WO2018181505A1 - 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、バネ用部品および構造用部品 - Google Patents

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、バネ用部品および構造用部品 Download PDF

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洋 金子
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古河電気工業株式会社
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
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    • H01B1/023—Alloys based on aluminium

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength aluminum alloy material.
  • Such aluminum alloy materials are used in a wide range of applications, for example, conductive members (elevator cables, aircraft wires, etc.), battery members, fastening parts, spring parts, and structural parts.
  • iron- or copper-based wires have been widely used as the metal thin wires as described above. Recently, however, the specific gravity is smaller than that of iron-based or copper-based metal materials, and thermal expansion is further increased. In addition to a large coefficient, electrical and thermal conductivity is relatively good, and corrosion resistance is excellent. Particularly, an alternative to an aluminum-based material that has a small elastic coefficient and elastically deforms flexibly is being studied.
  • the pure aluminum material has a problem that its strength is lower than that of an iron-based or copper-based metal material.
  • aluminum alloy materials of 2000 series (Al-Cu series) and 7000 series (Al-Zn-Mg series), which are relatively high strength aluminum alloy materials, have problems such as poor corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance. was there.
  • an aluminum alloy material of 6000 series (Al—Mg—Si series) containing Mg and Si and having excellent electrical and thermal conductivity and corrosion resistance has been widely used.
  • 6000 series aluminum alloy material has higher strength among aluminum alloy materials, it is not yet sufficient strength, and further enhancement of strength is desired.
  • methods for increasing the strength of an aluminum alloy material include a method by crystallization of an aluminum alloy material having an amorphous phase (Patent Document 1), a method of forming fine crystal grains by an ECAP method (Patent Document 2), and room temperature.
  • a method for forming fine crystal grains by performing cold working at the following temperature (Patent Document 3), a method for dispersing carbon nanofibers (Patent Document 4), and the like are known.
  • the size of the aluminum alloy material to be produced is small, and industrial practical application is difficult.
  • Patent Document 5 discloses a method for obtaining an Al—Mg alloy having a microstructure by controlling the rolling temperature. Although this method is excellent in industrial mass productivity, further improvement in strength has been a problem.
  • aluminum alloy materials generally have a problem in that bending workability, which is a property contrary to strength, is lowered when the strength is increased. Therefore, for example, when an aluminum alloy material is used as a thin line for modeling the above-described three-dimensional structure, it is desired to improve the bending workability as well as increasing the strength.
  • An object of the present invention is to provide an aluminum alloy material having high strength and excellent bending workability, which can be used as a substitute for an iron-based or copper-based metal material, and a conductive member, a battery member, a fastening component, and a spring. It is to provide parts and structural parts.
  • the inventor has an aluminum alloy material having a predetermined alloy composition and a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction, and is parallel to the one direction.
  • the average value of the dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains in a simple cross section is 400 nm or less, and the main surface of the aluminum alloy material is diffracted due to the ⁇ 100 ⁇ plane obtained by the X-ray diffraction method.
  • the peak intensity ratio of the peak intensity I 220 of diffraction peak attributed to ⁇ 110 ⁇ plane and the peak intensity I 200 of the peak R (I 200 / I 220) has a crystal orientation distribution satisfying 0.20 or more, the iron Found that an aluminum alloy material having both high strength comparable to that of copper-based or copper-based metal materials and excellent bending workability can be obtained, and based on this knowledge, the present invention has been completed.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • Mg 0.2 to 1.8 mass%, Si: 0.2 to 2.0 mass%, Fe: 0.01 to 1.50 mass%, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti
  • the average value of the dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less
  • the main surface of the aluminum alloy material has a peak intensity I 200 of diffraction peaks attributed to the ⁇ 100 ⁇ plane obtained by an X-ray diffraction method and a peak intensity I 220 of diffraction peaks attributed to the ⁇ 110 ⁇ plane.
  • One or more selected from Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr and Sn Contains 0.06 to 2.0% by mass in total The aluminum alloy material according to [1] above.
  • the aluminum alloy material has a predetermined alloy composition, and has a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction, and the crystal in the cross section parallel to the one direction.
  • the average value of the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the grains is 400 nm or less, and the main surface of the aluminum alloy material has a peak intensity I 200 of a diffraction peak due to the ⁇ 100 ⁇ plane determined by the X-ray diffraction method.
  • FIG. 1 is a perspective view schematically showing a metal structure of an aluminum alloy material according to the present invention.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between workability and tensile strength of pure aluminum, pure copper, and the aluminum alloy material according to the present invention.
  • FIG. 3 is a diagram in which the crystal orientation distribution after cold drawing in various face-centered cubic metals is arranged by stacking fault energy (A. T. ENGLISH and G. Y. CHIN, “On the variation of wire texture”. With stacking fault energy in fc, metals and alloys, quoted from ACTA METALLURGICA VOL.13 (1965) p.1013-1016.
  • FIG. 4 is an example when the main surface of the aluminum alloy wire is measured by the X-ray diffraction method.
  • FIG. 4A is a diagram schematically showing the arrangement of the sample at the time of measurement.
  • (B) has shown the normal line direction ND (surface direction) and longitudinal direction LD (drawing direction DD) of a wire.
  • FIG. 5 is a (001) standard projection view.
  • FIG. 6 is a (110) standard projection view.
  • 7 (a) and 7 (b) schematically show one embodiment of a stranded wire structure of the aluminum alloy material of the present invention and another wire
  • FIG. A plan view and FIG. 7B are plan views.
  • 8 (a) to 8 (c) are cross-sectional views schematically showing other embodiments of the stranded wire structure shown in FIG. 7, in which FIG.
  • FIG. 8 (b) is an embodiment configured with a 1 ⁇ 37 concentric strand
  • FIG. 8 (c) is an embodiment configured with a 7 ⁇ 7 rope stranded wire.
  • FIG. 9 is a TEM image showing the state of the metal structure of a cross section parallel to the longitudinal direction X of the aluminum alloy wire according to Example 2.
  • FIG. 10 is a TEM image showing the metal structure of a cross section parallel to the longitudinal direction X of the aluminum alloy wire according to Example 14.
  • a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
  • the aluminum alloy material according to the present invention has Mg: 0.2 to 1.8% by mass, Si: 0.2 to 2.0% by mass, Fe: 0.01 to 1.50% by mass, Cu, Ag, Zn, One or more kinds selected from Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr and Sn: Alloy composition containing 0 to 2.0 mass% in total with the balance being Al and inevitable impurities And having a fibrous metallographic structure in which crystal grains extend in one direction, and an average value of dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less in a cross section parallel to the one direction.
  • the main surface of the aluminum alloy material has a peak intensity I 200 of a diffraction peak attributed to the ⁇ 100 ⁇ plane obtained by an X-ray diffraction method and a peak intensity I 220 of a diffraction peak attributed to the ⁇ 110 ⁇ plane.
  • peak intensity ratio of the R is characterized by having a crystal orientation distribution satisfying 0.20 or more.
  • the component whose lower limit value of the content range is described as “0% by mass” is a component that is appropriately suppressed, or arbitrary as necessary. Means a component added to That is, “0 mass%” means that the component is not included.
  • crystal grain refers to a portion surrounded by misorientation boundaries
  • orientation boundary refers to transmission electron microscopy (TEM), scanning transmission electron microscopy (STEM), scanning This refers to a boundary where the contrast (channeling contrast) changes discontinuously when the metal structure is observed with an ion microscope (SIM) or the like.
  • SIM ion microscope
  • the “main surface” is a plane parallel to the processing direction (stretching direction) of the aluminum alloy material, and is in direct contact with the tool (rolling roll or drawing die) and subjected to stretching processing (thickening processing). This refers to the finished surface (hereinafter referred to as the processed surface).
  • the main surface (processed surface) when the aluminum alloy material is a wire rod material is a surface parallel to the wire drawing direction (longitudinal direction) of the wire rod material
  • the main surface when the aluminum alloy material is a plate material is a surface (front and back 2 surfaces) in contact with a rolling roller among surfaces parallel to the rolling direction of the plate material.
  • the processing direction refers to the direction in which the stretching process proceeds.
  • the longitudinal direction (direction perpendicular to the wire diameter) of the wire rod material corresponds to the wire drawing direction.
  • the longitudinal direction in the state of being rolled corresponds to the rolling direction.
  • a plate material it may be cut into a predetermined size after rolling and may be cut into small pieces.
  • the longitudinal direction after the cut does not necessarily coincide with the processing direction. The rolling direction can be confirmed from the surface processed surface.
  • the aluminum alloy material according to the present invention has a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction.
  • a perspective view schematically showing the state of the metal structure of the aluminum alloy material according to the present invention is shown in FIG.
  • the aluminum alloy material of the present invention has a fibrous structure in which elongated crystal grains 1 are aligned and extended in one direction X.
  • Such elongated crystal grains are completely different from conventional fine crystal grains and simply flat crystal grains having a large aspect ratio. That is, the crystal grains of the present invention have an elongated shape like a fiber, and the average value of the dimension t perpendicular to the longitudinal direction (processing direction X) is 400 nm or less.
  • Such a fibrous metal structure in which fine crystal grains extend in one direction can be said to be a new metal structure not found in conventional aluminum alloy materials.
  • the main surface of the aluminum alloy material of the present invention has a peak intensity I 200 of diffraction peaks attributed to the ⁇ 100 ⁇ plane determined by X-ray diffraction method and a peak intensity I 220 of diffraction peaks attributed to the ⁇ 110 ⁇ plane.
  • Such a texture controlled to have a predetermined crystal orientation distribution can be said to be a new texture not on the main surface of the conventional aluminum alloy material.
  • the aluminum alloy material of the present invention having the above-mentioned metal structure and the above-mentioned texture on the main surface has high strength comparable to iron-based or copper-based metal materials (for example, tensile strength of 370 MPa or more, Vickers hardness (HV)). 100 or more) and excellent bending workability (for example, when the aluminum alloy material is a wire, the inner bending radius is 30 to 70% of the wire diameter in the W bending test performed according to JIS Z 2248: 2006) Sometimes, no cracks are generated).
  • the crystal grain size can be reduced by improving the intergranular corrosion, improving fatigue properties, reducing the surface roughness after plastic working, and shearing. This is directly connected to the effect of reducing dripping and burrs, and has the effect of improving the overall function of the material.
  • the aluminum alloy material of the present invention can realize high strength even with an alloy composition with few constituent elements such as Al—Mg—Si—Fe, and the recyclability can be greatly improved because of the few constituent elements. it can.
  • Mg is 0.2 to 1.8% by mass
  • Si is 0.2 to 2.0% by mass
  • Fe is 0.01 to 1.50% by mass
  • One or more selected from Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr and Sn is contained in a total of 0 mass%. That is, the aluminum alloy material of the first embodiment has an alloy composition composed of essential additive elements of Mg, Si, and Fe and the balance of Al and inevitable impurities.
  • Mg manganesium
  • Mg has an action of solid-solution strengthening in an aluminum base material and an action of improving tensile strength by a synergistic effect with Si.
  • the Mg content is less than 0.2% by mass, the above-described effects are insufficient, and when the Mg content exceeds 1.8% by mass, a crystallized product is formed and workability (elongation) is increased. Wire workability and bending workability) are reduced. Therefore, the Mg content is 0.2 to 1.8% by mass, preferably 0.4 to 1.4% by mass.
  • Si 0.2 to 2.0% by mass>
  • Si has a function of strengthening by dissolving in an aluminum base material, and has a function of improving tensile strength and bending fatigue resistance by a synergistic effect with Mg.
  • the Si content is less than 0.2% by mass, the above-described effects are insufficient.
  • the Si content exceeds 2.0% by mass, a crystallized product is formed and the workability is lowered. To do. Therefore, the Si content is 0.2 to 2.0% by mass, preferably 0.4 to 1.4% by mass.
  • Fe is an element that contributes to refinement of crystal grains and mainly improves tensile strength by forming an Al—Fe-based intermetallic compound.
  • the intermetallic compound refers to a compound composed of two or more kinds of metals. Fe can only dissolve at 0.05% by mass at 655 ° C. in Al and is even less at room temperature. Therefore, the remaining Fe that cannot be dissolved in Al is Al—Fe, Al—Fe—Si, Al Crystallizes or precipitates as an intermetallic compound such as -Fe-Si-Mg.
  • Such an intermetallic compound mainly composed of Fe and Al is referred to as an Fe-based compound in this specification.
  • This intermetallic compound contributes to the refinement of crystal grains and improves the tensile strength.
  • Fe has the effect
  • the crystallized product refers to an intermetallic compound generated during casting solidification of the alloy. Therefore, the Fe content is 0.01 to 1.50% by mass, preferably 0.05 to 0.33% by mass, more preferably 0.05 to 0.29% by mass, and still more preferably 0. .05 to 0.16% by mass.
  • the balance other than the components described above is Al (aluminum) and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities referred to here mean impurities in a content level that can be unavoidably included in the manufacturing process. Depending on the content of the inevitable impurities, it may be a factor for reducing the electrical conductivity. Therefore, it is preferable to suppress the content of the inevitable impurities to some extent in consideration of the decrease in electrical conductivity. Examples of the components listed as inevitable impurities include Bi (bismuth), Pb (lead), Ga (gallium), Sr (strontium), and the like. In addition, the upper limit of these component content may be 0.05 mass% for every said component, and may be 0.15 mass% in the total amount of the said component.
  • Mg is 0.2 to 1.8% by mass
  • Si is 0.2 to 2.0% by mass
  • Fe is 0.01 to 1.50% by mass
  • Mg manganesium
  • Mg has an action of solid-solution strengthening in an aluminum base material and an action of improving tensile strength by a synergistic effect with Si.
  • the Mg content is less than 0.2% by mass, the above-described effects are insufficient, and when the Mg content exceeds 1.8% by mass, a crystallized product is formed and workability (elongation) is increased. Wire workability and bending workability) are reduced. Therefore, the Mg content is 0.2 to 1.8% by mass, preferably 0.4 to 1.4% by mass.
