KR20190133151A

KR20190133151A - 알루미늄 합금재 그리고 이것을 사용한 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품 및 구조용 부품

Info

Publication number: KR20190133151A
Application number: KR1020197024373A
Authority: KR
Inventors: 히로시 가네코
Original assignee: 후루카와 덴키 고교 가부시키가이샤
Priority date: 2017-03-29
Filing date: 2018-03-28
Publication date: 2019-12-02
Also published as: EP3604580A1; WO2018181505A1; KR102489191B1; JP6430085B1; CN110475885B; US20200040432A1; US10808299B2; JP2019039075A; EP3604580A4; JPWO2018181505A1; CN110475885A

Abstract

본 발명의 알루미늄 합금재는, 특정한 합금 조성을 갖고, 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고, 상기 일방향에 평행한 단면에 있어서, 상기 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값이 400 ㎚ 이하이다. 또, 본 발명의 알루미늄 합금재는, 그 주표면이, X 선 회절법에 의해 구해진 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 갖는다.

Description

알루미늄 합금재 그리고 이것을 사용한 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품 및 구조용 부품

본 발명은 고강도의 알루미늄 합금재에 관한 것이다. 이와 같은 알루미늄 합금재는, 폭넓은 용도, 예를 들어, 도전 부재 (엘리베이터 케이블, 항공기용 전선 등), 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품 및 구조용 부품에 사용된다.

최근, 금속 부재의 형상의 다양화에 수반하여, 금속 분말을 전자빔, 레이저 등으로 소결시켜, 원하는 형상으로 3 차원의 구조체를 조형하는 기술이 널리 검토되고 있다. 그러나, 이와 같은 기술에서는, 금속의 분말을 사용하지만, 금속 분말을 지나치게 미세화하면 폭발하기 쉬워지는 등의 문제가 있다.

그 때문에 최근에는, 예를 들어, 금속제 세선 (細線) 을 엮거나, 짜거나, 묶거나, 잇거나, 접속하는 등의 수법에 의해, 3 차원의 구조물을 조형하는 기술이 개발되고 있다. 이와 같은 수법은, 예를 들어 Wire-Woven Cellular Materials 로서 검토가 진행되고 있으며, 전지용의 부품, 히트 싱크, 충격 흡수 부재 등에 대한 응용이 기대되고 있다.

또, 상기와 같은 금속제 세선으로는, 철계 또는 구리계의 선재가 널리 사용되어 왔지만, 최근에는, 철계 또는 구리계의 금속 재료에 비해, 비중이 작고, 또한 열팽창 계수가 큰 것 외, 전기나 열의 전도성도 비교적 양호하고, 내식성이 우수하고, 특히 탄성 계수가 작고, 유연하게 탄성 변형하는 알루미늄계 재료로의 대체가 검토되고 있다.

그러나, 순알루미늄재는, 철계 또는 구리계의 금속 재료에 비해 강도가 낮다는 문제가 있었다. 또, 비교적 고강도인 알루미늄 합금재인, 2000 계 (Al-Cu 계) 및 7000 계 (Al-Zn-Mg 계) 의 알루미늄 합금재는, 내식성, 내응력 부식 균열성이 떨어지는 등의 문제가 있었다.

그 때문에, 최근에는, Mg 와 Si 를 함유하고, 전기 및 열의 전도성, 나아가서는 내식성이 우수한 6000 계 (Al-Mg-Si 계) 의 알루미늄 합금재가 널리 사용되고 있다. 그러나, 이와 같은 6000 계의 알루미늄 합금재는, 알루미늄 합금재 중에서는 강도가 높은 편이지만, 여전히 충분한 강도가 아니고, 추가적인 고강도화가 요망되고 있다.

한편, 알루미늄 합금재의 고강도화의 방법으로는, 비정질상을 구비한 알루미늄 합금 소재의 결정화에 의한 방법 (특허문헌 1), ECAP 법에 의한 미세 결정립 형성 방법 (특허문헌 2), 실온 이하의 온도에서 냉간 가공을 실시하는 것에 따른 미세 결정립 형성 방법 (특허문헌 3), 카본 나노 파이버를 분산시키는 방법 (특허문헌 4) 등이 알려져 있다. 그러나, 이들 방법은, 모두 제조되는 알루미늄 합금재의 크기가 작아, 공업적인 실용화가 어려웠다.

또, 특허문헌 5 에는, 압연 온도의 제어에 의해 미세 조직을 갖는 Al-Mg 계 합금을 얻는 방법이 개시되어 있다. 이 방법은, 공업 양산성이 우수하지만, 추가적인 고강도화가 과제였다.

한편, 알루미늄 합금재는, 일반적으로, 고강도화를 도모하면, 강도에 상반되는 특성인 굽힘 가공성이 저하되는 문제도 있다. 그 때문에, 예를 들어 상기 서술한 바와 같은 3 차원의 구조체를 조형하기 위한 세선으로서, 알루미늄 합금재를 사용하는 경우에는, 고강도화와 함께, 또한 굽힘 가공성의 향상도 요망된다.

일본 공개특허공보 평5-331585호 일본 공개특허공보 평9-137244호 일본 공개특허공보 2001-131721호 일본 공개특허공보 2010-159445호 일본 공개특허공보 2003-027172호

본 발명의 목적은, 철계 또는 구리계 금속 재료의 대체가 될 수 있는, 고강도와 우수한 굽힘 가공성을 갖는 알루미늄 합금재 그리고 이것을 사용한 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품 및 구조용 부품을 제공하는 것에 있다.

본 발명자는, 예의 연구를 거듭한 결과, 알루미늄 합금재가, 소정의 합금 조성을 가짐과 함께, 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고, 상기 일방향에 평행한 단면 (斷面) 에 있어서, 상기 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값이 400 ㎚ 이하이고, 또한, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은, X 선 회절법에 의해 구해진 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 가짐으로써, 철계 또는 구리계의 금속 재료에 필적하는 고강도와, 우수한 굽힘 가공성을 양립한 알루미늄 합금재가 얻어지는 것을 알아내어, 이러한 지견에 기초하여 본 발명을 완성시키기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 이하와 같다.

[1] Mg：0.2 ∼ 1.8 질량％, Si：0.2 ∼ 2.0 질량％, Fe：0.01 ∼ 1.50 질량％, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0 ∼ 2.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금재로서,

결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고,

상기 일방향에 평행한 단면에 있어서, 상기 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값이 400 ㎚ 이하이고,

상기 알루미늄 합금재의 주표면은, X 선 회절법에 의해 구해진 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 갖는, 알루미늄 합금재.

[2] Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0 질량％ 를 함유하는, 상기 [1] 에 기재된 알루미늄 합금재.

[3] Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0.06 ∼ 2.0 질량％ 를 함유하는, 상기 [1] 에 기재된 알루미늄 합금재.

[4] 비커스 경도 (HV) 가, 100 ∼ 250 인, 상기 [1] 내지 [3] 까지 중 어느 하나에 기재된 알루미늄 합금재.

[5] Cu, Ni, Ag, Sn, Au 및 Pd 로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1 종의 금속으로 덮여 있는, 상기 [1] 내지 [4] 까지 중 어느 하나에 기재된 알루미늄 합금재.

[6] 상기 [1] 내지 [5] 까지 중 어느 하나에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 도전 부재.

[7] 도전 부재가 엘리베이터 케이블인, 상기 [6] 에 기재된 도전 부재.

[8] 도전 부재가 항공기용 전선인, 상기 [6] 에 기재된 도전 부재.

[9] 상기 [1] 내지 [5] 까지 중 어느 하나에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 전지용 부재.

[10] 상기 [1] 내지 [5] 까지 중 어느 하나에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 체결 부품.

[11] 상기 [1] 내지 [5] 까지 중 어느 하나에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 스프링용 부품.

[12] 상기 [1] 내지 [5] 까지 중 어느 하나에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 구조용 부품.

본 발명에 의하면, 알루미늄 합금재가, 소정의 합금 조성을 가짐과 함께, 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고, 상기 일방향에 평행한 단면에 있어서, 상기 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값이 400 ㎚ 이하이고, 또한, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은, X 선 회절법에 의해 구해진 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 가짐으로써, 철계 또는 구리계의 금속 재료에 필적하는 고강도와, 우수한 굽힘 가공성을 양립한 알루미늄 합금재 그리고 이것을 사용한 도전 부재, 전지용 부재, 체결 부품, 스프링용 부품 및 구조용 부품이 얻어진다.

도 1 은, 본 발명에 관련된 알루미늄 합금재의 금속 조직의 모습을 모식적으로 나타내는 사시도이다.
도 2 는, 순알루미늄과, 순구리 및 본 발명에 관련된 알루미늄 합금재의, 가공도와 인장 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3 은, 각종 면심 입방 금속에 있어서의 냉간 신선 후의 결정 방위 분포를 적층 결함 에너지에 의해 정리한 도면이다 (A. T. ENGLISH and G. Y. CHIN, “On the variation of wire texture with stacking fault energy in f.c.c. metals and alloys”ACTA METALLURGICA VOL. 13 (1965) p. 1013-1016. 에서 인용).
도 4 는, X 선 회절법에 의해 알루미늄 합금 선재의 주표면의 측정을 실시할 때의 일례이며, 특히 도 4(a) 는 측정 시의 시료의 배치를 모식적으로 나타내는 도면이고, 도 4(b) 는 선재의 법선 방향 ND (표면 방향) 와 길이 방향 LD (신선 방향 DD) 를 나타내고 있다.
도 5 는, (001) 표준 투영도이다.
도 6 은, (110) 표준 투영도이다.
도 7 (a) 및 (b) 는, 본 발명의 알루미늄 합금재와 다른 선재의 연선 구조체의 하나의 실시형태를 모식적으로 나타낸 것으로서, 도 7(a) 가 횡단면도, 도 7(b) 가 평면도이다.
도 8 (a) ∼ (c) 는, 도 7 의 연선 구조체의 다른 실시형태를 모식적으로 나타낸 단면도로서, 도 8(a) 가 집합 연선으로 구성한 양태, 도 8(b) 가 1 × 37 구조의 동심 연선으로 구성한 양태, 도 8(c) 가 7 × 7 구조의 로프 연선으로 구성한 양태이다.
도 9 는, 실시예 2 에 관련된 알루미늄 합금 선재의 길이 방향 X 에 평행한 단면에 대해, 금속 조직의 모습을 나타내는 TEM 화상이다.
도 10 은, 실시예 14 에 관련된 알루미늄 합금 선재의 길이 방향 X 에 평행한 단면에 대해, 금속 조직의 모습을 나타내는 TEM 화상이다.

이하, 본 발명의 알루미늄 합금재의 바람직한 실시형태에 대해서, 상세하게 설명한다. 또한, 이하에 있어서, 「∼」 를 사용하여 나타내는 수치 범위는, 「∼」 의 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 범위를 의미한다.

본 발명에 따르는 알루미늄 합금재는, Mg：0.2 ∼ 1.8 질량％, Si：0.2 ∼ 2.0 질량％, Fe：0.01 ∼ 1.50 질량％, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0 ∼ 2.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 가짐과 함께, 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고, 상기 일방향에 평행한 단면에 있어서, 상기 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값이 400 ㎚ 이하이고, 또한, 상기 알루미늄 합금재의 주표면은, X 선 회절법에 의해 구해진 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 갖는 것을 특징으로 한다.

여기서, 상기 합금 조성에 함유 범위가 예시되어 있는 성분 중, 함유 범위의 하한값이 「0 질량％」 라고 기재되어 있는 성분은, 적절히 억제되고 있는 성분이거나, 필요에 따라 임의로 첨가되는 성분을 의미한다. 즉, 「0 질량％」 란, 그 성분은 포함되지 않는 것을 의미한다.

본 명세서에 있어서, 「결정립」 이란, 방위차 경계로 둘러싸인 부분을 가리키고, 여기서 「방위차 경계」 란, 투과 전자 현미경법 (TEM), 주사 투과 전자 현미경법 (STEM), 주사 이온 현미경 (SIM) 등에 의해 금속 조직을 관찰한 경우에, 콘트라스트 (채널링 콘트라스트) 가 불연속으로 변화하는 경계를 가리킨다. 또, 결정립의 길이 방향에 수직인 치수는, 방위차 경계의 간격에 대응한다.

또, 「주표면」 이란, 알루미늄 합금재의 가공 방향 (연신 방향) 에 평행한 면이며, 직접적으로 공구 (압연 롤이나 인발 다이스) 와 접하여, 연신 가공 (막감소 가공) 이 실시된 면 (이하, 가공면이라고 한다) 을 말한다. 예를 들어, 알루미늄 합금재가 선봉재 (線棒材) 인 경우의 주표면 (가공면) 은, 선봉재의 신선 (伸線) 방향 (길이 방향) 에 평행한 면이며, 알루미늄 합금재가 판재인 경우의 주표면 (가공면) 은, 판재의 압연 방향에 평행한 면 중, 압연 롤러 등이 접한 면 (표리 2 면) 이다.

