JPWO2020158683A1

JPWO2020158683A1 - アルミニウム合金材およびこれを用いた、導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品、キャブタイヤケーブル

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Publication number: JPWO2020158683A1
Application number: JP2020528069A
Authority: JP
Inventors: 洋金子
Original assignee: THE FURUKAW ELECTRIC CO., LTD.
Current assignee: THE FURUKAW ELECTRIC CO., LTD.
Priority date: 2019-01-31
Filing date: 2020-01-27
Publication date: 2021-02-18
Anticipated expiration: 2040-01-27
Also published as: EP3919643B1; CN113039302B; KR102613710B1; CN113039302A; KR20210078495A; EP3919643C0; EP3919643A4; US20220010411A1; EP3919643A1; JP6858311B2; WO2020158683A1

Abstract

鉄系や銅系の金属材料の代替となり得る高い耐力と、細い径でも一定の破断伸びを有するアルミニウム合金材を提供すること。本発明のアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．２０〜１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０〜２．００質量％およびＦｅ：０．０１〜１．５０質量％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、複数の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し、一方向に平行な断面において、複数の結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、断面を厚さ方向に見て、中央部に位置する１００００μｍ２の観察領域に、長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、特定空隙の存在個数が１５個以下であることを特徴としている。

Description

本発明は、アルミニウム合金材、特に高強度と加工性に優れたアルミニウム合金材に関する。このようなアルミニウム合金材は、幅広い用途（例えば、導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品、キャブタイヤケーブル等）に用いられる。

近年、金属製の細線を撚る、編む、織る、結ぶ、繋げる、接続する等の手法により、三次元の構造物を造形する技術が開発されている。このような手法は、例えばＷｉｒｅ−ＷｏｖｅｎＣｅｌｌｕｌａｒＭａｔｅｒｉａｌｓとして検討が進められており、電池用の部品や、ヒートシンク、衝撃吸収部材等への応用が期待されている。

また、上記のような金属製の細線としては、鉄系や銅系の線材が広く用いられてきたが、最近では、鉄系や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、特に弾性係数が小さく、しなやかに弾性変形す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、鉄系や銅系の金属材料に比べて耐力（材料に応力を負荷したときに塑性変形を開始する応力をいい、降伏応力とも呼ばれる。）が低いという問題があった。アルミニウム合金の中でも、２０００系（Ａｌ−Ｃｕ系）や７０００系（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）は、耐力が比較的高いが、耐食性、耐応力腐食割れ性、加工性等が十分ではない。

そのため、最近では、ＭｇとＳｉを含有し、電気や熱の伝導性および耐食性に優れる６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）のアルミニウム合金材が広く用いられている。しかし、このような６０００系のアルミニウム合金材の耐力は十分ではないため、更なる高強度化が望まれている。

このようなアルミニウム合金材の高強度化の方法としては、非晶質相を備えたアルミニウム合金素材の結晶化による方法（特許文献１）や、ＥＣＡＰ法による微細結晶粒形成方法（特許文献２）、室温以下の温度で冷間加工を施すことによる微細結晶粒形成方法（特許文献３）、カーボンナノファイバーを分散させる方法（特許文献４）等が知られている。しかし、これらの方法は、いずれも製造されるアルミニウム合金材の大きさが小さく、工業的な実用化が難しかった。

また、特許文献５には、圧延温度の制御によって微細組織を有するＡｌ−Ｍｇ系合金を得る方法が開示されている。この方法は、工業量産性に優れるが、得られるＡｌ−Ｍｇ系合金の更なる高強度化が課題だった。

また、一般的に、材料の断面積が小さい場合、材料の破断伸びは低下する。一つの例として、軟銅線の破断伸びについて説明する。軟銅線の降伏強度は線径によらず、ほぼ一定である。軟銅線は、あらゆる金属材料の中でも、最も破断伸びが高い材質の一つである。下記表１に、ＡＳＴＭＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＢ３−１３ “ＳｔａｎｄａｒｄＳｐｅｃｉｆｉｃａｔｉｏｎｆｏｒＳｏｆｔｏｒＡｎｎｅａｌｅｄＣｏｐｐｅｒＷｉｒｅ”から引用した、軟銅線における線径と破断伸びの下限値の関係を示す。

この表１から分かるように、破断伸びの規定値は、線径が８．２５２ｍｍ以上では３５％と高いのに対し、同２．９０６ｍｍ以上７．３４８ｍｍ以下では３０％、同０．５７４ｍｍ以上２．５８８ｍｍ以下では２５％、同０．２８７ｍｍ以上０．５１１ｍｍ以下では２０％、同０．０７９ｍｍ以上０．２５４ｍｍ以下では１５％と、線径が細いほど小さい。特に１ｍｍ以下の線径では、細径化に伴う破断伸びの低下が著しい。そこで、例えば１ｍｍ以下のような細い線径において、特に破断伸びを高めることが求められている。

また、例えば上述のような三次元の構造体を造形するための細線として、アルミニウム合金材を用いる場合には、耐力と破断伸びの両方を向上することが望まれる。しかしながら、この破断伸びと耐力は、通常、相反する特性であるため、耐力と破断伸びの両方を向上させることは容易ではない。

特開平５−３３１５８５号公報特開平９−１３７２４４号公報特開２００１−１３１７２１号公報特開２０１０−１５９４４５号公報特開２００３−０２７１７２号公報

本発明は、鉄系や銅系の金属材料の代替となり得る高い耐力と、細い径でも一定の破断伸びを有するアルミニウム合金材ならびにこれを用いた導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品およびキャブタイヤケーブルを提供することを目的とする。

本発明者は、鋭意研究を重ねた結果、アルミニウム合金材が、所定の合金組成を有するとともに、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し、前記一方向に平行な断面において、前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ^２あたり１５個以下であることによって、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高い耐力と、優れた破断伸びとを兼ね備えた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。

すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
（１）Ｍｇ：０．２０〜１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０〜２．００質量％およびＦｅ：０．０１〜１．５０質量％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、複数の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し、前記一方向に平行な断面において、複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ^２あたり１５個以下であることを特徴とする、アルミニウム合金材。
（２）Ｍｇ：０．２０〜１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０〜２．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．５０質量％、およびＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種以上：合計で２．００質量％以下を含有し、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、複数の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し、前記一方向に平行な断面において、複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ^２あたり１５個以下であることを特徴とする、アルミニウム合金材。
（３）複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値に対する、複数の前記特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４〜１５である、上記（１）または（２）に記載のアルミニウム合金材。
（４）表面がＣｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ、ＰｄおよびＰｔからなる群から選択される少なくとも１種以上の金属で被覆されている、上記（１）、（２）または（３）に記載のアルミニウム合金材。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、導電部材。
（６）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、電池用部材。
（７）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、締結部品。
（８）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、バネ用部品。
（９）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、構造用部品。
（１０）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、キャブタイヤケーブル。

