WO2020158683A1 - アルミニウム合金材およびこれを用いた、導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品、キャブタイヤケーブル - Google Patents

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

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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy material, particularly an aluminum alloy material having high strength and excellent workability.
  • aluminum alloy materials are used in a wide range of applications (for example, conductive members, battery members, fastening parts, spring parts, structural parts, cabtire cables, etc.).
  • iron-based or copper-based wire has been widely used, but recently, as compared with iron-based or copper-based metal material, the specific gravity is small and the thermal expansion is further increased.
  • electrical and thermal conductivity is also relatively good, corrosion resistance is excellent, and especially an elastic material that has a small elastic coefficient and is elastically deformed is being considered as a substitute for an aluminum material.
  • the pure aluminum material has a problem that its yield strength (the stress that initiates plastic deformation when stress is applied to the material, also called yield stress) is lower than that of iron-based or copper-based metal materials. ..
  • the 2000 series (Al—Cu series) and 7000 series (Al—Zn—Mg series) have relatively high yield strength, but their corrosion resistance, stress corrosion cracking resistance, workability, etc. are not sufficient.
  • Patent Document 1 a method of crystallizing an aluminum alloy material having an amorphous phase
  • Patent Document 2 a method of forming fine crystal grains by the ECAP method
  • Patent Document 3 A method of forming fine crystal grains by performing cold working at a temperature equal to or lower than room temperature
  • Patent Document 4 a method of dispersing carbon nanofibers
  • Patent Document 5 discloses a method for obtaining an Al-Mg alloy having a fine structure by controlling the rolling temperature. This method is excellent in industrial mass productivity, but there was a problem to further increase the strength of the obtained Al-Mg-based alloy.
  • Annealed copper wire is one of the materials having the highest breaking elongation among all metallic materials. Table 1 below shows the relationship between the wire diameter and the lower limit of breaking elongation of annealed copper wire, quoted from ASTM International B3-13 "Standard Specification for Soft or Annealed Copper Wire".
  • the specified value of the elongation at break is as high as 35% when the wire diameter is 8.252 mm or more, whereas it is 30% when the wire diameter is 2.906 mm or more and 7.348 mm or less, and 0.574 mm or more 2
  • the elongation at break remarkably decreases as the diameter decreases. Therefore, it is required to increase the breaking elongation particularly in a thin wire diameter of 1 mm or less.
  • JP-A-5-331585 JP, 9-137244 A Japanese Patent Laid-Open No. 2001-131721 JP, 2010-159445, A JP, 2003-027172, A
  • the present invention relates to an aluminum alloy material having a high yield strength that can substitute for an iron-based or copper-based metal material and a constant elongation at break even with a small diameter, and a conductive member, a battery member, a fastening component, and a spring component using the same. , A structural component and a cabtire cable.
  • the aluminum alloy material has a predetermined alloy composition and also has a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction and are parallel to the one direction.
  • the average value of the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less, and when the cross section is viewed in the thickness direction and observed in the central portion, it is perpendicular to the longitudinal direction.
  • the maximum size in the horizontal direction is 1.0 ⁇ m or more, or there are no specific voids, or the number of the specific voids is 15 or less per 10,000 ⁇ m 2, which is comparable to iron-based or copper-based metal materials. It has been found that an aluminum alloy material having both high yield strength and excellent elongation at break can be obtained, and the present invention has been completed based on such findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • the average value of the maximum dimension in the direction perpendicular to is 400 nm or less, and when the cross section is viewed in the thickness direction and observed at the center, the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 1.0 ⁇ m or more.
  • an aluminum alloy material (2) Mg: 0.20 to 1.80 mass %, Si: 0.20 to 2.00 mass %, Fe: 0.01 to 1.50 mass %, and RE, Cu, Ag, Zn, Ni, At least one selected from the group consisting of Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti, and B: an alloy containing a total of 2.00% by mass or less and the balance of Al and inevitable impurities.
  • the average value of the maximum dimension in the vertical direction is 400 nm or less, and when the cross-section is viewed in the thickness direction and observed in the central portion, the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 1.0 ⁇ m or more.
  • An aluminum alloy material, wherein certain specific voids do not exist, or the number of the specific voids present is 15 or less per 10,000 ⁇ m 2 .
  • the average value of the maximum dimensions of the plurality of the specific voids in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 4 to 15 with respect to the average value of the maximum dimensions of the plurality of crystal grains in the direction perpendicular to the longitudinal direction.
  • the aluminum alloy material according to 1) or (2).
  • the aluminum alloy material has a predetermined alloy composition
  • a plurality of crystal grains have a fibrous metal structure extending in one direction, in a cross section parallel to the one direction
  • the average value of the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the plurality of crystal grains is 400 nm or less, and the direction perpendicular to the longitudinal direction when the cross section is viewed in the thickness direction and observed in the central portion.
  • Has no specific void having a maximum dimension of 1.0 ⁇ m or more, or the number of the specific voids is 15 or less per 10000 ⁇ m 2 , so that a high proof stress comparable to an iron-based or copper-based metal material is obtained.
  • FIG. 10A is a part of a SEM image of a cross section parallel to the longitudinal direction (drawing direction X) of a wire rod taken when FE-SEM observation of Comparative Example 10 is performed, and FIG.
  • the SEM image (b) is an enlarged SEM image for explaining the method for measuring the number of specific voids, and (c) is an image obtained by adding the location of the specific voids to the SEM image of (a). It is a part of the SEM image of the cross section parallel to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire taken when the FE-SEM observation of Inventive Example 31 was performed.
  • the aluminum alloy material according to the present invention contains Mg: 0.20 to 1.80 mass %, Si: 0.20 to 2.00 mass %, Fe: 0.01 to 1.50 mass %, and if necessary, Accordingly, at least one selected from the group consisting of RE, Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti and B: 2.00 mass% or less in total
  • the average value of the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the plurality of crystal grains is 400 nm or less, and when the cross section is viewed in the thickness direction and observed in the central portion, it is perpendicular to the longitudinal direction. It is characterized in that there are no specific voids having a maximum dimension in the direction of 1.0 ⁇ m or more, or the number of the specific voids is 15 or less per 10,000 ⁇ m 2 .
  • the “crystal grain” refers to a portion surrounded by misorientation boundaries.
  • the "orientation boundary” means the contrast (channeling contrast) when observing a metal structure using a transmission electron microscope (TEM), a scanning transmission electron microscope (STEM), a scanning ion microscope (SIM), or the like. A boundary that changes discontinuously. Further, the maximum dimension of the crystal grains in the direction perpendicular to the longitudinal direction corresponds to the maximum distance between the misorientation boundaries.
  • cross section means a cut surface exposed when the aluminum alloy material is cut in a specific direction.
  • the “processing direction” means the direction of progress of drawing processing (drawing, rolling).
  • the longitudinal direction direction perpendicular to the wire diameter
  • the longitudinal direction in the as-rolled state corresponds to the rolling direction.
  • the longitudinal direction after cutting does not always coincide with the processing direction. The rolling direction can be confirmed from the processed surface.
  • the “thickness direction” means the wire diameter direction when the aluminum alloy material is a wire rod material, and the thickness direction when the aluminum alloy material is a plate material.
  • FIG. 1 shows a diagram for explaining the “central portion”.
  • FIG. 1 shows a cross section of an aluminum alloy material having a processing direction in the left-right direction of the paper surface.
  • the shape of the aluminum alloy material for example, a wire rod material or a plate material can be cited, but in any shape, the cross section parallel to the processing direction is as shown in FIG. As shown in FIG. 1, this aluminum alloy material has a rectangular cross section with a thickness h.
  • the "central portion” means a portion centered on a position moved from the surface of the plate material in the thickness direction by a dimension h/2 which is 1 ⁇ 2 of the thickness h of the plate material. Then, in the above-described cross section shown in FIG. 1, it is included in the range of 10000 ⁇ m 2 including the “central portion” (observation visual field (observation region): longitudinal direction (98 to 148 ⁇ m) ⁇ thickness direction (73 to 110 ⁇ m)).
  • the number of specific voids whose maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 1.0 ⁇ m or more is determined. Similar observations are made in a total of 5 fields selected at random, and the average value of the number of specific voids is obtained. The average value of the specific voids thus obtained is defined as "the number of existing specific voids".
  • the aluminum alloy material according to the present invention has a fibrous metal structure in which a plurality of crystal grains are aligned in one direction.
  • a perspective view schematically showing the appearance 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 a plurality of elongated crystal grains 10 extend in one direction, that is, in the longitudinal direction X in FIG. ing.
  • Such elongated crystal grains are significantly different from conventional fine crystal grains and flat crystal grains having a large aspect ratio.
  • the crystal grain of the present invention has an elongated shape like a fiber, and the average value of the maximum dimension t of the plurality of crystal grains in the direction perpendicular to the longitudinal 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 novel metal structure that has not been present in conventional aluminum alloy materials.
  • the aluminum alloy material of the present invention having the above metal structure has high strength (for example, 0.2% proof stress of 380 MPa or more) comparable to iron-based or copper-based metal materials, and excellent elongation at break (for example, aluminum alloy material). (2% or more) when both are wire rods.
  • making the crystal grain size finer has the effect of improving intergranular corrosion, improving fatigue properties against repeated deformation, reducing surface roughness after plastic working, and shearing. This has the effect of directly improving the function of the material by directly connecting to the action of reducing sagging and burrs at the time of performing.
  • the aluminum alloy material according to the present invention has a maximum dimension of 1.0 ⁇ m or more in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains when observing the range of the central part of the aluminum alloy material of 10000 ⁇ m 2 in the cross section.
  • the number of specific voids is 15 or less. If a large number of specific voids having a maximum dimension of 1.0 ⁇ m or more in the direction perpendicular to the longitudinal direction are present in the aluminum alloy material, the breaking elongation is significantly reduced.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of stress applied to voids (including specific voids) in an aluminum alloy material.
  • Reducing the number of voids has the effects of improving the electrical and thermal conductivity, improving the malleability so that cracks are less likely to occur even when hit, etc., and improving the twisting processability. It is directly connected and has the effect of enhancing the function of the material as a whole. It has effects and actions that are not limited to improving elongation at break.
  • the average value of the maximum dimension of the plurality of specific voids in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 4 to 15 with respect to the average value of the maximum dimension of the plurality of fibrous crystal grains in the direction perpendicular to the longitudinal direction. It is preferable that it is present, and it is more preferable that it is 5 to 10. It should be noted that it is impossible to infer from the non-fibrous structure how to reduce the size of the voids and how much to reduce the voids in order to optimize the action and the compatibility with the strength characteristics.
  • the "average value of the maximum dimensions in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the plurality of specific voids" is calculated as follows. In the cross section shown in FIG. 1, all specific voids included in one visual field in the range of 10000 ⁇ m 2 including the “central portion” (observation visual field: longitudinal direction (98 to 148 ⁇ m) ⁇ thickness direction (73 to 110 ⁇ m)) The maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction of is measured. The same observation is carried out in a total of five randomly selected visual fields, and the average value of the maximum dimensions of all the specific voids observed in the five visual fields in the direction perpendicular to the longitudinal direction is calculated.
  • the aluminum alloy material of the present invention contains, as a basic composition, 0.20 to 1.80 mass% of Mg, 0.20 to 2.00 mass% of Si and 0.01 to 1.50 mass% of Fe, Furthermore, as an optional additive component, one or more selected from the group consisting of RE, Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti and B in total is 2.00. The content is appropriately contained in an amount of not more than mass %.
  • Mg magnesium
  • Mg has a function of forming a solid solution in the aluminum base material to strengthen it, and has a function of improving tensile strength by a synergistic effect with Si.
  • the Mg content is less than 0.20% by mass, the above-mentioned effects are insufficient, and if the Mg content exceeds 1.80% by mass, crystallized substances are formed and workability (elongation) is increased. Wire workability and bending workability) are deteriorated. Therefore, the Mg content is 0.20 to 1.80 mass %, preferably 0.40 to 1.40 mass %.
  • Si (silicon) has a function of forming a solid solution in the aluminum base material to strengthen it, and also has a function of improving tensile strength and bending fatigue resistance by a synergistic effect with Mg.
  • Si content is 0.20 to 2.00 mass %, preferably 0.40 to 1.40 mass %.
