(57)【要約】  本発明の目的は、鉄系や銅系の金属材料の代替となり得る高強度と優れた加工性を有するアルミニウム合金材等を提供する。  本発明のアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．２〜１．８質量％、Ｓｉ：０．２〜２．０質量％およびＦｅ：０．０１〜１．５０質量％を含有し、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、結晶粒が一方向に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線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる結晶方位分布を有している。
2019188452.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．２〜１．８質量％、Ｓｉ：０．２〜２．０質量％およびＦｅ：０．０１〜１．５０質量％を含有し、残部：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線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる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。
【請求項２】
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、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％以下を含有し、残部：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線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる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。
【請求項３】
ビッカース硬さ（ＨＶ）が、１００〜２５０である、請求項１または２に記載のアルミニウム合金材。
【請求項４】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ａｕ、ＰｄおよびＳｎの群から選択される１種以上の金属または合金で表面が被覆されている請求項１、２または３に記載のアルミニウム合金材。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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、構造用部品およびキャブタイヤケーブル）に用いられる。
【背景技術】
【０００２】
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や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。【０００３】
そのため最近では、例えば、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。【０００４】
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。【０００５】
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）や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、加工性に劣る等の問題があった。【０００６】
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、十分でなく、更なる高強度化が望まれている。【０００７】
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）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）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。【０００８】
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だった。【０００９】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平５−３３１５８５号公報
【特許文献２】特開平９−１３７２４４号公報
【特許文献３】特開２００１−１３１７２１号公報
【特許文献４】特開２０１０−１５９４４５号公報
【特許文献５】特開２００３−０２７１７２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明の目的は、鉄系や銅系の金属材料の代替となり得る高強度と優れた加工性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にある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
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、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線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる結晶方位分布を有することにより、鉄系や銅系の金属材料に匹敵する高強度と、優れた加工性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。【００１３】
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％およびＦｅ：０．０１〜１．５０質量％を含有し、残部：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線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる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）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、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％以下を含有し、残部：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線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる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。
（３）ビッカース硬さ（ＨＶ）が、１００〜２５０である、上記（１）または（２）に記載のアルミニウム合金材。
（４）Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ａｕ、ＰｄおよびＳｎの群から選択される１種以上の金属または合金で表面が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。
【発明の効果】
【００１４】
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、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線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる結晶方位分布を有することによって、鉄系や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。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】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】図２は、Ａ．Ｔ．Ｅｎｇｌｉｓｈらの研究結果であって、面心立方格子構造をもつ種々の金属および合金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。
【図３】図３は、ダイスの断面図であり、ダイス半角αを示している。
【図４】図４は、線材を例にして、長手方向と試料表面方向及び、それらに配向する結晶の向きの表記方法を示した図である。
【図５】図５は、Ｘ線極点図法により、線材を例にして、アルミニウム合金材の表面の結晶方位分布を測定する方法を説明するための図である。
【図６】図６は、極点図における角度α及びβの軸の設定を示した図である。
【図７】図７は、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶方位群による回折強度がえられるαとβの角度の組み合わせを＋印で、同じく、ＬＤ／／＜１００＞の結晶方位群によるものを×印で、極点図内に示した図であって、βが０〜９０°の範囲（第１象限）のみに＋印と×印を示す。
【図８】図８は、αとβの角度を２軸とした表において、Ｋ１００及びＫ１１１が得られる角度を示している。
【図９】図９は、加工性を評価するために行った巻き付け法の概要を示したものである。
【図１０】図１０は、本発明例２のアルミニウム合金線材の長手方向ＬＤ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１１】図１１は、本発明例２から得られたＸ線極点図である。
【図１２】図１２は、比較例２から得られたＸ線極点図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
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：０．２〜１．８質量％、Ｓｉ：０．２〜２．０質量％およびＦｅ：０．０１〜１．５０質量％を含有し、さらに必要に応じて、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％以下を含有し、残部：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線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる結晶方位分布を有することを特徴とする。
【００１７】
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（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。
【００１８】