여기서, 가공 방향이란, 연신 가공의 진행 방향을 가리킨다. 예를 들어, 알루미늄 합금재가 선봉재인 경우, 선봉재의 길이 방향 (선경 (線徑) 에 수직인 방향) 이 신선 방향에 대응한다. 또, 알루미늄 합금재가 판재인 경우에는, 압연 가공한 채의 상태에서의 길이 방향이 압연 방향에 대응한다. 또한, 판재의 경우, 압연 가공 후에 소정의 크기로 재단되어, 소편화 되는 경우가 있는데, 이 경우, 재단 후의 길이 방향은 반드시 가공 방향에 일치하는 것은 아니지만, 이 경우이더라도 판재 표면의 가공면으로부터 압연 방향은 확인할 수 있다.

본 발명에 관련된 알루미늄 합금재는, 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖는다. 여기서, 본 발명에 관련된 알루미늄 합금재의 금속 조직의 모습을 개략적으로 나타내는 사시도를, 도 1 에 나타낸다. 도 1 에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 알루미늄 합금재는, 가늘고 긴 형상의 결정립 (1) 이 일방향 (X) 으로 모여 연장 상태가 된 섬유상 조직을 갖고 있다. 이와 같은 가늘고 긴 형상의 결정립은, 종래의 미세한 결정립, 및 단순히 어스펙트비가 큰 편평한 결정립과는 완전히 상이하다. 즉, 본 발명의 결정립은, 섬유와 같은 가늘고 긴 형상으로, 그 길이 방향 (가공 방향 X) 에 수직인 치수 (t) 의 평균값이 400 ㎚ 이하이다. 이와 같은 미세한 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직은, 종래의 알루미늄 합금재에 없는 새로운 금속 조직이라고 할 수 있다.

또한, 본 발명의 알루미늄 합금재의 주표면은, X 선 회절법에 의해 구해진 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포에 제어되고 있다. 이와 같은 소정의 결정 방위 분포에 제어된 집합 조직은, 종래의 알루미늄 합금재의 주표면에는 없는 새로운 집합 조직이라고 할 수 있다.

상기 금속 조직을 가짐과 함께, 주표면에 상기 집합 조직을 갖는 본 발명의 알루미늄 합금재는, 철계나 구리계의 금속 재료에 필적하는 고강도 (예를 들어, 인장 강도 370 ㎫ 이상, 비커스 경도 (HV) 100 이상) 와, 우수한 굽힘 가공성 (예를 들어, 알루미늄 합금재가 선재인 경우에, JIS Z 2248：2006 에 준하여 실시하는 W 굽힘 시험에 있어서, 내측 굽힘 반경이 선경의 30 ∼ 70 ％ 일 때, 크랙을 발생시키지 않는다) 을 양립하여 실현할 수 있다.

또, 결정립경을 미세하게 하는 것은, 강도를 높이는 것 이외에도, 입계 부식을 개선하는 작용, 피로 특성을 개선하는 작용, 소성 가공한 후의 표면의 거칠어짐을 저감하는 작용, 전단 가공했을 때의 늘어짐, 버를 저감하는 작용 등에 직결하여, 재료의 기능을 전반적으로 높이는 효과가 있다.

또, 본 발명의 알루미늄 합금재는, Al-Mg-Si-Fe 계라고 하는 구성 원소가 적은 합금 조성이더라도 고강도를 실현할 수 있고, 또, 구성 원소가 적기 때문에 리사이클성을 크게 높일 수도 있다.

(1) 합금 조성

[제 1 실시형태]

본 발명의 알루미늄 합금재의 제 1 실시형태의 합금 조성과 그 작용에 대해 나타낸다.

본 발명의 알루미늄 합금재의 제 1 실시형태에서는, Mg 를 0.2 ∼ 1.8 질량％, Si 를 0.2 ∼ 2.0 질량％, Fe 를 0.01 ∼ 1.50 질량％, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상을 합계 0 질량％ 함유하고 있다. 즉, 제 1 실시형태의 알루미늄 합금재는, Mg, Si 및 Fe 의 필수 첨가 원소와, Al 및 불가피 불순물의 잔부로 이루어지는 합금 조성을 갖는다.

＜Mg：0.2 ∼ 1.8 질량％＞

Mg (마그네슘) 는, 알루미늄 모재 중에 고용하여 강화하는 작용을 가짐과 함께, Si 와의 상승 효과에 의해 인장 강도를 향상시키는 작용을 가진다. 그러나, Mg 함유량이 0.2 질량％ 미만이면, 상기 작용 효과가 불충분하고, 또, Mg 함유량이 1.8 질량％ 를 초과하면, 정출물이 형성되고, 가공성 (신선 가공성이나 굽힘 가공성 등) 이 저하된다. 따라서, Mg 함유량은 0.2 ∼ 1.8 질량％ 로 하고, 바람직하게는 0.4 ∼ 1.4 질량％ 이다.

＜Si：0.2 ∼ 2.0 질량％＞

Si (규소) 는, 알루미늄 모재 중에 고용하여 강화하는 작용을 가짐과 함께, Mg 와의 상승 효과에 의해 인장 강도나 내굴곡 피로 특성을 향상시키는 작용을 가진다. 그러나, Si 함유량이 0.2 질량％ 미만이면, 상기 작용 효과가 불충분하고, 또, Si 함유량이 2.0 질량％ 를 초과하면, 정출물이 형성되고, 가공성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.2 ∼ 2.0 질량％ 로 하고, 바람직하게는 0.4 ∼ 1.4 질량％ 이다.

＜Fe：0.01 ∼ 1.50 질량％＞

Fe (철) 는, 주로 Al-Fe 계의 금속간 화합물을 형성함으로써 결정립의 미세화에 기여함과 함께, 인장 강도를 향상시키는 원소이다. 여기서, 금속간 화합물이란, 2 종류 이상의 금속에 의해 구성되는 화합물을 말한다. Fe 는, Al 중에 655 ℃ 에서 0.05 질량％ 밖에 고용할 수 없고, 실온에서는 더욱 적기 때문에, Al 중에 고용할 수 없는 나머지의 Fe 는, Al-Fe 계, Al-Fe-Si 계, Al-Fe-Si-Mg 계 등의 금속간 화합물로서 정출 또는 석출한다. 이들과 같이 Fe 와 Al 로 주로 구성되는 금속간 화합물을 본 명세서에서는 Fe 계 화합물이라고 부른다. 이 금속간 화합물은, 결정립의 미세화에 기여함과 함께, 인장 강도를 향상시킨다. 또, Fe 는, Al 중에 고용한 Fe 에 의해서도 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. Fe 함유량이 0.01 질량％ 미만이면, 이들의 작용 효과가 불충분하고, 또, Fe 함유량이 1.50 질량％ 를 초과하면, 정출물이 많아지고, 가공성이 저하된다. 여기서, 정출물이란, 합금의 주조 응고시에 발생하는 금속간 화합물을 말한다. 따라서, Fe 함유량은 0.01 ∼ 1.50 질량％ 로 하고, 바람직하게는 0.05 ∼ 0.33 질량％ 이고, 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.29 질량％ 이고, 더욱 바람직하게는 0.05 ∼ 0.16 질량％ 이다.

＜잔부：Al 및 불가피 불순물＞

상기 서술한 성분 이외의 잔부는, Al (알루미늄) 및 불가피 불순물이다. 여기서 말하는 불가피 불순물은, 제조 공정상, 불가피적으로 포함될 수 있는 함유 레벨의 불순물을 의미한다. 불가피 불순물은, 함유량에 따라서는 도전율을 저하시키는 요인으로도 될 수 있기 때문에, 도전율의 저하를 고려하여 불가피 불순물의 함유량을 어느 정도 억제하는 것이 바람직하다. 불가피 불순물로서 들 수 있는 성분으로는, 예를 들어, Bi (비스무트), Pb (납), Ga (갈륨), Sr (스트론튬) 등을 들 수 있다. 또한, 이들 성분 함유량의 상한은, 상기 성분마다 0.05 질량％ 여도 되고, 상기 성분의 총량으로 0.15 질량％ 여도 된다.

[제 2 실시형태]

다음으로, 본 발명의 알루미늄 합금재의 제 2 실시형태의 합금 조성과 그 작용에 대해서 나타낸다.

본 발명의 알루미늄 합금재의 제 2 실시형태에서는, Mg 를 0.2 ∼ 1.8 질량％, Si 를 0.2 ∼ 2.0 질량％, Fe 를 0.01 ∼ 1.50 질량％, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0.06 ∼ 2.0 질량％ 함유하고 있다. 즉, 제 2 실시형태의 알루미늄 합금재는, Mg, Si 및 Fe 의 필수 첨가 원소와, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상의 추가적인 임의 첨가 원소와, Al 및 불가피 불순물의 잔부로 이루어지는 합금 조성을 갖는다.

＜Mg：0.2 ∼ 1.8 질량％＞

＜Si：0.2 ∼ 2.0 질량％＞

＜Fe：0.01 ∼ 1.50 질량％＞

Fe (철) 는, 주로 Al-Fe 계의 금속간 화합물을 형성함으로써 결정립의 미세화에 기여함과 함께, 인장 강도를 향상시키는 원소이다. 여기서, 금속간 화합물이란, 2 종류 이상의 금속에 의해 구성되는 화합물을 말한다. Fe 는, Al 중에 655 ℃ 에서 0.05 질량％ 밖에 고용할 수 없고, 실온에서는 더욱 적기 때문에, Al 중에 고용할 수 없는 나머지 Fe 는, Al-Fe 계, Al-Fe-Si 계, Al-Fe-Si-Mg 계 등의 금속간 화합물로서 정출 또는 석출한다. 이들과 같이 Fe 와 Al 로 주로 구성되는 금속간 화합물을 본 명세서에서는 Fe 계 화합물이라고 부른다. 이 금속간 화합물은, 결정립의 미세화에 기여함과 함께, 인장 강도를 향상시킨다. 또, Fe 는, Al 중에 고용한 Fe 에 의해서도 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. Fe 함유량이 0.01 질량％ 미만이면, 이들의 작용 효과가 불충분하고, 또, Fe 함유량이 1.50 질량％ 를 초과하면, 정출물이 많아지고, 가공성이 저하된다. 여기서, 정출물이란, 합금의 주조 응고시에 발생하는 금속간 화합물을 말한다. 따라서, Fe 함유량은 0.01 ∼ 1.50 질량％ 로 하고, 바람직하게는 0.05 ∼ 0.33 질량％ 이고, 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.29 질량％ 이고, 더욱 바람직하게는 0.05 ∼ 0.16 질량％ 이다.

본 발명의 알루미늄 합금재의 제 2 실시형태에서는, Mg, Si, Fe 의 필수 첨가 원소에 더하여, 또한, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상을 합계 0.06 ∼ 2.0 질량％ 함유한다.

＜Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0.06 ∼ 2.0 질량％＞

Cu (구리), Ag (은), Zn (아연), Ni (니켈), B (붕소), Ti (티탄), Co (코발트), Au (금), Mn (망간), Cr (크롬), V (바나듐), Zr (지르코늄), Sn (주석) 은 모두, 내열성을 향상시키는 원소이다. 이들 성분이, 내열성을 향상시키는 메커니즘으로는, 예를 들어 상기 성분의 원자 반경과 알루미늄의 원자 반경의 차가 크기 때문에 결정립계의 에너지를 저하시키는 기구, 상기 성분의 확산 계수가 크기 때문에 입계에 들어간 경우에 입계의 이동도를 저하시키는 기구, 공공 (空孔) 과의 상호 작용이 크고 공공을 트랩하기 위해서 확산 현상을 지연시키는 기구, 등을 들 수 있으며, 이들 기구가 상승적으로 작용하고 있는 것으로 생각된다.

이들 성분의 함유량의 합계가, 0.06 질량％ 미만이면, 상기 작용 효과가 불충분하고, 또, 이들 성분의 함유량의 합계가 2.0 질량％ 초과이면, 가공성이 저하된다. 따라서, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상의 함유량의 합계는, 0.06 ∼ 2.0 질량％ 로 하고, 바람직하게는 0.3 ∼ 1.2 질량％ 이다. 이들 성분은, 1 종만 단독으로 포함되어 있어도 되고, 2 종 이상의 조합으로 포함되어 있어도 된다. 특히, 부식 환경에서 사용되는 경우의 내식성을 배려하면 Zn, Ni, B, Ti, Co, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것이 바람직하다.

＜잔부：Al 및 불가피 불순물＞

이와 같은 알루미늄 합금재는, 합금 조성 및 제조 프로세스를 조합하여 제어 함으로써 실현될 수 있다. 이하, 본 발명의 알루미늄 합금재의 적합한 제조 방법에 대해 설명한다.

(2) 본 발명의 일 실시예에 의한 알루미늄 합금재의 제조 방법

이와 같은 본 발명의 일 실시예에 의한 알루미늄 합금재는, 특히 Al-Mg-Si-Fe 계 합금의 내부에 결정립계를 고밀도로 도입함으로써, 고강도화를 도모하는 것을 특징으로 한다. 따라서, 종래의 알루미늄 합금재에서 일반적으로 실시되어 온, Mg-Si 화합물의 석출 경화시키는 방법과는, 고강도화에 대한 어프로치가 크게 상이하다. 또한, 본 발명의 일 실시예에 의한 알루미늄 합금재에서는, 단순히 고강도화를 도모하는 것이 아니라, 연신 가공의 사이에 소정의 조건으로 안정화 열 처리를 도입함으로써, Al-Mg-Si-Fe 계 합금의 내부의 격자 결함의 재배열을 재촉하고, 안정화시킴으로써, 내부 응력을 완화하고, 변형에 의해 형성되는 결정 방위 분포를 변화시킨다. 그 결과, 고강도화와 동시에 굽힘 가공성의 유지·향상도 도모하는 것을 특징으로 하고 있다.