  • Fe is an element that contributes to the refinement of crystal grains by mainly forming an Al—Fe-based intermetallic compound and improves the tensile strength.
  • the intermetallic compound means a compound composed of two or more kinds of metals.
  • Fe can only form a solid solution in Al at 0.05% at 655° C., and is even less at room temperature. Therefore, the remaining Fe that cannot form a solid solution in Al is Al--Fe series, Al--Fe--Si series, Al Crystallized or precipitated as an intermetallic compound such as —Fe—Si—Mg system.
  • Intermetallic compounds mainly composed of Fe and Al as described above are referred to as Fe-based compounds in this specification.
  • This intermetallic compound contributes to refinement of crystal grains and improves tensile strength. If the Fe content is less than 0.01% by mass, these actions and effects are insufficient, and if the Fe content exceeds 1.50% by mass, the amount of crystallized substances increases and the workability decreases. ..
  • the crystallized substance refers to an intermetallic compound that occurs during casting and solidification of the alloy. Therefore, the Fe content is 0.01 to 1.50% by mass, preferably 0.05 to 0.28% by mass, and more preferably 0.05 to 0.23% by mass. If the cooling rate during casting is slow, the Fe-based compound is dispersed poorly and the adverse effect is increased.
  • RE rare earth element
  • Cu copper
  • Ag silver
  • Zn zinc
  • Ni nickel
  • Co cobalt
  • Au gold
  • Mn manganese
  • Cr chromium
  • V vanadium
  • Zr zirconium
  • Sn titanium
  • Ti titanium
  • B boron
  • RE means a rare earth element, and includes 17 kinds of elements such as lanthanum, cerium, and yttrium. These 17 kinds of elements have equivalent effects, and it is difficult to chemically extract a single element. In the present invention, the total amount is defined.
  • the workability may decrease. Therefore, when containing one or more selected from the group consisting of RE, Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti and B, the content thereof is Is 2.00% by mass or less, preferably 0.06 to 2.00% by mass, and more preferably 0.30 to 1.20% by mass. Only one of these components may be contained alone, or a combination of two or more thereof may be contained. Particularly, in consideration of corrosion resistance when used in a corrosive environment, it is preferable to contain one or more selected from Zn, Ni, Co, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti and B.
  • RE is an element that has the effect of refining the crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and improving heat resistance.
  • the RE content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the RE content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since RE is an optional additive element component, when RE is not added, the lower limit of the RE content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Cu is an element that has the effect of refining the crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and improving heat resistance.
  • the Cu content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the Cu content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Cu is an optional additive element component, if Cu is not added, the lower limit of the Cu content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Ag is an element which has a function of refining crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and further improving heat resistance.
  • the content of Ag is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the content of Ag is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Ag is an optional additive element component, when Ag is not added, the lower limit of the Ag content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Zn is an element that has the effect of refining crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and further improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the Zn content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the Zn content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Zn is an optional additive element component, when Zn is not added, the lower limit of the Zn content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Ni is an element that has the effect of refining crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and further improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment. From the viewpoint of sufficiently exhibiting such an effect, the Ni content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more. On the other hand, if the Ni content is more than 2.00 mass %, the workability decreases. Therefore, the Ni content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Ni is an optional additive element component, if Ni is not added, the lower limit of the Ni content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Co is an element that has the effect of refining the crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the Co content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the Co content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Co is an optional additive element component, if Co is not added, the lower limit of the Co content is set to 0.00% by mass in consideration of the impurity level content.
  • Au is an element which has the effect of refining the crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and further improving the heat resistance.
  • the content of Au is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the content of Au is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Au is an optional additive element component, when Au is not added, the lower limit of the Au content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Mn is an element that has the effect of refining the crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the Mn content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the Mn content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Mn is an optional additive element component, if Mn is not added, the lower limit of the Mn content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Cr is an element having a function of refining crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and further improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the Cr content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the Cr content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Cr is an optional additive element component, when Cr is not added, the lower limit of the Cr content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • V is an element that has the effect of refining the crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the V content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the V content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since V is an optional additive element component, when V is not added, the lower limit of the V content is set to 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Zr is an element that has the effect of refining crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and further improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the Zr content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the Zr content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Zr is an optional additive element component, when Zr is not added, the lower limit of the Zr content is 0.00% by mass in consideration of the impurity level content.
  • Sn is an element that has the effect of refining the crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the Sn content is preferably 0.06 mass% or more, and more preferably 0.30 mass% or more.
  • the Sn content is preferably 2.00% by mass or less, more preferably 1.50% by mass or less, and further preferably 1.20% by mass or less. Since Sn is an optional additive element component, when Sn is not added, the lower limit of the Sn content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • Ti is an element having a function of making crystal grains fine during casting, reducing the number of specific voids, and further improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the content of Ti is preferably 0.005 mass% or more in order to make the crystal grains during casting finer and to sufficiently exert the effect of improving heat resistance.
  • the content of Ti is more preferably 0.06 mass% or more, and 0.30 mass% or more. More preferably, On the other hand, if the Ti content exceeds 2.000% by mass, the workability will be reduced.
  • the Ti content is preferably 2.000 mass% or less, more preferably 1.500 mass% or less, and further preferably 1.200 mass% or less. Since Ti is an optional additive element component, when Ti is not added, the lower limit of the Ti content is 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • B is an element that has the effect of refining the crystal grains during casting, reducing the number of specific voids, and improving heat resistance and corrosion resistance when used in a corrosive environment.
  • the content of B is preferably 0.005 mass% or more in order to make the crystal grains during casting finer and to sufficiently exert the effect of improving heat resistance.
  • the content of B is more preferably 0.06 mass% or more, and 0.30 mass% or more. More preferably, On the other hand, if the content of B exceeds 2.000% by mass, the workability decreases.
  • the content of B is preferably 2.000 mass% or less, more preferably 1.500 mass% or less, and further preferably 1.200 mass% or less. Since B is an optional additive element component, when B is not added, the lower limit of the B content is set to 0.00 mass% in consideration of the impurity level content.
  • the balance other than the above-mentioned components is Al (aluminum) and inevitable impurities.
  • the unavoidable impurities referred to here mean impurities at a content level that can be unavoidably included in the manufacturing process. Since the unavoidable impurities may cause a decrease in conductivity depending on the content, it is preferable to suppress the content of the unavoidable impurities to some extent in consideration of the decrease in conductivity.
  • Examples of the components that can be cited as the inevitable impurities include Bi (bismuth), Pb (lead), Ga (gallium), Sr (strontium), and the like.
  • the upper limit of the content of these unavoidable impurities may be 0.05% by mass for each component, and 0.15% by mass in total of the components of the unavoidable impurities.
  • Such an aluminum alloy material can be realized by controlling the alloy composition and manufacturing process in combination.
  • a suitable method for producing the aluminum alloy material of the present invention will be described.
  • the aluminum alloy material according to one embodiment of the present invention has a high density of crystal grain boundaries especially in the Al-Mg-Si-Fe alloy. It is characterized in that it can be strengthened by being introduced in 1. Therefore, the approach for increasing the strength is significantly different from the method of precipitation hardening the Mg—Si compound that is generally performed for the conventional aluminum alloy material. Further, in the aluminum alloy material according to the embodiment of the present invention, the metal structure formed by the deformation is changed by changing the frictional condition between the material and the tool, rather than merely increasing the strength. As a result, it is characterized in that both high strength and workability can be achieved at the same time.
  • This manufacturing method includes at least the interfacial strength increasing heat treatment [1] and the cold working [2].
  • FIG. 4 is a schematic view of voids in an aluminum alloy material.
  • a heat treatment is performed on the aluminum alloy before the cold working [2] or at least before the final cold working when performing the cold working a plurality of times.
  • the heat treatment is preferably maintained at 320 to 380° C. for 10 minutes to 24 hours. If the temperature is lower than this, or if it is for a short time, atomic diffusion becomes insufficient and the effect becomes insufficient.
  • a brittle intermetallic compound may be formed, or a defect in the interface may occur due to a difference in linear expansion coefficient between the matrix phase and the intermetallic compound containing Fe during heat treatment. To generate.
  • the aluminum alloy raw material is not particularly limited as long as it has the above alloy composition, and includes, for example, extruded material, ingot material, hot-worked material (for example, hot-rolled material), cold-worked material (for example, cold-worked material). Rolled material, etc.) can be appropriately selected and used according to the purpose of use.
  • the stress state is complicated by a multi-axial state due to the difference in orientation between adjacent crystal grains and the spatial distribution of strain between the surface layer near the processing tool and the inside of the bulk. It is in a state. Due to these effects, the crystal grains that had a single orientation before the deformation split into multiple orientations as the deformation occurs, and grain boundaries are formed between the split crystals.
  • the added Mg and Si have the effect of stabilizing the crystal grain boundaries formed during processing.
  • Cold working [2] may be performed only once or multiple times.
  • the total workability of cold working [2] (total workability) is set to 3.8 or more.
  • total workability is set to 3.8 or more.
  • Such a total workability is preferably 5 or more, more preferably 6.5 or more, and further preferably 8.5 or more.
  • the upper limit of the total workability is not specified, but it is usually 15.
  • s1 is a cross-sectional area of the aluminum alloy that has not been cold worked [2] after the interface strength increasing heat treatment [1]
  • s2 is the cross-sectional area of all cold-worked [2] aluminum alloys after the heat treatment [1] for increasing the interfacial strength. Further, only the cold working [2] after the interface strength increasing heat treatment [1] is considered without considering the cold working performed before the interface strength increasing heat treatment [1].
  • the processing method may be appropriately selected according to the shape of the desired aluminum alloy material (wire rod material, plate material, strip, foil, etc.), for example, cassette roller die, groove roll rolling, round wire rolling, die, etc. Examples of the drawing process include swaging and the like.
  • the metal structure of the present invention is obtained by increasing the friction between the tool and the material and positively introducing the additional shear strain.
  • the aluminum alloy material is processed with a high degree of processing by a method such as drawing with a die or rolling. Therefore, a long aluminum alloy material is obtained as a result.
  • conventional aluminum alloy material manufacturing methods such as powder sintering, compression twisting, high pressure torsion (HPT), forging, and equal channel angular pressing (ECAP) Hard to get.
  • Such an aluminum alloy material of the present invention is preferably manufactured with a length of 10 m or more. Although the upper limit of the length of the aluminum alloy material at the time of manufacturing is not particularly set, it is preferably 6000 m in consideration of workability and the like.
  • the aluminum alloy material of the present invention is effective in increasing the workability for the refinement of the crystal grains as described above. Further, in the case of manufacturing as a plate material or foil, the thinner the thickness, the easier it is to realize the constitution of the present invention.
  • the aluminum alloy material of the present invention is a wire rod material
  • its wire diameter is preferably 1 mm or less, more preferably 0.5 mm or less, further preferably 0.35 mm or less, and particularly preferably 0.22 mm.
  • the following is most preferably 0.12 mm or less.
  • the lower limit is not particularly set, but it is preferably 0.01 mm in consideration of workability and the like. Since the aluminum alloy wire rod according to the present invention has high strength even if it is a thin wire, one of its advantages is that it can be used as a thin single wire.
  • the aluminum alloy material of the present invention is a plate material
  • its 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 material of the present invention has high strength even in the shape of a thin plate or foil, one of its advantages is 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, but it is also possible to prepare a plurality of such aluminum alloy materials and bond them, and thicken or thicken them to use for the intended purpose. it can.
  • a known method can be used as the joining method, and examples include pressure welding, welding, joining with an adhesive, and friction stir welding.
  • the aluminum alloy material is a wire rod material
  • a plurality of aluminum alloy materials may be bundled and twisted to be used as an aluminum alloy twisted wire for the intended purpose.
  • the step of temper annealing [3] described below may be performed after the aluminum alloy material subjected to the cold working [2] is joined or twisted.
  • temper annealing [3] may be performed as a final treatment on the aluminum alloy for the purpose of releasing residual stress and improving elongation.
  • the treatment temperature is 50 to 130°C. If the treatment temperature of the temper annealing [3] is less than 50°C, it is difficult to obtain the above effects, and if it exceeds 130°C, recovery or recrystallization causes the growth of crystal grains and the strength decreases.