本発明によれば、アルミニウム合金材が、所定の合金組成を有するとともに、複数の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し、前記一方向に平行な断面において、複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ^２あたり１５個以下であることによって、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高い耐力と、細い径でも一定の破断伸びを有するアルミニウム合金材並びにこれを用いた導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品およびキャブタイヤケーブルが得ることができる。

「中央部」を説明するための図である。本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を概略的に示す斜視図である。アルミニウム合金材中の空隙に印加される応力の模式図である。アルミニウム合金材中の空隙の模式図である。ＴＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＴＥＭ画像の一部である。比較例１０のＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部であって、（ａ）が、一視野全体を写したＳＥＭ画像、（ｂ）が、特定空隙の個数の計測方法を説明するための拡大ＳＥＭ画像、（ｃ）が、（ａ）のＳＥＭ画像に特定空隙の存在箇所を付した画像である。本発明例３１のＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。

以下、本発明のアルミニウム合金材の好ましい実施形態について、詳細に説明する。本発明に従うアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．２０〜１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０〜２．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．５０質量％を含有し、さらに必要に応じて、ＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種以上：合計で２．００質量％以下、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、複数の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アルミニウム合金材であって、前記一方向に平行な断面において、複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ^２あたり１５個以下であることを特徴とするものである。

ここで、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いう。ここで「方位差境界」とは、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）や、走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）、走査イオン顕微鏡（ＳＩＭ）等を用いて金属組織を観察した場合に、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いう。また、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法は、方位差境界の間隔のうち最大ものに対応する。

また、本明細書において、「断面」とはアルミニウム合金材を特定の方向に切断した場合に露出される切断面のことをいう。

さらに、本明細書において、「加工方向」とは、延伸加工（伸線、圧延）の進行方向をいう。例えば、アルミニウム合金材が線棒材の場合、線棒材の長手方向（線径に垂直な方向）が伸線方向に対応する。また、アルミニウム合金材が板材の場合には、圧延加工したままの状態での長手方向が圧延方向に対応する。なお、板材の場合、圧延加工後に所定の大きさに裁断され、小片化されることがあるが、この場合、裁断後の長手方向は必ずしも加工方向に一致しないが、この場合であっても板材表面の加工面から圧延方向を確認することができる。

そして、本明細書において、「厚さ方向」とは、アルミニウム合金材が線棒材の場合には線径方向、アルミニウム合金材が板材の場合には厚さ方向をいう。ここで、「中央部」を説明するための図を、図１に示す。図１は、紙面の左右方向に加工方向を有するアルミニウム合金材の断面を示している。なお、アルミニウム合金材の形状としては、例えば線棒材や板材が挙げられるが、いずれの形状であっても、加工方向と平行な断面は図１のようになる。図１に示すように、このアルミニウム合金材は、厚さｈの矩形の断面を有している。このような板材において、「中央部」とは、板材表面から、板材厚さｈの２分の１の寸法ｈ／２だけ厚さ方向に移動した位置を中心とする部分をいう。そして、以上の図１に示す断面において、「中央部」を含む１００００μｍ^２の範囲（観察視野（観察領域）：長手方向（９８〜１４８μｍ）×厚さ方向（７３〜１１０μｍ））において、含まれる長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数を求める。同様の観察を、無作為に選択した計５つの視野において行い、特定空隙の数の平均値を求める。このようにして求めた特定空隙の平均値を「特定空隙の存在個数」とする。

本発明に係るアルミニウム合金材は、複数の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。ここで、本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を概略的に示す斜視図を、図２に示す。この図２に示されるように、本発明のアルミニウム合金材は、複数の細長形状の結晶粒１０が一方向、図２では長手方向Ｘに揃って延在状態となった繊維状組織を有している。このような細長形状の結晶粒は、従来の微細な結晶粒や、単にアスペクト比が大きい扁平な結晶粒とは大きく異なる。すなわち、本発明の結晶粒は、繊維のような細長い形状で、複数の結晶粒の長手方向Ｘに垂直な方向の最大寸法ｔの平均値が４００ｎｍ以下である。このような微細な結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織は、従来のアルミニウム合金材には存在しなかった新規な金属組織と言える。

上記金属組織を有する本発明のアルミニウム合金材は、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高強度（例えば、０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上）と、優れた破断伸び（例えば、アルミニウム合金材が線材である場合には、２％以上）とを両立して実現し得る。

結晶粒径を微細にすることは、強度を高める以外にも、粒界腐食を改善する作用、繰り返し変形に対する疲労特性を改善する作用、塑性加工した後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等に直結し、材料の機能を全般的に高める効果がある。

また、本発明に係るアルミニウム合金材は、その断面において、アルミニウム合金材の中央部１００００μｍ^２の範囲を観察した場合に、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数が、１５個以下である。アルミニウム合金材中に、長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が多数存在すると、破断伸びが著しく低下する。図３は、アルミニウム合金材中の空隙（特定空隙を含む）に印加される応力の模式図である。アルミニウム合金材に対し、長手方向に引っ張ると、長手方向に垂直な方向に延びた空隙では、その端部に応力が集中する。このような空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法（ａ）が１．０μｍ以上であると空隙の端部に印加される応力が特に大きくなり、アルミニウム合金材の破壊の起点となる。

空隙の数を低減させることは、電気や熱の伝導性を向上させる作用、叩き加工等を受けても割れが発生しにくいような展性を向上させる作用、ねじり加工性を向上させる作用等に直結し、材料の機能を全般的に高める効果がある。破断伸びを向上させるにとどまらない効果・作用がある。

特に複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状組織が転位の運動を妨げることにより高い強度を示す材料では、従来の非繊維状組織とは異なり、延性向上へのメカニズムとその作用効果の程度が全く異なる。繊維状の金属組織を有し高強度を実現する場合には、転位が動きにくいためにクラックの先端の応力が開放されず、わずかな材料内部の不均一点が、変形時の応力集中点となり、繊維状結晶の破壊の起点となり得る。このために繊維状の結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法が小さいほど、特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法を小さくすることが好ましい。このような観点から、複数の繊維状の結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値に対する、複数の特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値は４〜１５であることが好ましく、５〜１０であることがより好ましい。なお、どのような寸法の空隙をどの程度低減すれば、その作用効果を最適化し強度特性との両立を図れるのかは、非繊維状組織からは類推できない。