  • Si 0.2 to 2.0% by mass>
  • Si has a function of strengthening by dissolving in an aluminum base material, and has a function of improving tensile strength and bending fatigue resistance by a synergistic effect with Mg.
  • the Si content is less than 0.2% by mass, the above-described effects are insufficient.
  • the Si content exceeds 2.0% by mass, a crystallized product is formed and the workability is lowered. To do. Therefore, the Si content is 0.2 to 2.0% by mass, preferably 0.4 to 1.4% by mass.
  • Fe is an element that contributes to refinement of crystal grains and mainly improves tensile strength by forming an Al—Fe-based intermetallic compound.
  • the intermetallic compound refers to a compound composed of two or more kinds of metals. Fe can only dissolve at 0.05% by mass at 655 ° C. in Al and is even less at room temperature. Therefore, the remaining Fe that cannot be dissolved in Al is Al—Fe, Al—Fe—Si, Al Crystallizes or precipitates as an intermetallic compound such as -Fe-Si-Mg.
  • Such an intermetallic compound mainly composed of Fe and Al is referred to as an Fe-based compound in this specification.
  • This intermetallic compound contributes to the refinement of crystal grains and improves the tensile strength.
  • Fe has the effect
  • the crystallized product refers to an intermetallic compound generated during casting solidification of the alloy. Therefore, the Fe content is 0.01 to 1.50% by mass, preferably 0.05 to 0.33% by mass, more preferably 0.05 to 0.29% by mass, and still more preferably 0. .05 to 0.16% by mass.
  • the aluminum alloy material of the present invention in addition to the essential additive elements of Mg, Si, and Fe, Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V , Zr and Sn are contained in a total amount of 0.06 to 2.0% by mass.
  • the mechanism by which these components improve the heat resistance is, for example, a mechanism that lowers the energy of the grain boundary due to the large difference between the atomic radius of the component and the atomic radius of aluminum, and the diffusion coefficient of the component is large. For example, a mechanism that lowers the mobility of the grain boundary when entering the grain boundary, a mechanism that delays the diffusion phenomenon in order to trap the vacancies due to a large interaction with the vacancies, etc. It is considered that they are acting synergistically
  • the total content of these components is less than 0.06% by mass, the above-described effects are insufficient, and when the total content of these components exceeds 2.0% by mass, the workability Decreases. Therefore, the total content of one or more selected from Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr and Sn is 0.06 to 2.0 mass%. And preferably 0.3 to 1.2% by mass.
  • These components may be contained alone or in combination of two or more. In particular, considering corrosion resistance when used in a corrosive environment, it is preferable to contain at least one selected from Zn, Ni, B, Ti, Co, Mn, Cr, V, Zr and Sn.
  • the balance other than the components described above is Al (aluminum) and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities referred to here mean impurities in a content level that can be unavoidably included in the manufacturing process. Depending on the content of the inevitable impurities, it may be a factor for reducing the electrical conductivity. Therefore, it is preferable to suppress the content of the inevitable impurities to some extent in consideration of the decrease in electrical conductivity. Examples of the components listed as inevitable impurities include Bi (bismuth), Pb (lead), Ga (gallium), Sr (strontium), and the like. In addition, the upper limit of these component content may be 0.05 mass% for every said component, and may be 0.15 mass% in the total amount of the said component.
  • Such an aluminum alloy material can be realized by combining and controlling the alloy composition and the manufacturing process.
  • the suitable manufacturing method of the aluminum alloy material of this invention is demonstrated.
  • An aluminum alloy material according to an embodiment of the present invention has a high density of grain boundaries especially in an Al—Mg—Si—Fe alloy. It is characterized in that the strength is increased by introducing in (1). Therefore, the approach for increasing the strength is greatly different from the method of precipitation hardening of the Mg—Si compound, which is generally performed with conventional aluminum alloy materials. Furthermore, in the aluminum alloy material according to an embodiment of the present invention, an Al—Mg—Si—Fe alloy is not obtained by simply increasing the strength but by incorporating a stabilization heat treatment under predetermined conditions during the drawing process. This promotes and stabilizes the rearrangement of lattice defects inside, thereby relaxing internal stress and changing the crystal orientation distribution formed by deformation. As a result, it is characterized by maintaining and improving bending workability simultaneously with increasing strength.
  • the aluminum alloy material having the above predetermined alloy composition is not subjected to the aging precipitation heat treatment [0], and the cold working [1] with a working degree of 1.2 or less,
  • a treatment set consisting of a stabilization heat treatment [2] with a treatment temperature of 50 to 80 ° C. and a holding time of 2 to 10 hours is taken as one set, and three or more sets are repeated in this order, and the total degree of cold working [1] Is 3.0 or more.
  • temper annealing [3] may be performed as a final step. This will be described in detail below.
  • crystal slip occurs as an elementary process of metal crystal deformation. It can be said that the metal material in which such a crystal slip is likely to occur has less stress required for deformation and has a lower strength. Therefore, in order to increase the strength of the metal material, it is important to suppress crystal slip that occurs in the metal structure.
  • the cause of such a crystal slip is the presence of crystal grain boundaries in the metal structure, and such crystal grain boundaries are caused by the crystal slip within the metal structure when deformation stress is applied to the metal material. Propagation can be prevented, and as a result, the strength of the metal material is increased.
  • crystal grain boundaries at a high density in the metal structure.
  • the following metal crystal splitting due to the deformation of the metal structure can be considered.
  • the stress state inside the polycrystalline material is a complex multiaxial state due to the difference in orientation between adjacent grains, and the spatial distribution of strain between the vicinity of the surface layer in contact with the processing tool and the inside of the bulk. It has become. Due to these effects, crystal grains that have been in a single orientation before deformation are split into a plurality of orientations along with the deformation, and crystal grain boundaries are formed between the split crystals.
  • the formed grain boundary has interfacial energy with a structure deviating from the normal 12-coordinate close-packed atomic arrangement. For this reason, in a normal metal structure, it is considered that when the grain boundaries become a certain density or more, the increased internal energy becomes a driving force, and dynamic or static recovery or recrystallization occurs. For this reason, normally, even if the amount of deformation is increased, the increase and decrease in grain boundaries occur at the same time, so the grain boundary density is considered to be saturated.
  • FIG. 2 shows a graph of the relationship between workability and tensile strength of pure aluminum, pure copper, and the aluminum alloy material according to the present invention.
  • the work degree on the horizontal axis in FIG. 2 means the total work degree of cold work [1] three or more times.
  • pure aluminum and pure copper which are normal metal structures, show an improvement (hardening) in tensile strength at a relatively low workability, but the hardening amount tends to saturate as the workability increases. is there.
  • the degree of processing corresponds to the amount of deformation applied to the metal structure described above, and the saturation of the hardening amount is considered to correspond to the saturation of the grain boundary density.
  • the hardening was sustained even when the degree of processing increased, and the strength continued to increase with the processing.
  • the aluminum alloy material of the present invention has the above alloy composition, especially when a predetermined amount of Mg and Si are added in combination, the grain boundaries become a certain density or more in the metal structure. It is thought that this is because the increase in internal energy can be suppressed. As a result, it is considered that recovery and recrystallization in the metal structure can be prevented, and the grain boundaries can be effectively increased in the metal structure.
  • the mechanism of increasing the strength by the combined addition of Mg and Si is not necessarily clear, but (i) by using a combination of Mg atoms having a large atomic radius with respect to Al atoms and Si atoms having a small atomic radius. Each atom is always densely packed (arranged) in the aluminum alloy material. (Ii) Aluminum alloy material by coexisting divalent Mg and tetravalent Si with trivalent Al atoms. It can be considered that a trivalent state can be formed as a whole and valence stability can be achieved, so that an increase in internal energy accompanying processing can be effectively suppressed.
  • a stretched metal material has a low elongation of about several percent with respect to tension, and is poor in ductility. Therefore, when the strength is increased by the above-described method, the bending workability, which is a property contrary to the strength, tends to decrease. In particular, in the case of aluminum or an aluminum alloy, even if materials having the same degree of elongation are compared, the bending workability is further inferior compared to copper and nickel.
  • the present inventor has obtained knowledge that the likelihood of such non-uniform deformation is related to the crystal orientation of the metal material.
  • the stress of uniaxial deformation such as drawing or swaging, or plane strain deformation such as rolling
  • FCC face centered cubic lattice
  • LD Longitudinal Direction
  • DD Drawing Direction
  • LD is oriented with the ⁇ 100 ⁇ plane or ⁇ 111 ⁇ plane of the crystal
  • LD is parallel to the ⁇ 100> direction or the ⁇ 111> direction.
  • the crystal oriented to LD // ⁇ 100> is unlikely to deform unevenly.
  • a crystal oriented in LD // ⁇ 111> is liable to undergo non-uniform deformation regardless of which crystal plane is oriented in the surface direction (normal direction ND: Normal Direction). That is, it is important to determine which crystal plane is suitable for the LD in order to easily cause non-uniform deformation.
  • the crystal orientation distribution resulting from the deformation as described above, in particular, the ratio of crystal orientation to LD // ⁇ 100> or LD // ⁇ 111> varies depending on the metal species.
  • A. T. According to a study by English et al., It is reported that the crystal orientation distribution of aluminum when wire drawing with a surface reduction rate of 99.97% is significantly different from that of copper or nickel, which are the same FCC metals. .
  • the ratio of crystal orientation of LD // ⁇ 100> is 34% and 27%, respectively.
  • the ratio of crystal orientation of LD // ⁇ 100> (volume ratio of crystal) is only 5%, that is, the crystal orientation distribution in which the crystal orientation of LD // ⁇ 111> is remarkable.
  • a normal processing method such as drawing or rolling
  • most of the crystal orientation caused by deformation is LD // ⁇ 111> crystal orientation that is liable to cause non-uniform deformation. .
  • the present inventor has found that (1) the crystal orientation of LD // ⁇ 111> in the crystal orientation distribution on the main surface of the aluminum alloy material reduces the bending workability of the strongly deformed aluminum alloy material. Further, (2) while reducing the crystal orientation of LD // ⁇ 111> and increasing the ratio of crystal orientation of LD // ⁇ 100>, bending workability is improved in a high-strength material. I found out that it can be greatly improved.
  • the cold work [1] is performed so that the final workability (total workability) becomes 3 or more, and the viewpoint of maintaining and improving the bending workability.
  • the degree of processing of cold working [1] is set to 1.2 or less, and after cold working [1], stable heat treatment is performed at a processing temperature of 50 to 80 ° C. and a holding time of 2 to 10 hours. I do. That is, a processing set consisting of cold processing [1] with a processing degree of 1.2 or less and stabilization heat treatment [2] with a processing temperature of 50 to 80 ° C. and a holding time of 2 to 10 hours is taken as one set in this order. Then, 3 sets or more are repeated, and the total degree of cold working [1] is set to 3.0 or more.
  • the cold working [1] with a working degree per process of 1.2 or less is performed three times or more, and the total working degree (total working degree) is set to 3.0 or more.
  • the total degree of processing is preferably 4.5 or more, more preferably 6.0 or more, still more preferably 7.5 or more, and most preferably 8.5 or more.
  • the upper limit of the total workability is not particularly specified, but is usually 15.
  • one cold working [1] has a desired degree of processing of 1.2 or less after a plurality of passes.
  • the area reduction rate is 10 to 25% per pass, and by performing this for about 6 to 12 passes, the desired degree of processing can be controlled to a processing degree of 1.2 or less.
  • the lower limit of the degree of work of one cold work [1] is not particularly limited, but is preferably set to 0.6 from the viewpoint of appropriately promoting the division of the metal crystal.
  • the processing method may be appropriately selected according to the shape of the target aluminum alloy material (wire rod material, plate material, strip, foil, etc.). For example, a cassette roller die, groove roll rolling, round wire rolling, die, etc. Drawing process, swaging and the like. Further, various conditions in the above processing (type of lubricating oil, processing speed, processing heat generation, etc.) may be appropriately adjusted within a known range.
  • the aluminum alloy material is not particularly limited as long as it has the above alloy composition.
  • an extruded material, an ingot material, a hot rolled material, a cold rolled material, etc. are appropriately selected according to the purpose of use. Can be used.
  • the cold work [1] having a work degree per process of 1.2 or less is performed three times or more.
  • a predetermined stabilization heat treatment [2] is performed.
  • Such stabilization heat treatment [2] is introduced at a high frequency during a plurality of cold working [1], thereby causing LD // ⁇ 111> crystal rotation (which occurs in crystal orientation by normal deformation) ( Orientation) and promoting the crystal rotation (orientation) of LD / ⁇ 100>.
  • the treatment temperature of the stabilization heat treatment [2] is 50 to 80 ° C.
  • the holding time for the stabilization heat treatment [2] is preferably 2 to 10 hours.
  • the conditions for such heat treatment can be appropriately adjusted according to the type and amount of inevitable impurities and the solid solution / precipitation state of the aluminum alloy material.
  • the aging precipitation heat treatment [0] which has been conventionally performed before the cold working [1] is not performed.
  • Such an aging precipitation heat treatment [0] promotes precipitation of the Mg—Si compound by holding the aluminum alloy material usually at 160 to 240 ° C. for 1 minute to 20 hours.
  • the cold work [1] with the high total workability as described above is performed because a work crack occurs in the material. It is not possible.
  • temper annealing [3] may be performed as a final treatment on the aluminum alloy material.
  • the processing temperature is set to 50 to 160 ° C.
  • the holding time of the temper annealing [3] is preferably 1 to 48 hours. The conditions for such heat treatment can be appropriately adjusted according to the type and amount of inevitable impurities and the solid solution / precipitation state of the aluminum alloy material.
  • the aluminum alloy material is processed with a high degree of processing by a method such as drawing with a die or rolling. As a result, a long aluminum alloy material is obtained.
  • conventional aluminum alloy material manufacturing methods such as powder sintering, compression torsion processing, High pressure torsion (HPT), forging, Equal Channel Angular Pressing (ECAP), etc. have such long aluminum alloy materials. Hard to get.
  • Such an aluminum alloy material of the present invention is preferably produced with a length of 10 m or more.