  • the holding time of the temper annealing [3] is preferably 24 to 48 hours. The various conditions of such heat treatment can be appropriately adjusted depending on the type and amount of unavoidable impurities and the solid solution/precipitation state of the aluminum alloy material.
  • the aluminum alloy material of the present invention manufactured by the manufacturing method as described above has a high density of crystal grain boundaries introduced into the metal structure.
  • Such an aluminum alloy material of the present invention has a fibrous metal structure in which a plurality of crystal grains extend in one direction, and in a cross section parallel to the one direction, a longitudinal direction of the plurality of crystal grains. The average of the maximum dimension in the direction perpendicular to is 400 nm or less.
  • Such an aluminum alloy material has a unique metal structure that does not exist in the conventional aluminum alloy material, so that the conventional aluminum alloy material (however, the 2000 series or 7000 series high-strength aluminum having poor corrosion resistance and workability) is used. It has much higher strength than alloy materials.).
  • the metal structure of the aluminum alloy material of the present invention has a fibrous structure, and elongated crystal grains are aligned in one direction and extend into a fibrous structure.
  • "one direction” corresponds to the processing direction (stretching direction) of the aluminum alloy material, and when the aluminum alloy material is a wire rod material, for example, in the drawing direction, when it is a plate material or foil.
  • the aluminum alloy material of the present invention exhibits particularly excellent strength characteristics 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, the aluminum alloy material usually has its stretching direction corresponding to its longitudinal direction, unless it is diced into smaller dimensions than the dimension perpendicular to the processing direction.
  • the average value of the maximum dimension of the incense perpendicular to the longitudinal direction of the plurality of crystal grains is 400 nm or less, more preferably 340 nm or less, further preferably 240 nm or less, and particularly It is preferably 200 nm or less, more preferably 160 nm or less, and most preferably 120 nm or less.
  • the crystal grain boundaries are formed at high density.
  • the fine crystal grains have an effect of suppressing uneven deformation in bending deformation.
  • the average value of the maximum dimensions of the plurality of crystal grains in the direction perpendicular to the longitudinal direction is preferably as small as possible in order to achieve high strength, but the lower limit as a manufacturing or physical limit is, for example, 20 nm.
  • the average value of the maximum dimension of the crystal grains in the longitudinal direction is not necessarily specified, but it 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 number of specific voids having a maximum dimension of 1.0 ⁇ m or more in the direction perpendicular to the longitudinal direction is 15 or less, and It is preferably 13 or less, and more preferably 10 or less.
  • the number of the predetermined specific voids is 15 or less, it is possible to suppress breakage when stress is applied to the aluminum alloy material. Further, it is preferable that such specific voids do not ideally exist from the viewpoint of suppressing the destruction of the aluminum alloy material. However, if the aluminum alloy material is manufactured so that the specific voids do not exist, the mass production cost is significantly increased. Therefore, the number of the specific voids may be in the range of 1 or more and 15 or less.
  • the tensile strength is a value measured according to JIS Z2241:2011. Detailed measurement conditions will be described in the section of Examples described later.
  • the aluminum alloy material of the present invention preferably has a 0.2% proof stress of 360 MPa or more, particularly when it is a wire rod material.
  • Such 0.2% proof stress exceeds the 0.2% proof stress of A6201, which has the highest strength among the aluminum alloys for electrical conduction shown in ASTM INTERNATIONAL, by more than 10% (standard name: B398/B398M-14). ). Therefore, for example, when the aluminum alloy wire rod material of the present invention is applied to a cable, there is an effect of reducing the cross-sectional area and weight of the conductor of the cable by 10% while maintaining the high tension of the cable.
  • the preferable 0.2% proof stress of the present invention is 400 MPa or more.
  • Such tensile strength corresponds to the average value of the tensile strength range of the hard copper wire shown in ASTM INTERNATIONAL (standard name: B1-13). Therefore, for example, such an aluminum alloy wire rod material of the present invention can be suitably used for applications where a hard copper wire is used, and has an effect of being able to substitute the hard copper wire.
  • the more preferable 0.2% proof stress of the present invention is 440 MPa or more, and the more preferable 0.2% proof stress is 480 MPa or more, and such tensile strength is comparable to the maximum value of the above-mentioned hard copper wire.
  • the particularly preferable 0.2% proof stress of the present invention is 520 MPa or more, and the more preferable 0.2% proof stress is 600 MPa or more.
  • Such an aluminum alloy material of the present invention can be used as a substitute for various steel-based or stainless steel-based materials. Further, the aluminum alloy material of the present invention having such a high strength can be used as a substitute for a hard drawn material of a dilute copper alloy such as Cu-Sn system or Cu-Cr system.
  • the upper limit of the tensile strength of the aluminum alloy material of the present invention is not particularly limited, but is, for example, 1000 MPa. Moreover, since the aluminum alloy material of the present invention is excellent in heat resistance, it is possible to maintain the above high tensile strength even after heating.
  • the breaking elongation is a value measured by performing a tensile test using a precision universal testing machine (manufactured by Shimadzu Corporation) according to JIS Z2241:2001. Detailed measurement conditions will be described in the section of Examples described later.
  • the aluminum alloy material of the present invention particularly when it is a wire rod material, has a breaking elongation of preferably 2.0 or more, more preferably 3.0 or more, and further preferably 3.5 or more, Particularly preferably, it is 4.0 or more.
  • the elongation at break is preferably 12.0 or less, more preferably 10.0 or less, and further preferably 8.0 or less.
  • the aluminum alloy material of the present invention may be used not only as a bare material, but also by coating the surface of the aluminum alloy material with another metal by a method such as plating or clad. Also in this case, the above effect can be exhibited.
  • the type of metal to be coated include one or more metals or alloys selected from the group consisting of Cu, Ni, Ag, Sn, Au, Pd and Pt. It is effective in reducing contact resistance and improving corrosion resistance.
  • the coverage is preferably up to about 25% of the total area in the cross section perpendicular to the longitudinal direction. This is because if the coverage is too high, the weight reduction effect will be reduced. It is preferably 15% or less, more preferably 10% or less.
  • the aluminum alloy material of the present invention can be applied to any applications where iron-based materials, copper-based materials and aluminum-based materials are used.
  • conductive members such as electric wires and cables, battery members such as meshes and nets for current collectors, fastening parts such as screws, bolts and rivets, spring parts such as coil springs, connectors and terminals, etc. It can be suitably used as a spring member for electric contacts, structural parts such as shafts and frames, guide wires, bonding wires for semiconductors, windings used in generators and motors, and the like.
  • the aluminum alloy material of the present invention is also excellent in heat resistance, and therefore is more suitable for applications in which heat resistance is required.
  • More specific applications of the conductive member include overhead power lines, OPGW, underground cables, power cables such as submarine cables, communication cables such as telephone cables and coaxial cables, cables for wired drones, cabtire cables. , EV/HEV charging cable, offshore wind power generation twisting cable, elevator cable, umbilical cable, robot cable, train overhead wire, electric wire for equipment such as trolley wire, automotive wire harness, ship wire, airplane wire, etc. Examples thereof include electric wires for transportation, bus bars, lead frames, flexible flat cables, lightning rods, antennas, connectors, terminals, and braided cables.
  • the battery members include solar cell electrodes and the like.
  • fastening parts members
  • fastening parts members
  • fastening parts members
  • staples staples
  • thumbtacks etc.
  • spring parts include spring electrodes, terminals, connectors, springs for semiconductor probes, leaf springs and springs for mainsprings.
  • structural parts examples include scaffolds at construction sites, conveyor mesh belts, metal fibers for clothing, chains, fences, insect repellent nets, zippers, fasteners, clips, aluminum wool, and brake wires.
  • Bicycle parts such as spokes, reinforced glass reinforcement wire, pipe seals, metal packing, cable protection reinforcement, fan belt core metal, actuator drive wire, chain, hanger, soundproof mesh, shelf board, etc. ..
  • metal fiber it is suitable as a metal fiber to be added to give conductivity to resin-based materials, plastic materials, cloth, etc., or to control strength and elastic modulus.
  • the manufacturing conditions A to H shown in Table 2 are specifically as follows.
  • the wire diameter is 1.32 mm, and the interface strength increasing heat treatment [1] of holding at 360° C. for 1 hour is performed, and then cold drawing [2] with a workability of 4.0 is performed.
  • the diameter was 0.18 mm.
  • Comparative Example 1 An aluminum wire rod (0.18 mm ⁇ ) was manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 2 using a 10 mm ⁇ rod made of 99.99 mass%-Al.
  • Comparative example 2 In Comparative Example 2, a rod of 10 mm ⁇ having an alloy composition shown in Table 2 was used, and an aluminum alloy wire (0.18 mm ⁇ ) was produced under the manufacturing conditions shown in Table 2.
  • 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, the first wire drawing treatment with a working rate of 29% (working degree of 0.34) was performed. The recrystallization temperature at this stage was determined to be 300°C. Then, primary heat treatment was performed at 260° C. for 2 hours in an inert gas atmosphere. Then, it was passed through a water-cooled wire drawing die at a drawing speed of 500 mm/min to perform a second wire drawing treatment with a workability of 9.3. The recrystallization temperature at this stage was determined to be 280°C. Then, 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 ⁇ ).
  • Comparative Example 18 Manufacturing condition S in Table 2 Si, Fe, Cu, Mg, Ti and Al were melted in the compositions shown in Table 2 and cast by a continuous casting machine to produce a cast bar with a wire diameter of 25 mm, and the cast bar was hot rolled to obtain a wire diameter of 9
  • An aluminum alloy wire having a thickness of 0.5 mm was prepared, and a solution treatment was performed at 550° C. for 3 hours, and the wire was cooled.
  • the aluminum alloy wire was straightened, washed, electrolytically degreased, and polished with a stainless steel brush.
  • An oxygen-free copper tape with a thickness of 0.4 mm and an oxygen content of 10 ppm is vertically attached, the copper tape is formed into a tubular shape on the aluminum alloy wire so as to cover the aluminum alloy wire, and the butt portion of the copper tape is continuously formed by the TIG method. Welded. Then, cold drawing was carried out by a wire drawing machine using a die having a surface reduction rate of 15 to 30% to form a copper-coated aluminum alloy wire having a wire diameter of 0.2 mm.
  • a cross section parallel to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire was cut by FIB (Focused Ion Beam) to a thickness of 100 nm ⁇ 20 nm and finished by ion milling.
  • the gray contrast was used, the difference in contrast was recognized as the crystal orientation, and the boundary where the contrast was discontinuously different was recognized as the grain boundary.
  • ⁇ 2 is set by the two orthogonal sample rotation axes in the sample stage of the electron microscope. The angle between the electron beam and the sample was changed by tilting by 3°, the observation surface was photographed under a plurality of diffraction conditions, and the grain boundary was recognized.
  • the observation field of view is set to the longitudinal direction (15 to 40) ⁇ m ⁇ thickness direction (15 to 40) ⁇ m, and in the cross section, on the line corresponding to the radial direction (direction perpendicular to the longitudinal direction)
  • the observation was performed at an intermediate portion, that is, a position near the center between the center and the surface layer (a position from the surface layer side to the center side of about 1/4 of the line diameter).
  • the observation visual field was appropriately adjusted according to the size of the crystal grain.
  • the observation magnification was 1000 times.
  • FIG. 5 is a part of a TEM image of a cross section parallel to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire rod, which was taken when the TEM observation was performed.
  • the fibrous metal structure was evaluated as “present”.
  • any 100 crystal grains are selected, and the maximum dimension t in the direction perpendicular to the longitudinal direction of each crystal grain and the dimension parallel to the longitudinal direction of the crystal grain are measured,
  • the aspect ratio of the crystal grains was calculated. Further, regarding the maximum dimension t and the aspect ratio in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains, an average value was calculated from the total number of observed crystal grains.
  • the maximum dimension t of the observed crystal grain in the direction perpendicular to the longitudinal direction is obviously larger than 400 nm, the number of selected crystal grains for measuring each dimension is reduced and the average value of each is calculated. ..
  • the aspect ratio was uniformly determined to be 10 or more.