본 발명의 알루미늄 합금재의 바람직한 제조 방법에서는, 상기 소정의 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금 소재에 대하여, 시효 석출 열 처리 [0] 은 실시하지 않고, 가공도 1.2 이하의 냉간 가공 [1] 과, 처리 온도 50 ∼ 80 ℃, 유지 시간 2 ∼ 10 시간의 안정화 열 처리 [2] 로 이루어지는 처리 세트를 1 세트로 하여, 이 순서로, 반복 3 세트 이상 실시하고, 냉간 가공 [1] 의 합계 가공도를 3.0 이상으로 한다. 필요에 따라 최종 공정으로서, 조질 (調質) 어닐링 [3] 을 실시해도 된다. 이하, 상세하게 설명한다.

통상적으로, 금속재에 변형의 응력이 가해지면, 금속 결정의 변형의 소과정 (素過程) 으로서, 결정 미끄러짐이 발생한다. 이와 같은 결정 미끄러짐이 발생하기 쉬운 금속재일수록, 변형에 필요로 하는 응력은 작고, 저강도라고 할 수 있다. 그 때문에, 금속재의 고강도화에 있어서는, 금속 조직 내에서 발생하는 결정 미끄러짐을 억제하는 것이 중요해진다. 이와 같은 결정 미끄러짐의 저해 요인으로는, 금속 조직 내의 결정립계의 존재를 들 수 있으며, 이와 같은 결정립계는, 금속재에 변형의 응력이 가해졌을 때에, 결정 미끄러짐이 금속 조직 내에서 전파하는 것을 방지할 수 있고, 그 결과, 금속재의 강도는 높아진다.

그 때문에, 금속재의 고강도화에 있어서는, 금속 조직 내에 결정립계를 고밀도로 도입하는 것이 바람직한 것으로 생각된다. 여기서, 결정립계의 형성 기구로는, 예를 들어, 다음과 같은 금속 조직의 변형에 수반하는, 금속 결정의 분열이 생각된다.

통상적으로, 다결정 재료의 내부의 응력 상태는, 인접하는 결정립끼리의 방위의 차, 가공 공구와 접하는 표층 근방과 벌크 내부의 사이의 왜곡의 공간 분포에 기인하여, 복잡한 다축 상태로 되어 있다. 이들 영향에 의해, 변형 전에 단일 방위였던 결정립이, 변형에 수반하여 복수의 방위로 분열해 나가고, 분열한 결정끼리의 사이에는 결정립계가 형성된다.

그러나, 형성된 결정립계는, 통상적인 12 배위의 최밀 원자 배열로부터 괴리 하고 있는 구조로 계면 에너지를 갖는다. 그 때문에, 통상적인 금속 조직에서는, 결정립계가 일정 밀도 이상이 되면, 증가한 내부 에너지가 구동력이 되어, 동적 혹은 정적인 회복이나 재결정이 일어나는 것으로 생각된다. 그 때문에, 통상적으로는, 변형량을 늘려도, 결정립계의 증가와 감소가 동시에 일어나기 때문에, 입계 밀도는 포화 상태가 되는 것으로 생각된다.

이와 같은 현상은, 종래의 금속 조직인 순알루미늄 및 순구리에 있어서의 가공도와 인장 강도의 관계와도 일치한다. 도 2 에, 순알루미늄과, 순구리 및 본 발명에 관련된 알루미늄 합금재의, 가공도와 인장 강도의 관계의 그래프를 나타낸다. 또한, 본 발명에 관련된 알루미늄 합금재의 경우, 도 2 의 가로축의 가공도는, 3 회 이상의 냉간 가공 [1] 의 합계 가공도를 의미한다.

도 2 에 나타내는 바와 같이, 통상적인 금속 조직인 순알루미늄 및 순구리는, 비교적 낮은 가공도에서는 인장 강도의 향상 (경화) 이 보이지만, 가공도가 늘어날수록 경화량은 포화하는 경향이 있다. 여기서, 가공도는, 상기 서술한 금속 조직에 가해지는 변형량에 대응하고, 경화량의 포화는 입계 밀도의 포화에 대응하는 것으로 생각된다.

이에 반해, 본 발명의 알루미늄 합금재에서는, 가공도가 늘어나도 경화가 지속적이고, 강도가 가공과 함께 계속 상승하는 것을 알 수 있었다. 이것은, 본 발명의 알루미늄 합금재가, 상기 합금 조성을 가짐으로써, 특히, 소정량의 Mg 와 S i 가 복합 첨가되어 있음으로써, 금속 조직 내에서 결정립계가 일정 밀도 이상이 되어도, 내부 에너지의 증가를 억제할 수 있는 것에 의한 것으로 생각된다. 그 결과, 금속 조직 내에서의 회복, 재결정을 방지할 수 있어, 효과적으로 금속 조직 내에 결정립계를 증가할 수 있는 것으로 생각된다.

이와 같은 Mg 와 Si 의 복합 첨가에 의한 고강도화의 메커니즘은 반드시 분명한 것은 아니지만, (i) Al 원자에 대하여 원자 반경이 큰 Mg 원자와, 원자 반경이 작은 Si 원자를 조합하여 사용함으로써, 각 원자가 항상 알루미늄 합금재 중에 조밀하게 충전 (배열) 되는, (ii) 3 가의 Al 원자에 대하여, 2 가의 Mg 와, 4 가의 Si 를 공존시킴으로써, 알루미늄 합금재 전체로 3 가 상태를 형성할 수 있어, 가수적인 안정이 도모됨으로써, 가공에 수반하는 내부 에너지의 증가를 효과적으로 억제할 수 있는 것에 의한 것으로 생각된다.

그런데, 일반적으로, 연신 가공한 금속재는, 인장에 대한 신장이 수 ％ 정도로 낮고, 연성이 부족하다. 따라서, 상기와 같은 수법으로 고강도화를 도모하는 경우에는, 강도에 상반되는 특성인 굽힘 가공성이 저하되는 경향이 있다. 특히, 알루미늄이나 알루미늄 합금의 경우, 동일한 정도의 신장의 재료끼리로 비교해도, 구리, 니켈에 비해, 더욱 굽힘 가공성이 떨어진다.

굽힘 변형에 의해 발생하는 크랙은, 금속 결정이 불균일하게 변형함으로써 국소적인 왜곡이 생겨, 금속재 표면에 요철을 형성하고, 그러한 요철이 응력 집중점이 되어 더욱 변형의 국재화가 진행됨으로써, 발생한다. 이와 같은 불균일 변형은, 금속재가 가공 경화 한계에 이른 후의 소성 불안정 현상이다.

본 발명자는, 이와 같은 불균일 변형이 일어나기 쉬운 것은, 금속재의 결정 방위에 관계한다는 지견을 얻었다. 통상적으로, FCC (면심 입방 격자) 금속의 금속재에 대하여, 인발 가공, 스웨이징 가공 등의 단축 변형, 혹은 압연 가공 등의 평면 왜곡 변형의 응력이 가해진 경우, 이들 변형에 의한 안정 방위는, 금속재의 길이 방향 LD：Longitudinal Direction (연신 방향 DD：Drawing Direction) 으로 결정의 {100} 면 또는 {111} 면이 배향하는 (LD 와, ＜100＞ 방향 또는 ＜111＞ 방향이 평행인, 이하, LD//＜100＞ 또는 LD//＜111＞ 로 표기한다) 결정 배향이다. 이 중 LD//＜100＞ 으로 배향한 결정은, 불균일 변형이 잘 일어나지 않는다. 이에 반해, LD//＜111＞ 로 배향한 결정은, 표면 방향 (법선 방향 ND：Normal Direction) 으로 어느 결정면이 향하고 있어도, 불균일 변형이 일어나기 쉽다. 즉, 불균일 변형이 일어나기 쉬운 것은, LD 로 어느 결정면이 향하고 있는지가 중요해진다.

그러나, 상기와 같은 가공 변형으로부터 생기는 결정 방위 분포, 특히, 결정이 LD//＜100＞ 또는 LD//＜111＞ 로 배향하는 비율은, 금속종에 따라 달라지는 것이 알려져 있다. 예를 들어, 1965년의 A. T. English 등의 연구에 의하면, 감면율 99.97 ％ 의 신선 가공을 실시한 경우의 알루미늄의 결정 방위 분포는, 동일한 FCC 금속인 구리나 니켈의 경우와는 크게 상이하다고 보고되어 있다. 도 3 에 나타내는 바와 같이, 구리 및 니켈의 경우, LD//＜100＞ 의 결정 배향의 비율 (결정의 체적 비율) 은, 각각 34 ％ 및 27 ％ 이다. 이에 반해, 알루미늄인 경우, LD//＜100＞ 의 결정 배향의 비율 (결정의 체적 비율) 은 겨우 5 ％ 이고, 즉 LD//＜111＞ 의 결정 배향이 현저한 결정 방위 분포가 된다. 따라서, 통상적인 가공 방법 (인발 가공이나 압연 가공 등) 으로 제조된 알루미늄 합금재의 경우, 변형에 의해 발생하는 결정 배향의 대부분이, 불균일 변형이 일어나기 쉬운 LD//＜111＞ 의 결정 배향이 된다.

이들 지견에 기초하여, 본 발명자는, 알루미늄 합금재의 주표면의 결정 방위 분포에 있어서, (1) LD//＜111＞ 의 결정 배향이, 강(强)변형한 알루미늄 합금재의 굽힘 가공성을 저하시키고 있는 요인인 것, 또한 (2) LD//＜111＞ 의 결정 배향을 감소시킴과 함께, LD//＜100＞ 의 결정 배향의 비율을 증가시킴으로써, 고강도재에 있어서 굽힘 가공성을 대폭 개선할 수 있는 것을 알아내었다.

특히, 알루미늄 합금재의 주표면의 집합 조직에 있어서, 결정이 LD//＜100＞ 으로 배향하고 있는 경우에는, LD//＜111＞ 로 배향하고 있는 경우에 비해, 결정 미끄러짐계의 기하학적 배치의 차이로부터, 결정의 미끄러짐 변형의 양이 적어짐과 함께, 교차 미끄러짐이 현저하게 일어난다. 이 2 개의 작용에 의해, 굽힘 변형 중의 가공 경화 비율이 크게 저감된다. 이와 같은 지속적인 가공 경화에 의해, 소성 불안정 현상이 현저하게 억제되어, 크랙의 발생을 방지할 수 있다.

이상으로부터, 본 발명에서는, 고강도화의 관점에서, 최종적인 가공도 (합계 가공도) 가 3 이상이 되도록 냉간 가공 [1] 을 실시함과 함께, 굽힘 가공성의 유지·향상의 관점에서, 1 회당의 냉간 가공 [1] 의 가공도를 1.2 이하로 하고, 또한 냉간 가공 [1] 후에는, 처리 온도 50 ∼ 80 ℃, 유지 시간 2 ∼ 10 시간의 안정 가열 처리를 실시한다. 즉, 가공도 1.2 이하의 냉간 가공 [1] 과, 처리 온도 50 ∼ 80 ℃, 유지 시간 2 ∼ 10 시간의 안정화 열 처리 [2] 로 이루어지는 처리 세트를 1 세트로 하여, 이 순서로, 반복 3 세트 이상 실시하고, 냉간 가공 [1] 의 합계 가공도를 3.0 이상으로 한다.

본 발명에서는, 1 회당의 가공도가 1.2 이하인 냉간 가공 [1] 을 3 회 이상 실시하고, 합계의 가공도 (합계 가공도) 를 3.0 이상으로 한다. 특히, 합계 가공도를 크게 함으로써, 금속 조직의 변형에 수반하는 금속 결정의 분열을 재촉할 수 있고, 알루미늄 합금재의 내부에 결정립계를 고밀도로 도입할 수 있다. 그 결과, 알루미늄 합금재의 강도가 대폭 향상된다. 이와 같은 합계 가공도는, 바람직하게는 4.5 이상, 보다 바람직하게는 6.0 이상, 더욱 바람직하게는 7.5 이상, 가장 바람직하게는 8.5 이상으로 한다. 또 합계 가공도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 통상적으로는 15 이다.

또한, 가공도 η 은, 가공 전의 단면적을 s1, 가공 후의 단면적을 s2 (s1 ＞ s2) 로 할 때, 하기 식 (1) 로 나타낸다.

가공도 (무차원)：

또, 1 회의 냉간 가공 [1] 은, 복수 회의 패스를 거쳐 가공도 1.2 이하의 원하는 가공도로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 1 패스당 10 ∼ 25 ％ 의 감 면율로 하고, 이것을 6 ∼ 12 패스 정도 실시함으로써, 가공도 1.2 이하의 원하는 가공도로 제어할 수 있다. 또한, 1 회의 냉간 가공 [1] 의 가공도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 적당히 금속 결정의 분열을 재촉하는 관점에서, 0.6 으로 하는 것이 바람직하다.