  • the upper limit of the length of the aluminum alloy material at the time of manufacture is not specifically provided, it is preferable to set it to 6000 m considering workability
  • the structure of the present invention is more easily realized when the diameter is made smaller, particularly when the wire is made as a bar or rod, and when the thickness is made thinner when the board is made as a plate or foil.
  • the wire diameter is preferably 2 mm or less, more preferably 1 mm or less, still more preferably 0.4 mm or less, and particularly preferably 0.2 mm or less.
  • the lower limit is not particularly set, but is preferably set to 0.01 mm in consideration of workability and the like. Since the aluminum alloy wire rod material of the present invention has high strength even if it is a thin wire, it is one of the advantages that it can be used thinly by a single wire.
  • the wire diameter or the length of one side is only required to have the same degree of processing as the wire, for example, 25 mm or less, more preferably 20 mm or less, More preferably, it is 15 mm or less, Most preferably, it is 10 mm or less.
  • the plate thickness is preferably 2 mm or less, more preferably 1 mm or less, still more preferably 0.4 mm or less, and particularly preferably 0.2 mm or less.
  • the lower limit is not particularly set, but is preferably 0.01 mm. Since the aluminum alloy sheet of the present invention has high strength even in the form of a thin plate or foil, it is one of the advantages that it can be used as a thin single layer.
  • the aluminum alloy material of the present invention is processed to be thin or thin.
  • a plurality of such aluminum alloy materials may be prepared, joined, thickened or thickened, and used for the intended application. it can.
  • a well-known method can be used for the joining method, for example, pressure welding, welding, joining by an adhesive agent, friction stir welding, etc. are mentioned.
  • an aluminum alloy material is a wire, it can also be used for the intended use as an aluminum alloy twisted wire by bundling a plurality of wires and twisting them together.
  • the temper annealing [3] step was performed by joining or twisting an aluminum alloy material obtained by performing the cold-working [1] and stabilization heat-treatment [2] treatment sets three times or more. It may be done later.
  • the metal structure of the aluminum alloy material of the present invention is a fibrous structure, and elongated crystal grains are aligned in one direction and extend in a fibrous form.
  • “one direction” corresponds to the processing direction (stretching direction) of the aluminum alloy material.
  • the aluminum alloy material is a wire or a rod, for example, it is a plate or foil in the wire drawing direction.
  • the aluminum alloy material of the present invention exhibits particularly excellent strength particularly against such tensile stress parallel to the processing direction.
  • the one direction preferably corresponds to the longitudinal direction of the aluminum alloy material. That is, normally, the processing direction DD corresponds to the longitudinal direction LD unless the aluminum alloy material is singulated into a dimension shorter than the dimension perpendicular to the processing direction.
  • the average value of the dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less, more preferably 320 nm or less, further preferably 250 nm or less, particularly preferably 220 nm or less, and still more preferably. Is 180 nm or less.
  • crystal grain boundaries are formed at a high density. According to the above, crystal slip accompanying deformation can be effectively inhibited, and unprecedented high strength can be realized.
  • the effect that the crystal grains are fine has an effect of suppressing non-uniform deformation in bending deformation.
  • the average value of the dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is preferably as small as possible to achieve high strength, but the lower limit as a manufacturing or physical limit is, for example, 50 nm.
  • the longitudinal dimension of the crystal grains is not necessarily specified, but is preferably 1200 nm or more, more preferably 1700 nm or more, and further preferably 2200 nm or more.
  • the aspect ratio of the crystal grains is preferably 10 or more, more preferably 20 or more.
  • the main surface of the aluminum alloy material of the present invention manufactured by the manufacturing method as described above is such that the crystal orientation of LD // ⁇ 111> is suppressed and the crystal orientation of LD // ⁇ 100> is increased.
  • the crystal orientation distribution is controlled.
  • the main surface of such an aluminum alloy material of the present invention includes the peak intensity I 200 of the diffraction peak due to the ⁇ 100 ⁇ plane of the crystal determined by the X-ray diffraction method and the diffraction peak due to the ⁇ 110 ⁇ plane of the crystal.
  • peak intensity ratio of the peak intensity I 220 of the R (I 200 / I 220) is characterized by having a crystal orientation distribution satisfying 0.20 or more.
  • the main surface of such an aluminum alloy material can exhibit particularly excellent bending workability by having a unique texture that has not existed in the past.
  • the peak intensity I 200 of the diffraction peak attributed to the ⁇ 100 ⁇ plane and the peak intensity I 220 of the diffraction peak attributed to the ⁇ 110 ⁇ plane analyzed by the present invention use Cu—K ⁇ rays on the main surface of the aluminum alloy material. It is calculated
  • FIG. 4 shows a schematic diagram when measurement is performed on the surface of an aluminum alloy wire by the X-ray diffraction method.
  • the main surface of the aluminum alloy material is measured by the X-ray diffraction method
  • the measurement sample is arranged such that the X-ray path is parallel to the longitudinal direction LD (drawing direction DD) of the wire.
  • the normal direction ND at this time is a direction perpendicular to the main surface (a plane parallel to the LD) of the aluminum alloy wire, as shown in FIG. 4B. That is, ND and LD have a vertical relationship.
  • ND and LD have a vertical relationship.
  • the X-ray diffraction peak attributed to the ⁇ 100 ⁇ plane on the main surface of the aluminum alloy material is such that the ⁇ 001 ⁇ plane of the crystal is oriented to ND in the surface layer portion of the main surface of the aluminum alloy material (ND And the ⁇ 001> direction are parallel to each other, hereinafter referred to as “ND // ⁇ 001>”.) This means the presence of a crystal.
  • the X-ray diffraction peak due to the ⁇ 110 ⁇ plane is the same as above, and the ⁇ 110 ⁇ plane of the crystal is oriented to ND in the surface layer portion of the main surface of the aluminum alloy material (ND, The ⁇ 110> direction is parallel to each other, hereinafter referred to as “ND // ⁇ 110>”.) This means the presence of a crystal.
  • FIG. 5 and 6 are a (001) standard projection view and a (110) standard projection view.
  • a dotted line x1 in FIG. 5 indicates a direction orthogonal to the ⁇ 001> direction
  • a dotted line x2 in FIG. 6 indicates a direction orthogonal to the ⁇ 110> direction.
  • the LD has a ⁇ 100 ⁇ plane to ⁇ 310
  • the crystal orientation is such that the crystal planes in the range from the ⁇ plane to the ⁇ 210 ⁇ plane to the ⁇ 320 ⁇ plane to the ⁇ 110 ⁇ plane are oriented.
  • the crystal plane around the ⁇ 110 ⁇ plane has an unstable orientation that decreases with deformation, so that the crystal counted as the crystal orientation of ND // ⁇ 001> in X-ray diffraction measurement is substantially
  • LD is considered to be a crystal in which the crystal plane around the ⁇ 100 ⁇ plane is oriented.
  • the ⁇ 221 ⁇ plane to the ⁇ 331 ⁇ plane to the ⁇ 551 ⁇ plane to the ⁇ 110 ⁇ plane are unstable orientations that decrease with deformation, and connect the ⁇ 100 ⁇ plane to the ⁇ 111 ⁇ plane.
  • the crystal counted as the crystal orientation of ND // ⁇ 110> by X-ray diffraction measurement is the above-mentioned ⁇ 100 ⁇ plane to... ⁇ 111 ⁇ It is considered that the crystal faces in the range connecting the faces are oriented.
  • the parameters focused on in the present invention on the peak intensity I 200 and ⁇ 110 ⁇ plane of diffraction peaks caused by the ⁇ 100 ⁇ plane obtained by the X-ray diffraction pattern obtained by measurement on the main surface of the aluminum alloy material
  • the peak intensity ratio R (I 200 / I 220 )) of the resulting diffraction peak to the peak intensity I 220 is based on the LD, which occupies all the crystals oriented in a stable orientation due to deformation on the main surface of the aluminum alloy material ⁇ This corresponds to the proportion of crystals in which the 100 ⁇ plane is oriented (LD // ⁇ 100> oriented).
  • the crystal orientation of LD // ⁇ 111> on the main surface is a factor that reduces the bending workability of the strongly deformed aluminum alloy material. Therefore, from the viewpoint of improving the bending workability, it is desirable to reduce the LD // ⁇ 111> crystal orientation and increase the LD // ⁇ 100> crystal orientation ratio in the texture of the main surface. .
  • the ⁇ 111 ⁇ plane is not oriented in the LD (see FIG. 5).
  • the crystal plane around the relatively stable ⁇ 100 ⁇ plane is oriented. Therefore, focusing on ND, it is desirable to increase the ratio of crystal orientation of ND // ⁇ 001> in the crystal orientation distribution on the main surface.
  • the peak intensity ratio R (I 200 / I 220 ) satisfies 0.20 or more.
  • R satisfies the above range means that the ratio of the crystal orientation of ND // ⁇ 001> is large in the surface layer portion of the main surface of the aluminum alloy material, that is, LD // ⁇ contributes to improvement of bending workability.
  • the crystal orientation of 100> is large, and that the crystal orientation of LD // ⁇ 111> which deteriorates the bending workability is small, and thus excellent bending workability is exhibited.
  • the bending workability becomes better as the crystal orientation of the main surface has less LD // ⁇ 111> crystal orientation and more LD // ⁇ 100> crystal orientation, so that the peak intensity ratio R (I 200 / I 220 ) is preferably as large as possible, more preferably 0.30 or more, further preferably 0.45 or more, particularly preferably 0.60 or more, and still more preferably 0.75 or more.
  • R is not specifically limited, For example, it is 2.0.
  • the tensile strength is a value measured according to JIS Z2241: 2011. Detailed measurement conditions will be described in the column of Examples described later.
  • the aluminum alloy material of the present invention preferably has a tensile strength of 370 MPa or more particularly when it is a wire rod or rod.
  • Such tensile strength exceeds 10 MPa by more than 10% (standard name: B398 / B398M-14), which is the tensile strength of A6201 having the highest strength among conductive aluminum alloys shown in ASTM INTERNATIONAL. Therefore, for example, when the aluminum alloy material of the present invention is applied to a cable, there is an effect of reducing the cross-sectional area and weight of the cable conductor by 10% while maintaining the high tension of the cable.
  • a more preferable tensile strength is 430 MPa or more.
  • Such tensile strength corresponds to the average value of the tensile strength range in the hard copper wire shown in ASTM INTERNATIONAL (standard name: B1-13). Therefore, for example, such an aluminum alloy material of the present invention can be suitably used for an application in which a hard copper wire is used, and has an effect of replacing the hard copper wire. Furthermore, preferable tensile strength is 480 MPa or more, and such tensile strength exceeds 460 MPa which is the maximum value of the above-mentioned hard copper wire.
  • Particularly preferred tensile strength is 540 MPa or more, and such tensile strength is comparable to, for example, 2000-series and 7000-series high-strength aluminum alloys, replacing these aluminum alloys that are inferior in corrosion resistance and formability. obtain. It can also be used as a substitute for various steel or stainless steel materials. A more preferable tensile strength is 600 MPa or more.
  • the aluminum alloy material of the present invention having such a high strength can be used as a substitute for a strong wire drawing material of a dilute copper alloy such as Cu—Sn or Cu—Cr.
  • the upper limit of the tensile strength of the aluminum alloy material of this invention is not specifically limited, For example, it is 1000 MPa.
  • the high tensile strength as described above can be maintained even after heating.
  • the tensile strength measured in a state after heating at 110 ° C. for 24 hours is preferably 340 MPa or more, more preferably 370 MPa or more, and further preferably 420 MPa or more.
  • the Vickers hardness (HV) is a value measured according to JIS Z2244: 2009. Detailed measurement conditions will be described in the column of Examples described later.
  • the processed product can be disassembled, the cross section can be mirror-polished, and the cross section can be measured.
  • the aluminum alloy material of the present invention preferably has a Vickers hardness (HV) of 100 or more, particularly when it is a wire or bar.
  • HV Vickers hardness
  • Such Vickers hardness (HV) exceeds 90, which is the highest Vickers hardness (HV) of A6201 among conductive aluminum alloys shown in ASTM INTERNATIONAL (standard name: B398 / B398M-14). Therefore, for example, when the aluminum alloy material of the present invention is applied to a cable, there is an effect of reducing the cross-sectional area and weight of the cable conductor by 10% while maintaining the high tension of the cable. Further, more preferable Vickers hardness (HV) is 115 or more.
  • Such Vickers hardness (HV) corresponds to an intermediate HV of a hard copper wire shown in ASTM INTERNATIONAL (standard name: B1-13). Therefore, for example, such an aluminum alloy material of the present invention can be suitably used for an application in which a hard copper wire is used, and has an effect of replacing the hard copper wire. Furthermore, preferable Vickers hardness (HV) is 130 or more, and such Vickers hardness (HV) exceeds 125 which is the maximum value of the above-mentioned hard copper wire. Particularly preferred Vickers hardness (HV) is 145 or more, and such Vickers hardness (HV) is comparable to, for example, 2000 series and 7000 series high-strength aluminum alloys, and has excellent corrosion resistance and moldability.
  • These inferior aluminum alloys can be substituted. It can also be used as a substitute for various steel or stainless steel materials.
  • a more preferable Vickers hardness (HV) is 160 or more.
  • the aluminum alloy material of the present invention having such a high strength can be used as a substitute for a strong wire drawing material of a dilute copper alloy such as Cu—Sn or Cu—Cr.
  • the upper limit of the Vickers hardness (HV) of the aluminum alloy material of this invention is not specifically limited, For example, it is 250.
  • the limit inner bending radius by the W bending test is preferably 30 to 70% of the wire diameter.
  • the limit inner bend radius means a limit bend radius that does not cause a crack when performing an inner bend as in the W bend test.
  • the aluminum alloy material of the present invention having the above-mentioned limit inner bending radius is, for example, workability when forming a three-dimensional structure by a method such as knitting, weaving, tying, tying, or connecting wires. Excellent.
  • the aluminum alloy material of the present invention may be covered with at least one metal selected from the group consisting of Cu, Ni, Ag, Sn, Au and Pd. . These metals include alloys and intermetallic compounds containing Cu, Ni, Ag, Sn, Au and / or Pd as main constituent elements. By coating the aluminum alloy material of the present invention with such a metal, contact resistance, solder wettability, corrosion resistance, and the like can be improved.