なお、「複数の特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値」は、次のようにして算出する。図１に示す断面において、「中央部」を含む１００００μｍ^２の範囲（観察視野：長手方向（９８〜１４８μｍ）×厚さ方向（７３〜１１０μｍ））において、１つの視野に含まれる全ての特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法を測定する。同様の観察を無作為に選択した計５つの視野において行い、５つの視野で観察された全ての特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法について、その平均値を求める。

（１）合金組成
本発明のアルミニウム合金材の合金組成とその作用について示す。

本発明のアルミニウム合金材は、基本組成として、Ｍｇを０．２０〜１．８０質量％、Ｓｉを０．２０〜２．００質量％およびＦｅを０．０１〜１．５０質量％含有し、さらに、任意添加成分として、ＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される１種以上を合計で２．００質量％以下を適宜含有させたものである。

＜Ｍｇ：０．２０〜１．８０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ともに、Ｓｉとの相乗効果によって引張強度を向上させる作用を持つ。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．２０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１．８０質量％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等）が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．２０〜１．８０質量％とし、好ましくは０．４０〜１．４０質量％である。

＜Ｓｉ：０．２０〜２．００質量％＞
Ｓｉ（ケイ素）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有するとともに、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。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２０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２．００質量％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含有量は０．２０〜２．００質量％とし、好ましくは０．４０〜１．４０質量％である。

＜Ｆｅ：０．０１〜１．５０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ともに、引張強度を向上させる元素である。ここで、金属間化合物とは２種類以上の金属によって構成される化合物をいう。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系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ系等の金属間化合物として晶出または析出する。これらのようにＦｅとＡｌとで主に構成される金属間化合物を本明細書ではＦｅ系化合物と呼ぶ。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与するとともに、引張強度を向上させる。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１．５０質量％を超えると、晶出物が多くなり、加工性が低下する。ここで、晶出物とは、合金の鋳造凝固時に生ずる金属間化合物をいう。したがって、Ｆｅ含有量は０．０１〜１．５０質量％とし、好ましくは０．０５〜０．２８質量％であり、より好ましくは０．０５〜０．２３質量％である。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。

＜ＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢの群から選択される１種以上：合計で２．００質量％以下＞
ＲＥ（希土類元素）、Ｃｕ（銅）、Ａｇ（銀）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｏ（コバルト）、Ａｕ（金）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ（クロム）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｓｎ（スズ）、Ｔｉ（チタン）、Ｂ（ホウ素）はいずれも、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに強度や耐熱性を向上させる元素であり、任意添加成分として、必要に応じて適宜添加することができる。これらの成分が、耐熱性を向上させるメカニズムとしては、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や、上記成分の拡散係数が大きいために粒界に入り込んだ場合に粒界の移動度を低下させる機構、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等が挙げられ、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。なお、ＲＥは、希土類元素を意味し、ランタン、セリウム、イットリウムなどの１７種類の元素が含まれ、これらの１７種類の元素は同等の効果を有し、化学的に単元素の抽出が難しいため、本発明では総量として規定する。

これらの成分の含有量の合計が、２．００質量％超だと、加工性が低下するおそれがある。したがって、ＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される１種以上を含有する場合には、それらの含有量の合計は、２．００質量％以下とし、好ましくは０．０６〜２．００質量％、より好ましくは０．３０〜１．２０質量％である。これらの成分は、１種のみが単独で含まれていてもよいし、２種以上の組み合わせで含まれていてもよい。特に、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮するとＺｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢから選択される１種以上を含有することが好ましい。

＜ＲＥ：０．００〜２．００質量％＞
ＲＥは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、ＲＥの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、ＲＥの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、ＲＥの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、ＲＥは、任意添加元素成分であるので、ＲＥを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、ＲＥ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｃｕ：０．００〜２．００質量％＞
Ｃｕは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｃｕの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｃｕの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｃｕは、任意添加元素成分であるので、Ｃｕを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｃｕ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ａｇ：０．００〜２．００質量％＞
Ａｇは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ａｇの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ａｇの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ａｇは、任意添加元素成分であるので、Ａｇを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ａｇ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｚｎ：０．００〜２．００質量％＞
Ｚｎは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｚｎの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｚｎの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｚｎは、任意添加元素成分であるので、Ｚｎを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｚｎ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｎｉ：０．００〜２．００質量％＞
Ｎｉは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させる観点から、Ｎｉの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｎｉの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｎｉは、任意添加元素成分であるので、Ｎｉを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｎｉ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｃｏ：０．００〜２．００質量％＞
Ｃｏは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｃｏの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｃｏの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｃｏは、任意添加元素成分であるので、Ｃｏを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｃｏ含有量の下限値は０．００質量％する。

＜Ａｕ：０．００〜２．００質量％＞
Ａｕは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ａｕの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ａｕの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ａｕは、任意添加元素成分であるので、Ａｕを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ａｕ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｍｎ：０．００〜２．００質量％＞
Ｍｎは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｍｎの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｍｎの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｍｎは、任意添加元素成分であるので、Ｍｎを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｍｎ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｃｒ：０．００〜２．００質量％＞
Ｃｒは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｃｒの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｃｒの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｃｒは、任意添加元素成分であるので、Ｃｒを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｃｒ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｖ：０．００〜２．００質量％＞
Ｖは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｖの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｖの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｖは、任意添加元素成分であるので、Ｖを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｖ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｚｒ：０．００〜２．００質量％＞
Ｚｒは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｚｒの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｚｒの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｚｒは、任意添加元素成分であるので、Ｚｒを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｚｒ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｓｎ：０．００〜２．００質量％＞
Ｓｎは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｓｎの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｓｎの含有量を２．００質量％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２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｓｎは、任意添加元素成分であるので、Ｓｎを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｓｎ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｔｉ：０．００〜２．００質量％＞
Ｔｉは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、耐熱性を向上させる作用を十分に発揮させるには、Ｔｉの含有量を０．００５質量％以上とすることが好ましい。これに加えて、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用も十分に発揮させるには、Ｔｉの含有量を０．０６質量％以上とすることがより好ましく、０．３０質量％以上とすることがさらに好ましい。他方で、Ｔｉの含有量を２．０００質量％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２．０００質量％以下、より好ましくは１．５００質量％以下、さらに好ましくは１．２００質量％以下とする。なお、Ｔｉは、任意添加元素成分であるので、Ｔｉを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｔｉ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜Ｂ：０．００〜２．００質量％＞
Ｂは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、耐熱性を向上させる作用を十分に発揮させるには、Ｂの含有量を０．００５質量％以上とすることが好ましい。これに加えて、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用も十分に発揮させるには、Ｂの含有量を０．０６質量％以上とすることがより好ましく、０．３０質量％以上とすることがさらに好ましい。他方で、Ｂの含有量を２．０００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｂの含有量は、好ましくは２．０００質量％以下、より好ましくは１．５００質量％以下、さらに好ましくは１．２００質量％以下とする。なお、Ｂは、任意添加元素成分であるので、Ｂを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｂ含有量の下限値は０．００質量％とする。