  • the observation field of view is the longitudinal direction (98 to 148 ⁇ m) ⁇ thickness direction (73 to 110 ⁇ m), and in the cross section, on the line corresponding to the radial direction (direction perpendicular to the longitudinal direction), the middle portion in the thickness direction, That is, the observation was carried out at the central portions of the two surface layers (the positions of the centers moved from the surface layer side to about 1 ⁇ 2 of the line diameter).
  • the same observation was conducted in a total of five fields selected randomly, and the average value of the number of specific voids (the number of specific voids present) and the average value of the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the specific voids were determined. ..
  • FIG. 6 is a part of an SEM image of a cross section parallel to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire rod, which was taken when the FE-SEM observation of Comparative Example 10 was performed. From FIG. 6A, specific voids having a maximum dimension of 1.0 ⁇ m or more in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the wire (drawing direction X) were confirmed.
  • FIG. 6A specific voids having a maximum dimension of 1.0 ⁇ m or more in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the wire (drawing direction X) were confirmed.
  • FIG. 6(b) is an enlarged view of a part of FIG. 6(a).
  • the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire rod is 1.7 ⁇ m, and in the specific voids b and c, the longitudinal direction of the wire rod (drawing direction X).
  • the maximum dimension in the direction perpendicular to (X) was 1.0 ⁇ m.
  • FIG. 6C shows an asterisk (*) at the lateral position of the specific void having a maximum dimension of 1.0 ⁇ m or more in the direction perpendicular to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire in the visual field of FIG. 6A. ) Is attached. In the visual field of FIG.
  • FIG. 7 is a part of an SEM image of a cross section parallel to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire rod, which was taken when the FE-SEM observation of Inventive Example 31 was performed. In FIG. 7, no specific void having a size of 1.0 ⁇ m or more in the direction perpendicular to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire was confirmed.
  • the aluminum alloy wire rods of Inventive Examples 1 to 36 have an alloy composition within the proper range of the present invention, and have a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction.
  • the average value of the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less, and in the cross section parallel to the longitudinal direction, when observing the range of the central portion 10000 ⁇ m 2 in the thickness direction of the aluminum alloy material, It was confirmed that the number of specific voids having the maximum dimension in the direction perpendicular to the longitudinal direction of 1.0 ⁇ m or more was 15 or less.
  • the aluminum alloy wire rods according to Examples 1 to 36 of the present invention each had a 0.2% proof stress of 370 MPa or more and a breaking elongation of 2.1 to 7.5%. ..
  • the pure aluminum wire of Comparative Example 1 has a composition outside the proper range of the present invention, and the average value of the maximum dimension t in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is larger than 400 nm. Both the 0.2% proof stress and the elongation at break were inferior.
  • the content of metal elements (optionally added components) other than Mg, Si, Fe, and Al was larger than the appropriate range of the present invention, so that crystallized substances were precipitated and cold drawing [ In the case of 2], there were many disconnections.
  • the aluminum alloy wire rods of Comparative Examples 6 to 7 have alloy compositions within the proper range of the present invention, their workability is lower than the proper range of the present invention, so that the average value of the dimension t perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is It was larger than 400 nm and the 0.2% proof stress was inferior.
  • the aluminum alloys of Comparative Examples 8 to 9 had alloy compositions within the proper range of the present invention, but because the interface strength increasing heat treatment [1] was not performed, many wire breakages occurred during cold wire drawing [2].
  • the aluminum alloy wire rods of Comparative Examples 10 to 11 have an alloy composition within the proper range of the present invention, the number of specific voids of the present invention is high because the temperature of the heat treatment performed before cold drawing [2] is high. It was more than the appropriate range, and the elongation at break was inferior.
  • the aluminum alloy wire rods of Comparative Examples 16 to 17 had alloy compositions within the proper range of the present invention, but the average value of the maximum dimension t in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains was larger than 400 nm, so 0.2 % Proof strength was inferior.
  • the aluminum alloy wire rods of Comparative Examples 18 to 19 had alloy compositions within the proper range of the present invention, but the number of specific voids was larger than the proper range of the present invention, and the elongation at break was poor.

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Abstract

鉄系や銅系の金属材料の代替となり得る高い耐力と、細い径でも一定の破断伸びを有するアルミニウム合金材を提供すること。　本発明のアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．２０～１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０～２．００質量％およびＦｅ：０．０１～１．５０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、一方向に平行な断面において、複数の結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、断面を厚さ方向に見て、中央部に位置する１００００μｍ２の観察領域に、長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、特定空隙の存在個数が１５個以下であることを特徴としている。

Description

アルミニウム合金材およびこれを用いた、導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品、キャブタイヤケーブル
　本発明は、アルミニウム合金材、特に高強度と加工性に優れたアルミニウム合金材に関する。このようなアルミニウム合金材は、幅広い用途（例えば、導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品、キャブタイヤケーブル等）に用いられる。
　近年、金属製の細線を撚る、編む、織る、結ぶ、繋げる、接続する等の手法により、三次元の構造物を造形する技術が開発されている。このような手法は、例えばＷｉｒｅ－Ｗｏｖｅｎ　Ｃｅｌｌｕｌａｒ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓとして検討が進められており、電池用の部品や、ヒートシンク、衝撃吸収部材等への応用が期待されている。
　また、上記のような金属製の細線としては、鉄系や銅系の線材が広く用いられてきたが、最近では、鉄系や銅系の金属材料に比べて、比重が小さく、さらに熱膨張係数が大きい他、電気や熱の伝導性も比較的良好で、耐食性に優れ、特に弾性係数が小さく、しなやかに弾性変形するアルミニウム系材料への代替が検討されている。
　しかし、純アルミニウム材は、鉄系や銅系の金属材料に比べて耐力（材料に応力を負荷したときに塑性変形を開始する応力をいい、降伏応力とも呼ばれる。）が低いという問題があった。アルミニウム合金の中でも、２０００系（Ａｌ－Ｃｕ系）や７０００系（Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系）は、耐力が比較的高いが、耐食性、耐応力腐食割れ性、加工性等が十分ではない。
　そのため、最近では、ＭｇとＳｉを含有し、電気や熱の伝導性および耐食性に優れる６０００系（Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系）のアルミニウム合金材が広く用いられている。しかし、このような６０００系のアルミニウム合金材の耐力は十分ではないため、更なる高強度化が望まれている。
　このようなアルミニウム合金材の高強度化の方法としては、非晶質相を備えたアルミニウム合金素材の結晶化による方法（特許文献１）や、ＥＣＡＰ法による微細結晶粒形成方法（特許文献２）、室温以下の温度で冷間加工を施すことによる微細結晶粒形成方法（特許文献３）、カーボンナノファイバーを分散させる方法（特許文献４）等が知られている。しかし、これらの方法は、いずれも製造されるアルミニウム合金材の大きさが小さく、工業的な実用化が難しかった。
　また、特許文献５には、圧延温度の制御によって微細組織を有するＡｌ－Ｍｇ系合金を得る方法が開示されている。この方法は、工業量産性に優れるが、得られるＡｌ－Ｍｇ系合金の更なる高強度化が課題だった。
　また、一般的に、材料の断面積が小さい場合、材料の破断伸びは低下する。一つの例として、軟銅線の破断伸びについて説明する。軟銅線の降伏強度は線径によらず、ほぼ一定である。軟銅線は、あらゆる金属材料の中でも、最も破断伸びが高い材質の一つである。下記表１に、ＡＳＴＭ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｂ３－１３　“Ｓｔａｎｄａｒｄ　Ｓｐｅｃｉｆｉｃａｔｉｏｎ　ｆｏｒ　Ｓｏｆｔ　ｏｒ　Ａｎｎｅａｌｅｄ　Ｃｏｐｐｅｒ　Ｗｉｒｅ”から引用した、軟銅線における線径と破断伸びの下限値の関係を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　この表１から分かるように、破断伸びの規定値は、線径が８．２５２ｍｍ以上では３５％と高いのに対し、同２．９０６ｍｍ以上７．３４８ｍｍ以下では３０％、同０．５７４ｍｍ以上２．５８８ｍｍ以下では２５％、同０．２８７ｍｍ以上０．５１１ｍｍ以下では２０％、同０．０７９ｍｍ以上０．２５４ｍｍ以下では１５％と、線径が細いほど小さい。特に１ｍｍ以下の線径では、細径化に伴う破断伸びの低下が著しい。そこで、例えば１ｍｍ以下のような細い線径において、特に破断伸びを高めることが求められている。
　また、例えば上述のような三次元の構造体を造形するための細線として、アルミニウム合金材を用いる場合には、耐力と破断伸びの両方を向上することが望まれる。しかしながら、この破断伸びと耐力は、通常、相反する特性であるため、耐力と破断伸びの両方を向上させることは容易ではない。
特開平５－３３１５８５号公報 特開平９－１３７２４４号公報 特開２００１－１３１７２１号公報 特開２０１０－１５９４４５号公報 特開２００３－０２７１７２号公報
　本発明は、鉄系や銅系の金属材料の代替となり得る高い耐力と、細い径でも一定の破断伸びを有するアルミニウム合金材ならびにこれを用いた導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品およびキャブタイヤケーブルを提供することを目的とする。
　本発明者は、鋭意研究を重ねた結果、アルミニウム合金材が、所定の合金組成を有するとともに、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、前記一方向に平行な断面において、前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ２あたり１５個以下であることによって、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高い耐力と、優れた破断伸びとを兼ね備えたアルミニウム合金材が得られることを見出し、かかる知見に基づき本発明を完成させるに至った。
　すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
（１）Ｍｇ：０．２０～１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０～２．００質量％およびＦｅ：０．０１～１．５０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、前記一方向に平行な断面において、複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ２あたり１５個以下であることを特徴とする、アルミニウム合金材。
（２）Ｍｇ：０．２０～１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０～２．００質量％、Ｆｅ：０．０１～１．５０質量％、およびＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種以上：合計で２．００質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、前記一方向に平行な断面において、複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ２あたり１５個以下であることを特徴とする、アルミニウム合金材。
（３）複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値に対する、複数の前記特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４～１５である、上記（１）または（２）に記載のアルミニウム合金材。
（４）表面がＣｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ、ＰｄおよびＰｔからなる群から選択される少なくとも１種以上の金属で被覆されている、上記（１）、（２）または（３）に記載のアルミニウム合金材。
（５）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、導電部材。
（６）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、電池用部材。
（７）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、締結部品。
（８）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、バネ用部品。
（９）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、構造用部品。
（１０）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、キャブタイヤケーブル。
　本発明によれば、アルミニウム合金材が、所定の合金組成を有するとともに、複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、前記一方向に平行な断面において、複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ２あたり１５個以下であることによって、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高い耐力と、細い径でも一定の破断伸びを有するアルミニウム合金材並びにこれを用いた導電部材、電池用部材、締結部品、バネ用部品、構造用部品およびキャブタイヤケーブルが得ることができる。
「中央部」を説明するための図である。 本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を概略的に示す斜視図である。 アルミニウム合金材中の空隙に印加される応力の模式図である。 アルミニウム合金材中の空隙の模式図である。 ＴＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＴＥＭ画像の一部である。 比較例１０のＦＥ－ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部であって、（ａ）が、一視野全体を写したＳＥＭ画像、（ｂ）が、特定空隙の個数の計測方法を説明するための拡大ＳＥＭ画像、（ｃ）が、（ａ）のＳＥＭ画像に特定空隙の存在箇所を付した画像である。 本発明例３１のＦＥ－ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。
　以下、本発明のアルミニウム合金材の好ましい実施形態について、詳細に説明する。本発明に従うアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．２０～１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０～２．００質量％、Ｆｅ：０．０１～１．５０質量％を含有し、さらに必要に応じて、ＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種以上：合計で２．００質量％以下、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有するアルミニウム合金材であって、前記一方向に平行な断面において、複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ２あたり１５個以下であることを特徴とするものである。
　ここで、本明細書において、「結晶粒」とは方位差境界で囲まれた部分をいう。ここで「方位差境界」とは、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）や、走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）、走査イオン顕微鏡（ＳＩＭ）等を用いて金属組織を観察した場合に、コントラスト（チャネリングコントラスト）が不連続に変化する境界をいう。また、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法は、方位差境界の間隔のうち最大ものに対応する。
　また、本明細書において、「断面」とはアルミニウム合金材を特定の方向に切断した場合に露出される切断面のことをいう。
　さらに、本明細書において、「加工方向」とは、延伸加工（伸線、圧延）の進行方向をいう。例えば、アルミニウム合金材が線棒材の場合、線棒材の長手方向（線径に垂直な方向）が伸線方向に対応する。また、アルミニウム合金材が板材の場合には、圧延加工したままの状態での長手方向が圧延方向に対応する。なお、板材の場合、圧延加工後に所定の大きさに裁断され、小片化されることがあるが、この場合、裁断後の長手方向は必ずしも加工方向に一致しないが、この場合であっても板材表面の加工面から圧延方向を確認することができる。
　そして、本明細書において、「厚さ方向」とは、アルミニウム合金材が線棒材の場合には線径方向、アルミニウム合金材が板材の場合には厚さ方向をいう。ここで、「中央部」を説明するための図を、図１に示す。図１は、紙面の左右方向に加工方向を有するアルミニウム合金材の断面を示している。なお、アルミニウム合金材の形状としては、例えば線棒材や板材が挙げられるが、いずれの形状であっても、加工方向と平行な断面は図１のようになる。図１に示すように、このアルミニウム合金材は、厚さｈの矩形の断面を有している。このような板材において、「中央部」とは、板材表面から、板材厚さｈの２分の１の寸法ｈ／２だけ厚さ方向に移動した位置を中心とする部分をいう。そして、以上の図１に示す断面において、「中央部」を含む１００００μｍ２の範囲（観察視野（観察領域）：長手方向（９８～１４８μｍ）×厚さ方向（７３～１１０μｍ））において、含まれる長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数を求める。同様の観察を、無作為に選択した計５つの視野において行い、特定空隙の数の平均値を求める。このようにして求めた特定空隙の平均値を「特定空隙の存在個数」とする。
　本発明に係るアルミニウム合金材は、複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有する。ここで、本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を概略的に示す斜視図を、図２に示す。この図２に示されるように、本発明のアルミニウム合金材は、複数の細長形状の結晶粒１０が一方向、図２では長手方向Ｘに揃って延在状態となった繊維状組織を有している。このような細長形状の結晶粒は、従来の微細な結晶粒や、単にアスペクト比が大きい扁平な結晶粒とは大きく異なる。すなわち、本発明の結晶粒は、繊維のような細長い形状で、複数の結晶粒の長手方向Ｘに垂直な方向の最大寸法ｔの平均値が４００ｎｍ以下である。このような微細な結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織は、従来のアルミニウム合金材には存在しなかった新規な金属組織と言える。
　上記金属組織を有する本発明のアルミニウム合金材は、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高強度（例えば、０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上）と、優れた破断伸び（例えば、アルミニウム合金材が線材である場合には、２％以上）とを両立して実現し得る。
　結晶粒径を微細にすることは、強度を高める以外にも、粒界腐食を改善する作用、繰り返し変形に対する疲労特性を改善する作用、塑性加工した後の表面の肌荒れを低減する作用、せん断加工した際のダレやバリを低減する作用等に直結し、材料の機能を全般的に高める効果がある。
　また、本発明に係るアルミニウム合金材は、その断面において、アルミニウム合金材の中央部１００００μｍ２の範囲を観察した場合に、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数が、１５個以下である。アルミニウム合金材中に、長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が多数存在すると、破断伸びが著しく低下する。図３は、アルミニウム合金材中の空隙（特定空隙を含む）に印加される応力の模式図である。アルミニウム合金材に対し、長手方向に引っ張ると、長手方向に垂直な方向に延びた空隙では、その端部に応力が集中する。このような空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法（ａ）が１．０μｍ以上であると空隙の端部に印加される応力が特に大きくなり、アルミニウム合金材の破壊の起点となる。
　空隙の数を低減させることは、電気や熱の伝導性を向上させる作用、叩き加工等を受けても割れが発生しにくいような展性を向上させる作用、ねじり加工性を向上させる作用等に直結し、材料の機能を全般的に高める効果がある。破断伸びを向上させるにとどまらない効果・作用がある。
　特に複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状組織が転位の運動を妨げることにより高い強度を示す材料では、従来の非繊維状組織とは異なり、延性向上へのメカニズムとその作用効果の程度が全く異なる。繊維状の金属組織を有し高強度を実現する場合には、転位が動きにくいためにクラックの先端の応力が開放されず、わずかな材料内部の不均一点が、変形時の応力集中点となり、繊維状結晶の破壊の起点となり得る。このために繊維状の結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法が小さいほど、特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法を小さくすることが好ましい。このような観点から、複数の繊維状の結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値に対する、複数の特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値は４～１５であることが好ましく、５～１０であることがより好ましい。なお、どのような寸法の空隙をどの程度低減すれば、その作用効果を最適化し強度特性との両立を図れるのかは、非繊維状組織からは類推できない。
　なお、「複数の特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値」は、次のようにして算出する。図１に示す断面において、「中央部」を含む１００００μｍ２の範囲（観察視野：長手方向（９８～１４８μｍ）×厚さ方向（７３～１１０μｍ））において、１つの視野に含まれる全ての特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法を測定する。同様の観察を無作為に選択した計５つの視野において行い、５つの視野で観察された全ての特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法について、その平均値を求める。
（１）合金組成
　本発明のアルミニウム合金材の合金組成とその作用について示す。
　本発明のアルミニウム合金材は、基本組成として、Ｍｇを０．２０～１．８０質量％、Ｓｉを０．２０～２．００質量％およびＦｅを０．０１～１．５０質量％含有し、さらに、任意添加成分として、ＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される１種以上を合計で２．００質量％以下を適宜含有させたものである。
＜Ｍｇ：０．２０～１．８０質量％＞
　Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有するとともに、Ｓｉとの相乗効果によって引張強度を向上させる作用を持つ。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．２０質量％未満だと、上記作用効果が不十分であり、また、Ｍｇ含有量が１．８０質量％を超えると、晶出物が形成され、加工性（伸線加工性や曲げ加工性等）が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．２０～１．８０質量％とし、好ましくは０．４０～１．４０質量％である。
＜Ｓｉ：０．２０～２．００質量％＞
　Ｓｉ（ケイ素）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有するとともに、Ｍｇとの相乗効果によって引張強度や耐屈曲疲労特性を向上させる作用を持つ。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２０質量％未満だと、上記作用効果が不十分であり、また、Ｓｉ含有量が２．００質量％を超えると、晶出物が形成され、加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０～２．００質量％とし、好ましくは０．４０～１．４０質量％である。
＜Ｆｅ：０．０１～１．５０質量％＞
　Ｆｅ（鉄）は、主にＡｌ－Ｆｅ系の金属間化合物を形成することによって結晶粒の微細化に寄与するとともに、引張強度を向上させる元素である。ここで、金属間化合物とは２種類以上の金属によって構成される化合物をいう。Ｆｅは、Ａｌ中に６５５℃で０．０５質量％しか固溶できず、室温では更に少ないため、Ａｌ中に固溶できない残りのＦｅは、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｇ系等の金属間化合物として晶出または析出する。これらのようにＦｅとＡｌとで主に構成される金属間化合物を本明細書ではＦｅ系化合物と呼ぶ。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与するとともに、引張強度を向上させる。Ｆｅ含有量が０．０１質量％未満だと、これらの作用効果が不十分であり、また、Ｆｅ含有量が１．５０質量％を超えると、晶出物が多くなり、加工性が低下する。ここで、晶出物とは、合金の鋳造凝固時に生ずる金属間化合物をいう。したがって、Ｆｅ含有量は０．０１～１．５０質量％とし、好ましくは０．０５～０．２８質量％であり、より好ましくは０．０５～０．２３質量％である。なお、鋳造時の冷却速度が遅い場合は、Ｆｅ系化合物の分散が疎となり、悪影響度が高まる。
＜ＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢの群から選択される１種以上：合計で２．００質量％以下＞
　ＲＥ（希土類元素）、Ｃｕ（銅）、Ａｇ（銀）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｏ（コバルト）、Ａｕ（金）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ（クロム）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｓｎ（スズ）、Ｔｉ（チタン）、Ｂ（ホウ素）はいずれも、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに強度や耐熱性を向上させる元素であり、任意添加成分として、必要に応じて適宜添加することができる。これらの成分が、耐熱性を向上させるメカニズムとしては、例えば上記成分の原子半径と、アルミニウムの原子半径との差が大きいために結晶粒界のエネルギーを低下させる機構や、上記成分の拡散係数が大きいために粒界に入り込んだ場合に粒界の移動度を低下させる機構、空孔との相互作用が大きく空孔をトラップするために拡散現象を遅延させる機構等が挙げられ、これらの機構が相乗的に作用しているものと考えられる。なお、ＲＥは、希土類元素を意味し、ランタン、セリウム、イットリウムなどの１７種類の元素が含まれ、これらの１７種類の元素は同等の効果を有し、化学的に単元素の抽出が難しいため、本発明では総量として規定する。
