張伸びを向上させるメカニズムとして、例えば、厚さ中心位置Ｃの平均結晶粒径が大きく、蓄積された格子歪が小さいため、大きな塑性変形能を有しており、引張変形時の塑性変形を十分に吸収できる機構、厚さ位置Ｄの平均結晶粒径が小さいことで、引張歪を弾性変形で吸収できる機構、などが挙げられる。
（２）アルミニウム合金材の合金組成
次に、実施の形態のアルミニウム合金材の合金組成とその作用について説明する。
次に、実施の形態のアルミニウム合金材の合金組成とその作用について説明する。
（必須添加成分）
アルミニウム合金材は、質量％で、Ｍｇを０．２０〜１．８０％、Ｓｉを０．２０〜２．００％、Ｆｅを０．０１〜１．５０％含有している。以下では、質量％を単に％と記載する。
アルミニウム合金材は、質量％で、Ｍｇを０．２０〜１．８０％、Ｓｉを０．２０〜２．００％、Ｆｅを０．０１〜１．５０％含有している。以下では、質量％を単に％と記載する。
＜Ｍｇ：０．２０〜１．８０％＞
Ｍｇは、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用、および、結晶の微細化作用を有すると共に、Ｓｉとの相乗効果によって引張強度や耐屈曲疲労特性を向上させる作用を持つ。また、Ｍｇは、溶質原子クラスターとしてＭｇ−Ｓｉクラスターを形成した場合、引張強度や伸びを向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．２０％未満であると、上記効果が不十分である。また、Ｍｇの含有量が１．８０％を超えると、晶出物が形成され、加工性（伸線加工性や曲げ加工性など）が低下する。したがって、Ｍｇの含有量は、０．２０〜１．８０％とし、好ましくは０．４０〜１．００％である。
Ｍｇは、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用、および、結晶の微細化作用を有すると共に、Ｓｉとの相乗効果によって引張強度や耐屈曲疲労特性を向上させる作用を持つ。また、Ｍｇは、溶質原子クラスターとしてＭｇ−Ｓｉクラスターを形成した場合、引張強度や伸びを向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．２０％未満であると、上記効果が不十分である。また、Ｍｇの含有量が１．８０％を超えると、晶出物が形成され、加工性（伸線加工性や曲げ加工性など）が低下する。したがって、Ｍｇの含有量は、０．２０〜１．８０％とし、好ましくは０．４０〜１．００％である。
＜Ｓｉ：０．２０〜２．００％＞
Ｓｉは、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用、および、結晶の微細化作用を有すると共に、Ｍｇとの相乗効果によって引張強度や耐屈曲疲労特性を向上させる作用を持つ。また、Ｓｉは、溶質原子クラスターとしてＭｇ−Ｓｉクラスターや、Ｓｉ−Ｓｉクラスターを形成した場合、引張強度や伸びを向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．２０％未満であると、上記効果が不十分である。また、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、晶出物が形成され、加工性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．２０〜２．００％とし、好ましくは０．４０〜１．００％である。
Ｓｉは、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用、および、結晶の微細化作用を有すると共に、Ｍｇとの相乗効果によって引張強度や耐屈曲疲労特性を向上させる作用を持つ。また、Ｓｉは、溶質原子クラスターとしてＭｇ−Ｓｉクラスターや、Ｓｉ−Ｓｉクラスターを形成した場合、引張強度や伸びを向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．２０％未満であると、上記効果が不十分である。また、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、晶出物が形成され、加工性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．２０〜２．００％とし、好ましくは０．４０〜１．００％である。
＜Ｆｅ：０．０１〜１．５０％＞
Ｆｅは、鋳造や均質化熱処理中に、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ系などアルミニウムや必須添加元素と金属間化合物として晶出または析出する。これらのようにＦｅとＡｌとで主に構成される金属間化合物を、本明細書ではＦｅ系化合物と呼ぶ。Ｆｅ系化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度を向上させる。また、Ｆｅは、アルミニウム中に固溶したＦｅによっても引張強度を向上させる作用を有する。Ｆｅの含有量が０．０１％未満であると、これらの効果が不十分である。また、Ｆｅの含有量が１．５０％を超えると、Ｆｅ系化合物が多くなりすぎて、加工性が低下する。なお、鋳造時の冷却速度が遅い場合は、Ｆｅ系化合物の分散が疎となり、悪影響度が高まる。したがって、Ｆｅの含有量は、０．０１〜１．５０％とし、好ましくは０．０２〜０．８０％、より好ましくは０．０３〜０．５０％、さらに好ましくは０．０４〜０．３０、一層好ましくは０．０５〜０．２５％である。
Ｆｅは、鋳造や均質化熱処理中に、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ系などアルミニウムや必須添加元素と金属間化合物として晶出または析出する。これらのようにＦｅとＡｌとで主に構成される金属間化合物を、本明細書ではＦｅ系化合物と呼ぶ。Ｆｅ系化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度を向上させる。また、Ｆｅは、アルミニウム中に固溶したＦｅによっても引張強度を向上させる作用を有する。Ｆｅの含有量が０．０１％未満であると、これらの効果が不十分である。また、Ｆｅの含有量が１．５０％を超えると、Ｆｅ系化合物が多くなりすぎて、加工性が低下する。なお、鋳造時の冷却速度が遅い場合は、Ｆｅ系化合物の分散が疎となり、悪影響度が高まる。したがって、Ｆｅの含有量は、０．０１〜１．５０％とし、好ましくは０．０２〜０．８０％、より好ましくは０．０３〜０．５０％、さらに好ましくは０．０４〜０．３０、一層好ましくは０．０５〜０．２５％である。
上記成分が結晶を微細化させるメカニズムとして、例えば、上記成分の原子半径とアルミニウムの原子半径との差が大きいために、結晶粒界のエネルギーを低下させる機構、上記成分の拡散係数が大きいために、上記成分が結晶粒界に入り込んだ場合に結晶粒界の移動度を低下させ、結晶微細化効果を向上するとともに、繰返し変形中の結晶組織粗大化を抑制する機構、空孔との相互作用が大きく空孔をトラップするために拡散現象を遅延させる機構、などが挙げられ、これらの機構が相乗的に作用しているものと考えられる。
（任意添加成分）
アルミニウム合金材は、必須添加成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅに加えて、さらに、任意添加成分として、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素を合計で２．００％以下含有している。
アルミニウム合金材は、必須添加成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅに加えて、さらに、任意添加成分として、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素を合計で２．００％以下含有している。
＜Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素：合計で０．００〜２．００％＞
Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎはいずれも、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、これらの任意添加成分の含有量の合計を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、これらの任意添加成分の含有量の合計を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素の含有量の合計は、０．００〜２．００％とし、好ましくは０．０６％〜２．００％、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、これらの元素の合計含有量は、０．００％としてもよい。また、これらの元素は、１種の元素のみの単独で添加されてもよいし、２種以上の元素の組み合わせで添加されてもよい。
Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎはいずれも、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、これらの任意添加成分の含有量の合計を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、これらの任意添加成分の含有量の合計を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素の含有量の合計は、０．００〜２．００％とし、好ましくは０．０６％〜２．００％、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、これらの元素の合計含有量は、０．００％としてもよい。また、これらの元素は、１種の元素のみの単独で添加されてもよいし、２種以上の元素の組み合わせで添加されてもよい。
また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素を含有することが好ましい。さらに、これらの元素の含有量の合計が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、これらの元素の含有量の合計が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素の含有量の合計は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ｃｕ：０．００〜２．００％＞
Ｃｕは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｃｕの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｕの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下するとともに、耐腐食性が低下する。したがって、Ｃｕの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｃｕの含有量は、０．００％としてもよい。
Ｃｕは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｃｕの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｕの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下するとともに、耐腐食性が低下する。したがって、Ｃｕの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｃｕの含有量は、０．００％としてもよい。
＜Ａｇ：０．００〜２．００％＞
Ａｇは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ａｇの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ａｇの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ａｇの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ａｇの含有量は、０．００％としてもよい。
Ａｇは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ａｇの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ａｇの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ａｇの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ａｇの含有量は、０．００％としてもよい。
＜Ｚｎ：０．００〜２．００％＞
Ｚｎは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｚｎの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｚｎの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｚｎの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｚｎの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｚｎを含有することが好ましい。さらに、Ｚｎの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｚｎの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｚｎの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｚｎは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｚｎの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｚｎの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｚｎの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｚｎの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｚｎを含有することが好ましい。さらに、Ｚｎの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｚｎの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｚｎの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ｎｉ：０．００〜２．００％＞
Ｎｉは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｎｉの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｎｉの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｎｉの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｎｉを含有することが好ましい。さらに、Ｎｉの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｎｉの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｎｉの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｎｉは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｎｉの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｎｉの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｎｉの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｎｉを含有することが好ましい。さらに、Ｎｉの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｎｉの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｎｉの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ｔｉ：０．００〜２．００％＞