  • the method of coating the aluminum alloy material of the present invention with the metal is not particularly limited, and examples thereof include displacement plating, electrolytic plating, cladding, and thermal spraying.
  • the metal coating is preferably thin from the viewpoint of weight reduction and the like. Therefore, among these methods, displacement plating and electrolytic plating are particularly preferable.
  • wire drawing may be further performed. When the crystal orientation of the aluminum alloy material of the present invention coated with metal is measured by X-ray or the like, the measurement is performed from the surface of the aluminum alloy material after removing the metal coating.
  • FIG. 7 schematically shows an embodiment of a stranded wire structure using the aluminum alloy material of the present invention, in which FIG. 7 (a) is a cross-sectional view and FIG. 7 (b) is a plan view. It is.
  • the stranded wire structure 10 includes a first conductor 20 made from the aluminum alloy material of the present invention and other metals such as copper, copper alloy, aluminum, aluminum alloy, iron, and iron alloy. It is comprised with the 2nd conductor 40 produced from the material.
  • all the 19 conductors including the 14 first conductors 20 and the 5 second conductors 40 are twisted together at the same pitch in the S twist (clockwise twist) direction.
  • a case where concentric stranded wires having a 1 ⁇ 19 stranded structure and having the same wire diameter are used as the first conductor 20 and the second conductor 40 is shown.
  • the stranded wire structure 10 uses two types of conductors (the first conductor 20 and the second conductor 40) having different characteristics, and configures the conductors 20 and 40 in a mixed state in which the conductors 20 and 40 are mixed, thereby achieving high electrical conductivity and high conductivity. It has strength, is excellent in bending fatigue resistance, and can be reduced in weight.
  • the diameters (wire diameters) of the first conductor 20 and the second conductor 40 may be the same or different.
  • the first conductor 20 and the second conductor 40 preferably have the same diameter.
  • the first conductor 20 and the second conductor 40 have different diameter dimensions. It is preferable.
  • a predetermined number of the first conductors 20 and a predetermined number of the second conductors 40 are twisted in the S twist direction (right twist) at the same pitch to form a 1 ⁇ 19 twist structure.
  • the strand wire conductor 10 was shown, the strand wire structure 10 should just be comprised in the state which twisted together the 1st conductor 20 and the 2nd conductor 40, and was mixed.
  • the type of stranded wire for example, collective stranded wire, concentric stranded wire, rope stranded wire, etc.
  • twist pitch for example, the pitch of the conductor located in the inner layer and the conductor located in the outer layer is the same or different
  • the twist direction For example, S twist, Z twist, cross twist, parallel twist, etc.
  • twist structure (1 ⁇ 7, 1 ⁇ 19, 1 ⁇ 37, 7 ⁇ 7, etc.
  • wire diameter for example, 0.07 to 2.00 mm ⁇
  • the conditions such as these are not particularly limited, and the design can be changed as appropriate according to the application in which the stranded wire structure 10 is used.
  • various twist structures are described in “600V rubber cabtyre cable” of JIS C3327: 2000.
  • a total of 36 conductors are bundled in one direction and bundled together. It may be configured as a line.
  • a total of 37 conductors are centered on one conductor, and 6, 12, 18, and 18 around this conductor.
  • the conductors may be arranged in a twisted manner, and may be configured as a 1 ⁇ 37 concentric stranded wire.
  • seven conductors are centered on one conductor, and six conductors are twisted around this conductor.
  • first conductor 20 is connected to the inner side of the stranded wire structure 10. May be arranged on the outer surface side, or may be arranged randomly on the inner side and outer surface side of the stranded wire structure 10.
  • the aluminum alloy material of the present invention can be used for all uses in which iron-based materials, copper-based materials, and aluminum-based materials are used.
  • conductive members such as electric wires and cables, current collector meshes, battery members such as nets, fastening parts such as screws, bolts, rivets, etc., spring parts such as coil springs, connectors, terminals, etc. It can be suitably used as a contact spring member, a structural component such as a shaft or a frame, a guide wire, a bonding wire for a semiconductor, a generator, a winding used in a motor, or the like.
  • conductive members include overhead power transmission lines, OPGW (optical fiber composite overhead ground lines), underground cables, power cables such as submarine cables, telephone cables, communication cables such as coaxial cables, Wired drone cables, data transmission cables, cabtyre cables, EV / HEV charging cables, offshore wind power generation twisting cables, elevator cables, umbilical cables, robot cables, train overhead wires, trolley wires, etc.
  • Examples include wire harnesses for automobiles, ship wires, aircraft wires, bus bars, lead frames, flexible flat cables, lightning rods, antennas, connectors, terminals, and knitted cables.
  • braided copper wires are used as shield wires in data transmission cables. These shield wires can also be reduced in weight by using the aluminum alloy material of the present invention.
  • Examples of battery members include solar cell electrodes.
  • structural parts include building site scaffolds, conveyor mesh belts, metal fibers for clothing, chains, fences, insect nets, zippers, fasteners, clips, aluminum wool, brake wires, spokes, etc.
  • structural parts include bicycle parts, reinforced glass reinforcement wires, pipe seals, metal packing, cable protection reinforcements, fan belt cores, actuator drive wires, chains, hangers, soundproof meshes, and shelf boards.
  • fastening parts include potato screws, staples, thumbtacks and the like.
  • the spring component includes a spring electrode, a terminal, a connector, a semiconductor probe spring, a leaf spring, and a mainspring spring.
  • metal fiber it is also suitable as a metal fiber to be added for imparting conductivity to resin-based materials, plastic materials, cloths, etc., and controlling strength and elastic modulus.
  • consumer parts such as eyeglass frames, watch belts, fountain pen nibs, forks, helmets, injection needles, and medical parts.
  • each bar of 10 mm ⁇ having the alloy composition shown in Table 1, that is, the alloy composition of the first embodiment was prepared.
  • each aluminum alloy wire (0.07 to 2.0 mm ⁇ ) was produced under the manufacturing conditions shown in Table 1.
  • Comparative Example 1 An aluminum wire (0.24 mm ⁇ ) was produced under the production conditions shown in Table 1 using a 10 mm ⁇ bar made of 99.99 mass% -Al.
  • Comparative Examples 2 to 4 each aluminum alloy wire (0.07 to 2.0 mm ⁇ ) was produced under the production conditions shown in Table 1 using each 10 mm ⁇ bar having the alloy composition shown in Table 1.
  • the manufacturing conditions A to H shown in Table 1 are specifically as follows.
  • Process set A A process in which cold processing [1] with a processing degree of 1.1 and stabilization heat treatment [2] for 6 hours at 65 ° C. are performed in this order on the prepared bar. 3 sets were performed (total working degree of cold working [1] 3.3). In addition, temper annealing [3] was not performed.
  • ⁇ Production conditions F> The process was performed under the same conditions as the production conditions E except that 5 sets of the treatment set A were performed (total work degree of cold work [1] was 5.5).
  • ⁇ Production conditions G> The process was performed under the same conditions as the manufacturing conditions A except that two sets of the treatment set A were performed (total work degree of cold work [1]: 2.2).
  • the obtained molten metal was transferred to a container provided with a graphite die, and a wire having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm was continuously cast at a casting speed of about 300 mm / min through a water-cooled graphite die. Furthermore, a cumulative equivalent strain of 4.0 was introduced by an ECAP (Equal Channel Angular Pressing) method. The recrystallization temperature at this stage was determined to be 300 ° C. Then, preheating was performed at 250 ° C. for 2 hours in an inert gas atmosphere. Next, a first wire drawing treatment with a processing rate of 29% (processing degree 0.34) was performed. The recrystallization temperature at this stage was determined to be 300 ° C.
  • a primary heat treatment was performed at 260 ° C. for 2 hours in an inert gas atmosphere.
  • the second wire drawing process with a working degree of 9.3 was performed by passing the wire-cooled wire drawing die through a drawing speed of 500 mm / min.
  • the recrystallization temperature at this stage was determined to be 280 ° C.
  • a secondary heat treatment was performed at 220 ° C. for 1 hour in an inert gas atmosphere to obtain an aluminum alloy wire (0.08 mm ⁇ ).
  • each bar of 10 mm ⁇ having the alloy composition shown in Table 2, that is, the alloy composition of the second embodiment was prepared.
  • each aluminum alloy wire (0.07 to 2.0 mm ⁇ ) was produced under the manufacturing conditions shown in Table 2.
  • Comparative Example 11 In Comparative Example 11, an aluminum wire (0.24 mm ⁇ ) was produced under the production conditions shown in Table 2 using a 10 mm ⁇ bar made of 99.99 mass% -Al.
  • Comparative Examples 12 to 14 each aluminum alloy wire (0.07 to 2.0 mm ⁇ ) was produced under the manufacturing conditions shown in Table 2 using each 10 mm ⁇ bar having the alloy composition shown in Table 2.
  • an oxygen-free copper tape having a thickness of 0.4 mm and an oxygen content of 10 ppm is vertically provided, and the oxygen-free copper tape is formed into a tubular shape on the aluminum alloy wire so as to cover the aluminum alloy wire, and then the butted portion of the oxygen-free copper tape Were continuously welded by the TIG method. Thereafter, cold drawing was performed with a wire drawing machine using a die with a processing rate of 15 to 30% to produce a copper-coated aluminum alloy wire having a wire diameter of 0.2 mm.
  • the observation field of view is (15 to 40) ⁇ m ⁇ (15 to 40) ⁇ m, and in the cross section, on the line corresponding to the wire diameter direction (direction perpendicular to the longitudinal direction), the position near the center between the center and the surface layer (Observation was performed at a position of about 1 ⁇ 4 center of the wire diameter from the surface layer side).
  • the observation visual field was appropriately adjusted according to the size of the crystal grains.
  • FIG. 9 is a part of a TEM image of a cross section parallel to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire rod of Example 2 taken when performing TEM observation.
  • the fibrous metal structure was evaluated as “present”.
  • each observation field arbitrary 100 grains are selected, and the dimension perpendicular to the longitudinal direction of each crystal grain and the dimension parallel to the longitudinal direction of each crystal grain are measured.
  • the aspect ratio was calculated. Furthermore, for the dimension and aspect ratio perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains, an average value was calculated from the total number of observed crystal grains. In addition, when the observed crystal grain was clearly larger than 400 nm, the number of selection of the crystal grain which measures each dimension was reduced, and each average value was computed. In addition, when the dimension parallel to the longitudinal direction of the crystal grains was clearly 10 times or more the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains, the aspect ratio was uniformly determined to be 10 or more.
  • [3] X-ray diffraction measurement As shown in FIG. 4, a wire was spread on a glass plate to obtain a sample for X-ray measurement. Then, measurement was performed in the same manner as in a normal powder method, and data on the relationship between 2 ⁇ of diffraction conditions and diffraction intensity was collected. After removing the background from the obtained X-ray diffraction pattern data, the integrated diffraction intensity of the diffraction peak attributed to the ⁇ 100 ⁇ plane and the integrated diffraction intensity of the diffraction peak attributed to the ⁇ 110 ⁇ plane were analyzed, respectively. The peak intensity ratio R (I 200 / I 220 ) was calculated as the peak intensity I 200 and the peak intensity I 220 .
  • the wire before heating is set to a pass level of 370 MPa or more, and the wire after heating is particularly good “ ⁇ ” when the wire is 370 MPa or more, and “ ⁇ ” is less than 370 MPa and 340 MPa or more.
  • those less than 340 MPa were evaluated as defective “x”.
  • HV Vickers hardness
  • HM-125 manufactured by Akashi (currently Mitutoyo)
  • the test force was 0.1 kgf and the holding time was 15 seconds.
  • the Vickers hardness (HV) of the wire was defined as the Vickers hardness (HV) of the wire.
  • the Vickers hardness (HV) is preferably as large as possible, and in each of the wires in Tables 1 and 2, 100 or more was regarded as an acceptable level.
  • the aluminum alloy wires of Examples 1 to 12 of the present invention have a specific alloy composition and a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction.
  • the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less, and the main surface of the wire has a peak intensity ratio R (I 200 / I 220 ) obtained by X-ray diffraction of 0. It was confirmed to have a crystal orientation distribution satisfying .20 or more.
  • FIG. 9 is a TEM image of a cross section parallel to the wire drawing direction of the aluminum alloy wire according to Example 2. Note that the same metal structure as in FIG. 9 was also confirmed in the cross sections parallel to the longitudinal direction of the aluminum alloy wires according to Examples 1 and 3 to 12.
  • the aluminum alloy wires according to Examples 1 to 12 having such a specific metal structure and a specific texture on the main surface have high strength (for example, tensile strength) comparable to iron-based or copper-based metal materials. 370 MPa or more, Vickers hardness (HV) 100 or more) and excellent bending workability (for example, in the case of a W bending test performed in accordance with JIS Z 2248: 2006 when the aluminum alloy material is a wire, the inner bending radius is It was confirmed that when the wire diameter is 30 to 70%, cracks do not occur).
  • the aluminum-based wires of Comparative Examples 1 to 4 and 8 to 10 are fibrous metals whose compositions do not satisfy the proper range of the alloy composition of the present invention or whose crystal grains extend in one direction. Whether it has no structure, the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is also 500 nm or more, or the peak intensity ratio R (I 200 / I 220 ) on the main surface of the wire is less than 0.20 It was confirmed that it corresponds to any one or more.
  • Such aluminum-based wires of Comparative Examples 1 to 4 and 8 to 10 are any one or more of tensile strength, Vickers hardness (HV) and bending workability as compared with the aluminum alloy wires of Examples 1 to 12. It was confirmed that the characteristics of were extremely inferior.
  • the aluminum alloy wires of Examples 13 to 28 of the present invention have a specific alloy composition and a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction.
  • the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less, and the main surface of the wire has a peak intensity ratio R (I 200 / I 220 ) obtained by X-ray diffraction of 0. It was confirmed to have a crystal orientation distribution satisfying .20 or more.