　これらの成分の含有量の合計が、２．００質量％超だと、加工性が低下するおそれがある。したがって、ＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される１種以上を含有する場合には、それらの含有量の合計は、２．００質量％以下とし、好ましくは０．０６～２．００質量％、より好ましくは０．３０～１．２０質量％である。これらの成分は、１種のみが単独で含まれていてもよいし、２種以上の組み合わせで含まれていてもよい。特に、腐食環境で使用される場合の耐食性を配慮するとＺｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢから選択される１種以上を含有することが好ましい。
＜ＲＥ：０．００～２．００質量％＞
　ＲＥは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、ＲＥの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、ＲＥの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、ＲＥの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、ＲＥは、任意添加元素成分であるので、ＲＥを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、ＲＥ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｃｕ：０．００～２．００質量％＞
　Ｃｕは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｃｕの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｃｕの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下するとともに、耐腐食性が低下する。したがって、Ｃｕの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｃｕは、任意添加元素成分であるので、Ｃｕを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｃｕ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ａｇ：０．００～２．００質量％＞
　Ａｇは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ａｇの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ａｇの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ａｇの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ａｇは、任意添加元素成分であるので、Ａｇを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ａｇ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｚｎ：０．００～２．００質量％＞
　Ｚｎは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｚｎの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｚｎの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｚｎの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｚｎは、任意添加元素成分であるので、Ｚｎを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｚｎ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｎｉ：０．００～２．００質量％＞
　Ｎｉは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させる観点から、Ｎｉの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｎｉの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｎｉの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｎｉは、任意添加元素成分であるので、Ｎｉを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｎｉ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｃｏ：０．００～２．００質量％＞
　Ｃｏは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｃｏの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｃｏの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｃｏの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｃｏは、任意添加元素成分であるので、Ｃｏを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｃｏ含有量の下限値は０．００質量％する。
＜Ａｕ：０．００～２．００質量％＞
　Ａｕは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ａｕの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ａｕの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ａｕの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ａｕは、任意添加元素成分であるので、Ａｕを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ａｕ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｍｎ：０．００～２．００質量％＞
　Ｍｎは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｍｎの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｍｎの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｍｎは、任意添加元素成分であるので、Ｍｎを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｍｎ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｃｒ：０．００～２．００質量％＞
　Ｃｒは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｃｒの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｃｒの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｃｒは、任意添加元素成分であるので、Ｃｒを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｃｒ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｖ：０．００～２．００質量％＞
　Ｖは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｖの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｖの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｖの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｖは、任意添加元素成分であるので、Ｖを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｖ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｚｒ：０．００～２．００質量％＞
　Ｚｒは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｚｒの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｚｒの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｚｒの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｚｒは、任意添加元素成分であるので、Ｚｒを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｚｒ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｓｎ：０．００～２．００質量％＞
　Ｓｎは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を十分に発揮させるには、Ｓｎの含有量を０．０６質量％以上とすることが好ましく、０．３０質量％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｓｎの含有量を２．００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｓｎの含有量は、好ましくは２．００質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下、さらに好ましくは１．２０質量％以下とする。なお、Ｓｎは、任意添加元素成分であるので、Ｓｎを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｓｎ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｔｉ：０．００～２．００質量％＞
　Ｔｉは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、耐熱性を向上させる作用を十分に発揮させるには、Ｔｉの含有量を０．００５質量％以上とすることが好ましい。これに加えて、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用も十分に発揮させるには、Ｔｉの含有量を０．０６質量％以上とすることがより好ましく、０．３０質量％以上とすることがさらに好ましい。他方で、Ｔｉの含有量を２．０００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は、好ましくは２．０００質量％以下、より好ましくは１．５００質量％以下、さらに好ましくは１．２００質量％以下とする。なお、Ｔｉは、任意添加元素成分であるので、Ｔｉを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｔｉ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜Ｂ：０．００～２．００質量％＞
　Ｂは、鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、特定空隙の数を低減させ、さらに、耐熱性と、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用を有する元素である。鋳造時の結晶粒を微細化させ、また、耐熱性を向上させる作用を十分に発揮させるには、Ｂの含有量を０．００５質量％以上とすることが好ましい。これに加えて、腐食環境で使用される場合の耐食性を向上させる作用も十分に発揮させるには、Ｂの含有量を０．０６質量％以上とすることがより好ましく、０．３０質量％以上とすることがさらに好ましい。他方で、Ｂの含有量を２．０００質量％超とすると、加工性が低下する。したがって、Ｂの含有量は、好ましくは２．０００質量％以下、より好ましくは１．５００質量％以下、さらに好ましくは１．２００質量％以下とする。なお、Ｂは、任意添加元素成分であるので、Ｂを添加しない場合には、不純物レベルの含有も考慮して、Ｂ含有量の下限値は０．００質量％とする。
＜残部：Ａｌおよび不可避不純物＞
　上述した成分以外の残部は、Ａｌ（アルミニウム）および不可避不純物である。ここでいう不可避不純物は、製造工程上、不可避的に含まれうる含有レベルの不純物を意味する。不可避不純物は、含有量によっては導電率を低下させる要因にもなりうるため、導電率の低下を考慮して不可避不純物の含有量をある程度抑制することが好ましい。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、Ｂｉ（ビスマス）、Ｐｂ（鉛）、Ｇａ（ガリウム）、Ｓｒ（ストロンチウム）等が挙げられる。なお、これら不可避不純物の成分含有量の上限は、成分毎に０．０５質量％、不可避不純物の成分の総量で０．１５質量％とすればよい。
　このようなアルミニウム合金材は、合金組成や製造プロセスを組み合わせて制御することにより実現できる。以下、本発明のアルミニウム合金材の好適な製造方法について説明する。
（２）本発明の一実施例によるアルミニウム合金材の製造方法
　このような本発明の一実施例によるアルミニウム合金材は、特にＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｆｅ系合金の内部に結晶粒界を高密度で導入することにより、高強度化を図ることを特徴とする。したがって、従来のアルミニウム合金材で一般的に行われてきた、Ｍｇ－Ｓｉ化合物の析出硬化させる方法とは、高強度化に対するアプローチが大きく異なる。さらに、本発明の一実施例によるアルミニウム合金材では、単に高強度化を図るのではなく、材料と工具の間の摩擦状況を変化させることによって、変形によって形成される金属組織を変化させる。その結果、高強度化と加工性が両立できることを特徴としている。
　以下、本発明のアルミニウム合金材の好ましい製造方法を詳しく説明する。この製造方法は、少なくとも界面強度増加熱処理［１］と、冷間加工［２］とを含むものである。
＜界面強度増加熱処理［１］＞
　アルミニウム合金材の空隙を低減させるための製法として、後述する冷間加工［２］の前、または複数回の冷間加工を行う場合には少なくとも最終の冷間加工の前に、界面強度増加熱処理［１］を行う。
　空隙は、冷間加工において、母相であるアルミニウム合金と第二相であるＦｅ系化合物との界面が剥離し、その剥離部が拡大することによって発生することが多い。したがって、このようにして形成された空隙の周囲にはＦｅ系化合物が存在している。図４は、アルミニウム合金材中の空隙の模式図である。
　このような空隙の形成を防止するため、冷間加工［２］の前、または複数回の冷間加工を行う場合には少なくとも最終の冷間加工の前に、アルミニウム合金に対して、熱処理を施す。このような熱処理によって、界面およびその周辺の原子拡散を促して界面強度を高め、アルミニウム合金とＦｅ系化合物との界面を剥離し難い状態にすることができる。加熱処理は、３２０～３８０℃で１０分～２４時間保持することが好ましい。これよりも温度が低い、もしくは短時間だと、原子拡散が不十分となり効果が不十分となる。また、これよりも温度が高い、もしくは長時間だと、かえって脆性のある金属間化合物が形成したり、熱処理中に母相とＦｅを含む金属間化合物の線膨張係数の違いから界面の欠陥が生成したりする。
　アルミニウム合金原料は、上記合金組成を有するものであれば特に限定はなく、例えば、押出材、鋳塊材、熱間加工材（例えば、熱間圧延材）、冷間加工材（例えば、冷間圧延材等）等を、使用目的に応じて適宜選択して用いることができる。
＜冷間加工［２］＞
　通常、金属材に変形の応力が加わると、金属結晶の変形の素過程として、結晶すべりが生じる。このような結晶すべりが生じ易い金属材ほど、変形に要する応力は小さく、低強度と言える。そのため、金属材の高強度化にあたっては、金属組織内で生じる結晶すべりを抑制することが重要となる。このような結晶すべりの阻害要因としては、金属組織内の結晶粒界の存在が挙げられる。このような結晶粒界は、金属材に変形の応力が加わった際に、結晶すべりが金属組織内で伝播することを防止でき、その結果、金属材の強度は高められる。
　そのため、金属材の高強度化にあたっては、金属組織内に結晶粒界を高密度で導入することが望ましいと考えられる。ここで、結晶粒界の形成機構としては、例えば、次のような金属組織の変形に伴う、金属結晶の分裂が考えられる。
　通常、多結晶材料の内部は、隣接する結晶粒同士の方位の違いや、加工工具と接する表層近傍とバルク内部との間の歪みの空間分布に起因して、応力状態は、複雑な多軸状態となっている。これらの影響により、変形前に単一方位であった結晶粒が、変形に伴って複数の方位に分裂していき、分裂した結晶同士の間には結晶粒界が形成される。添加しているＭｇとＳｉは、加工時に形成される結晶粒界を安定化させる作用がある。
　冷間加工［２］は１回のみ行っても、複数回行ってもよい。本発明では、冷間加工［２］の合計の加工度（合計加工度）を３．８以上とする。特に、合計加工度を大きくすることにより、金属組織の変形に伴う金属結晶の分裂を促すことができ、アルミニウム合金材の内部に結晶粒界を高密度で導入できる。その結果、アルミニウム合金材の強度が大幅に向上する。このような合計加工度は、好ましくは５以上、より好ましくは６．５以上、さらに好ましくは８．５以上とする。また合計加工度の上限は特に規定されないが、通常は１５である。
　なお、加工度ηは、加工前の断面積をｓ１、加工後の断面積をｓ２（ｓ１＞ｓ２）とするとき、下記式（１）で表される。
　加工度（無次元）：η＝ｌｎ（ｓ１／ｓ２）　　　・・・（１）
　なお、この加工度の算出にあたり、複数回の冷間加工［２］を行う場合において、ｓ１は界面強度増加熱処理［１］後の冷間加工［２］を施していないアルミニウム合金の断面積、ｓ２は界面強度増加熱処理［１］後の全ての冷間加工［２］を施したアルミニウム合金の断面積とする。また、界面強度増加熱処理［１］よりも前に行う冷間加工を考慮せず、界面強度増加熱処理［１］後の冷間加工［２］のみを考慮する。