Ｔｉは、鋳造時の結晶を微細化させ、また、耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｔｉの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがってＴｉの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｔｉの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｔｉを含有することが好ましい。さらに、Ｔｉの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｔｉの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｔｉは、鋳造時の結晶を微細化させ、また、耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｔｉの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがってＴｉの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｔｉの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｔｉを含有することが好ましい。さらに、Ｔｉの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｔｉの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ｃｏ：０．００〜２．００％＞
Ｃｏは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｃｏの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｏの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｃｏの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｃｏを含有することが好ましい。さらに、Ｃｏの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｃｏの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｃｏの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｃｏは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｃｏの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｏの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｃｏの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｃｏを含有することが好ましい。さらに、Ｃｏの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｃｏの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｃｏの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ａｕ：０．００〜２．００％＞
Ａｕは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ａｕの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ａｕの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ａｕの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ａｕの含有量は、０．００％としてもよい。
Ａｕは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ａｕの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ａｕの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ａｕの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ａｕの含有量は、０．００％としてもよい。
＜Ｍｎ：０．００〜２．００％＞
Ｍｎは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｍｎの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｍｎの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｍｎを含有することが好ましい。さらに、Ｍｎの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｍｎの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｍｎの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｍｎは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｍｎの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｍｎの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｍｎを含有することが好ましい。さらに、Ｍｎの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｍｎの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｍｎの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ｃｒ：０．００〜２．００％＞
Ｃｒは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｃｒの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｃｒの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｃｒを含有することが好ましい。さらに、Ｃｒの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｃｒの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｃｒの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｃｒは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｃｒの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｃｒの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｃｒを含有することが好ましい。さらに、Ｃｒの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｃｒの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｃｒの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ｖ：０．００〜２．００％＞