또, 가공 방법은, 목적으로 하는 알루미늄 합금재의 형상 (선봉재, 판재, 조 (條), 박 등) 에 따라 적절히 선택하면 되고, 예를 들어 카세트 롤러 다이스, 홈 롤 압연, 환선 압연, 다이스 등에 의한 인발 가공, 스웨이징 등을 들 수 있다. 또, 상기와 같은 가공에 있어서의 여러 조건 (윤활유의 종류, 가공 속도, 가공 발열 등) 은, 공지된 범위에서 적절히 조정하면 된다.

또, 알루미늄 합금 소재는, 상기 합금 조성을 갖는 것이면 특별히 한정은 없고, 예를 들어, 압출재, 주괴재, 열간 압연재, 냉간 압연재 등을, 사용 목적에 따라 적절히 선택하여 사용할 수 있다.

또, 본 발명에서는, 1 회당의 가공도가 1.2 이하인 냉간 가공 [1] 을 3 회 이상 실시하지만, 각 냉간 가공 [1] 의 후에는, 소정의 안정화 열 처리 [2] 를 세트로 실시한다. 이와 같은 안정화 열 처리 [2] 는, 복수 회의 냉간 가공 [1] 의 사이에 높은 빈도로 도입됨으로써, 통상적인 변형에 의한 결정 배향에서 일어나는 LD//＜111＞ 의 결정 회전 (배향) 을 방지하여, LD//＜100＞ 의 결정 회전 (배향) 을 재촉하는 작용이 있다. 안정화 열 처리 [2] 의 처리 온도는, 50 ∼ 80 ℃ 로 한다. 안정화 열 처리 [2] 의 처리 온도가 50 ℃ 미만인 경우에는, 상기와 같은 작용이 잘 얻어지지 않고, 80 ℃ 를 초과하면 결정립계의 밀도가 저하되어 강도가 저하된다. 또, 안정화 열 처리 [2] 의 유지 시간은 바람직하게는 2 ∼ 10 시간으로 한다. 또한, 이와 같은 열 처리의 여러 조건은, 불가피 불순물의 종류, 양, 및 알루미늄 합금 소재의 고용·석출 상태에 따라, 적절히 조절할 수 있다.

또, 본 발명에서는, 종래, 냉간 가공 [1] 의 전에 실시되어 온 시효 석출 열 처리 [0] 은, 실시하지 않는다. 이와 같은 시효 석출 열 처리 [0] 은, 통상적으로 160 ∼ 240 ℃ 에서, 1 분 ∼ 20 시간, 알루미늄 합금 소재를 유지함으로써, Mg-Si 화합물의 석출을 재촉하는 것이다. 그러나, 알루미늄 합금 소재에 대하여 이와 같은 시효 석출 열 처리 [0] 을 실시한 경우에는, 상기와 같은 높은 합계 가공도에 의한 냉간 가공 [1] 은, 재료 내부에 가공 균열이 발생하기 때문에 실시할 수 없다.

또, 본 발명에서는, 잔류 응력의 해방, 신장의 향상을 목적으로 하여, 알루미늄 합금재에 대한 최종 처리로서 조질 어닐링 [3] 을 실시해도 된다. 조질 어닐링 [3] 을 실시하는 경우에는, 처리 온도를 50 ∼ 160 ℃ 로 한다. 조질 어닐링 [3] 의 처리 온도가 50 ℃ 미만인 경우에는, 상기와 같은 효과가 잘 얻어지지 않고, 160 ℃ 를 초과하면 회복, 재결정에 의해 결정립의 성장이 일어나, 강도가 저하된다. 또, 조질 어닐링 [3] 의 유지 시간은 바람직하게는 1 ∼ 48 시간이다. 또한, 이와 같은 열 처리의 여러 조건은, 불가피 불순물의 종류, 양, 및 알루미늄 합금 소재의 고용·석출 상태에 따라, 적절히 조절할 수 있다.

또, 본 발명에서는, 상기 서술한 바와 같이, 알루미늄 합금 소재에 대하여, 다이스에 의한 인발, 압연 등의 방법에 의해, 높은 가공도의 가공이 실시된다. 그 때문에, 결과적으로, 장척 (長尺) 의 알루미늄 합금재가 얻어진다. 한편, 분말 소결, 압축 비틀림 가공, High pressure torsion (HPT), 단조 가공, Equal Channel Angular Pressing (ECAP) 등과 같은 종래의 알루미늄 합금재의 제조 방법에서는, 이와 같은 장척의 알루미늄 합금재를 얻는 것은 어렵다. 이와 같은 본 발명의 알루미늄 합금재는, 바람직하게는 10 m 이상의 길이로 제조된다. 또한, 제조시의 알루미늄 합금재의 길이의 상한은 특별히 마련하지 않지만, 작업성 등을 고려하여, 6000 m 로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 알루미늄 합금재는, 상기 서술한 바와 같이 결정립의 미세화를 위해서 가공도를 크게 하는 것이 유효하다. 그 때문에, 특히 선재, 봉재로서 제조하는 경우에는, 세경 (細徑) 으로 할 수록, 또, 판재, 박으로서 제조하는 경우에는, 얇은 두께로 할 수록, 본 발명의 구성을 실현하기 쉽다.

특히, 본 발명의 알루미늄 합금재가 선재인 경우에는, 그 선경은, 바람직하게는 2 ㎜ 이하, 보다 바람직하게는 1 ㎜ 이하, 더욱 바람직하게는 0.4 ㎜ 이하, 특히 바람직하게는 0.2 ㎜ 이하이다. 또한, 하한은 특별히 마련하지 않지만, 작업성 등을 고려하여, 0.01 ㎜ 로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 알루미늄 합금 선봉재는, 세선이더라도 높은 강도를 갖기 때문에, 단선으로 가늘게 하여 사용할 수 있는 것이 이점의 하나이다.

또, 본 발명의 알루미늄 합금재가 봉재인 경우에는, 그 선경 혹은 한 변의 길이는, 선재와 동일한 정도의 가공도가 얻어지면 되고, 예를 들어 25 ㎜ 이하, 보다 바람직하게는 20 ㎜ 이하, 더욱 바람직하게는 15 ㎜ 이하, 특히 바람직하게는 10 ㎜ 이하이다.

또, 본 발명의 알루미늄 합금재가 판재인 경우에는, 그 판두께는, 바람직하게는 2 ㎜ 이하, 보다 바람직하게는 1 ㎜ 이하, 더욱 바람직하게는 0.4 ㎜ 이하, 특히 바람직하게는 0.2 ㎜ 이하이다. 또한, 하한은 특별히 마련하지 않지만, 0.01 ㎜ 로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 알루미늄 합금 판재는, 박판이나 박의 형상으로도 높은 강도를 갖기 때문에, 얇은 두께의 단층으로서 사용할 수 있는 것이 이점의 하나이다.

또, 상기 서술한 바와 같이 본 발명의 알루미늄 합금재는, 가늘게 또는 얇게 가공되지만, 이와 같은 알루미늄 합금재를 복수 준비하여 접합하고, 굵게 또는 두껍게 하여, 목적으로 하는 용도에 사용할 수도 있다. 또한, 접합의 방법은, 공지된 방법을 사용할 수 있으며, 예를 들어 압접, 용접, 접착제에 의한 접합, 마찰 교반 접합 등을 들 수 있다. 또, 알루미늄 합금재가 선재인 경우에는, 복수 개 묶어 합쳐 꼬고, 알루미늄 합금 연선 (撚線) 으로서, 목적으로 하는 용도에 사용할 수도 있다. 또한, 상기 조질 어닐링 [3] 의 공정은, 상기 냉간 가공 [1] 및 안정화 열 처리 [2] 의 처리 세트를 3 회 이상 실시한 알루미늄 합금재를, 접합 혹은 합쳐 꼬는 것에 의한 가공을 실시한 후에, 실시해도 된다.

(3) 본 발명의 알루미늄 합금재의 조직적인 특징

＜금속 조직＞

상기 서술한 바와 같은 제조 방법에 의해 제조되는 본 발명의 알루미늄 합금재는, 금속 조직 내에 결정립계가 고밀도로 도입되어 있다. 이와 같은 본 발명의 알루미늄 합금재는, 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고, 상기 일방향에 평행한 단면에 있어서, 상기 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값이 400 ㎚ 이하인 것을 특징으로 한다. 이와 같은 알루미늄 합금재는, 종래에는 없는 특유의 금속 조직을 가짐으로써, 특히 우수한 강도를 발휘할 수 있다.

본 발명의 알루미늄 합금재의 금속 조직은 섬유상 조직이며, 가늘고 긴 형상의 결정립이 일방향으로 모여 섬유상으로 연장된 상태가 되어 있다. 여기서, 「일방향」 이란, 알루미늄 합금재의 가공 방향 (연신 방향) 에 대응하고, 알루미늄 합금재가, 선재, 봉재인 경우에는 예를 들어 신선 방향에, 판재, 박인 경우에는 예를 들어 압연 방향에, 각각 대응한다. 또, 본 발명의 알루미늄 합금재는, 특히 이와 같은 가공 방향에 평행한 인장 응력에 대하여, 특히 우수한 강도를 발휘한다.

또, 상기 일방향은, 바람직하게는 알루미늄 합금재의 길이 방향에 대응한다. 즉, 통상적으로, 알루미늄 합금재는, 그 가공 방향에 수직인 치수보다 짧은 치수로 개편화되어 있지 않은 한, 그 가공 방향 DD 는, 그 길이 방향 LD 에 대응한다.

또, 상기 일방향에 평행한 단면에 있어서, 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값은, 400 ㎚ 이하이고, 보다 바람직하게는 320 ㎚ 이하, 더욱 바람직하게는 250 ㎚ 이하, 특히 바람직하게는 220 ㎚ 이하, 한층 바람직하게는 180 ㎚ 이하이다. 이와 같은 지름 (결정립의 길이 방향에 수직인 치수) 이 가는 결정립이 일방향으로 연장된 섬유상의 금속 조직에서는, 결정립계가 고밀도로 형성되어 있고, 이와 같은 금속 조직에 의하면, 변형에 수반하는 결정 미끄러짐을 효과적으로 저해할 수 있고, 종래에 없는 고강도를 실현할 수 있다. 또, 결정립이 미세한 효과에 의해, 굽힘 변형에 있어서의 불균일한 변형을 억제하는 작용이 있다. 또한, 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값은, 고강도를 실현하는 데 있어서 작을수록 바람직하지만, 제조상 또는 물리상의 한계로서의 하한은 예를 들어 50 ㎚ 이다.

또, 상기 결정립의 길이 방향의 치수는, 반드시 특정되는 것은 아니지만, 1200 ㎚ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1700 ㎚ 이상이며, 더욱 바람직하게는 2200 ㎚ 이상이다. 또, 상기 결정립의 어스펙트비에서는, 10 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20 이상이다.

＜집합 조직＞

또, 상기 서술한 바와 같은 제조 방법에 의해 제조되는 본 발명의 알루미늄 합금재의 주표면은, LD//＜111＞ 의 결정 배향이 억제되고, LD//＜100＞ 의 결정 배향이 증가하도록, 결정 방위 분포가 제어된 집합 조직을 갖는다. 이와 같은 본 발명의 알루미늄 합금재의 주표면은, X 선 회절법에 의해 구해진 결정의 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 결정의 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 갖는 것을 특징으로 한다. 이와 같은 알루미늄 합금재의 주표면은, 종래에는 없는 특유의 집합 조직을 가짐으로써, 특히 우수한 굽힘 가공성을 발휘할 수 있다.

본 발명에서 해석하는 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 은, 알루미늄 합금재의 주표면에서 Cu-Kα 선을 사용한 X 선 회절법에 의해 측정하여 얻어지는 X 선 회절 패턴으로부터 구해진다.

일례로서, 도 4 에, X 선 회절법에 의해, 알루미늄 합금 선재의 표면에서 측정을 실시할 때의 모식도를 나타낸다. 본 발명에서는, 알루미늄 합금재의 주표면에 대해 X 선 회절법에 의한 측정을 실시하기 때문에, 알루미늄 합금재가 선재인 경우에는, 도 4(a) 에 나타내는 바와 같이, 선봉 형상의 시료를 유리판 상에 깔고, X 선 측정용 샘플로 한다. 또한, 측정용 샘플은, 도 4(a) 에 나타내는 바와 같이, X 선의 경로가, 선재의 길이 방향 LD (신선 방향 DD) 에 평행이 되도록 배치된다. 이 때의 법선 방향 ND 는, 도 4(b) 에 나타내는 바와 같이, 알루미늄 합금 선재의 주표면 (LD 에 평행한 면) 에 수직인 방향이다. 즉, ND 와 LD 는 수직의 관계가 된다. 또한, 자세한 측정 조건은 실시예의 란에서 설명한다.

본 발명에서는, 알루미늄 합금재의 주표면에 있어서 측정되는 X 선 회절 패턴 중, 결정의 {100} 면에서 기인하는 회절 피크 및 {110} 면에서 기인하는 회절 피크에 주목하고 있다.