＜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（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、導電率の低下を考慮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、Ｂｉ（ビスマス）、Ｐｂ（鉛）、Ｇａ（ガリウム）、Ｓｒ（ストロンチウム）等が挙げられる。なお、これら不可避不純物の成分含有量の上限は、成分毎に０．０５質量％、不可避不純物の成分の総量で０．１５質量％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。以下、本発明のアルミニウム合金材の好適な製造方法について説明する。

（２）本発明の一実施例によるアルミニウム合金材の製造方法
このような本発明の一実施例によるアルミニウム合金材は、特にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金の内部に結晶粒界を高密度で導入することにより、高強度化を図ることを特徴とする。したがって、従来のアルミニウム合金材で一般的に行われてきた、Ｍｇ−Ｓｉ化合物の析出硬化させる方法とは、高強度化に対するアプローチが大きく異なる。さらに、本発明の一実施例によるアルミニウム合金材では、単に高強度化を図るのではなく、材料と工具の間の摩擦状況を変化させることによって、変形によって形成される金属組織を変化させる。その結果、高強度化と加工性が両立できることを特徴としている。

以下、本発明のアルミニウム合金材の好ましい製造方法を詳しく説明する。この製造方法は、少なくとも界面強度増加熱処理［１］と、冷間加工［２］とを含むものである。

＜界面強度増加熱処理［１］＞
アルミニウム合金材の空隙を低減させるための製法として、後述する冷間加工［２］の前、または複数回の冷間加工を行う場合には少なくとも最終の冷間加工の前に、界面強度増加熱処理［１］を行う。

空隙は、冷間加工において、母相であるアルミニウム合金と第二相であるＦｅ系化合物との界面が剥離し、その剥離部が拡大することによって発生することが多い。したがって、このようにして形成された空隙の周囲にはＦｅ系化合物が存在している。図４は、アルミニウム合金材中の空隙の模式図である。

このような空隙の形成を防止するため、冷間加工［２］の前、または複数回の冷間加工を行う場合には少なくとも最終の冷間加工の前に、アルミニウム合金に対して、熱処理を施す。このような熱処理によって、界面およびその周辺の原子拡散を促して界面強度を高め、アルミニウム合金とＦｅ系化合物との界面を剥離し難い状態にすることができる。加熱処理は、３２０〜３８０℃で１０分〜２４時間保持することが好ましい。これよりも温度が低い、もしくは短時間だと、原子拡散が不十分となり効果が不十分となる。また、これよりも温度が高い、もしくは長時間だと、かえって脆性のある金属間化合物が形成したり、熱処理中に母相とＦｅを含む金属間化合物の線膨張係数の違いから界面の欠陥が生成したりする。

アルミニウム合金原料は、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、熱間加工材（例えば、熱間圧延材）、冷間加工材（例えば、冷間圧延材等）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。

＜冷間加工［２］＞
通常、金属材に変形の応力が加わると、金属結晶の変形の素過程として、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、変形に要する応力は小さく、低強度と言える。そのため、金属材の高強度化にあたっては、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、金属材に変形の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防止でき、その結果、金属材の強度は高められる。

そのため、金属材の高強度化にあたっては、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結晶粒界が形成される。添加しているＭｇとＳｉは、加工時に形成される結晶粒界を安定化させる作用がある。

冷間加工［２］は１回のみ行っても、複数回行ってもよい。本発明では、冷間加工［２］の合計の加工度（合計加工度）を３．８以上とする。特に、合計加工度を大きくすることにより、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強度が大幅に向上する。このような合計加工度は、好ましくは５以上、より好ましくは６．５以上、さらに好ましくは８．５以上とする。また合計加工度の上限は特に規定されないが、通常は１５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）

なお、この加工度の算出にあたり、複数回の冷間加工［２］を行う場合において、ｓ１は界面強度増加熱処理［１］後の冷間加工［２］を施していないアルミニウム合金の断面積、ｓ２は界面強度増加熱処理［１］後の全ての冷間加工［２］を施したアルミニウム合金の断面積とする。また、界面強度増加熱処理［１］よりも前に行う冷間加工を考慮せず、界面強度増加熱処理［１］後の冷間加工［２］のみを考慮する。

また、加工方法は、目的とするアルミニウム合金材の形状（線棒材、板材、条、箔等）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。いずれの加工方法においても、工具と材料の間の摩擦を高めて、付加的せん断歪みを積極的に導入することによって、本発明の金属組織が得られる。

また、本発明では、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、Ｈｉｇｈｐｒｅｓｓｕｒｅｔｏｒｓｉｏｎ（ＨＰＴ）、鍛造加工、ＥｑｕａｌＣｈａｎｎｅｌＡｎｇｕｌａｒＰｒｅｓｓｉｎｇ（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。このような本発明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、６０００ｍとすることが好ましい。

また、本発明のアルミニウム合金材は、上述のように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ため、特に線棒材として作製する場合には、細径にするほど、また、板材や箔として作製する場合には、薄厚にするほど、本発明の構成を実現し易い。

特に、本発明のアルミニウム合金材が線棒材である場合には、その線径は、好ましくは１ｍｍ以下、より好ましくは０．５ｍｍ以下、さらに好ましくは０．３５ｍｍ以下、特に好ましくは０．２２ｍｍ以下、最も好ましくは０．１２ｍｍ以下である。なお、下限は特に設けないが、作業性等を考慮し、０．０１ｍｍとすることが好ましい。本発明のアルミニウム合金線棒材は、細線であっても高い強度を有するため、単線で細くして使用できることが利点の一つである。