Ｖは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｖの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｖの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｖの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｖの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｖを含有することが好ましい。さらに、Ｖの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｖの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｖの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｖは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｖの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｖの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｖの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｖの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｖを含有することが好ましい。さらに、Ｖの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｖの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｖの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ｚｒ：０．００〜２．００％＞
Ｚｒは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｚｒの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｚｒの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｚｒの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｚｒの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｚｒを含有することが好ましい。さらに、Ｚｒの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｚｒの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｚｒの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｚｒは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｚｒの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｚｒの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｚｒの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｚｒの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｚｒを含有することが好ましい。さらに、Ｚｒの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｚｒの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｚｒの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜Ｓｎ：０．００〜２．００％＞
Ｓｎは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｓｎの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｎの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｓｎの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｓｎの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｓｎを含有することが好ましい。さらに、Ｓｎの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｓｎの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｓｎの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
Ｓｎは、特に耐熱性を向上させる元素である。このような効果を十分に発揮させる観点から、Ｓｎの含有量を０．０６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｎの含有量を２．００％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｓｎの含有量は、好ましくは０．００〜２．００％、より好ましくは０．０６％〜２．００％、さらに好ましくは０．３０〜１．２０％である。なお、Ｓｎの含有量は、０．００％としてもよい。また、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮すると、アルミニウム合金材は、Ｓｎを含有することが好ましい。さらに、Ｓｎの含有量が０．０６％未満であると、耐食性の効果が不十分である。また、Ｓｎの含有量が２．００％超であると、加工性が低下する。したがって、耐食性の観点からは、Ｓｎの含有量は、好ましくは０．０６〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．２０％である。
＜残部：Ａｌおよび不可避不純物＞
上述した成分以外の残部は、Ａｌおよび不可避不純物である。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、含有量によっては加工性を低下させる要因にもなりうるため、加工性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、ホウ素（Ｂ）、ビスマス（Ｂｉ）、鉛（Ｐｂ）、ガリウム（Ｇａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）等の元素が挙げられる。なお、不可避不純物の含有量の上限値は、上記成分毎に０．０５％以下、上記成分の合計で０．１５％以下とすればよい。
上述した成分以外の残部は、Ａｌおよび不可避不純物である。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、含有量によっては加工性を低下させる要因にもなりうるため、加工性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、ホウ素（Ｂ）、ビスマス（Ｂｉ）、鉛（Ｐｂ）、ガリウム（Ｇａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）等の元素が挙げられる。なお、不可避不純物の含有量の上限値は、上記成分毎に０．０５％以下、上記成分の合計で０．１５％以下とすればよい。
このようなアルミニウム合金材は、合金組成や製造プロセスを組み合わせて制御することにより実現できる。
（３）アルミニウム合金材の特性
次に、実施の形態のアルミニウム合金材の特性について説明する。
次に、実施の形態のアルミニウム合金材の特性について説明する。
［耐屈曲疲労特性］
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％および±０．２５％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、後述の図３に示す装置を用いて決定することができる。