  • 10 is a TEM image of a cross section parallel to the wire drawing direction of the aluminum alloy wire according to Example 14. FIG. Note that the same metal structure as in FIG. 10 was also confirmed in the cross sections parallel to the longitudinal direction of the aluminum alloy wires according to Examples 13 and 15 to 28.
  • the aluminum alloy wires according to Examples 13 to 28 having such a specific metal structure and a specific texture on the main surface have high strength (for example, tensile strength) comparable to iron-based and copper-based metal materials. 370 MPa or more, Vickers hardness (HV) 100 or more) and excellent bending workability (for example, in the case of a W bending test performed in accordance with JIS Z 2248: 2006 when the aluminum alloy material is a wire, the inner bending radius is It was confirmed that when the wire diameter is 30 to 70%, cracks do not occur).
  • the aluminum alloy wire according to Examples 13 to 28 of the present invention includes at least one selected from Cu, Ag, Zn, Ni, B, Ti, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr and Sn. Since it contained a predetermined amount, high tensile strength was maintained even after heating, and it was confirmed that it was excellent in heat resistance.
  • the aluminum-based wires of Comparative Examples 11 to 14 and 19 to 23 have a composition that does not satisfy the appropriate range of the alloy composition of the present invention, or a fibrous metal in which crystal grains extend in one direction. Whether it has no structure, the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is also 500 nm or more, or the peak intensity ratio R (I 200 / I 220 ) on the main surface of the wire is less than 0.20 It was confirmed that it corresponds to any one or more.
  • the aluminum wires of Comparative Examples 11 to 14 and 19 to 23 had a tensile strength in a state of being drawn (before heating), after heating. It was confirmed that at least one of the properties of tensile strength (heat resistance), Vickers hardness (HV), and bending workability in the state is remarkably inferior.

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Abstract

本発明のアルミニウム合金材は、特定の合金組成を有し、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寸法の平均値が４００ｎｍ以下である。また、本発明のアルミニウム合金材は、その主表面が、Ｘ線回折法により求められた｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有する。

Description

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、バネ用部品および構造用部品
　本発明は、高強度の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（エレベータケーブル、航空機用電線等）、電池用部材、締結部品、バネ用部品および構造用部品に用いられる。
　近年、金属部材の形状の多様化に伴い、金属の粉末を電子ビーム、レーザ等で焼結させて、所望の形状に三次元の構造体を造形する技術が広く検討されている。しかし、このような技術では、金属の粉末を使用するが、金属粉末を微細化しすぎると爆発し易くなる等の問題がある。
　そのため最近では、例えば、金属製の細線を編む、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－Ｗｏｖｅｎ　Ｃｅｌｌｕｌａｒ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓとして検討が進められており、電池用の部品、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、鉄系または銅系の線材が広く用いられてきたが、最近では、鉄系また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、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、鉄系または銅系の金属材料に比べて強度が低いという問題があった。また、比較的高強度なアルミニウム合金材である、２０００系（Ａｌ－Ｃｕ系）および７０００系（Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系）のアルミニウム合金材は、耐食性、耐応力腐食割れ性に劣る等の問題があった。
　そのため、最近では、ＭｇとＳｉを含有し、電気および熱の伝導性、さらには耐食性に優れる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は、アルミニウム合金材の中では強度が高い方ではあるが、未だ十分な強度でなく、更なる高強度化が望まれている。
　一方、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）、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）などが知られている。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、更なる高強度化が課題であった。
　他方、アルミニウム合金材は、一般に、高強度化を図ると、強度に相反する特性である曲げ加工性が低下する問題もある。そのため、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、高強度化と共に、さらに曲げ加工性の向上も望まれる。
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
　本発明の目的は、鉄系または銅系の金属材料の代替となり得る、高強度と優れた曲げ加工性と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、バネ用部品および構造用部品を提供することにある。
　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共に、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、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、さらに、上記アルミニウム合金材の主表面は、Ｘ線回折法により求められた｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有することにより、鉄系または銅系の金属材料に匹敵する高強度と、優れた曲げ加工性とを両立し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：０．２～１．８質量％、Ｓｉ：０．２～２．０質量％、Ｆｅ：０．０１～１．５０質量％、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０～２．０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、
　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寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、
　前記アルミニウム合金材の主表面は、Ｘ線回折法により求められた｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有する、アルミニウム合金材。
［２］　Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０質量％を含有する、上記［１］に記載のアルミニウム合金材。
［３］　Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０．０６～２．０質量％を含有する、上記［１］に記載のアルミニウム合金材。
［４］　ビッカース硬さ（ＨＶ）が、１００～２５０である、上記［１］から［３］までのいずれかに記載のアルミニウム合金材。
［５］　Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ及びＰｄからなる群から選択された少なくとも１種の金属で覆われている、上記［１］から［４］までのいずれかに記載のアルミニウム合金材。
［６］　上記［１］から［５］までのいずれかに記載のアルミニウム合金材を用いた導電部材。
［７］　導電部材がエレベータケーブルである、上記［６］に記載の導電部材。
［８］　導電部材が航空機用電線である、上記［６］に記載の導電部材。
［９］　上記［１］から［５］までのいずれかに記載のアルミニウム合金材を用いた電池用部材。
［１０］　上記［１］から［５］までのいずれかに記載のアルミニウム合金材を用いた締結部品。
［１１］　上記［１］から［５］までのいずれかに記載のアルミニウム合金材を用いたバネ用部品。
［１２］　上記［１］から［５］までのいずれかに記載のアルミニウム合金材を用いた構造用部品。
　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共に、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、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、さらに、上記アルミニウム合金材の主表面は、Ｘ線回折法により求められた｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有することによって、鉄系または銅系の金属材料に匹敵する高強度と、優れた曲げ加工性とを両立した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、バネ用部品および構造用部品が得られる。
図１は、本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を模式的に示す斜視図である。 図２は、純アルミニウムと、純銅および本発明にかかるアルミニウム合金材の、加工度と引張強度の関係を示すグラフである。 図３は、各種の面心立方金属における冷間伸線後の結晶方位分布を積層欠陥エネルギーによって整理した図である（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．より引用）。 図４は、Ｘ線回折法によりアルミニウム合金線材の主表面の測定を行う際の一例であり、特に図４（ａ）は測定の際の試料の配置を模式的に示す図であり、図４（ｂ）は線材の法線方向ＮＤ（表面方向）と長手方向ＬＤ（伸線方向ＤＤ）を示している。 図５は、（００１）標準投影図である。 図６は、（１１０）標準投影図である。 図７（ａ）および（ｂ）は、本発明のアルミニウム合金材と他の線材との撚り線構造体の一の実施形態を模式的に示したものであって、図７（ａ）が横断面図、図７（ｂ）が平面図である。 図８（ａ）～（ｃ）は、図７の撚り線構造体の他の実施形態を模式的に示した断面図であって、図８（ａ）が集合撚り線で構成した態様、図８（ｂ）が１×３７構造の同心撚り線で構成した態様、図８（ｃ）が７×７構造のロープ撚り線で構成した態様である。 図９は、実施例２に係るアルミニウム合金線材の長手方向Ｘに平行な断面について、金属組織の様子を示すＴＥＭ画像である。 図１０は、実施例１４に係るアルミニウム合金線材の長手方向Ｘに平行な断面について、金属組織の様子を示すＴＥＭ画像である。
　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。なお、以下において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　本発明に従うアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．２～１．８質量％、Ｓｉ：０．２～２．０質量％、Ｆｅ：０．０１～１．５０質量％、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０～２．０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と共に、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、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、さらに、上記アルミニウム合金材の主表面は、Ｘ線回折法により求められた｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有することを特徴とする。
　ここで、上記合金組成に含有範囲が挙げられている成分のうち、含有範囲の下限値が「０質量％」と記載されている成分は、適宜抑制されている成分か、必要に応じて任意に添加される成分を意味する。すなわち、「０質量％」とは、その成分は含まれないことを意味する。
　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し、ここで「方位差境界」とは、透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）、走査透過電子顕微鏡法（ＳＴＥＭ）、走査イオン顕微鏡（ＳＩＭ）等によっ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指す。また、結晶粒の長手方向に垂直な寸法は、方位差境界の間隔に対応する。
　また、「主表面」とは、アルミニウム合金材の加工方向（延伸方向）に平行な面であり、直接的に工具（圧延ロールや引抜きダイス）と接して、延伸加工（減厚加工）が施された面（以下、加工面という）をいう。例えば、アルミニウム合金材が線棒材である場合の主表面（加工面）は、線棒材の伸線方向（長手方向）に平行な面であり、アルミニウム合金材が板材である場合の主表面（加工面）は、板材の圧延方向に平行な面のうち、圧延ローラー等が接した面（表裏２面）である。
　ここで、加工方向とは、延伸加工の進行方向を指す。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は確認できる。
　本発明に係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。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１に示す。図１に示されるように、本発明のアルミニウム合金材は、細長形状の結晶粒１が一方向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、および単にアスペクト比が大きい扁平な結晶粒とは全く異なる。すなわち、本発明の結晶粒は、繊維のような細長い形状で、その長手方向（加工方向Ｘ）に垂直な寸法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ない新たな金属組織といえる。
　さらに、本発明のアルミニウム合金材の主表面は、Ｘ線回折法により求められた｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布に制御されている。このような所定の結晶方位分布に制御された集合組織は、従来のアルミニウム合金材の主表面にはない新たな集合組織といえる。
　上記金属組織を有すると共に、主表面に上記集合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、引張強度３７０ＭＰａ以上、ビッカース硬さ（ＨＶ）１００以上）と、優れた曲げ加工性（例えば、アルミニウム合金材が線材である場合に、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２００６に準じて行うＷ曲げ試験において、内側曲げ半径が線径の３０～７０％であるとき、クラックを生じない）とを両立して実現し得る。
　また、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、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、バリを低減する作用などに直結し、材料の機能を全般的に高める効果がある。
　また、本発明のアルミニウム合金材は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｆｅ系という構成元素の少ない合金組成であっても高強度を実現でき、また、構成元素が少ないことからリサイクル性を大きく高めることもできる。
（１）合金組成
［第一の実施形態］
　本発明のアルミニウム合金材の第一の実施形態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の第一の実施形態では、Ｍｇを０．２～１．８質量％、Ｓｉを０．２～２．０質量％、Ｆｅを０．０１～１．５０質量％、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上を合計で０質量％含有している。すなわち、第一の実施形態のアルミニウム合金材は、Ｍｇ、ＳｉおよびＦｅの必須添加元素と、Ａｌおよび不可避不純物の残部とからなる合金組成を有する。
＜Ｍｇ：０．２～１．８質量％＞
　Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有すると共に、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０．２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１．８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など）が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．２～１．８質量％とし、好ましくは０．４～１．４質量％である。