また、本発明のアルミニウム合金材が板材である場合には、その板厚は、好ましくは２ｍｍ以下、より好ましくは１ｍｍ以下、さらに好ましくは０．４ｍｍ以下、特に好ましくは０．２ｍｍ以下である。なお、下限は特に設けないが、０．０１ｍｍとすることが好ましい。本発明のアルミニウム合金板材は、薄板や箔の形状でも高い強度を有するため、薄厚の単層として使用できることが利点の一つである。

また、上述のように本発明の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て接合し、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棒材である場合には、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、後述する調質焼鈍［３］の工程は、上記冷間加工［２］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。

＜調質焼鈍［３］＞
必須の態様ではないが、残留応力の解放や伸びの向上を目的として、アルミニウム合金への最終処理として調質焼鈍［３］を行ってもよい。調質焼鈍［３］を行う場合には、処理温度を５０〜１３０℃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、１３０℃を超えると回復や再結晶によって結晶粒の成長が起き、強度が低下する。また、調質焼鈍［３］の保持時間は好ましくは２４〜４８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。

（３）本発明のアルミニウム合金材の組織的な特徴
＜金属組織＞
上述のような製造方法によって製造される本発明のアルミニウム合金材は、金属組織内に結晶粒界が高密度で導入されたものである。このような本発明のアルミニウム合金材は、複数の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し、上記一方向に平行な断面において、複数の上記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下である。このようなアルミニウム合金材は、従来のアルミニウム合金材には存在しない特有の金属組織を有することにより、従来のアルミニウム合金材（ただし、耐食性、加工性等が劣る２０００系や７０００系の高強度アルミニウム合金材は除く。）に比べて格段に高い強度を有している。

本発明のアルミニウム合金材の金属組織は繊維状組織を有しており、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（延伸方向）に対応し、アルミニウム合金材が、線棒材である場合には例えば伸線方向に、板材や箔である場合には例えば圧延方向に、それぞれ対応する。また、本発明のアルミニウム合金材は、特にこのような加工方向に平行な引張応力に対して、特に優れた強度特性を発揮する。

また、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方向の寸法よりも短い寸法に個片化されていない限り、その延伸方向は、その長手方向に対応する。

また、上記一方向に平行な断面において、複数の結晶粒の長手方向に垂直な方お香の最大寸法の平均値は、４００ｎｍ以下であり、より好ましくは３４０ｎｍ以下、さらに好ましくは２４０ｎｍ以下、特に好ましくは２００ｎｍ以下、より一層好ましくは１６０ｎｍ以下、最も好ましくは１２０ｎｍ以下である。このような径（結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法）の細い結晶粒が一方向に延在した繊維状の金属組織では、結晶粒界が高密度に形成されており、このような金属組織によれば、変形に伴う結晶すべりが生じないように効果的に抑制できる結果、従来のアルミニウム系材料では達成できなかった高強度を実現し得るアルミニウム合金材の開発に成功した。また、結晶粒が微細であることによって、曲げ変形における不均一な変形を抑制する作用がある。なお、複数の結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値は、高強度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の下限は、例えば２０ｎｍである。

また、上記結晶粒の長手方向の最大寸法の平均値は、必ずしも特定されないが、１２００ｎｍ以上であることが好ましく、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。また、上記結晶粒のアスペクト比では、１０以上であることが好ましく、より好ましくは２０以上である。

また、アルミニウム合金材の中央部において、１００００μｍ^２の範囲を断面観察した場合に、長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数は、１５個以下であり、より好ましくは１３個以下であり、さらに好ましくは１０以下である。上述したとおり、上記所定の特定空隙の数が１５個以下であることにより、当該アルミニウム合金材に応力が印加された場合における破壊を抑制することができる。また、このような特定空隙は、アルミニウム合金材の破壊を抑制する観点から、理想的には存在しないことが好ましい。ただし、アルミニウム合金材中に特定空隙が存在しないように製造すると、量産コストが大幅に上がるため、特定空隙の数は１個以上１５個以下の範囲であればよい。

（４）本発明のアルミニウム合金材の特性
［０．２％耐力］
引張強度は、ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準拠して測定された値とする。詳しい測定条件は、後述する実施例の欄にて説明する。

本発明のアルミニウム合金材は、特に線棒材である場合に、好ましくは０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上である。このような０．２％耐力は、ＡＳＴＭＩＮＴＥＲＮＡＴＩＯＮＡＬに示されている導電用アルミニウム合金の中で最も強度が高いＡ６２０１の０．２％耐力を１割以上も上回る（規格名：Ｂ３９８／Ｂ３９８Ｍ−１４）。従って、例えば、本発明のアルミニウム合金線棒材をケーブルに適用した場合には、ケーブルの高張力を維持したまま、ケーブルの導体の断面積および重量を１割低減する効果がある。また、本発明の好ましい０．２％耐力は、４００ＭＰａ以上である。このような引張強度は、ＡＳＴＭＩＮＴＥＲＮＡＴＩＯＮＡＬに示されている硬銅線における引張強度の範囲の平均値に相当する（規格名：Ｂ１−１３）。従って、例えば、このような本発明のアルミニウム合金線棒材は、硬銅線が用いられる用途に好適に用いることができ、硬銅線を代替し得る効果がある。さらに、本発明のより好ましい０．２％耐力は、４４０ＭＰａ以上、さらに好ましい０．２％耐力は４８０ＭＰａ以上であり、このような引張強度は上述の硬銅線の最高値に匹敵する。また、本発明の特に好ましい０．２％耐力は、５２０ＭＰａ以上、さらに好ましい０．２％耐力は６００ＭＰａ以上である。このような本発明のアルミニウム合金材は、鋼系やステンレス鋼系の各種材料の代替としても使用可能である。また、このような高強度をもつ本発明のアルミニウム合金材は、Ｃｕ−Ｓｎ系やＣｕ−Ｃｒ系等の希薄銅合金の強伸線加工材の代替として使用できる。なお、本発明のアルミニウム合金材の引張強度の上限は、特に限定されないが、例えば１０００ＭＰａである。また、本発明のアルミニウム合金材は、耐熱性に優れるため、加熱後においても、上記のような高い引張強度を維持することができる。

［破断伸び］
破断伸びは、ＪＩＳＺ２２４１：２００１に準じて、精密万能試験機（株式会社島津製作所製）を用いて引っ張り試験を行い測定された値とする。詳しい測定条件は、後述する実施例の欄にて説明する。
本発明のアルミニウム合金材は、特に線棒材である場合に、破断伸びが、好ましくは２．０以上であり、より好ましくは３．０以上であり、さらに好ましくは３．５以上であり、特に好ましくは４．０以上である。また、破断伸びは、好ましくは１２．０以下であり、より好ましくは１０．０以下であり、さらに好ましくは８．０以下である。