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％および±０．２５％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、後述の図３に示す装置を用いて決定することができる。
［伸び］
伸びは、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して測定する。詳しい測定条件は、後述する実施例の欄にて説明する。
伸びは、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して測定する。詳しい測定条件は、後述する実施例の欄にて説明する。
アルミニウム合金材は、特に線材である場合に、伸びが好ましくは３．０％以上である。また、アルミニウム合金材の伸びは、より好ましくは３．５％以上、さらに好ましくは４．０％以上、特に好ましくは５．０％以上、より一層好ましくは６．０％以上である。このような一定の伸びを持つアルミニウム合金材は、加工時やケーブル製造時、使用時に断線することが少なくなるため、高い信頼性を得られる。なお、アルミニウム合金材の伸びの上限は、特に限定されないが、例えば２０．０％である。
（４）アルミニウム合金材の用途
実施の形態のアルミニウム合金材は、銅系材料およびアルミニウム系材料が用いられている、特に繰返し運動するあらゆる用途が対象となり得る。アルミニウム合金材は、具体的には、電線やケーブル等の導電部材、集電体用のメッシュや網等の電池用部材、コネクタや端子等の電気接点用ばね部材、半導体用のボンディングワイヤー、発電機やモータに用いられる巻線等として好適に用いることができる。
実施の形態のアルミニウム合金材は、銅系材料およびアルミニウム系材料が用いられている、特に繰返し運動するあらゆる用途が対象となり得る。アルミニウム合金材は、具体的には、電線やケーブル等の導電部材、集電体用のメッシュや網等の電池用部材、コネクタや端子等の電気接点用ばね部材、半導体用のボンディングワイヤー、発電機やモータに用いられる巻線等として好適に用いることができる。
導電部材のより具体的な用途例としては、キャブタイヤケーブル、架空送電線、ＯＰＧＷ、地中電線、海底ケーブルなどの電力用電線、電話用ケーブルや同軸ケーブルなどの通信用電線、ロボットケーブル、有線ドローン用ケーブル、ＥＶ／ＨＥＶ用充電ケーブル、洋上風力発電用捻回ケーブル、エレベータケーブル、アンビリカルケーブル、電車用架線、ジャンパ線などの車両用電線、トロリ線などの機器用電線、自動車用ワイヤーハーネス、船舶用電線、飛行機用電線などの輸送用電線、バスバー、リードフレーム、フレキシブルフラットケーブル、避雷針、アンテナ、コネクタ、端子、ケーブルの編粗などが挙げられる。
ばね部材のより具体的な用途例としては、ばね電極、端子、コネクタ、半導体プローブ用ばねなどが挙げられる。
上記に加えて、アルミニウム合金材は、樹脂系材料、プラスチック材料、布などに導電性を持たせたり、強度や弾性率を制御せたりするために添加する金属繊維としても好適である。
（５）アルミニウム合金材の製造方法
アルミニウム合金材、例えばＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金線材は、曲げ歪の大きくなる表層近傍に小さな結晶粒を集積させながら、曲げ歪の小さい厚さ中心位置Ｃに比較的大きな結晶粒を存在させることにより、高耐屈曲疲労特性と伸びの両立を図ることができる。したがって、従来のアルミニウム合金材の製造方法で一般的に行われてきた、Ｍｇ−Ｓｉ化合物の析出硬化、あるいは、結晶を微細化させる方法とは、アプローチが大きく異なる。
アルミニウム合金材、例えばＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金線材は、曲げ歪の大きくなる表層近傍に小さな結晶粒を集積させながら、曲げ歪の小さい厚さ中心位置Ｃに比較的大きな結晶粒を存在させることにより、高耐屈曲疲労特性と伸びの両立を図ることができる。したがって、従来のアルミニウム合金材の製造方法で一般的に行われてきた、Ｍｇ−Ｓｉ化合物の析出硬化、あるいは、結晶を微細化させる方法とは、アプローチが大きく異なる。
実施の形態のアルミニウム合金材の好ましい製造方法では、所定の合金組成を有するアルミニウム合金素材に対し、最終加工として加工度で５以上の冷間加工［１］を行う。また、必要に応じて、冷間加工［１］の前に、表層の結晶粒径を微細にする前処理工程［２］、および、冷間加工［１］の後に、調質焼鈍［３］を行ってもよい。以下、詳しく説明する。
通常、金属材料に繰返し応力が加わると、金属結晶の変形の素過程として、弾性変形とともに結晶すべりが生じる。このような結晶すべりが生じ易い金属材ほど、その表面に亀裂発生点を作るため、耐屈曲疲労特性が低いといえる。そのため、金属材の高耐屈曲疲労特性化に当たっては、金属組織内で生じる結晶すべりを抑制することが重要となる。このような結晶すべりの阻害要因としては、金属組織内の結晶粒界の存在が挙げられる。このような結晶粒界は、金属材に応力が加わった際に、結晶すべりが金属組織内で伝播することを抑制でき、その結果、金属材の疲労特性は高められる。
そのため、金属材の高疲労寿命化にあたっては、金属組織内に結晶粒界を高密度で導入する、すなわち小さな結晶粒を集積させることが望ましいと考えられる。ここで、結晶粒界の形成機構としては、例えば、次のような金属組織の変形に伴う、金属結晶の分裂が考えられる。
通常、多結晶材料の内部では、隣接する結晶粒同士の方位の違いや、加工工具と接する表層近傍とバルク内部との間の歪みの空間分布に起因して、応力状態は、複雑な多軸状態となっている。これらの影響により、変形前に単一方位であった結晶粒が、変形に伴って複数の方位に分裂していき、分裂した結晶同士の間には方位差境界が形成される。
しかし、形成された方位差境界は、通常の１２配位の最密原子配列から乖離している構造で界面エネルギーを有する。そのため、通常の金属組織では、結晶粒界が一定密度以上になると、増加した内部エネルギーが駆動力となり、動的もしくは静的な回復や再結晶が起きると考えられる。そのため、通常は、変形量を増やしても、結晶粒界の増加と減少が同時に起きるため、粒界密度は飽和状態になると考えられる。
このような現象は、従来の金属組織である純アルミニウムや純銅における加工度と引張強度の関係とも一致する。通常の金属組織である純アルミニウムや純銅は、比較的低い加工度では引張強度の向上（硬化）がみられるが、加工度が増すほど硬化量は飽和する傾向にある。ここで、加工度は、上述の金属組織に加わる変形量に対応し、硬化量の飽和は粒界密度の飽和に対応すると考えられる。
また、単に加工を行うだけでは、耐屈曲疲労特性は上昇する一方で、延性が低下していき、加工時や使用時に、断線しやすくなるといった問題がある。これは、結晶内に転位が多量に導入されるため転位密度が飽和し、それ以上の塑性変形を許容できなくなるためと考えられる。
これに対し、実施の形態のアルミニウム合金材では、加工度が増すとともに表層での結晶粒界密度の増加、すなわち小さな結晶粒の集積が継続し、耐屈曲疲労特性が向上し続けることがわかった。これは、アルミニウム合金材が、上記合金組成を有することにより、結晶粒界密度の増加を促進し、金属組織内で結晶粒界が一定密度以上になっても、内部エネルギーの増加を抑制できることによるものと考えられる。その結果、金属組織内での回復や再結晶を防止でき、効果的に金属組織内に結晶粒界を増加できると考えられる。
このようなＭｇとＳｉの複合添加による結晶微細化のメカニズムは必ずしも明らかではないが、（ｉ）転位といった格子欠陥と強い相互作用を持つＭｇが、結晶の微細化を促進することで、結晶分断を促進すること、（ｉｉ）Ａｌ原子に対して原子半径の大きいＭｇ原子と小さいＳｉ原子とが粒界での原子配列のミスマッチを緩和することで、加工に伴う内部エネルギーの増加を効果的に抑制できることによるものと考えられる。
また、実施の形態のアルミニウム合金材では、特に、その表面に塑性ひずみが導入されるため、表層近傍では非常に微細な結晶である一方で、厚さ中心位置Ｃは比較的大きな結晶が残ったままである。このような結晶組織を持つことで、曲げ変形時には、表層の微細な結晶が有効に働き、伸びに対しては、厚さ中心位置Ｃの大きな結晶が有効に働く。