여기서, 알루미늄 합금재의 주표면에 있어서의 {100} 면에서 기인하는 X 선 회절 피크는, 알루미늄 합금재의 주표면의 표층 부분에 있어서, ND 로 결정의 {001} 면이 배향하고 있는 (ND 와 ＜001＞ 방향이 평행인, 이하 「ND//＜001＞」 이라고 표기한다.) 결정의 존재를 의미하고 있다. 또, {110} 면에서 기인하는 X 선 회절 피크에 대해서도, 상기와 마찬가지로, 알루미늄 합금재의 주표면의 표층 부분에 있어서, ND 로 결정의 {110} 면이 배향하고 있는 (ND 와 ＜110＞ 방향이 평행인, 이하 「ND//＜110＞」 이라고 표기한다.) 결정의 존재를 의미하고 있다.

도 5 및 6 은, (001) 표준 투영도 및 (110) 표준 투영도이다. 여기서, 도 5 의 점선 (x1) 은, ＜001＞ 방향에 직교하는 방향을 나타내고 있고, 도 6 의 점선 (x2) 은 ＜110＞ 방향에 직교하는 방향을 나타내고 있다.

상기 서술한 바와 같이 ND 와 LD 는 직교 관계에 있기 때문에 (도 4(b) 참조), 도 5 에 나타내는 바와 같이, ND//＜001＞ 의 결정 배향에서는, LD 로 {100} 면 ∼ {310} 면 ∼ {210} 면 ∼ {320} 면 ∼ {110} 면을 묶는 범위의 결정면이 배향하는 결정 배향이 된다. 이 중, {110} 면의 주변의 결정면은 변형에 의해 감소해 가는 불안정 방위이기 때문에, 실질적으로, X 선 회절 측정으로 ND//＜001＞ 의 결정 배향으로서 카운트 되는 결정은, LD 로 {100} 면의 주변의 결정면이 배향하고 있는 결정인 것으로 생각된다.

마찬가지로, 도 6 에 나타내는 바와 같이, ND//＜110＞ 의 결정 배향에서는, LD 로 {100} 면 ∼ {117} 면 ∼ {115} 면 ∼ {113} 면 ∼ {112} 면 ∼ {335} 면 ∼ {111} 면 ∼ {221} 면 ∼ {331} 면 ∼ {551} 면 ∼ {110} 면을 묶는 범위의 결정면이 배향하는 결정 배향이 된다. 이 중, {221} 면 ∼ {331} 면 ∼ {551} 면 ∼ {110} 면은 변형에 의해 감소해 가는 불안정 방위이고, {100} 면 ∼ … ∼ {111} 면을 묶는 범위의 결정면이, 변형에 의한 안정 방위이기 때문에, X 선 회절 측정으로 ND//＜110＞ 의 결정 배향으로서 카운트 되는 결정은, LD 로 상기 {100} 면 ∼ … ∼ {111} 면을 묶는 범위의 결정면이 배향하고 있는 결정인 것으로 생각된다.

즉, 본 발명에서 주목하는, 파라미터 (알루미늄 합금재의 주표면에 있어서 측정하여 얻은 X 선 회절 패턴에 의해 구해진 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀)) 는, 알루미늄 합금재의 주표면에 있어서, 변형에 의한 안정 방위에 배향하고 있는 전체 결정에서 차지하는, LD 로 {100} 면이 배향하고 있는 (LD//＜100＞ 으로 배향하고 있는) 결정의 비율에 대응하고 있다.

상기 서술한 바와 같이, 주표면에 있어서, LD//＜111＞ 의 결정 배향은, 강변형한 알루미늄 합금재의 굽힘 가공성을 저하시키고 있는 요인이 된다. 따라서, 굽힘 가공성을 향상시키는 관점에서는, 주표면의 집합 조직에 있어서, LD//＜111＞ 의 결정 배향을 감소시킴과 함께, LD//＜100＞ 의 결정 배향의 비율을 증가시키는 것이 바람직하다.

이와 같은 관점에서 주표면의 결정 방위 분포를 생각하면, 상기 서술한 바와 같이 ND//＜001＞ 의 결정 배향에서는, LD 로 {111} 면이 배향하는 경우는 없고 (도 5 참조), LD 로 비교적 안정적인 {100} 면의 주변의 결정면이 배향한다. 그 때문에, ND 에 주목하면, 주표면의 결정 방위 분포에 있어서, ND//＜001＞ 의 결정 배향의 비율을 증가시키는 것이 바람직하다.

따라서, 본 발명의 알루미늄 합금재의 주표면의 집합 조직은, 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족시키는 것이 중요하다. R 이 상기 범위를 만족한다는 것은, 알루미늄 합금재의 주표면의 표층 부분에, ND//＜001＞ 의 결정 배향의 비율이 많은, 즉, 굽힘 가공성의 향상에 기여하는 LD//＜100＞ 의 결정 배향이 많은 것, 또 굽힘 가공성을 악화시키는 LD//＜111＞ 의 결정 배향이 적은 것을 의미하고, 이에 따라 우수한 굽힘 가공성이 발휘된다. 또, 굽힘 가공성은, 주표면의 결정 배향에 있어서, LD//＜111＞ 의 결정 배향이 적고, LD//＜100＞ 의 결정 배향이 많을수록 양호해지기 때문에, 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 은 클수록 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.30 이상, 더욱 바람직하게는 0.45 이상, 특히 바람직하게는 0.60 이상, 한층 바람직하게는 0.75 이상이다. R 의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 2.0 이다.

(4) 본 발명의 알루미늄 합금재의 특성

[인장 강도]

인장 강도는, JIS Z 2241：2011 에 준거하여 측정된 값으로 한다. 자세한 측정 조건은, 후술하는 실시예의 란에서 설명한다.

본 발명의 알루미늄 합금재는, 특히 선재, 봉재인 경우에, 바람직하게는 인장 강도가 370 ㎫ 이상이다. 이와 같은 인장 강도는, ASTM INTERNATIONAL 에 나타나 있는 도전용 알루미늄 합금 중에서 가장 강도가 높은 A6201 의 인장 강도인 330 ㎫ 를 1 할 이상이나 상회한다 (규격명：B398/B398M-14). 따라서, 예를 들어, 본 발명의 알루미늄 합금재를 케이블에 적용한 경우에는, 케이블의 고장력을 유지한 채로, 케이블의 도체의 단면적 및 중량을 1 할 저감하는 효과가 있다. 또, 보다 바람직한 인장 강도는, 430 ㎫ 이상이다. 이와 같은 인장 강도는, ASTM INTERNATIONAL 에 나타나 있는 경동선 (硬銅線) 에 있어서의 인장 강도의 범위의 평균값에 상당한다 (규격명：B1-13). 따라서, 예를 들어, 이와 같은 본 발명의 알루미늄 합금재는, 경동선이 사용되는 용도에 적합하게 사용할 수 있으며, 경동선을 대체할 수 있는 효과가 있다. 더욱 바람직한 인장 강도는, 480 ㎫ 이상이고, 이와 같은 인장 강도는 상기 서술한 경동선의 최고값인 460 ㎫ 를 상회한다. 특히 바람직한 인장 강도는, 540 ㎫ 이상이고, 이와 같은 인장 강도는, 예를 들어, 2000 계, 7000 계의 고강도 알루미늄 합금에 필적하는 강도이며, 내식성, 성형성이 떨어지는 이들 알루미늄 합금을 대체할 수 있다. 또, 강계 또는 스테인리스강계의 각종 재료의 대체로서도 사용 가능하다. 한층 바람직한 인장 강도는, 600 ㎫ 이상이다. 이와 같은 고강도를 갖는 본 발명의 알루미늄 합금재는, Cu-Sn 계, Cu-Cr 계 등의 희박 구리 합금의 강신선 가공재의 대체로서 사용할 수 있다. 또한, 본 발명의 알루미늄 합금재의 인장 강도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 1000 ㎫ 이다.

또, 본 발명의 알루미늄 합금재의 제 2 실시형태에서는, 가열 후에 있어서도, 상기와 같은 높은 인장 강도를 유지할 수 있다. 특히, 110 ℃, 24 시간의 가열 후의 상태에서 측정한 인장 강도가 340 ㎫ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 370 ㎫ 이상이며, 더욱 바람직하게는 420 ㎫ 이상이다.

[비커스 경도 (HV) ]

비커스 경도 (HV) 는, JIS Z 2244：2009 에 준거하여 측정된 값으로 한다. 자세한 측정 조건은, 후술하는 실시예의 란에서 설명한다. 또한, 이미 부품이 된 가공물의 비커스 경도 (HV) 를 측정하는 경우에는, 가공물을 분해하여, 단면을 경면 연마하고, 그 단면에 대해 측정을 실시할 수도 있다.

본 발명의 알루미늄 합금재는, 특히 선재, 봉재인 경우에, 바람직하게는 비커스 경도 (HV) 가 100 이상이다. 이와 같은 비커스 경도 (HV) 는, ASTM INTERNATIONAL 에 나타나 있는 도전용 알루미늄 합금 중에서 가장 강도가 높은 A6201 의 비커스 경도 (HV) 인 90 을 1 할 이상이나 상회한다 (규격명：B398/B398M-14). 따라서, 예를 들어, 본 발명의 알루미늄 합금재를 케이블에 적용한 경우에는, 케이블의 고장력을 유지한 채로, 케이블의 도체의 단면적 및 중량을 1 할 저감하는 효과가 있다. 또, 보다 바람직한 비커스 경도 (HV) 는, 115 이상이다. 이와 같은 비커스 경도 (HV) 는, ASTM INTERNATIONAL 에 나타나 있는 경동선의 중간적인 HV 에 상당한다 (규격명：B1-13). 따라서, 예를 들어, 이와 같은 본 발명의 알루미늄 합금재는, 경동선이 사용되는 용도에 적합하게 사용할 수 있으며, 경동선을 대체할 수 있는 효과가 있다. 더욱 바람직한 비커스 경도 (HV) 는, 130 이상이며, 이와 같은 비커스 경도 (HV) 는 상기 서술한 경동선의 최고값인 125 를 상회한다. 특히 바람직한 비커스 경도 (HV) 는, 145 이상이고, 이와 같은 비커스 경도 (HV) 는, 예를 들어, 2000 계, 7000 계의 고강도 알루미늄 합금에 필적하는 강도이며, 내식성, 성형성이 떨어지는 이들 알루미늄 합금을 대체할 수 있다. 또, 강계 또는 스테인리스강계의 각종 재료의 대체로서도 사용 가능하다. 한층 바람직한 비커스 경도 (HV) 는, 160 이상이다. 이와 같은 고강도를 갖는 본 발명의 알루미늄 합금재는, Cu-Sn 계, Cu-Cr 계 등의 희박 구리 합금의 강신선 가공재의 대체로서 사용할 수 있다. 또한, 본 발명의 알루미늄 합금재의 비커스 경도 (HV) 의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 250 이다.

[굽힘 가공성]

굽힘 가공성은, JIS Z 2248：2006 에 준거하여, W 굽힘 시험을 실시함으로써 평가한다. 자세한 측정 조건은, 후술하는 실시예의 란에서 설명한다.

본 발명의 알루미늄 합금재는, 특히 선재, 봉재인 경우에, 상기 W 굽힘 시험에 의한 한계 내측 굽힘 반경이, 선경의 30 ∼ 70 ％ 인 것이 바람직하다. 여기서, 한계 내측 굽힘 반경이란, 상기 W 굽힘 시험과 같은 내측 굽힘을 실시하였을 때에, 크랙을 발생시키지 않는 한계의 굽힘 반경을 말한다. 상기와 같은 한계 내측 굽힘 반경을 갖는 본 발명의 알루미늄 합금재는, 예를 들어, 선재를 엮거나, 짜거나, 묶거나, 잇거나, 접속하는 등의 수법으로, 3 차원인 구조물을 조형할 때에, 가공성이 우수하다.

(5) 본 발명의 알루미늄 합금재의 금속 피복

본 발명의 알루미늄 합금재는, Cu, Ni, Ag, Sn, Au 및 Pd 로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1 종의 금속으로 덮여 있어도 된다. 이들 금속에는, Cu, Ni, Ag, Sn, Au 및/또는 Pd 를 주된 구성 원소로 한 합금 또는 금속간 화합물도 포함된다. 본 발명의 알루미늄 합금재에 이와 같은 금속을 피복함으로써, 접촉 저항, 땜납 젖음성, 내식성 등을 향상시킬 수 있다.

본 발명의 알루미늄 합금재를 상기 금속으로 피복하는 방법은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 치환 도금, 전해 도금, 클래드, 용사 등의 방법을 들 수 있다. 금속의 피복은, 경량화 등의 관점에서 피복의 두께는 얇은 것이 바람직하다. 그 때문에, 이들 방법 중, 치환 도금, 전해 도금이 특히 바람직하다. 또한, 알루미늄 합금재에 금속의 피복을 형성한 후, 또한 신선 가공을 실시해도 된다. 또, 금속으로 피복된 본 발명의 알루미늄 합금재의 결정 방위를 X 선 등에 의해 측정하는 경우에는, 금속의 피복을 제거하고 나서, 알루미늄 합금재의 표면으로부터 측정한다.