　また、加工方法は、目的とするアルミニウム合金材の形状（線棒材、板材、条、箔等）に応じて適宜選択すればよく、例えばカセットローラーダイス、溝ロール圧延、丸線圧延、ダイス等による引抜き加工、スエージング等が挙げられる。いずれの加工方法においても、工具と材料の間の摩擦を高めて、付加的せん断歪みを積極的に導入することによって、本発明の金属組織が得られる。
　また、本発明では、上述のように、アルミニウム合金素材に対し、ダイスによる引抜きや圧延等の方法により、高い加工度の加工が行われる。そのため、結果として、長尺のアルミニウム合金材が得られる。一方、粉末焼結、圧縮ねじり加工、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ため、特に線棒材として作製する場合には、細径にするほど、また、板材や箔として作製する場合には、薄厚にするほど、本発明の構成を実現し易い。
　特に、本発明のアルミニウム合金材が線棒材である場合には、その線径は、好ましくは１ｍｍ以下、より好ましくは０．５ｍｍ以下、さらに好ましくは０．３５ｍｍ以下、特に好ましくは０．２２ｍｍ以下、最も好ましくは０．１２ｍｍ以下である。なお、下限は特に設けないが、作業性等を考慮し、０．０１ｍｍとすることが好ましい。本発明のアルミニウム合金線棒材は、細線であっても高い強度を有するため、単線で細くして使用できることが利点の一つである。
　また、本発明のアルミニウム合金材が板材である場合には、その板厚は、好ましくは２ｍｍ以下、より好ましくは１ｍｍ以下、さらに好ましくは０．４ｍｍ以下、特に好ましくは０．２ｍｍ以下である。なお、下限は特に設けないが、０．０１ｍｍとすることが好ましい。本発明のアルミニウム合金板材は、薄板や箔の形状でも高い強度を有するため、薄厚の単層として使用できることが利点の一つである。
　また、上述のように本発明のアルミニウム合金材は、細くまたは薄く加工されるが、このようなアルミニウム合金材を複数用意して接合し、太くまたは厚くして、目的の用途に使用することもできる。なお、接合の方法は、公知の方法を用いることができ、例えば圧接、溶接、接着剤による接合、摩擦攪拌接合等が挙げられる。また、アルミニウム合金材が線棒材である場合には、複数本束ねて撚り合わせ、アルミニウム合金撚線として、目的の用途に使用することもできる。なお、後述する調質焼鈍［３］の工程は、上記冷間加工［２］を行ったアルミニウム合金材を、接合あるいは撚り合わせによる加工を行った後に、行ってもよい。
＜調質焼鈍［３］＞
　必須の態様ではないが、残留応力の解放や伸びの向上を目的として、アルミニウム合金への最終処理として調質焼鈍［３］を行ってもよい。調質焼鈍［３］を行う場合には、処理温度を５０～１３０℃とする。調質焼鈍［３］の処理温度が５０℃未満の場合には、上記のような効果が得られにくく、１３０℃を超えると回復や再結晶によって結晶粒の成長が起き、強度が低下する。また、調質焼鈍［３］の保持時間は好ましくは２４～４８時間である。なお、このような熱処理の諸条件は、不可避不純物の種類や量およびアルミニウム合金素材の固溶・析出状態によって、適宜調節することができる。
（３）本発明のアルミニウム合金材の組織的な特徴
＜金属組織＞
　上述のような製造方法によって製造される本発明のアルミニウム合金材は、金属組織内に結晶粒界が高密度で導入されたものである。このような本発明のアルミニウム合金材は、複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、上記一方向に平行な断面において、複数の上記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下である。このようなアルミニウム合金材は、従来のアルミニウム合金材には存在しない特有の金属組織を有することにより、従来のアルミニウム合金材（ただし、耐食性、加工性等が劣る２０００系や７０００系の高強度アルミニウム合金材は除く。）に比べて格段に高い強度を有している。
　本発明のアルミニウム合金材の金属組織は繊維状組織を有しており、細長形状の結晶粒が一方向に揃って繊維状に延在した状態になっている。ここで、「一方向」とは、アルミニウム合金材の加工方向（延伸方向）に対応し、アルミニウム合金材が、線棒材である場合には例えば伸線方向に、板材や箔である場合には例えば圧延方向に、それぞれ対応する。また、本発明のアルミニウム合金材は、特にこのような加工方向に平行な引張応力に対して、特に優れた強度特性を発揮する。
　また、上記一方向は、好ましくはアルミニウム合金材の長手方向に対応する。すなわち、通常アルミニウム合金材は、その加工方向に垂直な方向の寸法よりも短い寸法に個片化されていない限り、その延伸方向は、その長手方向に対応する。
　また、上記一方向に平行な断面において、複数の結晶粒の長手方向に垂直な方お香の最大寸法の平均値は、４００ｎｍ以下であり、より好ましくは３４０ｎｍ以下、さらに好ましくは２４０ｎｍ以下、特に好ましくは２００ｎｍ以下、より一層好ましくは１６０ｎｍ以下、最も好ましくは１２０ｎｍ以下である。このような径（結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法）の細い結晶粒が一方向に延在した繊維状の金属組織では、結晶粒界が高密度に形成されており、このような金属組織によれば、変形に伴う結晶すべりが生じないように効果的に抑制できる結果、従来のアルミニウム系材料では達成できなかった高強度を実現し得るアルミニウム合金材の開発に成功した。また、結晶粒が微細であることによって、曲げ変形における不均一な変形を抑制する作用がある。なお、複数の結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値は、高強度を実現する上で小さいほど好ましいが、製造上または物理上の限界としての下限は、例えば２０ｎｍである。
　また、上記結晶粒の長手方向の最大寸法の平均値は、必ずしも特定されないが、１２００ｎｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１７００ｎｍ以上であり、さらに好ましくは２２００ｎｍ以上である。また、上記結晶粒のアスペクト比では、１０以上であることが好ましく、より好ましくは２０以上である。
　また、アルミニウム合金材の中央部において、１００００μｍ２の範囲を断面観察した場合に、長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数は、１５個以下であり、より好ましくは１３個以下であり、さらに好ましくは１０以下である。上述したとおり、上記所定の特定空隙の数が１５個以下であることにより、当該アルミニウム合金材に応力が印加された場合における破壊を抑制することができる。また、このような特定空隙は、アルミニウム合金材の破壊を抑制する観点から、理想的には存在しないことが好ましい。ただし、アルミニウム合金材中に特定空隙が存在しないように製造すると、量産コストが大幅に上がるため、特定空隙の数は１個以上１５個以下の範囲であればよい。
（４）本発明のアルミニウム合金材の特性
［０．２％耐力］
　引張強度は、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、特に線棒材である場合に、好ましくは０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上である。このような０．２％耐力は、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０．２％耐力を１割以上も上回る（規格名：Ｂ３９８／Ｂ３９８Ｍ－１４）。従って、例えば、本発明のアルミニウム合金線棒材をケーブルに適用した場合には、ケーブルの高張力を維持したまま、ケーブルの導体の断面積および重量を１割低減する効果がある。また、本発明の好ましい０．２％耐力は、４００ＭＰａ以上である。このような引張強度は、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線棒材は、硬銅線が用いられる用途に好適に用いることができ、硬銅線を代替し得る効果がある。さらに、本発明のより好ましい０．２％耐力は、４４０ＭＰａ以上、さらに好ましい０．２％耐力は４８０ＭＰａ以上であり、このような引張強度は上述の硬銅線の最高値に匹敵する。また、本発明の特に好ましい０．２％耐力は、５２０ＭＰａ以上、さらに好ましい０．２％耐力は６００ＭＰａ以上である。このような本発明のアルミニウム合金材は、鋼系やステンレス鋼系の各種材料の代替としても使用可能である。また、このような高強度をもつ本発明のアルミニウム合金材は、Ｃｕ－Ｓｎ系やＣｕ－Ｃｒ系等の希薄銅合金の強伸線加工材の代替として使用できる。なお、本発明のアルミニウム合金材の引張強度の上限は、特に限定されないが、例えば１０００ＭＰａである。また、本発明のアルミニウム合金材は、耐熱性に優れるため、加熱後においても、上記のような高い引張強度を維持することができる。
　［破断伸び］
　破断伸びは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２００１に準じて、精密万能試験機（株式会社島津製作所製）を用いて引っ張り試験を行い測定された値とする。詳しい測定条件は、後述する実施例の欄にて説明する。
　本発明のアルミニウム合金材は、特に線棒材である場合に、破断伸びが、好ましくは２．０以上であり、より好ましくは３．０以上であり、さらに好ましくは３．５以上であり、特に好ましくは４．０以上である。また、破断伸びは、好ましくは１２．０以下であり、より好ましくは１０．０以下であり、さらに好ましくは８．０以下である。
　また、本発明のアルミニウム合金材は、裸材として用いるだけでなく、めっきやクラッド等の方法によって、他の金属でアルミニウム合金材の表面を被覆してもよい。この場合にも、上記の効果を発揮することができる。被覆する金属の種類は、例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ、ＰｄおよびＰｔからなる群から選択される１種以上の金属または合金等が挙げられる。接触抵抗の低減、耐食性の向上等の効果がある。被覆率は、長手方向に垂直な断面において、全面積の２５％程度までとするのが良い。被覆率が多すぎると、軽量化効果が低減してしまうためである。好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下である。
（５）本発明のアルミニウム合金材の用途
　本発明のアルミニウム合金材は、鉄系材料、銅系材料およびアルミニウム系材料が用いられているあらゆる用途が対象となり得る。具体的には、電線やケーブル等の導電部材、集電体用のメッシュや網等の電池用部材、ねじや、ボルト、リベット等の締結部品、コイルバネ等のバネ用部品、コネクタや端子等の電気接点用バネ部材、シャフトやフレーム等の構造用部品、ガイドワイヤー、半導体用のボンディングワイヤー、発電機やモータに用いられる巻線等として好適に用いることができる。また、本発明のアルミニウム合金材は、耐熱性にも優れるため、特に耐熱性が要求される用途に対してさらに好適である。
　導電部材のより具体的な用途例としては、架空送電線、ＯＰＧＷ、地中電線、海底ケーブル等の電力用電線、電話用ケーブルや同軸ケーブル等の通信用電線、有線ドローン用ケーブル、キャブタイヤケーブル、ＥＶ／ＨＥＶ用充電ケーブル、洋上風力発電用捻回ケーブル、エレベータケーブル、アンビリカルケーブル、ロボットケーブル、電車用架線、トロリ線等の機器用電線、自動車用ワイヤーハーネス、船舶用電線、飛行機用電線等の輸送用電線、バスバー、リードフレーム、フレキシブルフラットケーブル、避雷針、アンテナ、コネクタ、端子、ケーブルの編粗等が挙げられる。
　電池用部材には、太陽電池の電極等が挙げられる。
　締結部品（部材）のより具体的な用途例としては、いもねじ、ステープル、画鋲等が挙げられる。
　バネ用部品（部材）のより具体的な用途例としては、バネ電極、端子、コネクタ、半導体プローブ用バネ、板バネ、ぜんまい用バネ等が挙げられる。
　構造用部品（部材）のより具体的な用途例としては、建築現場の足場、コンベアメッシュベルト、衣料用の金属繊維、鎖帷子、フェンス、虫除けネット、ジッパー、ファスナー、クリップ、アルミウール、ブレーキワイヤーやスポーク等の自転車用部品、強化ガラスの補強線、パイプシール、メタルパッキン、ケーブルの保護強化材、ファンベルトの芯金、アクチュエータ駆動用ワイヤー、チェーン、ハンガー、防音用メッシュ、棚板等が挙げられる。
　また、樹脂系材料、プラスチック材料、布等に導電性を持たせたり、強度や弾性率を制御したりするために添加する金属繊維としても好適である。
　また、メガネフレーム、時計用ベルト、万年筆のペン先、フォーク、ヘルメット、注射針等の民生部材や医療部材にも好適である。
　以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の概念および特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
　次に、本発明の効果をさらに明確にするために、本発明例および比較例について説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
　（本発明例１～３６）
　まず、表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材を準備した。次に、各棒材を用いて、表２に示す製造条件にて、それぞれのアルミニウム合金線材（０．１１～０．１８１ｍｍφ）を作製した。
　なお、表２に示す製造条件Ａ～Ｈは、具体的には以下のとおりである。
＜製造条件Ａ＞
　冷間伸線を行い線径１．３２ｍｍとし、３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が４．０の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。
＜製造条件Ｂ＞
　冷間伸線を行い線径２．８０ｍｍとし、３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が５．５の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。
＜製造条件Ｃ＞
　冷間伸線を行い線径６．００ｍｍとし、３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が７．０の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。
＜製造条件Ｄ＞
　３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が９．０の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。
＜製造条件Ｅ＞
　製造条件Ａの後、１００℃で３６時間保持する調質焼鈍［３］を行った。
＜製造条件Ｆ＞
　製造条件Ｂの後、１００℃で３６時間保持する調質焼鈍［３］を行った。
＜製造条件Ｇ＞
　製造条件Ｃの後、１００℃で３６時間保持する調質焼鈍［３］を行った。
＜製造条件Ｈ＞
　製造条件Ｄの後、１００℃で３６時間保持する調質焼鈍［３］を行った。
　（比較例１）
　比較例１では、９９．９９質量％－Ａｌからなる１０ｍｍφの棒材を用い、表２に示す製造条件にて、アルミニウム線材（０．１８ｍｍφ）を作製した。
　（比較例２）
　比較例２では、表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの棒材を用い、表２に示す製造条件にて、アルミニウム合金線材（０．１８ｍｍφ）を作製した。
　（比較例３～５）
　表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｊを施した。
＜製造条件Ｊ＞
　４６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、冷間伸線［２］を行ったが、途中で断線が多発し、試作を中断した。
　（比較例６～７）
　表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｋを施した。
＜製造条件Ｋ＞
　冷間伸線を行い線径１．０３ｍｍとし、３６０℃で１時間保持する界面強度増加熱処理［１］を行った後、加工度が３．５の冷間伸線［２］を行って線径０．１８ｍｍとした。
　（比較例８～９）
　表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｌを施した。
＜製造条件Ｌ＞
　界面強度増加熱処理［１］を行わずに、冷間伸線［２］のみを行ったが、途中で断線が多発し、試作を中断した。
　（比較例１０～１１）
　表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｍを施した。
＜製造条件Ｍ＞
　５４０℃で１時間保持する熱処理を行った後、加工度が９．０の冷間伸線［２］を行って、アルミニウム合金線材（０．１１ｍｍφ）を作製した。
　（比較例１２～１３）
　表２に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材に対して、以下の製造条件Ｎを施した。
＜製造条件Ｎ＞
　３９０℃で１時間保持する熱処理を行った後、冷間伸線［２］を行ったが、途中で断線が多発し、試作を中断した。
　（比較例１４）：表２の製造条件Ｏ
　電気用Ａｌ地金を溶解し、これにＭｇ単体、Ａｌ－２５質量％Ｓｉ母合金、Ａｌ－６質量％Ｆｅ母合金、Ａｌ－５０質量％Ｃｕ母合金、Ａｌ－１０質量％Ｃｒ母合金を添加して、溶解し、Ａｌ－１．０３Ｍｇ－０．９０Ｓｉ－０．２０Ｆｅ－０．１６Ｃｕ－０．１５Ｃｒの合金組成を有する溶湯を製造し、ベルトアンドホイール型連続鋳造圧延機により連続的に鋳造圧延し、９．５ｍｍφの荒引線を得た。得られた荒引線を、５２０℃の溶体化水焼き入、２００℃で４時間保持する人工時効処理、伸線加工を行ったが、途中で線内部に空隙が多発したことによって断線が多発し、試作を中止した。
　（比較例１５）：表２の製造条件Ｐ
　純度９９．８％の電気用アルミニウムを使用し、これにＡｌ－６質量％Ｆｅ母合金、Ａｌ－５０質量％Ｃｕ母合金、Ａｌ－２０質量％Ｓｉ母合金、Ｍｇ単体の各材料を添加して、Ａｌ－０．９０質量％Ｍｇ－０．８０質量％Ｓｉ－０．２０質量％Ｆｅ－１．３０質量％Ｃｕの合金組成を有する溶湯を製造し、ベルトアンドホイール型の連続鋳造圧延により荒引線（１８ｍｍφ）を得た。得られた荒引線に、加工率４７％（加工度０．６３）の第１の伸線加工を施し、９．５ｍｍφとし、５２０℃で２時間溶体化処理を行った後、水焼き入れした。この線を２００℃で４時間時効処理し、第２の伸線加工を行ったが、途中で線内部に空隙が多発したことによって断線が多発し、試作を中止した。