また、本発明のアルミニウム合金材は、裸材として用いるだけでなく、めっきやクラッド等の方法によって、他の金属でアルミニウム合金材の表面を被覆してもよい。この場合にも、上記の効果を発揮することができる。被覆する金属の種類は、例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ、ＰｄおよびＰｔからなる群から選択される１種以上の金属または合金等が挙げられる。接触抵抗の低減、耐食性の向上等の効果がある。被覆率は、長手方向に垂直な断面において、全面積の２５％程度までとするのが良い。被覆率が多すぎると、軽量化効果が低減してしまうためである。好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下である。

（５）本発明のアルミニウム合金材の用途
本発明のアルミニウム合金材は、鉄系材料、銅系材料およびアルミニウム系材料が用いられているあらゆる用途が対象となり得る。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、ねじや、ボルト、リベット等の締結部品、コイルバネ等のバネ用部品、コネクタや端子等の電気接点用バネ部材、シャフトやフレーム等の構造用部品、ガイドワイヤー、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。また、本発明のアルミニウム合金材は、耐熱性にも優れるため、特に耐熱性が要求される用途に対してさらに好適である。

導電部材のより具体的な用途例としては、架空送電線、ＯＰＧＷ、地中電線、海底ケーブル等の電力用電線、電話用ケーブルや同軸ケーブル等の通信用電線、有線ドローン用ケーブル、キャブタイヤケーブル、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、ロボットケーブル、電車用架線、トロリ線等の機器用電線、自動車用ワイヤーハーネス、船舶用電線、飛行機用電線等の輸送用電線、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、ケーブルの編粗等が挙げられる。

電池用部材には、太陽電池の電極等が挙げられる。

締結部品（部材）のより具体的な用途例としては、いもねじ、ステープル、画鋲等が挙げられる。

バネ用部品（部材）のより具体的な用途例としては、バネ電極、端子、コネクタ、半導体プローブ用バネ、板バネ、ぜんまい用バネ等が挙げられる。

構造用部品（部材）のより具体的な用途例としては、建築現場の足場、コンベアメッシュベルト、衣料用の金属繊維、鎖帷子、フェンス、虫除けネット、ジッパー、ファスナー、クリップ、アルミウール、ブレーキワイヤーやスポーク等の自転車用部品、強化ガラスの補強線、パイプシール、メタルパッキン、ケーブルの保護強化材、ファンベルトの芯金、アクチュエータ駆動用ワイヤー、チェーン、ハンガー、防音用メッシュ、棚板等が挙げられる。

また、樹脂系材料、プラスチック材料、布等に導電性を持たせたり、強度や弾性率を制御したりするために添加する金属繊維としても好適である。

また、メガネフレーム、時計用ベルト、万年筆のペン先、フォーク、ヘルメット、注射針等の民生部材や医療部材にも好適である。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記実施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、本発明の効果をさらに明確にするために、本発明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。

（本発明例１〜３６）
まず、表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材を準備した。次に、各棒材を用いて、表２に示す製造条件にて、それぞれのアルミニウム合金線材（０．１１〜０．１８１ｍｍφ）を作製した。

なお、表２に示す製造条件Ａ〜Ｈは、具体的には以下のとおりである。

＜製造条件Ａ＞
冷間伸線を行い線径１．３２ｍｍとし、３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が４．０の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。

＜製造条件Ｂ＞
冷間伸線を行い線径２．８０ｍｍとし、３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が５．５の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。

＜製造条件Ｃ＞
冷間伸線を行い線径６．００ｍｍとし、３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が７．０の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。

＜製造条件Ｄ＞
３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が９．０の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。

＜製造条件Ｅ＞
製造条件Ａの後、１００℃で３６時間保持する調質焼鈍［３］を行った。

＜製造条件Ｆ＞
製造条件Ｂの後、１００℃で３６時間保持する調質焼鈍［３］を行った。

＜製造条件Ｇ＞
製造条件Ｃの後、１００℃で３６時間保持する調質焼鈍［３］を行った。

＜製造条件Ｈ＞
製造条件Ｄの後、１００℃で３６時間保持する調質焼鈍［３］を行った。

（比較例１）
比較例１では、９９．９９質量％−Ａｌからなる１０ｍｍφの棒材を用い、表２に示す製造条件にて、アルミニウム線材（０．１８ｍｍφ）を作製した。

（比較例２）
比較例２では、表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの棒材を用い、表２に示す製造条件にて、アルミニウム合金線材（０．１８ｍｍφ）を作製した。

（比較例３〜５）
表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｊを施した。

＜製造条件Ｊ＞
４６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、冷間伸線［２］を行ったが、途中で断線が多発し、試作を中断した。

（比較例６〜７）
表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｋを施した。

＜製造条件Ｋ＞
冷間伸線を行い線径１．０３ｍｍとし、３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が３．５の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。

（比較例８〜９）
表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｌを施した。

＜製造条件Ｌ＞
界面強度増加熱処理［１］を行わずに、冷間伸線［２］のみを行ったが、途中で断線が多発し、試作を中断した。

（比較例１０〜１１）
表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｍを施した。

＜製造条件Ｍ＞
５４０℃で１時間保持する熱処理を行った後、加工度が９．０の冷間伸線［２］を行って、アルミニウム合金線材（０．１１ｍｍφ）を作製した。

（比較例１２〜１３）
表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｎを施した。

＜製造条件Ｎ＞
３９０℃で１時間保持する熱処理を行った後、冷間伸線［２］を行ったが、途中で断線が多発し、試作を中断した。

（比較例１４）：表２の製造条件Ｏ
電気用Ａｌ地金を溶解し、これにＭｇ単体、Ａｌ−２５質量％Ｓｉ母合金、Ａｌ−６質量％Ｆｅ母合金、Ａｌ−５０質量％Ｃｕ母合金、Ａｌ−１０質量％Ｃｒ母合金を添加して、溶解し、Ａｌ−１．０３Ｍｇ−０．９０Ｓｉ−０．２０Ｆｅ−０．１６Ｃｕ−０．１５Ｃｒの合金組成を有する溶湯を製造し、ベルトアンドホイール型連続鋳造圧延機により連続的に鋳造圧延し、９．５ｍｍφの荒引線を得た。得られた荒引線を、５２０℃の溶体化水焼き入、２００℃で４時間保持する人工時効処理、伸線加工を行ったが、途中で線内部に空隙が多発したことによって断線が多発し、試作を中止した。