(6) 본 발명의 알루미늄 합금재와 다른 선재의 연선 구조체

또, 본 발명의 알루미늄 합금재는, 구리, 구리 합금, 알루미늄, 알루미늄 합금, 철, 철 합금 등의 다른 금속 재료와 합쳐 꼰, 연선 구조체여도 된다. 이와 같은 연선 구조는, 본 발명의 알루미늄 합금재로 구성된 도체와, 이들의 다른 금속 재료로 구성된 도체가 합쳐 꼬아져 혼재한 상태로 구성되어 있다. 도 7 은, 본 발명의 알루미늄 합금재를 사용한 연선 구조체의 일 실시형태를 모식적으로 나타낸 것으로서, 도 7(a) 가 횡단면도, 도 7(b) 가 평면도이다.

도 7 에 나타내는 바와 같이, 연선 구조체 (10) 는, 본 발명의 알루미늄 합금재로부터 제조된 제 1 도체 (20) 와, 구리, 구리 합금, 알루미늄, 알루미늄 합금, 철, 철 합금 등의 다른 금속 재료로부터 제조된 제 2 도체 (40) 로 구성되어 있다. 도 7 에 나타내는 실시형태에서는, 14 개의 제 1 도체 (20) 와 5 개의 제 2 도체 (40) 의 합계 19 개의 도체 전부를, 동일 피치로 S 꼬임 (우회전 꼬임) 방향으로 합쳐 꼬아, 1 × 19 의 꼬임 구조로 구성된 동심 연선으로서, 제 1 도체 (20) 와 제 2 도체 (40) 로서, 동일한 선경을 가져 것을 사용한 경우를 나타내고 있다.

연선 구조체 (10) 는, 특성이 상이한 2 종류의 도체 (제 1 도체 (20) 및 제 2 도체 (40)) 를 사용하고, 이들 도체 (20, 49) 를 합쳐 꼬아 혼재 상태로 구성함으로써, 고도전율 및 고강도를 구비하고, 내굴곡 피로 특성도 우수하고, 또한 경량화도 도모할 수 있다.

제 1 도체 (20) 와 제 2 도체 (40) 의 직경 (선경) 치수는, 동일해도 되고, 혹은 상이해도 된다. 예를 들어, 피로 수명을 중시하는 경우에는, 제 1 도체 (20) 와 제 2 도체 (40) 는, 직경 치수가 동일한 것이 바람직하다. 또, 연선 구조체를 구성하는 도체와 도체의 사이 및, 도체와 피복의 사이에 형성되는 틈의 저감을 중시하는 경우에는, 제 1 도체 (20) 와 제 2 도체 (40) 는, 직경 치수가 상이한 것이 바람직하다.

또한, 도 7 에서는, 소정 개수의 제 1 도체 (20) 와, 소정 개수의 제 2 도체 (49) 를, 동일 피치로 S 꼬임 방향 (오른쪽 꼬임) 으로 합쳐 꼬아, 1 × 19 의 꼬임 구조로 구성된 연선 도체 (10) 의 예를 나타냈지만, 연선 구조체 (10) 가, 제 1 도체 (20) 와 제 2 도체 (49) 를 합쳐 꼬아 혼재한 상태로 구성되어 있으면 된다. 그 때문에, 연선의 종류 (예를 들어 집합 연선, 동심 연선, 로프 연선 등), 꼬임 피치 (예를 들어 내층에 위치하는 도체와 외층에 위치하는 도체의 피치가 동일 또는 상이한 등), 꼬임 방향 (예를 들어, S 꼬임, Z 꼬임, 교차 꼬임, 평행 꼬임 등), 꼬임 구조 (1 × 7, 1 × 19, 1 × 37, 7 × 7 등), 선경 (예를 들어, 0.07 ∼ 2.00 ㎜φ) 등의 조건에 대해서는, 특별히 한정되는 것이 아니라, 연선 구조체 (10) 가 사용되는 용도 등에 따라 적절히, 설계 변경하는 것이 가능하다. 예를 들어, JIS C3327：2000 의 「600V 고무 캡타이어 케이블] 에, 다양한 꼬임 구조가 기재되어 있다.

연선 구조체 (10) 의 꼬임 구조로는, 예를 들어 도 8(a) 에 나타내는 바와 같이, 합계 36 개의 도체 (제 1 도체 및 제 2 도체) 를 묶은 상태로 일방향으로 합쳐 꼬아 집합 연선으로서 구성되어 있어도 된다. 또, 도 8(b) 에 나타내는 바와 같이, 합계 37 개의 도체 (제 1 도체 및 제 2 도체) 를, 1 개의 도체를 중심으로 하고, 이 도체의 둘레에, 6 개, 12 개, 18 개의 도체를 순차, 합쳐 꼬아 배치하여 1 × 37 구조의 동심 연선으로서 구성되어 있어도 된다. 나아가서는, 도 8(c) 에 나타내는 바와 같이, 7 개의 도체 (제 1 도체 및 제 2 도체) 를, 1 개의 도체를 중심으로 하고, 이 도체의 둘레에 6 개의 도체를 합쳐 꼰 1 × 7 구조를 갖는 연선의 7 개를 묶어 합쳐 꼬아 7 × 7 구조의 로프 연선으로서 구성되어 있어도 된다. 또한, 도 8 (a) ∼ (c) 에서는, 제 1 도체와 제 2 도체의 쌍방을 배치하고 있기는 하지만, 양자를 구별하지 않고 나타내고 있다. 또, 연선 구조체 (10) 를 구성하는 제 1 도체 (20) 와 제 2 도체 (40) 의 배치 관계에 대해서도, 특별히 한정되는 것이 아니라, 예를 들어, 제 1 도체 (20) 를, 연선 구조체 (10) 의, 내부측에 배치해도 되고, 혹은 외면측에 배치해도 되고, 나아가서는, 연선 구조체 (10) 의 내부측과 외면측에 분산시켜 랜덤으로 배치해도 된다.

(7) 본 발명의 알루미늄 합금재의 용도

본 발명의 알루미늄 합금재는, 철계 재료, 구리계 재료 및 알루미늄계 재료가 사용되고 있는 모든 용도가 대상이 될 수 있다. 구체적으로는, 전선, 케이블 등의 도전 부재, 집전체용의 메시, 그물 등의 전지용 부재, 나사, 볼트, 리벳 등의 체결 부품, 코일 스프링 등의 스프링용 부품, 커넥터, 단자 등의 전기 접점용 스프링 부재, 샤프트, 프레임 등의 구조용 부품, 가이드 와이어, 반도체용의 본딩 와이어, 발전기, 모터에 사용되는 코일 등으로서 적합하게 사용할 수 있다.

도전 부재의 보다 구체적인 용도 예로는, 가공 송전선, OPGW (광 파이버 복합 가공 지선), 지중 전선, 해저 케이블 등의 전력용 전선, 전화용 케이블, 동축 케이블 등의 통신용 전선, 유선 드론용 케이블, 데이터 전송용 케이블, 캡타이어 케이블, EV/HEV 용 충전 케이블, 해상 풍력 발전용 염회 (捻回) 케이블, 엘리베이터 케이블, 언빌리컬 케이불, 로봇 케이블, 전철용 가선, 트롤리선 등의 기기용 전선, 자동차용 와이어하네스, 선박용 전선, 항공기용 전선 등의 수송용 전선, 버스 바, 리드 프레임, 플렉시블 플랫 케이블, 피뢰침, 안테나, 커넥터, 단자, 케이블의 편조 (編粗) 등을 들 수 있다.

또, 최근, 고도 정보화 사회의 진전에 수반하여, 데이터 전송용 케이블에서는, 실드선으로서 편조 (編組) 구조의 구리선이 사용되고 있다. 이들 실드선도, 본 발명의 알루미늄 합금재로 함으로써 경량화할 수 있다.

전지용 부재에는, 태양 전지의 전극 등을 들 수 있다.

구조용 부품의 보다 구체적인 용도 예로는, 건축 현장의 족장 (足場), 컨베이어 메시 벨트, 의료용 금속 섬유, 사슬 갑옷, 펜스, 제충 네트, 지퍼, 패스너, 클립, 알루미늄 울, 브레이크 와이어, 스포크 등의 자전거용 부품, 강화 유리의 보강선, 파이프 시일, 메탈 패킹, 케이블의 보호 강화재, 팬 벨트의 심금, 액추에이터 구동용 와이어, 체인, 행거, 방음용 메시, 선반 널 등을 들 수 있다.

체결 부품의 보다 구체적인 용도예로는, 육각구멍붙이 멈춤나사, 스테이플, 압정 등을 들 수 있다.

스프링용 부품의 보다 구체적인 용도 예로는, 스프링 전극, 단자, 커넥터, 반도체 프로브용 스프링, 판 스프링, 태엽용 스프링 등을 들 수 있다.

또, 수지계 재료, 플라스틱 재료, 천 등에 도전성을 갖게 하거나, 강도나 탄성률을 제어하거나 하기 위해서 첨가하는 금속 섬유로서도 적합하다.

또, 안경 프레임, 시계용 벨트, 만년필의 펜끝, 포크, 헬멧, 주사 바늘 등의 민생 부재, 의료 부재에도 적합하다.

이상, 본 발명의 실시형태에 대해 설명했는데, 본 발명은 상기 실시형태에 한정되는 것이 아니라, 본 발명의 개념 및 청구의 범위에 포함되는 모든 양태를 포함하고, 본 발명의 범위 내에서 다양하게 개변할 수 있다.

실시예

다음으로, 본 발명의 효과를 더욱 명확하게 하기 위해서, 실시예 및 비교예에 대해 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.

(실시예 1 ∼ 12)

먼저, 표 1 에 나타내는 합금 조성, 즉 제 1 실시형태의 합금 조성을 갖는 10 ㎜φ 의 각 봉재 (棒材) 를 준비하였다. 다음으로, 각 봉재를 사용하여, 표 1 에 나타내는 제조 조건으로, 각각의 알루미늄 합금 선재 (0.07 ∼ 2.0 ㎜φ) 를 제조하였다.

(비교예 1)

비교예 1 에서는, 99.99 질량％-Al 로 이루어지는 10 ㎜φ 의 봉재를 사용하여, 표 1 에 나타내는 제조 조건으로, 알루미늄 선재 (0.24 ㎜φ) 를 제조하였다.

(비교예 2 ∼ 4)

비교예 2 ∼ 4 에서는, 표 1 에 나타내는 합금 조성을 갖는 10 ㎜φ 의 각 봉재를 사용하여, 표 1 에 나타내는 제조 조건으로, 각각의 알루미늄 합금 선재 (0.07 ∼ 2.0 ㎜φ) 를 제조하였다.

또한, 표 1 에 나타내는 제조 조건 A ∼ H 는, 구체적으로는 이하와 같다.

＜제조 조건 A＞

준비한 봉재에 대하여, 가공도 1.1 의 냉간 가공 [1] 과, 65 ℃ 에서 6 시간의 안정화 열 처리 [2] 를, 이 순서로 실시하는 처리 (이하, 처리 세트 A 로 한다) 를, 3 세트 실시하였다 (냉간 가공 [1] 의 합계 가공도 3.3). 또한, 조질 어닐링 [3] 은 실시하지 않았다.

＜제조 조건 B＞

상기 처리 세트 A 를 5 세트 실시한 것 이외에는, 제조 조건 A 와 동일한 조건으로 실시하였다 (냉간 가공 [1] 의 합계 가공도 5.5).

＜제조 조건 C＞

상기 처리 세트 A 를 7 세트 실시한 것 이외에는, 제조 조건 A 와 동일한 조건으로 실시하였다 (냉간 가공 [1] 의 합계 가공도 7.7).

＜제조 조건 D＞

상기 처리 세트 A 를 9 세트 실시한 것 이외에는, 제조 조건 A 와 동일한 조건으로 실시하였다 (냉간 가공 [1] 의 합계 가공도 9.9).

＜제조 조건 E＞

준비한 봉재에 대하여, 상기 처리 세트 A 를 3 세트 실시하고 (냉간 가공 [1] 의 합계 가공도 3.3), 그 후, 처리 온도 140 ℃, 유지 시간 1 시간의 조건으로 조질 어닐링 [3] 을 실시하였다.

＜제조 조건 F＞

상기 처리 세트 A 를 5 세트 실시한 (냉간 가공 [1] 의 합계 가공도 5.5) 것 이외에는, 제조 조건 E 와 동일한 조건으로 실시하였다.

＜제조 조건 G＞

상기 처리 세트 A 를 2 세트 실시한 (냉간 가공 [1] 의 합계 가공도 2.2) 것 이외에는, 제조 조건 A 와 동일한 조건으로 실시하였다.

＜제조 조건 H＞

준비한 봉재에 대하여, 가공도가 7.7 인 냉간 가공 [1] 을 실시하였다. 또한, 안정 가열 처리 [2] 및 조질 어닐링 [3] 은 실시하지 않았다.

(비교예 5 및 6)：표 1 의 제조 조건 I

표 1 에 나타내는 합금 조성을 갖는 봉재에 대하여, 상기 처리 세트 A 를 1 ∼ 3 세트 실시하였지만, 도중에 단선이 다발했기 때문에, 작업을 중지하였다.