　（比較例１６）：表２の製造条件Ｑ
　表２に示す化学組成の合金素材を用意し、プロペルチ式の連続鋳造圧延機を用いて、溶湯を水冷した鋳型で、溶湯温度から４００℃までを２５℃／秒の平均冷却速度となるように連続的に鋳造し、５５０℃で１０秒間保持する熱処理を行った後に熱間圧延を行い、φ９ｍｍの棒材とした。次いで、１．８４ｍｍφまでの伸線加工、３２０℃に５時間保持する中間熱処理を施し、さらにφ０．３ｍｍまで伸線加工した。そして、５００℃に３０秒間保持し、１５０℃まで１９℃／秒の平均冷却速度とする溶体化熱処理の後に、１５０℃に５時間保持する時効熱処理を行った。最終線径の２倍から最終線径となるまでの間における最大ラインテンションを４０Ｎとした。
　（比較例１７）：表２の製造条件Ｒ
　グラファイトルツボ内に、純度が９９．９５質量％のアルミニウム、純度が９９．９５質量％のマグネシウム、純度が９９．９９質量％のケイ素、純度が９９．９５質量％の鉄をそれぞれ所定量投入し、高周波誘導加熱により７２０℃で撹拌溶融して、Ａｌ－０．６０質量％Ｍｇ－０．３０質量％Ｓｉ－０．０５質量％Ｆｅの合金組成を有する溶湯を製造し、これをグラファイトダイスが設けられた容器に移し、水冷したグラファイトダイスを介して、約３００ｍｍ／分の鋳造速度で１０ｍｍφ、長さが１００ｍｍのワイヤーを連続鋳造した。そして、ＥＣＡＰ法によって４．０の累積相当ひずみを導入した。この段階の再結晶化温度は３００℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２５０℃にて２時間の事前加熱を行った。次に、加工率２９％（加工度０．３４）の第１の伸線処理を施した。この段階の再結晶温度は３００℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２６０℃にて２時間の１次熱処理を行った。その後、水冷した伸線ダイス内を５００ｍｍ／分の引き抜き速度で通過させて、加工度９．３の第２の伸線処理を行った。この段階の再結晶化温度は２８０℃と求められた。そして、不活性ガス雰囲気中で、２２０℃にて１時間の２次熱処理を行って、アルミニウム合金線材（０．０８ｍｍφ）を得た。
（比較例１８）：表２の製造条件Ｓ
　Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、ＴｉおよびＡｌを表２の組成で溶解し、連続鋳造機にて鋳造して、線径２５ｍｍのキャストバーを作製し、キャストバーを熱間圧延して線径９．５ｍｍのアルミニウム合金線を作製し、５５０℃で３時間溶体化処理を行い冷却した。このアルミニウム合金線を伸直化、洗浄、電解脱脂し、ステンレス製のブラシで研磨した。厚さ０．４ｍｍの酸素量１０ｐｐｍの無酸素銅テープを縦添えし、アルミニウム合金線を覆うように銅テープをアルミニウム合金線上に管状に成形し、銅テープの突合せ部をＴＩＧ方式で連続的に溶接した。そして、減面率１５～３０％のダイスを用いて伸線機により冷間伸線加工を行い、線径０．２ｍｍの銅被覆アルミニウム合金線を形成した。
（比較例１９）：表２の製造条件Ｔ
　０．５０質量％のＭｇと０．６０質量％のＳｉと０．３０質量％のＦｅとを含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を溶解した。プロペルチ方式により、線径９．５ｍｍの荒引線材を形成し、５５０℃で５．５時間保持した後、室温まで急冷する溶体化処理を施した。次いで、ダイスを用いた引抜加工により、線径０．３２ｍｍの伸線材を形成した。線径０．３２ｍｍまで伸線する間に、１．８４ｍｍφの中間伸線材に対して１４０℃に１０時間保持する中間熱処理を施した。最後に、１４０℃で５時間保持する最終熱処理を施した。
［評価］
　上記本発明例および比較例に係るアルミニウム系線材を用いて、下記に示す特性評価を行った。各特性の評価条件は下記の通りである。結果を表２に示す。
［１］合金組成
　ＪＩＳ　Ｈ１３０５：２００５に準じて、発光分光分析法によって行った。なお、測定は、発光分光分析装置（株式会社日立ハイテクサイエンス製）を用いて行った。
［２］結晶サイズの観察
　金属組織の観察は、透過電子顕微鏡（ＪＥＭ－２１００ＰＬＵＳ、日本電子株式会社製）を用い、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察により行った。加速電圧は２００ｋＶで観察した。
　観察用試料としては、上記線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面について、ＦＩＢ（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、金属組織が異なっていてもグレーコントラストに差がない場合があるので、その場合には、電子顕微鏡の試料ステージ内における直交する２本の試料回転軸によって±３°ずつ傾けて電子線と試料の角度を変えて、複数の回折条件で観察面を撮影し、粒界を認識した。なお観察視野は、長手方向（１５～４０）μｍ×厚さ方向（１５～４０）μｍとし、上記断面において、線径方向（長手方向に垂直な方向）に対応する線上の、厚さ方向の中間部、すなわち中心と表層の中間付近の位置（表層側から線直径の約１／４中心側の位置）で観察を行った。観察視野は、結晶粒の大きさに応じて、適宜調整した。また、観察倍率は１０００倍とした。
　そして、ＴＥＭ観察を行った際に撮影した画像から、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面において、繊維状の金属組織の有無を判断した。図５は、ＴＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＴＥＭ画像の一部である。本発明例では、図５に示すような金属組織が観察された場合に、繊維状の金属組織が「有」と評価した。
　さらに、それぞれの観察視野において、結晶粒のうち任意の１００個を選択し、それぞれの結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔと、結晶粒の長手方向に平行な寸法を測定し、その結晶粒のアスペクト比を算出した。さらに、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔとアスペクト比については、観察した結晶粒の総数から、平均値を算出した。なお、観察された結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔが４００ｎｍよりも明らかに大きい場合には、各寸法を測定する結晶粒の選択数を減らして、それぞれの平均値を算出した。また、結晶粒の長手方向に平行な寸法が、明らかに結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔの１０倍以上のものについては、一律にアスペクト比１０以上と判断した。
［３］特定空隙の個数および複数の特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値
　特定空隙の個数および複数の特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値の測定は、走査電子顕微鏡（日本電子株式会社製　ＪＳＭ－７００１ＦＡ、日本電子株式会社製）を用い、ＦＥ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察により行った。加速電圧は２５．０ｋＶで観察した。
　観察用試料としては、アルミニウム合金材を樹脂に埋めてその樹脂を硬化させた後、上記線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面が露出するよう機械研磨し、露出した断面をイオンミリングで仕上げ、さらにカーボンを蒸着したものを用いた。
　観察視野は、長手方向（９８～１４８μｍ）×厚さ方向（７３～１１０μｍ）とし、上記断面において、線径方向（長手方向に垂直な方向）に対応する線上の、厚さ方向の中間部、すなわち２つの表層の中央部（表層側から線直径の約１／２だけに移動した中心の位置）で観察を行った。同様の観察を、無作為に選択した計５つの視野において行い、特定空隙の数の平均値（特定空隙の存在個数）および特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値を求めた。
　そして、ＦＥ－ＳＥＭ観察を行った際に撮影した画像から、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面において、特定空隙の有無およびその個数と、特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値を計測した。図６は、比較例１０のＦＥ－ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。図６（ａ）より、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が確認された。この図６（ａ）の一部を拡大したのが図６（ｂ）である。図６（ｂ）の特定空隙ａにおいては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．７μｍ、特定空隙ｂ、ｃにおいては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍであった。図６（ｃ）は、図６（ａ）の視野において、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の横位置に星印（★）を付したものである。図６（ａ）の視野においては、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が１９個確認された。図７は、本発明例３１のＦＥ－ＳＥＭ観察を行った際に撮影した線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に平行な断面のＳＥＭ画像の一部である。図７では、線材の長手方向（伸線方向Ｘ）に垂直な方向の大きさが１．０μｍ以上である特定空隙は確認されなかった。
［４］０．２％耐力（ＭＰａ）および破断伸び
　ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２００１に準じて、精密万能試験機（株式会社島津製作所製）を用いて、引張試験を行い、０．２％耐力（ＭＰａ）と破断伸びを測定した。破断がチャック間で起きた試験のみを採用し、その中でｎ＝４の平均値を求めた。評点間距離を１００ｍｍ、変形速度を１０ｍｍ／分の条件で実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の評価結果から、本発明例１～３６のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であり、結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、長手方向に平行な断面において、アルミニウム合金材の厚さ方向の中央部１００００μｍ２の範囲を観察した場合に、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙の数が、１５個以下であることが確認された。
　このような特有の金属組織を有することにより、本発明例１～３６に係るアルミニウム合金線材は、いずれも０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上、破断伸びが２．１～７．５％であった。
　これに対し、比較例１の純アルミニウム線材は、組成が本発明の適正範囲外であり、また、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きいため、０．２％耐力および破断伸びのいずれもが劣っていた。
　比較例２のアルミニウム合金線材は、ＭｇとＳｉの含有量が本発明の適正範囲よりも少ないため、結晶が微細化せず、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きくなり、０．２％耐力が劣っていた。
　比較例３のアルミニウム合金は、ＭｇとＳｉの含有量が本発明の適正範囲よりも多いため、晶出物が析出し、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。
　比較例４のアルミニウム合金は、Ｆｅの含有量が本発明の適正範囲よりも多いため、Ｆｅ系化合物が析出し、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。
　比較例５のアルミニウム合金は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ及びＡｌ以外の金属元素（任意添加成分）の含有量が本発明の適正範囲よりも多いため、晶出物が析出し、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。
　比較例６～７のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、加工度が本発明の適正範囲より低いため、結晶粒の長手方向に垂直な寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きくなり、０．２％耐力が劣っていた。
　比較例８～９のアルミニウム合金は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、界面強度増加熱処理［１］を行わなかったため、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。
　比較例１０～１１のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、冷間伸線［２］の前に行う加熱処理の温度が高いため、特定空隙の数が本発明の適正範囲よりも多くなり、破断伸びが劣っていた。
　比較例１２～１３のアルミニウム合金は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、冷間伸線［２］の前に行う加熱処理の温度が低いため、冷間伸線［２］の際に断線が多発した。
　比較例１４～１５のアルミニウム合金は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、伸線加工の際に断線が多発した。
　比較例１６～１７のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きいため、０．２％耐力が劣っていた。
　比較例１８～１９のアルミニウム合金線材は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、特定空隙の数が本発明の適正範囲よりも多くなり、破断伸びが劣っていた。
　１　アルミニウム合金材
　１０　結晶粒
　ｔ　結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法
　Ｘ　結晶粒の長手方向

Claims (10)

  1. 　Ｍｇ：０．２０～１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０～２．００質量％およびＦｅ：０．０１～１．５０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、
    　複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、
    　前記一方向に平行な断面において、
    　複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、
    　前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ２あたり１５個以下であることを特徴とする、アルミニウム合金材。
  2. 　Ｍｇ：０．２０～１．８０質量％、Ｓｉ：０．２０～２．００質量％、Ｆｅ：０．０１～１．５０質量％、およびＲＥ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種以上：合計で２．００質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金材であって、
    　複数の結晶粒が一方向に揃って延在した繊維状の金属組織を有し、
    　前記一方向に平行な断面において、
    　複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、かつ、
    　前記断面を厚さ方向に見て、中央部で観察したとき、前記長手方向に垂直な方向の最大寸法が１．０μｍ以上である特定空隙が存在しないか、または、前記特定空隙の存在個数が１００００μｍ２あたり１５個以下であることを特徴とする、アルミニウム合金材。
  3. 　複数の前記結晶粒の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値に対する、複数の前記特定空隙の長手方向に垂直な方向の最大寸法の平均値が４～１５である、請求項１または２に記載のアルミニウム合金材。
  4. 　表面がＣｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｎ、Ａｕ、ＰｄおよびＰｔからなる群から選択される少なくとも１種以上の金属で被覆されている、請求項１、２または３に記載のアルミニウム合金材。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、導電部材。
  6. 　請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、電池用部材。
  7. 　請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、締結部品。
  8. 　請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、バネ用部品。
  9. 　請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、構造用部品。
  10. 　請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材を用いた、キャブタイヤケーブル。
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