＜Ｓｉ：０．２～２．０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。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２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２．０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０．２～２．０質量％とし、好ましくは０．４～１．４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共に、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共に、引張強度を向上させる。また、Ｆｅは、Ａｌ中に固溶したＦｅによっても引張強度を向上させる作用を有する。Ｆｅ含有量が０．０１質量％未満だと、これらの作用効果が不十分であり、また、Ｆｅ含有量が１．５０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０．０５～０．３３質量％であり、より好ましくは０．０５～０．２９質量％であり、さらに好ましくは０．０５～０．１６質量％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（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、これらの成分含有量の上限は、上記成分毎に０．０５質量％であってよく、上記成分の総量で０．１５質量％であってよい。
［第二の実施形態］
　次に、本発明のアルミニウム合金材の第二の実施形態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の第二の実施形態では、Ｍｇを０．２～１．８質量％、Ｓｉを０．２～２．０質量％、Ｆｅを０．０１～１．５０質量％、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０．０６～２．０質量％含有している。すなわち、第二の実施形態のアルミニウム合金材は、Ｍｇ、ＳｉおよびＦｅの必須添加元素と、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上のさらなる任意添加元素と、Ａｌおよび不可避不純物の残部とからなる合金組成を有する。
＜Ｍｇ：０．２～１．８質量％＞
　Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有すると共に、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０．２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１．８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など）が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．２～１．８質量％とし、好ましくは０．４～１．４質量％である。
＜Ｓｉ：０．２～２．０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。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２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２．０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０．２～２．０質量％とし、好ましくは０．４～１．４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共に、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共に、引張強度を向上させる。また、Ｆｅは、Ａｌ中に固溶したＦｅによっても引張強度を向上させる作用を有する。Ｆｅ含有量が０．０１質量％未満だと、これらの作用効果が不十分であり、また、Ｆｅ含有量が１．５０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０．０５～０．３３質量％であり、より好ましくは０．０５～０．２９質量％であり、さらに好ましくは０．０５～０．１６質量％である。
　本発明のアルミニウム合金材の第二の実施形態では、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅの必須添加元素に加えて、さらに、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上を合計で０．０６～２．０質量％含有する。
＜Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０．０６～２．０質量％＞
　Ｃｕ（銅）、Ａｇ（銀）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｂ（ホウ素）、Ｔｉ（チタン）、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）はいずれも、耐熱性を向上させる元素である。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、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、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。
　これらの成分の含有量の合計が、０．０６質量％未満だと、上記作用効果が不十分であり、また、これらの成分の含有量の合計が２．０質量％超だと、加工性が低下する。したがって、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上の含有量の合計は、０．０６～２．０質量％とし、好ましくは０．３～１．２質量％である。これらの成分は、１種のみの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、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上を含有することが好ましい。
＜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、これらの成分含有量の上限は、上記成分毎に０．０５質量％であってよく、上記成分の総量で０．１５質量％であってよい。
　このようなアルミニウム合金材は、合金組成および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、延伸加工の間に所定の条件で安定化熱処理を組み込むことにより、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｆｅ系合金の内部の格子欠陥の再配列を促し、安定化させることで、内部応力を緩和し、変形によって形成される結晶方位分布を変化させる。その結果、高強度化と同時に曲げ加工性の維持・向上も図ることを特徴としている。
　本発明のアルミニウム合金材の好ましい製造方法では、上記所定の合金組成を有するアルミニウム合金素材に対し、時効析出熱処理［０］は行わず、加工度１．２以下の冷間加工［１］と、処理温度５０～８０℃、保持時間２～１０時間の安定化熱処理［２］とからなる処理セットを１セットとして、この順番で、繰り返し３セット以上行い、冷間加工［１］の合計加工度を３．０以上とする。必要に応じて最終工程として、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やすい金属材ほど、変形に要する応力は小さく、低強度といえる。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、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、多結晶材料の内部の応力状態は、隣接する結晶粒同士の方位の違い、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、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。
　しかし、形成された結晶粒界は、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および純銅における加工度と引張強度の関係とも一致する。図２に、純アルミニウムと、純銅および本発明に係るアルミニウム合金材の、加工度と引張強度の関係のグラフを示す。なお、本発明に係るアルミニウム合金材の場合、図２の横軸の加工度は、３回以上の冷間加工［１］の合計加工度を意味する。
　図２に示されるように、通常の金属組織である純アルミニウムおよび純銅は、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。
　これに対し、本発明のアルミニウム合金材では、加工度が増しても硬化が持続的であり、強度が加工とともに上昇し続けることがわかった。これは、本発明の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、特に、所定量のＭｇとＳｉが複合添加されていることにより、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、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の複合添加による高強度化のメカニズムは必ずしも明らかではないが、（ｉ）Ａｌ原子に対して原子半径の大きいＭｇ原子と、原子半径の小さいＳｉ原子を組み合わせて用いることによって、各原子が常にアルミニウム合金材中に密に充填（配列）される、（ｉｉ）３価のＡｌ原子に対して、２価のＭｇと、４価のＳｉを共存させることにより、アルミニウム合金材全体で３価状態を形成でき、価数的な安定が図れることにより、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。
　ところで、一般に、延伸加工した金属材は、引張りに対する伸びが数％程度と低く、延性に乏しい。したがって、上記のような手法で高強度化を図る場合には、強度に相反する特性である曲げ加工性が低下する傾向にある。特に、アルミニウムやアルミニウム合金の場合、同程度の伸びの材料同士で比較しても、銅、ニッケルに比べて、さらに曲げ加工性に劣る。
　曲げ変形によって生じるクラックは、金属結晶が不均一に変形することによって局所的な歪みが生じ、金属材表面に凹凸を形成し、そのような凹凸が応力集中点となって更に変形の局在化が進行することによって、発生する。このような不均一変形は、金属材が加工硬化限界に達した後の塑性不安定現象である。
　本発明者は、このような不均一変形の起こりやすさは、金属材の結晶方位に関係するとの知見を得た。通常、ＦＣＣ（面心立方格子）金属の金属材に対し、引抜き加工、スエージング加工などの単軸変形、あるいは圧延加工などの平面歪み変形の応力が加わった場合、これらの変形による安定方位は、金属材の長手方向ＬＤ：Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ（延伸方向ＤＤ：Ｄｒａｗｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に結晶の｛１００｝面または｛１１１｝面が配向する（ＬＤと、＜１００＞方向または＜１１１＞方向とが平行である、以下、ＬＤ／／＜１００＞またはＬＤ／／＜１１１＞と表記する）結晶配向である。このうちＬＤ／／＜１００＞に配向した結晶は、不均一変形が起こり難い。これに対し、ＬＤ／／＜１１１＞に配向した結晶は、表面方向（法線方向ＮＤ：Ｎｏｒｍａｌ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）にどの結晶面が向いていても、不均一変形が起こりやすい。すなわち、不均一変形の起こりやすさは、ＬＤにどの結晶面が向いているかが重要となる。
　しかし、上記のような加工変形より生じる結晶方位分布、特に、結晶がＬＤ／／＜１００＞またはＬＤ／／＜１１１＞に配向する割合は、金属種によって異なってくることが知られている。例えば、１９６５年のＡ．　Ｔ．　Ｅｎｇｌｉｓｈらの研究によれば、減面率９９．９７％の伸線加工を施した場合のアルミニウムの結晶方位分布は、同じＦＣＣ金属である銅やニッケルの場合とは大きく異なると報告されている。図３に示されるように、銅およびニッケルの場合、ＬＤ／／＜１００＞の結晶配向の割合（結晶の体積比率）は、それぞれ３４％および２７％である。これに対し、アルミニウムの場合、ＬＤ／／＜１００＞の結晶配向の割合（結晶の体積比率）はわずかに５％であり、すなわちＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向が顕著な結晶方位分布となる。従って、通常の加工方法（引き抜き加工や圧延加工等）で作製されたアルミニウム合金材の場合、変形により生じる結晶配向のほとんどが、不均一変形が起こり易いＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向となる。
　これらの知見に基づき、本発明者は、アルミニウム合金材の主表面の結晶方位分布において、（１）ＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向が、強変形したアルミニウム合金材の曲げ加工性を低下させている要因であること、さらに（２）ＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向を減少させると共に、ＬＤ／／＜１００＞の結晶配向の割合を増加させることによって、高強度材において曲げ加工性を大幅に改善できること、を見出した。
　特に、アルミニウム合金材の主表面の集合組織において、結晶がＬＤ／／＜１００＞に配向している場合では、ＬＤ／／＜１１１＞に配向している場合に比べて、結晶すべり系の幾何学的配置の違いから、結晶のすべり変形の量が少なくなると共に、交差すべりが顕著に起きる。この２つの作用によって、曲げ変形中の加工硬化率が大きく低減される。このような持続的な加工硬化によって、塑性不安定現象が顕著に抑制され、クラックの発生を防止できる。
　以上から、本発明では、高強度化の観点から、最終的な加工度（合計加工度）が３以上となるように冷間加工［１］を行うと共に、曲げ加工性の維持・向上の観点から、１回あたりの冷間加工［１］の加工度を１．２以下とし、さらに冷間加工［１］の後には、処理温度５０～８０℃、保持時間２～１０時間の安定加熱処理を行う。すなわち、加工度１．２以下の冷間加工［１］と、処理温度５０～８０℃、保持時間２～１０時間の安定化熱処理［２］とからなる処理セットを１セットとして、この順番で、繰り返し３セット以上行い、冷間加工［１］の合計加工度を３．０以上とする。
　本発明では、１回あたりの加工度が１．２以下である冷間加工［１］を３回以上行い、合計の加工度（合計加工度）を３．０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４．５以上、より好ましくは６．０以上、さらに好ましくは７．５以上、最も好ましくは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）
　また、１回の冷間加工［１］は、複数回のパスを経て加工度１．２以下の所望の加工度とすることが好ましい。例えば、１パスあたり１０～２５％の減面率とし、これを６～１２パス程度行うことで、加工度１．２以下の所望の加工度に制御することができる。なお、１回の冷間加工［１］の加工度の下限は特に限定しないが、適度に金属結晶の分裂を促す観点から、０．６とすることが好ましい。
　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。
　また、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、本発明では、１回あたりの加工度が１．２以下である冷間加工［１］を３回以上行うが、各冷間加工［１］の後には、所定の安定化熱処理［２］をセットで行う。このような安定化熱処理［２］は、複数回の冷間加工［１］の間に高い頻度で導入されることにより、通常の変形による結晶配向で起こるＬＤ／／＜１１１＞の結晶回転（配向）を防止して、ＬＤ／／＜１００＞の結晶回転（配向）を促す作用がある。安定化熱処理［２］の処理温度は、５０～８０℃とする。安定化熱処理［２］の処理温度が５０℃未満の場合には、上記のような作用が得られにくく、８０℃を超えると結晶粒界の密度が低下して強度が低下する。また、安定化熱処理［２］の保持時間は好ましくは２～１０時間とする。なお、このような熱処理の諸条件は、不可避不純物の種類、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。
　また、本発明では、従来、冷間加工［１］の前に行われてきた時効析出熱処理［０］は、行わない。このような時効析出熱処理［０］は、通常１６０～２４０℃で、１分～２０時間、アルミニウム合金素材を保持することにより、Ｍｇ－Ｓｉ化合物の析出を促すものである。しかし、アルミニウム合金素材に対しこのような時効析出熱処理［０］を施した場合には、上記のような高い合計加工度による冷間加工［１］は、材料内部に加工割れが発生するため行うことはできない。
　また、本発明では、残留応力の解放、伸びの向上を目的として、アルミニウム合金材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５０～１６０℃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、１６０℃を超えると回復、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、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。
　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、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。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。そのため、特に線材、棒材として作製する場合には、細径にするほど、また、板材、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材である場合には、その線径は、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、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棒材である場合には、その線径あるいは一辺の長さは、線材と同程度の加工度が得られればよく、例えば２５ｍｍ以下、より好ましくは２０ｍｍ以下、さらに好ましくは１５ｍｍ以下、特に好ましくは１０ｍｍ以下である。
　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］の工程は、上記冷間加工［１］および安定化熱処理［２］の処理セットを３回以上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。
（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ている。このような本発明の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し、上記一方向に平行な断面において、上記結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値が４００ｎｍ以下であることを特徴とする。このようなアルミニウム合金材は、従来にはない特有の金属組織を有することにより、特に優れた強度を発揮し得る。
　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（延伸方向）に対応し、アルミニウム合金材が、線材、棒材である場合には例えば伸線方向に、板材、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ＤＤは、その長手方向ＬＤに対応する。
　また、上記一方向に平行な断面において、結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値は、４００ｎｍ以下であり、より好ましくは３２０ｎｍ以下、さらに好ましくは２５０ｎｍ以下、特に好ましくは２２０ｎｍ以下、一層好ましくは１８０ｎｍ以下である。このような径（結晶粒の長手方向に垂直な寸法）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を効果的に阻害でき、従来にない高強度を実現し得る。また、結晶粒が微細である効果によって、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、結晶粒の長手方向に垂直な寸法の平均値は、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５０ｎｍである。
　また、上記結晶粒の長手方向の寸法は、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。
＜集合組織＞