（比較例１５）：表２の製造条件Ｐ
純度９９．８％の電気用アルミニウムを使用し、これにＡｌ−６質量％Ｆｅ母合金、Ａｌ−５０質量％Ｃｕ母合金、Ａｌ−２０質量％Ｓｉ母合金、Ｍｇ単体の各材料を添加して、Ａｌ−０．９０質量％Ｍｇ−０．８０質量％Ｓｉ−０．２０質量％Ｆｅ−１．３０質量％Ｃｕの合金組成を有する溶湯を製造し、ベルトアンドホイール型の連続鋳造圧延により荒引線（１８ｍｍφ）を得た。得られた荒引線に、加工率４７％（加工度０．６３）の第１の伸線加工を施し、９．５ｍｍφとし、５２０℃で２時間溶体化処理を行った後、水焼き入れした。この線を２００℃で４時間時効処理し、第２の伸線加工を行ったが、途中で線内部に空隙が多発したことによって断線が多発し、試作を中止した。

（比較例１６）：表２の製造条件Ｑ
表２に示す化学組成の合金素材を用意し、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、溶湯温度から４００℃までを２５℃／秒の平均冷却速度となるように連続的に鋳造し、５５０℃で１０秒間保持する熱処理を行った後に熱間圧延を行い、φ９ｍｍの棒材とした。次いで、１．８４ｍｍφまでの伸線加工、３２０℃に５時間保持する中間熱処理を施し、さらにφ０．３ｍｍまで伸線加工した。そして、５００℃に３０秒間保持し、１５０℃まで１９℃／秒の平均冷却速度とする溶体化熱処理の後に、１５０℃に５時間保持する時効熱処理を行った。最終線径の２倍から最終線径となるまでの間における最大ラインテンションを４０Ｎとした。

（比較例１７）：表２の製造条件Ｒ
グラファイトルツボ内に、純度が９９．９５質量％のアルミニウム、純度が９９．９５質量％のマグネシウム、純度が９９．９９質量％のケイ素、純度が９９．９５質量％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、これ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のワイヤーを連続鋳造した。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、加工率２９％（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、アルミニウム合金線材（０．０８ｍｍφ）を得た。

（比較例１８）：表２の製造条件Ｓ
Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、ＴｉおよびＡｌを表２の組成で溶解し、連続鋳造機にて鋳造して、線径２５ｍｍのキャストバーを作製し、キャストバーを熱間圧延して線径９．５ｍｍのアルミニウム合金線を作製し、５５０℃で３時間溶体化処理を行い冷却した。このアルミニウム合金線を伸直化、洗浄、電解脱脂し、ステンレス製のブラシで研磨した。厚さ０．４ｍｍの酸素量１０ｐｐｍの無酸素銅テープを縦添えし、アルミニウム合金線を覆うように銅テープをアルミニウム合金線上に管状に成形し、銅テープの突合せ部をＴＩＧ方式で連続的に溶接した。そして、減面率１５〜３０％のダイスを用いて伸線機により冷間伸線加工を行い、線径０．２ｍｍの銅被覆アルミニウム合金線を形成した。

（比較例１９）：表２の製造条件Ｔ
０．５０質量％のＭｇと０．６０質量％のＳｉと０．３０質量％のＦｅとを含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を溶解した。プロペルチ方式により、線径９．５ｍｍの荒引線材を形成し、５５０℃で５．５時間保持した後、室温まで急冷する溶体化処理を施した。次いで、ダイスを用いた引抜加工により、線径０．３２ｍｍの伸線材を形成した。線径０．３２ｍｍまで伸線する間に、１．８４ｍｍφの中間伸線材に対して１４０℃に１０時間保持する中間熱処理を施した。最後に、１４０℃で５時間保持する最終熱処理を施した。

［評価］
上記本発明例および比較例に係るアルミニウム系線材を用いて、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２に示す。

［１］合金組成
ＪＩＳＨ１３０５：２００５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］結晶サイズの観察
金属組織の観察は、透過電子顕微鏡（ＪＥＭ−２１００ＰＬＵＳ、日本電子株式会社製）を用い、ＴＥＭ（ＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察により行った。加速電圧は２００ｋＶで観察した。

観察用試料としては、上記線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面について、ＦＩＢ（ＦｏｃｕｓｅｄＩｏｎＢｅａｍ）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。

ＴＥＭ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、金属組織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ので、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、長手方向（１５〜４０）μｍ×厚さ方向（１５〜４０）μｍとし、上記断面において、線径方向（長手方向に垂直な方向）に対応する線上の、厚さ方向の中間部、すなわち中心と表層の中間付近の位置（表層側から線直径の約１／４中心側の位置）で観察を行った。観察視野は、結晶粒の大きさに応じて、適宜調整した。また、観察倍率は１０００倍とした。

そして、ＴＥＭ観察を行った際に撮影した画像から、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）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。図５は、ＴＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＴＥＭ画像の一部である。本発明例では、図５に示すような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、それぞれの結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔと、結晶粒の長手方向に平行な寸法を測定し、その結晶粒のアスペクト比を算出した。さらに、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔとアスペクト比については、観察した結晶粒の総数から、平均値を算出した。なお、観察された結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔが４００ｎｍよりも明らかに大きい場合には、各寸法を測定する結晶粒の選択数を減らして、それぞれの平均値を算出した。また、結晶粒の長手方向に平行な寸法が、明らかに結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔの１０倍以上のものについては、一律にアスペクト比１０以上と判断した。

［３］特定空隙の個数および複数の特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値
特定空隙の個数および複数の特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値の測定は、走査電子顕微鏡（日本電子株式会社製ＪＳＭ−７００１ＦＡ、日本電子株式会社製）を用い、ＦＥ−ＳＥＭ（ＦｉｅｌｄＥｍｉｓｓｉｏｎＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察により行った。加速電圧は２５．０ｋＶで観察した。

観察用試料としては、アルミニウム合金材を樹脂に埋めてその樹脂を硬化させた後、上記線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面が露出するよう機械研磨し、露出した断面をイオンミリングで仕上げ、さらにカーボンを蒸着したものを用いた。

観察視野は、長手方向（９８〜１４８μｍ）×厚さ方向（７３〜１１０μｍ）とし、上記断面において、線径方向（長手方向に垂直な方向）に対応する線上の、厚さ方向の中間部、すなわち２つの表層の中央部（表層側から線直径の約１／２だけに移動した中心の位置）で観察を行った。同様の観察を、無作為に選択した計５つの視野において行い、特定空隙の数の平均値（特定空隙の存在個数）および特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値を求めた。