実施の形態のアルミニウム合金材の製造方法では、冷間加工［１］における加工度を５以上とする。特に、大きな加工度による加工を行うことにより、金属組織の変形に伴う金属結晶の分裂を促すことができ、アルミニウム合金材の内部に結晶粒界を高密度で導入できる。その結果、アルミニウム合金材の表層では小さな結晶粒が集積し、耐屈曲疲労特性が大幅に向上する。このような加工度は、好ましくは６以上、より好ましくは７以上とする。また加工度の上限は特に規定されないが、通常は１５以下である。
なお、加工度ηは、加工前の断面積をｓ１、加工後の断面積をｓ２（ｓ１＞ｓ２）とするとき、下記式（１）で表される。加工度（無次元）：η＝ｌｎ（ｓ１／ｓ２） ・・・（１）
冷間加工［１］の方法は、目的とするアルミニウム合金材の形状（線棒材、板材、条、箔など）に応じて適宜選択すればよく、例えばカセットローラーダイス、溝ロール圧延、丸線圧延、ダイス等による引抜き加工、スエージング等が挙げられる。また、上記のような加工における諸条件（潤滑油の種類、加工速度、加工発熱等）は、公知の範囲で適宜調整すればよい。
加えて、冷間加工［１］の前に前処理工程［２］を行ってもよい。前処理工程［２］については、ショットピーニング、押出し、スエージング、スキンパス、圧延、再結晶法等が挙げられる。これにより、冷間加工［１］の前段階で、アルミニウム合金材の表層と内部との間で結晶粒径に勾配を付けることができ、冷間加工［１］後の結晶組織を、より微細に、かつ、結晶粒径の勾配を大きくすることができる。上記工程における諸条件（加工速度、加工発熱、温度等）は、公知の範囲で適宜焼成すればよい。
アルミニウム合金素材は、上記合金組成を有するものであれば特に限定はなく、例えば、押出材、鋳塊材、熱間圧延材、冷間圧延材等を、使用目的に応じて適宜選択して用いることができる。
また、残留応力の解放や伸びの向上を目的として、冷間加工［１］の後に調質焼鈍［３］を行ってもよい。調質焼鈍［３］の処理温度は５０〜２００℃とする。調質焼鈍［３］の処理温度が５０℃未満の場合には、上記のような効果が得られにくく、２００℃を超える場合には、回復や再結晶によって結晶粒の成長が起き、耐屈曲疲労特性が低下する。また、調質焼鈍［３］の保持時間は好ましくは１〜４８時間である。なお、このような熱処理の諸条件は、不可避不純物の種類や量、およびアルミニウム合金素材の固溶・析出状態によって、適宜調節することができる。
上述のように、アルミニウム合金素材に対し、ダイスによる引抜きや圧延等の方法により、高い加工度の加工が行われる。そのため、結果として、長尺のアルミニウム合金材が得られる。一方、粉末焼結、圧縮ねじり加工、Ｈｉｇｈ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｔｏｒｓｉｏｎ（ＨＰＴ）、鍛造加工、Ｅｑｕａｌ Ｃｈａｎｎｅｌ Ａｎｇｕｌａｒ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ（ＥＣＡＰ）等のような従来のアルミニウム合金材の製造方法では、このような長尺のアルミニウム合金材を得ることは難しい。実施の形態のアルミニウム合金材は、好ましくは１０ｍ以上の長さで製造される。なお、製造時のアルミニウム合金材の長さの上限は、特に設けないが、作業性等を考慮し、５００００ｍとすることが好ましい。
また、実施の形態のアルミニウム合金材は、その表層の結晶粒の微細化のために加工度を大きくすることが有効である。そのため、線材を作製する場合には、細径にするほど、また、板材や箔を作製する場合には、薄厚にするほど、実施の形態のアルミニウム合金材の構成を実現し易い。
特に、アルミニウム合金材が線材である場合、その線径は、好ましくは１．５０ｍｍ以下、より好ましくは０．７５ｍｍ以下、さらに好ましくは０．３０ｍｍ以下、特に好ましくは０．１０ｍｍ以下である。なお、線径の下限は、特に設けないが、作業性等を考慮し、０．０１ｍｍであることが好ましい。
また、アルミニウム合金材が板材である場合、その板厚は、好ましくは２．００ｍｍ以下、より好ましくは１．５０ｍｍ以下、さらに好ましくは１．００ｍｍ以下、特に好ましくは０．５０ｍｍ以下である。なお、板厚の下限は、特に設けないが、作業性等を考慮し、０．０２ｍｍであることが好ましい。
上述のようにアルミニウム合金材は、細くまたは薄く加工されるが、このようなアルミニウム合金材を複数用意し、これらを接合して太くまたは厚くして、目的の用途に使用することもできる。なお、接合の方法は、公知の方法を用いることができ、例えば圧接、溶接、接着剤による接合、摩擦攪拌接合等が挙げられる。また、アルミニウム合金材が線材である場合には、複数本束ねて撚り合わせ、アルミニウム合金撚線として、目的の用途に使用することもできる。なお、上記調質焼鈍［３］は、上記冷間加工［１］を行ったアルミニウム合金材を、接合あるいは撚り合わせによる加工を行った後に、行ってもよい。
これまで説明した実施の形態によれば、上記の製造方法によって、所定の合金組成を有すると共に、細長形状の結晶粒が一方向に揃った延在状態の金属組織を有するアルミニウム合金材を製造することができる。このアルミニウム合金材は、厚さ位置Ｄにおける平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下であり、かつ、比（Ｒ２／Ｒ１）が１．８以上である。そのため、アルミニウム合金材は、従来のアルミニウム合金材の耐屈曲疲労特性を大きく超え、銅系の金属材料に匹敵する耐屈曲疲労特性を持ちながらも、伸びに優れる。このようなアルミニウム合金材の線材は、銅系の導電部材の代替となり得る。
以上、実施の形態について説明したが、本発明は上記実施の形態に限定されるものではなく、本発明の概念および特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
次に、実施例および比較例について説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
（実施例１〜４）
実施例１〜４は、表１に示す合金組成を有する直径１０ｍｍの棒材を用い、前処理工程［２］として直径１ｍｍの鋼球を用いてショットピーニング加工を行った後、表１にそれぞれ示す製造条件Ａ〜Ｄにて、いずれも線径０．５〜０．０５ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
実施例１〜４は、表１に示す合金組成を有する直径１０ｍｍの棒材を用い、前処理工程［２］として直径１ｍｍの鋼球を用いてショットピーニング加工を行った後、表１にそれぞれ示す製造条件Ａ〜Ｄにて、いずれも線径０．５〜０．０５ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
（実施例５〜８）
実施例５〜８は、表１に示す合金組成を有する直径６０ｍｍの棒材を用い、前処理工程［２］としてスエージング加工により棒材を直径１０ｍｍとした後、表１にそれぞれ示す製造条件Ａ〜Ｄにて、いずれも線径０．５〜０．０５ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
実施例５〜８は、表１に示す合金組成を有する直径６０ｍｍの棒材を用い、前処理工程［２］としてスエージング加工により棒材を直径１０ｍｍとした後、表１にそれぞれ示す製造条件Ａ〜Ｄにて、いずれも線径０．５〜０．０５ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
（実施例９〜１５）
実施例９〜１５は、表１に示す合金組成を有する直径１０ｍｍの棒材を用い、前処理工程［２］として線引きダイスを用い、１パス減面率＜５％のスキンパス加工を行った後、表１にそれぞれ示す製造条件Ａ〜Ｄ、Ｃ、Ｄ、Ｃにて、いずれも線径０．５〜０．０５ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
実施例９〜１５は、表１に示す合金組成を有する直径１０ｍｍの棒材を用い、前処理工程［２］として線引きダイスを用い、１パス減面率＜５％のスキンパス加工を行った後、表１にそれぞれ示す製造条件Ａ〜Ｄ、Ｃ、Ｄ、Ｃにて、いずれも線径０．５〜０．０５ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
（実施例１６〜１８）
実施例１６〜１８は、表１に示す合金組成を有する直径６０ｍｍの棒材を用い、前処理工程［２］としてスエージング加工により棒材を直径３０ｍｍとした後、表１にそれぞれ示す製造条件Ａ、Ａ、Ｄにて、いずれも線径１．５〜０．２ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