　また、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の主表面は、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向が抑制され、ＬＤ／／＜１００＞の結晶配向が増加するように、結晶方位分布が制御された集合組織を有する。このような本発明のアルミニウム合金材の主表面は、Ｘ線回折法により求められた結晶の｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と結晶の｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有することを特徴とする。このようなアルミニウム合金材の主表面は、従来にはない特有の集合組織を有することにより、特に優れた曲げ加工性を発揮し得る。
　本発明で解析する｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０は、アルミニウム合金材の主表面にてＣｕ－Ｋα線を使用したＸ線回折法により測定して得られるＸ線回折パターンから求められる。
　一例として、図４に、Ｘ線回折法により、アルミニウム合金線材の表面にて測定を行う際の模式図を示す。本発明では、アルミニウム合金材の主表面についてＸ線回折法による測定を行うため、アルミニウム合金材が線材の場合には、図４（ａ）に示されるように、線棒形状の試料をガラス板の上に敷き詰め、Ｘ線測定用サンプルとする。さらに、測定用サンプルは、図４（ａ）に示されるように、Ｘ線の経路が、線材の長手方向ＬＤ（伸線方向ＤＤ）に平行になるよう配置される。このときの法線方向ＮＤは、図４（ｂ）に示されるように、アルミニウム合金線材の主表面（ＬＤに平行な面）に垂直な方向である。すなわち、ＮＤとＬＤは垂直の関係となる。なお、詳しい測定条件は実施例の欄にて説明する。
　本発明では、アルミニウム合金材の主表面において測定されるＸ線回折パターンのうち、結晶の｛１００｝面に起因する回折ピークおよび｛１１０｝面に起因する回折ピークに着目している。
　ここで、アルミニウム合金材の主表面における｛１００｝面に起因するＸ線回折ピークは、アルミニウム合金材の主表面の表層部分おいて、ＮＤに結晶の｛００１｝面が配向している（ＮＤと、＜００１＞方向とが平行である、以下「ＮＤ／／＜００１＞」と表記する。）結晶の存在を意味している。また、｛１１０｝面に起因するＸ線回折ピークについても、上記と同様で、アルミニウム合金材の主表面の表層部分おいて、ＮＤに結晶の｛１１０｝面が配向している（ＮＤと、＜１１０＞方向とが平行である、以下「ＮＤ／／＜１１０＞」と表記する。）結晶の存在を意味している。
　図５および６は、（００１）標準投影図および（１１０）標準投影図である。ここで、図５の点線ｘ１は、＜００１＞方向に直交する方向を示しており、図６の点線ｘ２は＜１１０＞方向に直交する方向を示している。
　上述のようにＮＤとＬＤは直交関係にあるため（図４（ｂ）参照）、図５に示されるように、ＮＤ／／＜００１＞の結晶配向では、ＬＤに｛１００｝面～｛３１０｝面～｛２１０｝面～｛３２０｝面～｛１１０｝面を結ぶ範囲の結晶面が配向する結晶配向となる。このうち、｛１１０｝面の周辺の結晶面は変形によって減少していく不安定方位であるため、実質的に、Ｘ線回折測定でＮＤ／／＜００１＞の結晶配向としてカウントされる結晶は、ＬＤに｛１００｝面の周辺の結晶面が配向している結晶であると考えられる。
　同様に、図６に示されるように、ＮＤ／／＜１１０＞の結晶配向では、ＬＤに｛１００｝面～｛１１７｝面～｛１１５｝面～｛１１３｝面～｛１１２｝面～｛３３５｝面～｛１１１｝面～｛２２１｝面～｛３３１｝面～｛５５１｝面～｛１１０｝面を結ぶ範囲の結晶面が配向する結晶配向となる。このうち、｛２２１｝面～｛３３１｝面～｛５５１｝面～｛１１０｝面は変形によって減少していく不安定方位であり、｛１００｝面～・・・～｛１１１｝面を結ぶ範囲の結晶面が、変形による安定方位であるため、Ｘ線回折測定でＮＤ／／＜１１０＞の結晶配向としてカウントされる結晶は、ＬＤに上記｛１００｝面～・・・～｛１１１｝面を結ぶ範囲の結晶面が配向している結晶であると考えられる。
　すなわち、本発明で着目する、パラメータ（アルミニウム合金材の主表面において測定して得たＸ線回折パターンにより求められた｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０））は、アルミニウム合金材の主表面において、変形による安定方位に配向している全結晶に占める、ＬＤに｛１００｝面が配向している（ＬＤ／／＜１００＞で配向している）結晶の割合に対応している。
　上述のように、主表面において、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向は、強変形したアルミニウム合金材の曲げ加工性を低下させている要因となる。したがって、曲げ加工性を向上させる観点からは、主表面の集合組織において、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向を減少させると共に、ＬＤ／／＜１００＞の結晶配向の割合を増加させることが望ましい。
　このような観点で主表面の結晶方位分布を考えると、上述のようにＮＤ／／＜００１＞の結晶配向では、ＬＤに｛１１１｝面が配向することはなく（図５参照）、ＬＤに比較的安定な｛１００｝面の周辺の結晶面が配向する。そのため、ＮＤに着目すれば、主表面の結晶方位分布において、ＮＤ／／＜００１＞の結晶配向の割合を増加させることが望ましい。
　したがって、本発明のアルミニウム合金材の主表面の集合組織は、ピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満足させることが重要である。Ｒが上記範囲を満足するということは、アルミニウム合金材の主表面の表層部分に、ＮＤ／／＜００１＞の結晶配向の割合が多い、すなわち、曲げ加工性の向上に寄与するＬＤ／／＜１００＞の結晶配向が多いこと、また曲げ加工性を悪化させるＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向が少ないこと、を意味し、これにより優れた曲げ加工性が発揮される。また、曲げ加工性は、主表面の結晶配向において、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向が少なく、ＬＤ／／＜１００＞の結晶配向が多いほど良好となるため、ピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）は大きいほど好ましく、より好ましくは０．３０以上、さらに好ましくは０．４５以上、特に好ましくは０．６０以上、一層好ましくは０．７５以上である。Ｒの上限は特に限定しないが、例えば２．０である。
（４）本発明のアルミニウム合金材の特性
［引張強度］
　引張強度は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１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、特に線材、棒材である場合に、好ましくは引張強度が３７０ＭＰａ以上である。このような引張強度は、ＡＳＴＭ　ＩＮＴＥＲＮＡＴＩＯＮＡＬ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の引張強度である３３０ＭＰａ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、より好ましい引張強度は、４３０ＭＰａ以上である。このような引張強度は、ＡＳＴＭ　ＩＮＴＥＲＮＡＴＩＯＮＡＬ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。さらに好ましい引張強度は、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である４６０ＭＰａを上回る。特に好ましい引張強度は、５４０ＭＰａ以上であり、このような引張強度は、例えば、２０００系、７０００系の高強度アルミニウム合金に匹敵する強度であり、耐食性、成型性に劣るこれらのアルミニウム合金を代替し得る。また、鋼系または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。一層好ましい引張強度は、６００ＭＰａ以上である。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、Ｃｕ－Ｃｒ系など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の第二の実施形態では、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。特に、１１０℃、２４時間の加熱後の状態で測定した引張強度が３４０ＭＰａ以上であることが好ましく、より好ましくは３７０ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは４２０ＭＰａ以上である。
［ビッカース硬さ（ＨＶ）］
　ビッカース硬さ（ＨＶ）は、ＪＩＳ　Ｚ２２４４：２００９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。なお、すでに部品となった加工品のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定する場合には、加工品を分解して、断面を鏡面研磨し、その断面について測定を行うこともできる。
　本発明のアルミニウム合金材は、特に線材、棒材である場合に、好ましくはビッカース硬さ（ＨＶ）が１００以上である。このようなビッカース硬さ（ＨＶ）は、ＡＳＴＭ　ＩＮＴＥＲＮＡＴＩＯＮＡＬ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のビッカース硬さ（ＨＶ）である９０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、より好ましいビッカース硬さ（ＨＶ）は、１１５以上である。このようなビッカース硬さ（ＨＶ）は、ＡＳＴＭ　ＩＮＴＥＲＮＡＴＩＯＮＡＬに示されている硬銅線の中間的なＨＶ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。さらに好ましいビッカース硬さ（ＨＶ）は、１３０以上であり、このようなビッカース硬さ（ＨＶ）は上述の硬銅線の最高値である１２５を上回る。特に好ましいビッカース硬さ（ＨＶ）は、１４５以上であり、このようなビッカース硬さ（ＨＶ）は、例えば、２０００系、７０００系の高強度アルミニウム合金に匹敵する強度であり、耐食性、成型性に劣るこれらのアルミニウム合金を代替し得る。また、鋼系または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。一層好ましいビッカース硬さ（ＨＶ）は、１６０以上である。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、Ｃｕ－Ｃｒ系など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ビッカース硬さ（ＨＶ）の上限は、特に限定されないが、例えば２５０である。
［曲げ加工性］
　曲げ加工性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２００６に準拠して、Ｗ曲げ試験を行うことで評価する。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、特に線材、棒材である場合に、上記Ｗ曲げ試験による限界内側曲げ半径が、線径の３０～７０％であることが好ましい。ここで、限界内側曲げ半径とは、上記Ｗ曲げ試験のような内側曲げを行ったときに、クラックを生じない限界の曲げ半径をいう。上記のような限界内側曲げ半径を有する本発明のアルミニウム合金材は、例えば、線材を編む、織る、結ぶ、繋げる、接続する等の手法で、三次元な構造物を造形する際に、加工性に優れる。
（５）本発明のアルミニウム合金材の金属被覆
　本発明のアルミニウム合金材は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ及びＰｄからなる群から選択された少なくとも１種の金属で覆われていてもよい。これらの金属には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ及び／またはＰｄを主たる構成元素とした合金または金属間化合物も含まれる。本発明のアルミニウム合金材にこのような金属を被覆することで、接触抵抗、半田濡れ性、耐食性等を向上させることができる。
　本発明のアルミニウム合金材を前記金属で被覆する方法は、特に限定されず、例えば、置換めっき、電解めっき、クラッド、溶射等の方法が挙げられる。金属の被覆は、軽量化等の観点から被覆の厚さは、薄いことが好ましい。そのため、これらの方法のうち、置換めっき、電解めっきが特に好ましい。なお、アルミニウム合金材に金属の被覆を形成した後、さらに伸線加工を行ってもよい。また、金属で被覆された本発明のアルミニウム合金材の結晶方位をＸ線等によって測定する場合には、金属の被覆を除去してから、アルミニウム合金材の表面から測定する。
（６）本発明のアルミニウム合金材と他の線材との撚り線構造体
　また、本発明のアルミニウム合金材は、銅、銅合金、アルミニウム、アルミニウム合金、鉄、鉄合金等の他の金属材料と撚り合わせた、撚り線構造体であってもよい。このような撚り線構造は、本発明のアルミニウム合金材で構成された導体と、これらの他の金属材料で構成された導体とが撚り合わされて混在した状態で構成されている。図７は、本発明のアルミニウム合金材を用いた撚り線構造体の一実施形態を模式的に示したものであって、図７（ａ）が横断面図、図７（ｂ）が平面図である。
　図７に示されるように、撚り線構造体１０は、本発明のアルミニウム合金材から作製された第１導体２０と、銅、銅合金、アルミニウム、アルミニウム合金、鉄、鉄合金等の他の金属材料から作製された第２導体４０とで構成されている。図７に示す実施形態では、１４本の第１導体２０と５本の第２導体４０との合計１９本の導体の全てを、同一ピッチでＳ撚り（右回りの撚り）方向に撚り合わせて、１×１９の撚り構造で構成された同心撚線であって、第１導体２０と第２導体４０として、同一の線径を有してものを用いた場合を示している。
　撚り線構造体１０は、特性の異なる２種類の導体（第１導体２０および第２導体４０）を用い、これらの導体２０，４０を撚り合わせ混在状態で構成することにより、高導電率および高強度を具備し、耐屈曲疲労特性にも優れ、さらに軽量化も図ることができる。
　第１導体２０と第２導体４０の直径（線径）寸法は、同じであっても、あるいは異なっていてもよい。例えば、疲労寿命を重視する場合には、第１導体２０と第２導体４０は、直径寸法が同じであることが好ましい。また、撚り線構造体を構成する導体と導体の間及び、導体と被覆の間に形成される隙間の低減を重視する場合には、第１導体２０と第２導体４０は、直径寸法が異なることが好ましい。
　なお、図７では、所定本数の第１導体２０と、所定本数の第２導体４０とを、同一ピッチでＳ撚り方向（右撚り）に撚り合わせて、１×１９の撚り構造で構成された撚り線導体１０の例を示したが、撚り線構造体１０が、第１導体２０と第２導体４０とを撚り合わせて混在した状態で構成されていればよい。そのため、撚り線の種類（例えば集合撚り線、同心撚り線、ロープ撚り線など）、撚りピッチ（例えば内層に位置する導体と外層に位置する導体とのピッチが同一または異なるなど）、撚り方向（例えば、Ｓ撚り、Ｚ撚り、交差撚り、平行撚りなど）、撚り構造（１×７、１×１９、１×３７、７×７など）、線径（例えば、０．０７～２．００ｍｍφ）などの条件については、特に限定されるものではなく、撚り線構造体１０が使用される用途等に応じて適宜、設計変更することが可能である。例えば、ＪＩＳ　Ｃ３３２７：２０００の「６００Ｖゴムキャブタイヤケーブル］に、種々の撚り構造が記載されている。
　撚り線構造体１０の撚り構造としては、例えば図８（ａ）に示されるように、合計３６本の導体（第１導体および第２導体）を束ねた状態で一方向に撚り合わせて集合撚り線として構成されていてもよい。また、図８（ｂ）に示されるように、合計３７本の導体（第１導体および第２導体）を、１本の導体を中心とし、この導体の周りに、６本、１２本、１８本の導体を順次、撚り合わせて配置して１×３７構造の同心撚線として構成されていてもよい。さらには、図８（ｃ）に示されるように、７本の導体（第１導体および第２導体）を、１本の導体を中心とし、この導体の周りに６本の導体を撚り合わせた１×７構造を有する撚り線の７本を束ねて撚り合わせて７×７構造のロープ撚り線として構成されていてもよい。なお、図８（ａ）～（ｃ）では、第１導体と第２導体の双方を配置しているものの、両者を区別せずに示してある。また、撚り線構造体１０を構成する第１導体２０と第２導体４０の配置関係についても、特に限定されるものでなく、例えば、第１導体２０を、撚り線構造体１０の、内部側に配置しても、あるいは外面側に配置してもよく、さらには、撚り線構造体１０の内部側と外面側とに分散させてランダムに配置してもよい。
（７）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、ケーブル等の導電部材、集電体用のメッシュ、網等の電池用部材、ねじ、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、端子等の電気接点用バネ部材、シャフト、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、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、架空送電線、ＯＰＧＷ（光ファイバ複合架空地線）、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、同軸ケーブルなどの通信用電線、有線ドローン用ケーブル、データ伝送用ケーブル、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、航空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。
　また、近年、高度情報化社会の進展に伴い、データ伝送用ケーブルでは、シールド線として編組構造の銅線が用いられている。これらのシールド線も、本発明のアルミニウム合金材とすることで軽量化できる。
　電池用部材には、太陽電池の電極、などが挙げられる。
　構造用部品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、スポークなどの自転車用部品、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、棚板などが挙げられる。
　締結部品のより具体的な用途例としては、いもねじ、ステープル、画鋲などが挙げられる。
　バネ用部品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、ぜんまい用バネなどが挙げられる。
　また、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、注射針などの民生部材、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、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１～１２）
　まず、表１に示す合金組成、すなわち第一の実施形態の合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材を準備した。次に、各棒材を用いて、表１に示す製造条件にて、それぞれのアルミニウム合金線材（０．０７～２．０ｍｍφ）を作製した。
　（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１に示す製造条件にて、アルミニウム線材（０．２４ｍｍφ）を作製した。
　（比較例２～４）
　比較例２～４では、表１に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材を用い、表１に示す製造条件にて、それぞれのアルミニウム合金線材（０．０７～２．０ｍｍφ）を作製した。
　なお、表１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＞
　準備した棒材に対し、加工度１．１の冷間加工［１］と、６５℃で６時間の安定化熱処理［２］とを、この順番で行う処理（以下、処理セットＡとする）を、３セット行った（冷間加工［１］の合計加工度３．３）。なお、調質焼鈍［３］は行わなかった。
＜製造条件Ｂ＞
　上記処理セットＡを５セット行った以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った（冷間加工［１］の合計加工度５．５）。
＜製造条件Ｃ＞
　上記処理セットＡを７セット行った以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った（冷間加工［１］の合計加工度７．７）。
＜製造条件Ｄ＞
　上記処理セットＡを９セット行った以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った（冷間加工［１］の合計加工度９．９）。
＜製造条件Ｅ＞
　準備した棒材に対し、上記処理セットＡを３セット行い（冷間加工［１］の合計加工度３．３）、その後、処理温度１４０℃、保持時間１時間の条件で調質焼鈍［３］を行った。