(비교예 7)：표 1 의 제조 조건 J

표 1 에 나타내는 합금 조성을 갖는 봉재에 대하여, 처리 온도 180 ℃, 유지 시간 10 시간의 시효 석출 열 처리 [0] 을 실시하고, 그 후, 상기 처리 세트 A 를 2 세트 실시하였지만, 도중에 단선이 다발했기 때문에, 작업을 중지하였다.

(비교예 8)：표 1 의 제조 조건 K

전기용 Al 지금 (地金) (JIS H 2110), Al-Mg 부합금 및 Al-Si 모합금을 용해하여, Al-0.7 질량％ Mg-0.7 질량％ Si 의 합금 조성을 갖는 용탕을 제조하였다. 얻어진 용탕을 주조 후, 60 ㎜φ, 240 ㎜ 길이의 빌렛을 470 ℃ 의 열간 압출에 의해, 황인선 (荒引線) 을 얻었다. 얻어진 황인선을, 가공율 70 ％ (가공도 1.20) 로 제 1 신선 가공을 실시하고, 그 후 130 ℃ 에서 5 시간의 1 차 열 처리를 실시하였다. 또한 가공율 60 ％ (가공도 0.92) 로 제 2 신선 가공을 실시하고, 그 후 160 ℃ 에서 4 시간의 2 차 열 처리를 실시하여, 알루미늄 합금 선재 (2 ㎜φ) 를 얻었다.

(비교예 9)：표 1 의 제조 조건 L

Al-0.51 질량％ Mg-0.58 질량％ Si-0.79 질량％ Fe 의 합금 조성을 갖는 용탕을, 프로페르치식 연속 주조 압연기에 의해 10 ㎜φ 의 봉재로 하였다. 얻어진 봉재를, 껍질을 벗긴 후에 9.5 ㎜φ 로 하고, 가공도 2.5 의 제 1 신선 가공을 실시하고, 그 후 300 ∼ 450 ℃ 에서 0.5 ∼ 4 시간의 1 차 열 처리를 실시하였다. 또한 가공도 4.3 의 제 2 신선 가공을 실시하고, 그 후 연속 통전 열 처리로, 612 ℃ 에서 0.03 초의 2 차 열 처리 (조질 어닐링 [3] 에 대응) 를 실시하였다. 또한, 150 ℃ 에서 10 시간의 시효 열 처리를 실시하고, 알루미늄 합금 선재 (0.31 ㎜φ) 를 얻었다.

(비교예 10)：표 1 의 제조 조건 M

그라파이트 도가니 내에, 순도가 99.95 질량％ 인 알루미늄, 순도가 99.95 질량％ 인 마그네슘, 순도가 99.99 질량％ 인 규소, 순도가 99.95 질량％ 인 철을 각각 소정량 투입하고, 고주파 유도 가열에 의해 720 ℃ 에서 교반 용융하여, Al-0.6 질량％ Mg-0.3 질량％ Si-0.05 질량％ Fe 의 합금 조성을 갖는 용탕을 제조하였다. 얻어진 용탕을 그라파이트 다이스가 형성된 용기로 옮기고, 수랭한 그라파이트 다이스를 개재하여, 약 300 ㎜/분의 주조 속도로 10 ㎜φ, 길이가 100 ㎜ 인 와이어를 연속 주조하였다. 또한, ECAP (Equal Channel Angular Pressing) 법에 의해 4.0 의 누적 상당 왜곡을 도입하였다. 이 단계의 재결정화 온도는 300 ℃ 로 요구되었다. 그리고, 불활성 가스 분위기 중에서, 250 ℃ 에서 2 시간의 사전 가열을 실시하였다. 다음으로, 가공율 29 ％ (가공도 0.34) 의 제 1 신선 처리를 실시하였다. 이 단계의 재결정 온도는 300 ℃ 로 요구되었다. 그리고, 불활성 가스 분위기 중에서, 260 ℃ 에서 2 시간의 1 차 열 처리를 실시하였다. 그 후, 수랭한 신선 다이스 내를 500 ㎜/분의 인발 속도로 통과시켜, 가공도 9.3 의 제 2 신선 처리를 실시하였다. 이 단계의 재결정화 온도는 280 ℃ 로 요구되었다. 그리고, 불활성 가스 분위기 중에서, 220 ℃ 에서 1 시간의 2 차 열 처리를 실시하여, 알루미늄 합금 선재 (0.08 ㎜φ) 를 얻었다.

(실시예 13 ∼ 28)

먼저, 표 2 에 나타내는 합금 조성, 즉 제 2 실시형태의 합금 조성을 갖는 10 ㎜φ 의 각 봉재를 준비하였다. 다음으로, 각 봉재를 사용하여, 표 2 에 나타내는 제조 조건으로, 각각의 알루미늄 합금 선재 (0.07 ∼ 2.0 ㎜φ) 를 제조하였다.

(비교예 11)

비교예 11 에서는, 99.99 질량％-Al 로 이루어지는 10 ㎜φ 의 봉재를 사용하여, 표 2 에 나타내는 제조 조건으로, 알루미늄 선재 (0.24 ㎜φ) 를 제조하였다.

(비교예 12 ∼ 14)

비교예 12 ∼ 14 에서는, 표 2 에 나타내는 합금 조성을 갖는 10 ㎜φ 의 각 봉재를 사용하여, 표 2 에 나타내는 제조 조건으로, 각각의 알루미늄 합금 선재 (0.07 ∼ 2.0 ㎜φ) 를 제조하였다.

또한, 표 2 에 나타내는 제조 조건 A ∼ J, M 은, 상기 서술한 바와 같다.

(비교예 15 ∼ 17)

표 2 에 나타내는 합금 조성을 갖는 봉재에 대하여, 상기 서술한 제조 조건 I 에서는, 도중에 단선이 다발했기 때문에, 작업을 중지하였다.

(비교예 18)

표 2 에 나타내는 합금 조성을 갖는 봉재에 대하여, 상기 서술한 제조 조건 J 에서는, 도중에 단선이 다발했기 때문에, 작업을 중지하였다.

(비교예 19)：표 2 의 제조 조건 N

전기용 Al 지금을 용해하고, 이것에 Mg 단체, Al-25 질량％ Si 모합금, Al-6 질량％ Fe 합금, Al-50 질량％ Cu 모합금, Al-10 질량％ Cr 모합금을 첨가하여, 용해하고, Al-1.03 질량％ Mg-0.90 질량％ Si-0.20 질량％ Fe-0.16 질량％ Cu-0.15 질량％ Cr 의 합금 조성을 갖는 용탕을 제조하였다. 얻어진 용탕을 벨트 앤드 휠형 연속 주조 압연기에 의해 연속적으로 주조 압연하고, 9.5 ㎜φ 의 황인선을 얻었다. 얻어진 황인선을, 520 ℃ 의 용체화 물 퀀칭하고, 200 ℃ 에서 4 시간 유지하는 인공 시효 처리, 가공율 86.4 ％ (가공도 2.0) 의 신선 가공, 140 ℃ 에서 4 시간의 템퍼링을 실시하여, 알루미늄 합금 선재 (3.5 ㎜φ) 를 얻었다.

(비교예 20)：표 2 의 제조 조건 O

순도 99.8 ％ 의 전기용 알루미늄을 사용하고, 이것에 Al-6 질량％ Fe 모합금, Al-50 질량％ Cu 모합금, Al-20 질량％ Si 모합금, Mg 단체의 각 재료를 첨가하여, Al-0.90 질량％ Mg-0.80 질량％ Si-0.20 질량％ Fe-1.30 질량％ Cu 의 합금 조성을 갖는 용탕을 제조하였다. 얻어진 용탕을 벨트 앤드 휠형의 연속 주조 압연에 의해 황인선 (18 ㎜φ) 을 얻었다. 얻어진 황인선에, 가공율 47 ％ (가공도 0.63) 의 제 1 신선 가공을 실시하고, 9.5 ㎜φ 로 하고, 520 ℃ 에서 2 시간 용체화 처리를 실시한 후, 물 퀀칭하였다. 이 선을 200 ℃ 에서 4 시간 시효 처리하고, 또한 가공율 86 ％ (가공도 2.0) 의 제 2 신선 가공, 140 ℃ 에서 4 시간의 열 처리를 실시하여, 알루미늄 합금 선재 (3.5 ㎜φ) 를 얻었다.

(비교예 21)：표 2 의 제조 조건 P

Al-0.70 질량％ Mg-0.69 질량％ Si-1.01 질량％ Fe-0.35 질량％ Cu 의 합금 조성을 갖는 용탕을, 프로페르치식 연속 주조 압연기에 의해 10 ㎜φ 의 봉재로 하였다. 얻어진 봉재를, 껍질을 벗긴 후에 9.5 ㎜φ 로 하고, 가공도 2.6 의 제 1 신선 가공을 실시하고, 그 후 300 ∼ 450 ℃ 에서 0.5 ∼ 4 시간의 1 차 열 처리를 실시하였다. 또한 가공도 3.6 의 제 2 신선 가공을 실시하고, 그 후 연속 통전 열 처리로, 555 ℃ 에서 0.15 초의 2 차 열 처리를 실시하였다. 또한 175 ℃ 에서 15 시간의 시효 열 처리를 실시하여, 알루미늄 합금 선재 (0.43 ㎜φ) 를 얻었다.

(비교예 22)

표 2 에 나타내는 합금 조성을 갖는 용탕을 제조하고, 상기 서술한 제조 조건 M 에 의해, 알루미늄 합금 선재 (0.08 ㎜φ) 를 얻었다.

(비교예 23)：표 2 의 제조 조건 Q

Al-0.60 질량％ Mg-0.30 질량％ Si-0.50 질량％ Fe-0.20 질량％ Cu-0.02 질량％ Ti 의 합금 조성을 갖는 용탕을, 연속 주조기로 주조하여, 선경 25 ㎜ 의 캐스트 바를 제조하였다. 이어서, 얻어진 캐스트 바를 열간 압연하여 선경 9.5 ㎜ 의 알루미늄 합금선을 제조하고, 550 ℃ 에서 3 시간 용체화 처리를 실시하고 냉각시켰다. 이 알루미늄 합금선을 신직화 (伸直化), 세정, 전해 탈지하고, 스테인리스제 브러시로 연마하였다. 또한, 두께 0.4 ㎜ 의 산소량 10 ppm 의 무산소구리 테이프를 세로로 첨부하고, 알루미늄 합금선을 덮도록 무산소구리 테이프를 알루미늄 합금선 상에 관상 (管狀) 으로 성형한 후, 무산소구리 테이프의 맞댄부를 TIG 방식으로 연속적으로 용접하였다. 그 후, 가공율 15 ∼ 30 ％ 의 다이스를 사용하여 신선기에 의해 냉간 신선 가공을 실시하고, 선경 0.2 ㎜ 의 구리 피복 알루미늄 합금선을 제조하였다.

[평가]

상기 실시예 및 비교예에 관련된 알루미늄계 선재를 사용하여, 하기에 나타내는 특성 평가를 실시하였다. 각 특성의 평가 조건은 하기하는 바와 같다. 결과를 표 1 에 나타낸다.

[1] 합금 조성

JIS H1305：2005 에 준하여, 발광 분광 분석법에 의해 실시하였다. 또한, 측정은, 발광 분광 분석 장치 (히타치 하이테크 사이언스사 제조) 를 사용하여 실시하였다.

[2] 조직 관찰

금속 조직의 관찰은, 투과 전자 현미경 (JEM-2100PLUS, 니혼 전자사 제조) 을 사용하여, TEM (Transmission Electron Microscopy) 관찰에 의해 실시하였다. 가속 전압은 200 ㎸ 로 관찰하였다. 관찰용 시료는, 상기 선재의 길이 방향 (신선 방향 X) 에 평행한 단면에 대해, FIB (Focused Ion Beam) 에 의해 두께 100 ㎚ ± 20 ㎚ 로 절단하고, 이온 밀링으로 마무리한 것을 사용하였다.

TEM 관찰에서는, 회색 콘트라스트를 사용하여, 콘트라스트의 차이를 결정의 방위로서, 콘트라스트가 불연속으로 상이한 경계를 결정립계로서 인식하였다. 또한, 전자선의 회절 조건에 따라서는, 결정 방위가 상이해도 그레이 콘트라스트에 차가 없는 경우가 있으므로, 그 경우에는, 전자 현미경의 시료 스테이지 내에 있어서의 직교하는 2 개의 시료 회전축에 의해 ±3° 씩 기울여 전자선과 시료의 각도를 바꾸어, 복수의 회절 조건으로 관찰면을 촬영하고, 입계를 인식하였다. 또한 관찰 시야는, (15 ∼ 40) ㎛ × (15 ∼ 40) ㎛ 로 하고, 상기 단면에 있어서, 선경 방향 (길이 방향에 수직인 방향) 에 대응하는 선 상의, 중심과 표층의 중간 부근의 위치 (표층측으로부터 선경의 약 1/4 중심측의 위치) 에서 관찰을 실시하였다. 관찰 시야는, 결정립의 크기에 따라, 적절히 조정하였다.