そして、ＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した画像から、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面において、特定空隙の有無およびその個数と、特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値を計測した。図６は、比較例１０のＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。図６（ａ）より、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が確認された。この図６（ａ）の一部を拡大したのが図６（ｂ）である。図６（ｂ）の特定空隙ａにおいては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．７μｍ、特定空隙ｂ、ｃにおいては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍであった。図６（ｃ）は、図６（ａ）の視野において、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の横位置に星印（★）を付したものである。図６（ａ）の視野においては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が１９個確認された。図７は、本発明例３１のＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。図７では、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の大きさが１．０μｍ以上である特定空隙は確認されなかった。

［４］０．２％耐力（ＭＰａ）および破断伸び
ＪＩＳＺ２２４１：２００１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、０．２％耐力（ＭＰａ）と破断伸びを測定した。破断がチャック間で起きた試験のみを採用し、その中でｎ＝４の平均値を求めた。評点間距離を１００ｍｍ、変形速度を１０ｍｍ／分の条件で実施した。

表２の評価結果から、本発明例１〜３６のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であり、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し、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、長手方向に平行な断面において、アルミニウム合金材の厚さ方向の中央部１００００μｍ^２の範囲を観察した場合に、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数が、１５個以下であることが確認された。

このような特有の金属組織を有することにより、本発明例１〜３６に係るアルミニウム合金線材は、いずれも０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上、破断伸びが２．１〜７．５％であった。

これに対し、比較例１の純アルミニウム線材は、組成が本発明の適正範囲外であり、また、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きいため、０．２％耐力および破断伸びのいずれもが劣っていた。

比較例２のアルミニウム合金線材は、ＭｇとＳｉの含有量が本発明の適正範囲よりも少ないため、結晶が微細化せず、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きくなり、０．２％耐力が劣っていた。

比較例３のアルミニウム合金は、ＭｇとＳｉの含有量が本発明の適正範囲よりも多いため、晶出物が析出し、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。

比較例４のアルミニウム合金は、Ｆｅの含有量が本発明の適正範囲よりも多いため、Ｆｅ系化合物が析出し、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。

比較例５のアルミニウム合金は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ及びＡｌ以外の金属元素（任意添加成分）の含有量が本発明の適正範囲よりも多いため、晶出物が析出し、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。

比較例６〜７のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、加工度が本発明の適正範囲より低いため、結晶粒の長手方向に垂直な寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きくなり、０．２％耐力が劣っていた。

比較例８〜９のアルミニウム合金は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、界面強度増加熱処理［１］を行わなかったため、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。

比較例１０〜１１のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、冷間伸線［２］の前に行う加熱処理の温度が高いため、特定空隙の数が本発明の適正範囲よりも多くなり、破断伸びが劣っていた。

比較例１２〜１３のアルミニウム合金は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、冷間伸線［２］の前に行う加熱処理の温度が低いため、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。

比較例１４〜１５のアルミニウム合金は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、伸線加工の際に断線が多発した。

比較例１６〜１７のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きいため、０．２％耐力が劣っていた。

比較例１８〜１９のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、特定空隙の数が本発明の適正範囲よりも多くなり、破断伸びが劣っていた。

１アルミニウム合金材
１０結晶粒
ｔ結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法
Ｘ結晶粒の長手方向

「中央部」を説明するための図である。本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を概略的に示す斜視図である。アルミニウム合金材中の空隙の模式図である。ＴＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＴＥＭ画像の一部である。比較例１０のＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部であって、（ａ）が、一視野全体を写したＳＥＭ画像、（ｂ）が、特定空隙の個数の計測方法を説明するための拡大ＳＥＭ画像、（ｃ）が、（ａ）のＳＥＭ画像に特定空隙の存在箇所を付した画像である。本発明例３１のＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。

また、本発明に係るアルミニウム合金材は、その断面において、アルミニウム合金材の中央部１００００μｍ^２の範囲を観察した場合に、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数が、１５個以下である。アルミニウム合金材中に、長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が多数存在すると、破断伸びが著しく低下する。このような空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法（ａ）が１．０μｍ以上であると空隙の端部に印加される応力が特に大きくなり、アルミニウム合金材の破壊の起点となる。

空隙は、冷間加工において、母相であるアルミニウム合金と第二相であるＦｅ系化合物との界面が剥離し、その剥離部が拡大することによって発生することが多い。したがって、このようにして形成された空隙の周囲にはＦｅ系化合物が存在している。図３は、アルミニウム合金材中の空隙の模式図である。

そして、ＴＥＭ観察を行った際に撮影した画像から、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）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。図４は、ＴＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＴＥＭ画像の一部である。本発明例では、図４に示すような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。

そして、ＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した画像から、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面において、特定空隙の有無およびその個数と、特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値を計測した。図５は、比較例１０のＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。図５（ａ）より、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が確認された。この図５（ａ）の一部を拡大したのが図５（ｂ）である。図５（ｂ）の特定空隙ａにおいては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．７μｍ、特定空隙ｂ、ｃにおいては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍであった。図５（ｃ）は、図５（ａ）の視野において、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の横位置に星印（★）を付したものである。図５（ａ）の視野においては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が１９個確認された。図６は、本発明例３１のＦＥ−ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。図６では、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の大きさが１．０μｍ以上である特定空隙は確認されなかった。

Claims

Ｍｇ：０．２０〜１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０〜２．００質量％およびＦｅ：０．０１〜１．５０質量％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、
複数の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し、
前記一方向に平行な断面において、
複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、
前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ^２あたり１５個以下であることを特徴とする、アルミニウム合金材。
Ｍｇ：０．２０〜１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０〜２．００質量％、Ｆｅ：０．０１〜１．５０質量％、およびＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種以上：合計で２．００質量％以下を含有し、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、
複数の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し、
前記一方向に平行な断面において、
複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、
前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ^２あたり１５個以下であることを特徴とする、アルミニウム合金材。
複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値に対する、複数の前記特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４〜１５である、請求項１または２に記載のアルミニウム合金材。
表面がＣｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ、ＰｄおよびＰｔからなる群から選択される少なくとも１種以上の金属で被覆されている、請求項１、２または３に記載のアルミニウム合金材。
請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、導電部材。
請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、電池用部材。
請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、締結部品。
請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、バネ用部品。
請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、構造用部品。
請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、キャブタイヤケーブル。