＜製造条件Ｆ＞
　上記処理セットＡを５セット行った（冷間加工［１］の合計加工度５．５）以外は、製造条件Ｅと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｇ＞
　上記処理セットＡを２セット行った（冷間加工［１］の合計加工度２．２）以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｈ＞
　準備した棒材に対し、加工度が７．７の冷間加工［１］を行った。なお、安定加熱処理［２］および調質焼鈍［３］は行わなかった。
　（比較例５および６）：表１の製造条件Ｉ
　表１に示す合金組成を有する棒材に対し、上記処理セットＡを１～３セット行ったが、途中で断線が多発したため、作業を中止した。
　（比較例７）：表１の製造条件Ｊ
　表１に示す合金組成を有する棒材に対し、処理温度１８０℃、保持時間１０時間の時効析出熱処理［０］を行い、その後、上記処理セットＡを２セット行ったが、途中で断線が多発したため、作業を中止した。
　（比較例８）：表１の製造条件Ｋ
　電気用Ａｌ地金（ＪＩＳ　Ｈ　２１１０）、Ａｌ－Ｍｇ簿合金およびＡｌ－Ｓｉ母合金を溶解して、Ａｌ－０．７質量％Ｍｇ－０．７質量％Ｓｉの合金組成を有する溶湯を製造した。得られた溶湯を鋳造後、６０ｍｍφ、２４０ｍｍ長のビレットを４７０℃の熱間押出により、荒引線を得た。得られた荒引線を、加工率７０％（加工度１．２０）で第１の伸線加工を施し、その後１３０℃にて５時間の１次熱処理を行った。さらに加工率６０％（加工度０．９２）で第２の伸線加工を施し、その後１６０℃にて４時間の２次熱処理を行って、アルミニウム合金線材（２ｍｍφ）を得た。
　（比較例９）：表１の製造条件Ｌ
　Ａｌ－０．５１質量％Ｍｇ－０．５８質量％Ｓｉ－０．７９質量％Ｆｅの合金組成を有する溶湯を、プロペルチ式連続鋳造圧延機により１０ｍｍφの棒材とした。得られた棒材を、皮むき後に９．５ｍｍφとし、加工度２．５の第１の伸線加工を施し、その後３００～４５０℃にて０．５～４時間の１次熱処理を行った。さらに加工度４．３の第２の伸線加工を施し、その後連続通電熱処理にて、６１２℃で０．０３秒の２次熱処理（調質焼鈍［３］に対応）を行った。さらに１５０℃にて１０時間の時効熱処理を行い、アルミニウム合金線材（０．３１ｍｍφ）を得た。
　（比較例１０）：表１の製造条件Ｍ
　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－０．６質量％Ｍｇ－０．３質量％Ｓｉ－０．０５質量％Ｆｅの合金組成を有する溶湯を製造した。得られた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のワイヤーを連続鋳造した。さらに、ＥＣＡＰ（Equal Channel Angular Pressing）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。
　（実施例１３～２８）
　まず、表２に示す合金組成、すなわち第二の実施形態の合金組成を有する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（０．０７～２．０ｍｍφ）を作製した。
　（比較例１１）
　比較例１１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（０．２４ｍｍφ）を作製した。
　（比較例１２～１４）
　比較例１２～１４では、表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材を用い、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（０．０７～２．０ｍｍφ）を作製した。
　なお、表２に示す製造条件Ａ～Ｊ、Ｍは、上述のとおりである。
　（比較例１５～１７）
　表２に示す合金組成を有する棒材に対し、上述の製造条件Ｉでは、途中で断線が多発したため、作業を中止した。
　（比較例１８）
　表２に示す合金組成を有する棒材に対し、上述の製造条件Ｊでは、途中で断線が多発したため、作業を中止した。
　（比較例１９）：表２の製造条件Ｎ
　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－１．０３質量％Ｍｇ－０．９０質量％Ｓｉ－０．２０質量％Ｆｅ－０．１６質量％Ｃｕ－０．１５質量％Ｃｒの合金組成を有する溶湯を製造した。得られた溶湯を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、加工率８６．４％（加工度２．０）の伸線加工、１４０℃で４時間の焼き戻しを行って、アルミニウム合金線材（３．５ｍｍφ）を得た。
　（比較例２０）：表２の製造条件Ｏ
　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た。得られた溶湯を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、さらに加工率８６％（加工度２．０）の第２の伸線加工、１４０℃で４時間の熱処理を行って、アルミニウム合金線材（３．５ｍｍφ）を得た。
　（比較例２１）：表２の製造条件Ｐ
　Ａｌ－０．７０質量％Ｍｇ－０．６９質量％Ｓｉ－１．０１質量％Ｆｅ－０．３５質量％Ｃｕの合金組成を有する溶湯を、プロペルチ式連続鋳造圧延機により１０ｍｍφの棒材とした。得られた棒材を、皮むき後に９．５ｍｍφとし、加工度２．６の第１の伸線加工を施し、その後３００～４５０℃にて０．５～４時間の１次熱処理を行った。さらに加工度３．６の第２の伸線加工を施し、その後連続通電熱処理にて、５５５℃で０．１５秒の２次熱処理を行った。さらに１７５℃にて１５時間の時効熱処理を行って、アルミニウム合金線材（０．４３ｍｍφ）を得た。
　（比較例２２）
　表２に示す合金組成を有する溶湯を製造し、上述の製造条件Ｍにより、アルミニウム合金線材（０．０８ｍｍφ）を得た。
　（比較例２３）：表２の製造条件Ｑ
　Ａｌ－０．６０質量％Ｍｇ－０．３０質量％Ｓｉ－０．５０質量％Ｆｅ－０．２０質量％Ｃｕ－０．０２質量％Ｔｉの合金組成を有する溶湯を、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た。次いで、得られた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。さらに、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無酸素銅テープをアルミニウム合金線上に管状に成形した後、無酸素銅テープの突合せ部をＴＩＧ方式で連続的に溶接した。その後、加工率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作製した。
［評価］
　上記実施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（日立ハイテクサイエンス社製）を用いて行った。
［２］組織観察
　金属組織の観察は、透過電子顕微鏡（ＪＥＭ－２１００ＰＬＵＳ、日本電子社製）を用い、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察により行った。加速電圧は２００ｋＶで観察した。観察用試料は、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（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。
　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、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、（１５～４０）μｍ×（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、中心と表層の中間付近の位置（表層側から線径の約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。
　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９は、ＴＥＭ観察を行った際に撮影した、実施例２の線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＴＥＭ画像の一部である。本実施例では、図９の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寸法と、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寸法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寸法の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］Ｘ線回折測定
　図４に示すように、線材をガラス板の上に敷き詰めて、Ｘ線測定用のサンプルとした。そして、通常のパウダー法の要領で測定を行い、回折条件の２θと回折強度の関係のデータを採取した。得られたＸ線回折パターンのデータからバックグラウンドを除去した後に、｛１００｝面に起因する回折ピークの積分回折強度と｛１１０｝面に起因する回折ピークの積分回折強度とを解析し、それぞれピーク強度Ｉ２００とピーク強度Ｉ２２０としてピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）を算出した。
［４］引張強度
　ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２００１に準じて、精密万能試験機（島津製作所社製）を用いて、引張試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）を測定した。なお、上記試験は、評点間距離を１０ｃｍ、変形速度を１０ｍｍ／分の条件で実施した。
　表１における各線材においては、各線材について３本ずつ引張強さの測定を行い（Ｎ＝３）、その平均値を各線材の引張強度とした。引張強度は大きいほど好ましく、表１における各線材では、３７０ＭＰａ以上を合格レベルとした。
　表２における各線材においては、引張試験は、上記の各製造条件で製造したままの状態の線材と、さらに製造後に１１０℃で２４時間加熱した線材のそれぞれについて、各３本ずつ測定し、それぞれの平均値（Ｎ＝３）を、各線材の加熱前の引張強度と、加熱後の引張強度とした。表２における各線材では、加熱前の線材については、３７０ＭＰａ以上を合格レベルとし、加熱後の線材については、３７０ＭＰａ以上のものを特に良好「◎」とし、３７０ＭＰａ未満、３４０ＭＰａ以上を良好「○」とし、３４０ＭＰａ未満のものは不良「×」と評価した。
［５］ビッカース硬さ（ＨＶ）
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準じて、微小硬さ試験機　ＨＭ－１２５（アカシ社（現ミツトヨ社）製）を用いて、ビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。このとき、試験力は０．１ｋｇｆ、保持時間は１５秒とした。また、測定位置は、線材の長手方向に平行な断面において、線径方向（長手方向に垂直な方向）に対応する線上の、中心と表層の中間付近の位置（表層側から線径の約１／４中心側の位置）とし、測定値（Ｎ＝５）の平均値を、各線材のビッカース硬さ（ＨＶ）とした。なお、測定値の最大値および最小値の差が１０以上であった場合には、さらに測定数を増やし、測定値（Ｎ＝１０）の平均値をその線材のビッカース硬さ（ＨＶ）とした。ビッカース硬さ（ＨＶ）は大きいほど好ましく、表１、２の各線材においてでは、１００以上を合格レベルとした。
［６］曲げ試験
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２００６に準じて、Ｗ曲げ試験を行った。内側曲げ半径は線径の３０～７０％とした。また、試験は、各線材は５本ずつ行った（Ｎ＝５）。評価は、曲げ頂点を上から光学顕微鏡で観察して行い、表１、２の各線材において、５本の試料のいずれにもクラックが発生していない場合を合格「○」とし、５本のうち１本でもクラックが発生していた場合を不合格「×」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１の結果より、本発明の実施例１～１２のアルミニウム合金線材は、特定の合金組成を有し、かつ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、その一方向に平行な断面において、結晶粒の長手方向に垂直な寸法は４００ｎｍ以下であり、線材の主表面は、Ｘ線回折法により求められたピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有することが確認された。図９は、実施例２に係るアルミニウム合金線材の伸線方向に平行な断面のＴＥＭ画像である。なお、実施例１および３～１２に係るアルミニウム合金線材の長手方向に平行な断面についても、図９と同様の金属組織が確認された。
　このような特有の金属組織を有すると共に、主表面に特有の集合組織を有する実施例１～１２に係るアルミニウム合金線材は、鉄系または銅系の金属材料に匹敵する高強度（例えば、引張強度３７０ＭＰａ以上、ビッカース硬さ（ＨＶ）１００以上）と、優れた曲げ加工性（例えば、アルミニウム合金材が線材である場合に、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２００６に準じて行うＷ曲げ試験において、内側曲げ半径が線径の３０～７０％であるとき、クラックを生じない）とを両立できることが確認された。
　これに対し、比較例１～４および８～１０のアルミニウム系線材は、組成が本発明の合金組成の適正範囲を満たしていないか、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ていないか、結晶粒の長手方向に垂直な寸法も５００ｎｍ以上であるか、線材の主表面におけるピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０未満であるか、のいずれか１つ以上に該当することが確認された。このような比較例１～４および８～１０のアルミニウム系線材は、実施例１～１２のアルミニウム合金線材に比べて、引張強度、ビッカース硬さ（ＨＶ）および曲げ加工性のいずれか１つ以上の特性が著しく劣っていることが確認された。
　また、比較例５および６では、準備した棒材の合金組成が本発明の適正範囲を満たしていないため、所定の条件で伸線加工［１］を１～３回行う間に加工割れが発生することが確認された。また、比較例７では、伸線加工［１］に先立ち、時効析出熱処理［０］が行われているため、所定の条件で伸線加工［１］を２回行う間に加工割れが発生することが確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の結果より、本発明の実施例１３～２８のアルミニウム合金線材は、特定の合金組成を有し、かつ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、その一方向に平行な断面において、結晶粒の長手方向に垂直な寸法は４００ｎｍ以下であり、線材の主表面は、Ｘ線回折法により求められたピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有することが確認された。図１０は、実施例１４に係るアルミニウム合金線材の伸線方向に平行な断面のＴＥＭ画像である。なお、実施例１３および１５～２８に係るアルミニウム合金線材の長手方向に平行な断面についても、図１０と同様の金属組織が確認された。
　このような特有の金属組織を有すると共に、主表面に特有の集合組織を有する実施例１３～２８に係るアルミニウム合金線材は、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高強度（例えば、引張強度３７０ＭＰａ以上、ビッカース硬さ（ＨＶ）１００以上）と、優れた曲げ加工性（例えば、アルミニウム合金材が線材である場合に、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２００６に準じて行うＷ曲げ試験において、内側曲げ半径が線径の３０～７０％であるとき、クラックを生じない）とを両立できることが確認された。また、本発明の実施例１３～２８に係るアルミニウム合金線材は、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上を所定量含有しているため、加熱後においても高い引張強度を維持しており、耐熱性にも優れることが確認された。
　これに対し、比較例１１～１４および１９～２３のアルミニウム系線材は、組成が本発明の合金組成の適正範囲を満たしていないか、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ていないか、結晶粒の長手方向に垂直な寸法も５００ｎｍ以上であるか、線材の主表面におけるピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０未満であるか、のいずれか１つ以上に該当することが確認された。このような比較例１１～１４および１９～２３のアルミニウム系線材は、実施例１３～２８のアルミニウム合金線材に比べて、伸線加工したまま（加熱前）の状態での引張強度、加熱後の状態での引張強度（耐熱性）、ビッカース硬さ（ＨＶ）および曲げ加工性のいずれか１つ以上の特性が著しく劣っていることが確認された。
　また、比較例１５～１７では、準備した棒材の合金組成が本発明の適正範囲を満たしていないため、所定の条件で冷間加工［１］を１～３回行う間に加工割れが発生することが確認された。また、比較例１８では、冷間加工［１］に先立ち、時効析出熱処理［０］が行われているため、所定の条件で伸線加工［１］を２回行う間に加工割れが発生することが確認された。
　１　結晶粒
　１０、１０Ａ、１０Ｂ、１０Ｃ　撚り線構造体
　２０　第１導体
　４０　第２導体

Claims (12)

  1. 　Ｍｇ：０．２～１．８質量％、Ｓｉ：０．２～２．０質量％、Ｆｅ：０．０１～１．５０質量％、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０～２．０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、
    　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寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、
    　前記アルミニウム合金材の主表面が、Ｘ線回折法により求められた｛１００｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２００と｛１１０｝面に起因する回折ピークのピーク強度Ｉ２２０とのピーク強度比Ｒ（Ｉ２００／Ｉ２２０）が０．２０以上を満たす結晶方位分布を有することを特徴とする、アルミニウム合金材。
  2. 　Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０質量％を含有する、請求項１に記載のアルミニウム合金材。
  3. 　Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎから選択される１種以上：合計で０．０６～２．０質量％を含有する、請求項１に記載のアルミニウム合金材。
  4. 　ビッカース硬さ（ＨＶ）が、１００～２５０である、請求項１から３までのいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
  5. 　Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ及びＰｄからなる群から選択された少なくとも１種の金属で覆われている、請求項１から４までのいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
  6. 　請求項１から５までのいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた導電部材。
  7. 　前記導電部材がエレベータケーブルである、請求項６に記載の導電部材。
  8. 　前記導電部材が航空機用電線である、請求項６に記載の導電部材。
  9. 　請求項１から５までのいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた電池用部材。
  10. 　請求項１から５までのいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた締結部品。
  11. 　請求項１から５までのいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いたバネ用部品。
  12. 　請求項１から５までのいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた構造用部品。
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