그리고, TEM 관찰을 실시하였을 때에 촬영한 화상으로부터, 선재의 길이 방향 (신선 방향 X) 에 평행한 단면에 있어서, 섬유상의 금속 조직의 유무를 판단하였다. 도 9 는, TEM 관찰을 실시하였을 때에 촬영한, 실시예 2 의 선재의 길이 방향 (신선 방향 X) 에 평행한 단면의 TEM 화상의 일부이다. 본 실시예에서는, 도 9 와 같은 금속 조직이 관찰된 경우에, 섬유상의 금속 조직이 「유」 라고 평가하였다.

또한, 각각의 관찰 시야에 있어서, 결정립 중 임의의 100 개를 선택하여, 각각의 결정립의 길이 방향에 수직인 치수와, 결정립의 길이 방향에 평행한 치수를 측정하고, 그 결정립의 어스펙트비를 산출하였다. 또한, 결정립의 길이 방향에 수직인 치수와 어스펙트비에 대해서는, 관찰한 결정립의 총 수로부터, 평균값을 산출하였다. 또한, 관찰된 결정립이 400 ㎚ 보다 분명하게 큰 경우에는, 각 치수를 측정하는 결정립의 선택수를 줄여, 각각의 평균값을 산출하였다. 또, 결정립의 길이 방향에 평행한 치수가, 분명하게 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 10 배 이상인 것에 대해서는, 일률적으로 어스펙트비 10 이상으로 판단하였다.

[3] X 선 회절 측정

도 4 에 나타내는 바와 같이, 선재를 유리판 상에 깔아, X 선 측정용의 샘플로 하였다. 그리고, 통상적인 파우더법의 요령으로 측정을 실시하고, 회절 조건의 2θ 와 회절 강도의 관계의 데이터를 채취하였다. 얻어진 X 선 회절 패턴의 데이터로부터 백그라운드를 제거한 후에, {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 적분 회절 강도와 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 적분 회절 강도를 해석하고, 각각 피크 강도 I₂₀₀ 과 피크 강도 I₂₂₀ 으로 하여 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 을 산출하였다.

[4] 인장 강도

JIS Z2241：2001 에 준하여, 정밀 만능 시험기 (시마즈 제작소사 제조) 를 사용하여, 인장 시험을 실시하고, 인장 강도 (㎫) 를 측정하였다. 또한, 상기 시험은, 평점간 거리를 10 cm, 변형 속도를 10 ㎜/분의 조건으로 실시하였다.

표 1 에 있어서의 각 선재에 있어서는, 각 선재에 대해 3 개씩 인장 강도의 측정을 실시하고 (N = 3), 그 평균값을 각 선재의 인장 강도로 하였다. 인장 강도는 클수록 바람직하고, 표 1 에 있어서의 각 선재에서는, 370 ㎫ 이상을 합격 레벨로 하였다.

표 2 에 있어서의 각 선재에 있어서는, 인장 시험은, 상기의 각 제조 조건으로 제조한 채의 상태인 선재와, 또한 제조 후에 110 ℃ 에서 24 시간 가열한 선재의 각각에 대해, 각 3 개씩 측정하고, 각각의 평균값 (N = 3) 을, 각 선재의 가열 전의 인장 강도와, 가열 후의 인장 강도로 하였다. 표 2 에 있어서의 각 선재에서는, 가열 전의 선재에 대해서는, 370 ㎫ 이상을 합격 레벨로 하고, 가열 후의 선재에 대해서는, 370 ㎫ 이상의 것을 특히 양호 「◎」 로 하고, 370 ㎫ 미만, 340 ㎫ 이상을 양호 「○」 로 하고, 340 ㎫ 미만의 것은 불량 「×」 로 평가하였다.

[5] 비커스 경도 (HV)

JIS Z 2244：2009 에 준하여, 미소 경도 시험기 HM-125 (아카시사 (현 (現) 미츠토요사) 제조) 를 사용하여, 비커스 경도 (HV) 를 측정하였다. 이 때, 시험력은 0.1 kgf, 유지 시간은 15 초로 하였다. 또, 측정 위치는, 선재의 길이 방향에 평행한 단면에 있어서, 선경 방향 (길이 방향에 수직인 방향) 에 대응하는 선 상의, 중심과 표층의 중간 부근의 위치 (표층측으로부터 선경의 약 1/4 중심측의 위치) 로 하고, 측정값 (N = 5) 의 평균값을, 각 선재의 비커스 경도 (HV) 로 하였다. 또한, 측정값의 최대값 및 최소값의 차가 10 이상인 경우에는, 더욱 측정수를 늘려, 측정값 (N = 10) 의 평균값을 그 선재의 비커스 경도 (HV) 로 하였다. 비커스 경도 (HV) 는 클수록 바람직하고, 표 1, 2 의 각 선재에 있어서는, 100 이상을 합격 레벨로 하였다.

[6] 굽힘 시험

JIS Z 2248：2006 에 준하여, W 굽힘 시험을 실시하였다. 내측 굽힘 반경은 선경의 30 ∼ 70 ％ 로 하였다. 또, 시험은, 각 선재는 5 개씩 실시하였다 (N = 5). 평가는, 굽힘 정점을 위에서 광학 현미경으로 관찰하여 실시하고, 표 1, 2 의 각 선재에 있어서, 5 개의 시료 어느 것에도 크랙이 발생하고 있지 않은 경우를 합격 「○」 로 하고, 5 개 중 1 개라도 크랙이 발생하고 있는 경우를 불합격 「×」 로 하였다.

표 1 의 결과로부터, 본 발명의 실시예 1 ∼ 12 의 알루미늄 합금 선재는, 특정한 합금 조성을 갖고, 또한 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고, 그 일방향에 평행한 단면에 있어서, 결정립의 길이 방향에 수직인 치수는 400 ㎚ 이하이고, 선재의 주표면은, X 선 회절법에 의해 구해진 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 갖는 것이 확인되었다. 도 9 는, 실시예 2 에 관련된 알루미늄 합금 선재의 신선 방향에 평행한 단면의 TEM 화상이다. 또한, 실시예 1 및 3 ∼ 12 에 관련된 알루미늄 합금 선재의 길이 방향에 평행한 단면에 대해서도, 도 9 와 동일한 금속 조직이 확인되었다.

이와 같은 특유의 금속 조직을 가짐과 함께, 주표면에 특유의 집합 조직을 갖는 실시예 1 ∼ 12 에 관련된 알루미늄 합금 선재는, 철계 또는 구리계의 금속 재료에 필적하는 고강도 (예를 들어, 인장 강도 370 ㎫ 이상, 비커스 경도 (HV) 100 이상) 와, 우수한 굽힘 가공성 (예를 들어, 알루미늄 합금재가 선재인 경우에, JIS Z 2248：2006 에 준하여 실시하는 W 굽힘 시험에 있어서, 내측 굽힘 반경이 선경의 30 ∼ 70 ％ 일 때, 크랙을 발생시키지 않는다) 을 양립할 수 있는 것이 확인되었다.

이에 반해, 비교예 1 ∼ 4 및 8 ∼ 10 의 알루미늄계 선재는, 조성이 본 발명의 합금 조성의 적정 범위를 만족하고 있지 않거나, 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고 있지 않거나, 결정립의 길이 방향에 수직인 치수도 500 ㎚ 이상이거나, 선재의 주표면에 있어서의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 미만이거나, 중 어느 하나 이상에 해당하는 것이 확인되었다. 이와 같은 비교예 1 ∼ 4 및 8 ∼ 10 의 알루미늄계 선재는, 실시예 1 ∼ 12 의 알루미늄 합금 선재에 비해, 인장 강도, 비커스 경도 (HV) 및 굽힘 가공성 중 어느 하나 이상의 특성이 현저하게 떨어져 있는 것이 확인되었다.

또, 비교예 5 및 6 에서는, 준비한 봉재의 합금 조성이 본 발명의 적정 범위를 만족하고 있지 않기 때문에, 소정의 조건으로 신선 가공 [1] 을 1 ∼ 3 회 실시하는 동안에 가공 균열이 발생하는 것이 확인되었다. 또, 비교예 7 에서는, 신선 가공 [1] 에 앞서, 시효 석출 열 처리 [0] 이 실시되어 있기 때문에, 소정의 조건으로 신선 가공 [1] 을 2 회 실시하는 동안에 가공 균열이 발생하는 것이 확인되었다.

표 2 의 결과로부터, 본 발명의 실시예 13 ∼ 28 의 알루미늄 합금 선재는, 특정한 합금 조성을 갖고, 또한 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고, 그 일방향에 평행한 단면에 있어서, 결정립의 길이 방향에 수직인 치수는 400 ㎚ 이하이고, 선재의 주표면은, X 선 회절법에 의해 구해진 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 갖는 것이 확인되었다. 도 10 은, 실시예 14 에 관련된 알루미늄 합금 선재의 신선 방향에 평행한 단면의 TEM 화상이다. 또한, 실시예 13 및 15 ∼ 28 에 관련된 알루미늄 합금 선재의 길이 방향에 평행한 단면에 대해서도, 도 10 과 동일한 금속 조직이 확인되었다.

이와 같은 특유의 금속 조직을 가짐과 함께, 주표면에 특유의 집합 조직을 갖는 실시예 13 ∼ 28 에 관련된 알루미늄 합금 선재는, 철계나 구리계의 금속 재료에 필적하는 고강도 (예를 들어, 인장 강도 370 ㎫ 이상, 비커스 경도 (HV) 100 이상) 와, 우수한 굽힘 가공성 (예를 들어, 알루미늄 합금재가 선재인 경우에, JIS Z 2248：2006 에 준하여 실시하는 W 굽힘 시험에 있어서, 내측 굽힘 반경이 선경의 30 ∼ 70 ％ 일 때, 크랙을 발생시키지 않는다) 을 양립할 수 있는 것이 확인되었다. 또, 본 발명의 실시예 13 ∼ 28 에 관련된 알루미늄 합금 선재는, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상을 소정량 함유하고 있기 때문에, 가열 후에 있어서도 높은 인장 강도를 유지하고 있고, 내열성에도 우수한 것이 확인되었다.

이에 반해, 비교예 11 ∼ 14 및 19 ∼ 23 의 알루미늄계 선재는, 조성이 본 발명의 합금 조성의 적정 범위를 만족하고 있지 않거나, 결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고 있지 않거나, 결정립의 길이 방향에 수직인 치수도 500 ㎚ 이상이거나, 선재의 주표면에 있어서의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 미만이거나, 중 어느 하나 이상에 해당하는 것이 확인되었다. 이와 같은 비교예 11 ∼ 14 및 19 ∼ 23 의 알루미늄계 선재는, 실시예 13 ∼ 28 의 알루미늄 합금 선재에 비해, 신선 가공한 채로 (가열 전) 의 상태에서의 인장 강도, 가열 후의 상태에서의 인장 강도 (내열성), 비커스 경도 (HV) 및 굽힘 가공성 중 어느 하나 이상의 특성이 현저하게 떨어져 있는 것이 확인되었다.

또, 비교예 15 ∼ 17 에서는, 준비한 봉재의 합금 조성이 본 발명의 적정 범위를 만족하고 있지 않기 때문에, 소정의 조건으로 냉간 가공 [1] 을 1 ∼ 3 회 실시하는 동안에 가공 균열이 발생하는 것이 확인되었다. 또, 비교예 18 에서는, 냉간 가공 [1] 에 앞서, 시효 석출 열 처리 [0] 이 실시되어 있기 때문에, 소정의 조건으로 신선 가공 [1] 을 2 회 실시하는 동안에 가공 균열이 발생하는 것이 확인되었다.

1 : 결정립
10, 10A, 10B, 10C : 연선 구조체
20 : 제 1 도체
40 : 제 2 도체

Claims

Mg：0.2 ∼ 1.8 질량％, Si：0.2 ∼ 2.0 질량％, Fe：0.01 ∼ 1.50 질량％, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0 ∼ 2.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성을 갖는 알루미늄 합금재로서,
결정립이 일방향으로 모여 연장된 섬유상의 금속 조직을 갖고,
상기 일방향에 평행한 단면 (斷面) 에 있어서, 상기 결정립의 길이 방향에 수직인 치수의 평균값이 400 ㎚ 이하이고,
상기 알루미늄 합금재의 주표면이, X 선 회절법에 의해 구해진 {100} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₀₀ 과 {110} 면에서 기인하는 회절 피크의 피크 강도 I₂₂₀ 의 피크 강도비 R (I₂₀₀/I₂₂₀) 이 0.20 이상을 만족하는 결정 방위 분포를 갖는 것을 특징으로 하는, 알루미늄 합금재.
제 1 항에 있어서,
Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0 질량％ 를 함유하는, 알루미늄 합금재.
제 1 항에 있어서,
Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr 및 Sn 에서 선택되는 1 종 이상：합계 0.06 ∼ 2.0 질량％ 를 함유하는, 알루미늄 합금재.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
비커스 경도 (HV) 가, 100 ∼ 250 인, 알루미늄 합금재.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
Cu, Ni, Ag, Sn, Au 및 Pd 로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1 종의 금속으로 덮여 있는, 알루미늄 합금재.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 도전 부재.
제 6 항에 있어서,
상기 도전 부재가 엘리베이터 케이블인, 도전 부재.
제 6 항에 있어서,
상기 도전 부재가 항공기용 전선인, 도전 부재.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 전지용 부재.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 체결 부품.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 스프링용 부품.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재를 사용한 구조용 부품.