実施例１６〜１８は、表１に示す合金組成を有する直径６０ｍｍの棒材を用い、前処理工程［２］としてスエージング加工により棒材を直径３０ｍｍとした後、表１にそれぞれ示す製造条件Ａ、Ａ、Ｄにて、いずれも線径１．５〜０．２ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
（比較例１〜４）
比較例１〜４は、表１に示す合金組成を有する直径１０ｍｍの棒材を用い、表１にそれぞれ示す製造条件Ｃ、Ｃ、Ｆ、Ｃにて、線径０．１５ｍｍ、３．７ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
比較例１〜４は、表１に示す合金組成を有する直径１０ｍｍの棒材を用い、表１にそれぞれ示す製造条件Ｃ、Ｃ、Ｆ、Ｃにて、線径０．１５ｍｍ、３．７ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
（比較例５）
表１に示す合金組成を有し、表１に示す製造条件Ｅにて、線径０．０８ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
表１に示す合金組成を有し、表１に示す製造条件Ｅにて、線径０．０８ｍｍのアルミニウム合金線材を作製した。
なお、表１に示す製造条件Ａ〜Ｆは、具体的には以下のとおりである。
＜製造条件Ａ＞
準備した棒材に対し、加工度６．０の冷間加工［１］を行った。なお、調質焼鈍［３］は行わなかった。
準備した棒材に対し、加工度６．０の冷間加工［１］を行った。なお、調質焼鈍［３］は行わなかった。
＜製造条件Ｂ＞
冷間加工［１］の加工度を８．５とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
冷間加工［１］の加工度を８．５とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｃ＞
冷間加工［１］の加工度を１１．０とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
冷間加工［１］の加工度を１１．０とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｄ＞
準備した棒材に対し、加工度８．５の冷間加工［１］を行い、その後、処理温度１００℃、保持時間５時間の条件で調質焼鈍［３］を行った。
準備した棒材に対し、加工度８．５の冷間加工［１］を行い、その後、処理温度１００℃、保持時間５時間の条件で調質焼鈍［３］を行った。
＜製造条件Ｆ＞
冷間加工［１］の加工度を２．０とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
冷間加工［１］の加工度を２．０とした以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
（比較例５）
＜製造条件Ｅ＞
グラファイトルツボ内に、純度が９９．９５％のアルミニウム、純度が９９．９５％のマグネシウム、純度が９９．９９％のケイ素、純度が９９．９５％の鉄をそれぞれ所定量投入し、高周波誘導加熱により７２０℃で撹拌溶融して、Ａｌ−０．６０質量％Ｍｇ−０．３０質量％Ｓｉ−０．０５質量％Ｆｅの合金組成を有する溶湯を製造した。続いて、この溶湯をグラファイトダイスが設けられた容器に移し、水冷したグラファイトダイスを介して、約３００ｍｍ／分の鋳造速度で１０ｍｍφ、長さが１００ｍｍのワイヤを連続鋳造した。そして、ＥＣＡＰ法によって４．０の累積相当ひずみを導入した。この段階の再結晶化温度は３００℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２５０℃にて２時間の事前加熱を行った。次に、加工度０．３４の第１の伸線処理を施した。この段階の再結晶化温度は３００℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２６０℃にて２時間の１次熱処理を行った。その後、水冷した伸線ダイス内を５００ｍｍ／分の引き抜き速度で通過させて、加工度９．３の第２の伸線処理を行った。この段階の再結晶化温度は２８０℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２２０℃にて１時間の２次熱処理を行って、線径０．０８ｍｍのアルミニウム合金線材を得た。
＜製造条件Ｅ＞
グラファイトルツボ内に、純度が９９．９５％のアルミニウム、純度が９９．９５％のマグネシウム、純度が９９．９９％のケイ素、純度が９９．９５％の鉄をそれぞれ所定量投入し、高周波誘導加熱により７２０℃で撹拌溶融して、Ａｌ−０．６０質量％Ｍｇ−０．３０質量％Ｓｉ−０．０５質量％Ｆｅの合金組成を有する溶湯を製造した。続いて、この溶湯をグラファイトダイスが設けられた容器に移し、水冷したグラファイトダイスを介して、約３００ｍｍ／分の鋳造速度で１０ｍｍφ、長さが１００ｍｍのワイヤを連続鋳造した。そして、ＥＣＡＰ法によって４．０の累積相当ひずみを導入した。この段階の再結晶化温度は３００℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２５０℃にて２時間の事前加熱を行った。次に、加工度０．３４の第１の伸線処理を施した。この段階の再結晶化温度は３００℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２６０℃にて２時間の１次熱処理を行った。その後、水冷した伸線ダイス内を５００ｍｍ／分の引き抜き速度で通過させて、加工度９．３の第２の伸線処理を行った。この段階の再結晶化温度は２８０℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２２０℃にて１時間の２次熱処理を行って、線径０．０８ｍｍのアルミニウム合金線材を得た。
［評価］
上記実施例および比較例で得られたアルミニウム合金線材を用いて、下記に示す特性評価を行った。各特性の評価条件は下記の通りである。結果を表１に示す。
上記実施例および比較例で得られたアルミニウム合金線材を用いて、下記に示す特性評価を行った。各特性の評価条件は下記の通りである。結果を表１に示す。
［１］合金組成
ＪＩＳ Ｈ１３０５：２００５に準じて、発光分光分析法によって行った。なお、測定は、発光分光分析装置（株式会社日立ハイテクサイエンス製）を用いて行った。
ＪＩＳ Ｈ１３０５：２００５に準じて、発光分光分析法によって行った。なお、測定は、発光分光分析装置（株式会社日立ハイテクサイエンス製）を用いて行った。
［２］組織観察
金属組織の観察は、走査イオン顕微鏡（ＳＭＩ３０５０ＴＢ、セイコーインスツル株式会社製）を用い、ＳＩＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｉｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察により行った。加速電圧３０ｋＶにて観察を行った。
金属組織の観察は、走査イオン顕微鏡（ＳＭＩ３０５０ＴＢ、セイコーインスツル株式会社製）を用い、ＳＩＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｉｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察により行った。加速電圧３０ｋＶにて観察を行った。
観察用試料は、上記アルミニウム合金線材の長手方向（加工方向）に平行な断面、および、垂直な断面について、ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）により厚さ１００ｎｍ±２０ｎｍで切断し、イオンミリングで仕上げたものを用いた。
ＳＩＭ観察では、グレーコントラストを用い、コントラストの違いを結晶の方位として、コントラストが不連続に異なる境界を結晶粒界として認識した。なお、電子線の回折条件によっては、結晶方位が異なっていてもグレーコントラストに差がない場合がある。その場合には、電子顕微鏡の試料ステージ内における直交する２本の試料回転軸によって±３°ずつ傾けて電子線と試料の角度を変えて、複数の回折条件で観察面を撮影し、粒界を認識した。なお観察視野は、（１５〜４０）μｍ×（１５〜４０）μｍとし、上記加工方向に平行および垂直な断面において、中心部、および、線材表面から線径の１／２０に相当する厚さ位置の部分を観察した。観察倍率は、結晶粒の大きさに応じて、適宜調整した。
そして、ＳＩＭ観察を行った際に撮影した画像から、アルミニウム合金線材の長手方向（加工方向）に平行な断面において、繊維状の金属組織の有無を判断した。繊維状の金属組織が観察された場合に、繊維状の金属組織が「有」と評価した。
さらに、それぞれの観察視野において、結晶粒のうち任意の１００個を選択し、平均結晶粒径Ｒ１、平均結晶粒径Ｒ２、長手方向寸法Ｌ１、短手方向寸法Ｌ２を測定した。そして、得られた測定値について結晶粒１００個の平均値を算出し、平均結晶粒径Ｒ１、比（Ｒ２／Ｒ１）、アスペクト比（Ｌ１／Ｌ２）を求めた。なお、一部の比較例については、平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍよりも明らかに大きかったので、４００ｎｍよりも大きい結晶粒を選択せずに、選択する結晶粒を１００個から減らして、それぞれの平均値を算出した。また、明らかにアスペクト比（Ｌ１／Ｌ２）が１０以上のものについては、アスペクト比（Ｌ１／Ｌ２）を一律に１０以上（表１では、「≧１０」と表示。）とした。
［３］耐屈曲疲労特性
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％および±０．２５％の歪み振幅の曲げ歪みが与えられる治具を使用して、繰返し曲げを実施することにより、繰返し破断回数を測定した。この試験は、各実施例ににつき、４本の線材を用意し、線材４本を１本ずつ測定し、その平均値（Ｎ＝４）を求めた。図３に示すように、アルミニウム合金線材１を、曲げ治具２及び３の間を約１ｍｍ空けて挿入し、曲げ治具２及び３に沿わせるように繰返し運動をさせた。巻癖のついた線材は、引張歪を付与することで真直とし、試験中に一定の場所に繰返し曲げ歪が付与されるようにした。アルミニウム合金線材１の一端は、繰返し曲げが実施できるよう押さえ治具５に固定し、もう一端には、アルミニウム合金線材１の０．２％耐力の１〜５％の負荷応力となるような重り４をぶら下げた。試験中は押さえ治具５が動くため、それに固定されているアルミニウム合金線材１も動き、繰返し曲げが実施できる。繰返しは１分間に１００回の条件で行い、アルミニウム合金線材１が破断すると、重り４が落下し、カウントを停止する仕組みになっている。また、アルミニウム合金線材１は、従来のアルミニウム合金線材よりも強度が高く、重り４の重量が通常の繰返し曲げ試験よりも重くなる傾向があるため、曲げ治具２及び３での摩耗を抑制することを目的として、曲げ治具２及び３にＰＴＦＥ製テープを貼付した。
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％および±０．２５％の歪み振幅の曲げ歪みが与えられる治具を使用して、繰返し曲げを実施することにより、繰返し破断回数を測定した。この試験は、各実施例ににつき、４本の線材を用意し、線材４本を１本ずつ測定し、その平均値（Ｎ＝４）を求めた。図３に示すように、アルミニウム合金線材１を、曲げ治具２及び３の間を約１ｍｍ空けて挿入し、曲げ治具２及び３に沿わせるように繰返し運動をさせた。巻癖のついた線材は、引張歪を付与することで真直とし、試験中に一定の場所に繰返し曲げ歪が付与されるようにした。アルミニウム合金線材１の一端は、繰返し曲げが実施できるよう押さえ治具５に固定し、もう一端には、アルミニウム合金線材１の０．２％耐力の１〜５％の負荷応力となるような重り４をぶら下げた。試験中は押さえ治具５が動くため、それに固定されているアルミニウム合金線材１も動き、繰返し曲げが実施できる。繰返しは１分間に１００回の条件で行い、アルミニウム合金線材１が破断すると、重り４が落下し、カウントを停止する仕組みになっている。また、アルミニウム合金線材１は、従来のアルミニウム合金線材よりも強度が高く、重り４の重量が通常の繰返し曲げ試験よりも重くなる傾向があるため、曲げ治具２及び３での摩耗を抑制することを目的として、曲げ治具２及び３にＰＴＦＥ製テープを貼付した。
繰返し破断回数は、ひずみ振幅±０．１７％では１００万回（１０６）回以上を良好とし、ひずみ振幅±０．２５％では１０万回（１０５）回以上を良好とした。
［４］伸び
ＪＩＳ Ｚ２２４１：２００１に準じて、精密万能試験機（株式会社島津製作所製）を用いて、引張試験を行い、伸びを測定した。なお、この試験は、評点間距離を１０ｃｍ、変形速度を１０ｍｍ／分の条件で実施した。また、各実施例ににつき、３本の線材を用意し、線材３本を１本ずつ測定し、その平均値（Ｎ＝３）を各線材の伸びとした。伸びは大きいほど好ましく、３．０％以上を合格レベルとした。
ＪＩＳ Ｚ２２４１：２００１に準じて、精密万能試験機（株式会社島津製作所製）を用いて、引張試験を行い、伸びを測定した。なお、この試験は、評点間距離を１０ｃｍ、変形速度を１０ｍｍ／分の条件で実施した。また、各実施例ににつき、３本の線材を用意し、線材３本を１本ずつ測定し、その平均値（Ｎ＝３）を各線材の伸びとした。伸びは大きいほど好ましく、３．０％以上を合格レベルとした。
実施例１のアルミニウム合金線材の金属組織の様子を示すＳＩＭ画像を図４〜６に示す。図４は、アルミニウム合金線材の長手方向に平行な断面を示すＳＩＭ画像である。図５は、アルミニウム合金線材の長手方向に垂直な断面における、線材表面から線径の１／２０に相当する厚さ位置の部分を示すＳＩＭ画像である。図６は、アルミニウム合金線材の長手方向に垂直な断面の中心部を示すＳＩＭ画像である。
図４に示されるように、アルミニウム合金線材において、繊維状の金属組織が観察された。また、図５に示すように、線材表面から線径の１／２０に相当する厚さ位置の部分では、平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下であり、図６に示すように、中心部では、比較的大きな結晶粒径を保った状態であった。
１ アルミニウム合金線材
２、３ 曲げ治具
４ 重り
５ 押さえ治具
２、３ 曲げ治具
４ 重り
５ 押さえ治具
Claims (9)
- 質量％で、Ｍｇ：０．２０〜１．８０％、Ｓｉ：０．２０〜２．００％およびＦｅ：０．０１〜１．５０％を含有し、さらに、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎの群から選択される１種以上の元素：合計で０．００〜２．００％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、結晶粒が一方向に沿って延在した繊維状の金属組織を有し、前記結晶粒が延在する長手方向に垂直なアルミニウム合金材の断面において、前記アルミニウム合金材の表面から、前記アルミニウム合金材の厚さの１／２０に相当する厚さ位置Ｄに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ１が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記アルミニウム合金材の厚さ中心位置Ｃに存在する結晶粒における平均結晶粒径Ｒ２の、前記厚さ位置Ｄにおける前記平均結晶粒径Ｒ１に対する比（Ｒ２／Ｒ１）が１．８以上であることを特徴とするアルミニウム合金材。
- 前記結晶粒が延在する長手方向に平行なアルミニウム合金材の断面において、前記厚さ位置Ｄに存在する結晶粒は、前記長手方向に測定した長手方向寸法Ｌ１と前記長手方向に垂直な方向に測定した短手方向寸法Ｌ２との比（Ｌ１／Ｌ２）が１０以上である請求項１に記載のアルミニウム合金材。
- 前記アルミニウム合金材が線材である請求項１または２に記載のアルミニウム合金材。
- 前記線材の線径が０．０１〜１．５０ｍｍである請求項３に記載のアルミニウム合金材。
- 前記アルミニウム合金材が板材である請求項１または２に記載のアルミニウム合金材。
- 前記板材の板厚が０．０２〜２．００ｍｍである請求項５に記載のアルミニウム合金材。
- 請求項３〜６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いたケーブル。
- 請求項３〜６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた電線。
- 請求項３〜６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いたばね部材。
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