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（外周面）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、対をなす上下圧延ローラー等が接した面（表裏２面）である。
【００１９】
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、圧延加工を施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。
【００２０】
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１０が一方向、図１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、その長手方向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は存在しなかった新規な金属組織といえる。
【００２１】
さらに、本発明のアルミニウム合金材の主表面は、Ｘ線極点図法により求められた、前記長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１００、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和をＫ１１１、Ｋ１００とＫ１１１の比（Ｋ１００／Ｋ１１１）をＨとするとき、前記比（Ｈ）が０．１７以上となる結晶方位分布を有している。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存在しなかった新規な集合組織といえる。
【００２２】
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（２０１４）に準じた巻き付け法試験を、線材の線径の４倍の曲げ軸径ＤＢを有する曲げ軸を用いて行なった場合であっても、線材にクラックを生じない特性）とを両立して実現し得る。
【００２３】
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、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などに直結し、材料の機能を全般的に高める効果がある。
【００２４】
（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０．２〜１．８質量％、Ｓｉを０．２〜２．０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、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種以上を合計で２．００質量％以下を適宜含有させたものである。
【００２５】
＜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。
【００２６】
＜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。
【００２７】
＜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。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。
【００２８】
＜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＞
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、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、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。
【００２９】
これらの成分の含有量は、上記作用効果を得る点で、合計で０．０００１質量％以上とし、０．０６質量％以上とすることが好ましい。一方、前記成分の含有量の合計が２．０質量％超だと、加工性が低下するおそれがある。したがって、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、ＴｉおよびＢから選択される１種以上を含有する場合には、それらの含有量の合計は、０．０００１〜２．０質量％とし、好ましくは、０．０６〜２．０質量％とし、さらに好ましくは０．３〜１．２質量％とする。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、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。
【００３０】
＜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、各成分毎に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。
【００３１】
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。
【００３２】
（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結晶方位分布を変化させる。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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
ところで、一般に、延伸加工した金属材は、引張試験における伸びが数％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加工性が低下する傾向にある。特に、アルミニウム系材料は、同程度の伸び特性を有する銅系材料と比べると、一般に加工性が劣っている。
【００３７】
撚る、編む、織る、結ぶ、などの加工で主として生じる変形は曲げ変形である。クラックは、曲げ変形によって、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。
【００３８】
そして、本発明者は、このような不均一変形の起こり易さが、金属材の結晶方位に関係することを見出した。通常、ＦＣＣ（面心立方格子）金属の金属材に対し、引抜き加工や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易い。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。
【００３９】
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（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）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２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。
【００４０】
これらの知見に基づき、本発明者がさらに鋭意検討を進めた結果、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。
【００４１】
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。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。
【００４２】
次に、ＬＤ／／＜１００＞の結晶配向を高めるための方法の一例について説明する。例えば、線材を伸線加工（ダイス引き）する場合には、ダイスの半角α（図３参照）を８°〜１３°、１パスあたりの加工率を５〜１１％とする。これは、一般的なダイス半角が４〜６°、１パスあたりの加工率が１３〜２０％の条件とは大きく異なる。一般的な伸線加工条件（ダイス半角αおよび１パス加工率）は、引き抜き力の低減と、内部割れの防止の観点から決定されたものであり、ＬＤ／／＜１１１＞が強く発達してしまい、強度と成形性の両立はできない。本発明のように、ダイス半角を大きくし、１パス加工率を小さくすることによって、材料としてのアルミニウム合金素材の表面が工具から受ける付加的せん断の力が大きくなり、ＬＤ／／＜１１１＞の配向を低減して、ＬＤ／／＜１００＞の配向を強めることができる。本発明の条件では、引抜力や内部割れの低減のために、加工温度を６０〜８０℃とすることが好ましい。
【００４３】
本発明では、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、冷間加工［１］の合計の加工度（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。
【００４４】
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）
【００４５】
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。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、本発明の結晶方位分布が得られる。
【００４６】
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。
【００４７】
また、本発明では、残留応力の解放や伸びの向上を目的として、アルミニウム合金材への最終処理として調質焼鈍［２］を行ってもよい。調質焼鈍［２］を行う場合には、処理温度を５０〜１３０℃とする。調質焼鈍［２］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［２］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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
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、上記調質焼鈍［２］の工程は、上記冷間加工［１］を行ったアルミニウム合金材を、接合あるいは撚り合わせによる加工を行った後に、行ってもよい。
【００５３】
（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、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。
【００５４】
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。
【００５５】
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、その延伸方向ＤＤは、その長手方向ＬＤに対応する。
【００５６】
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、特に好ましくは２２０ｎｍ以下、より一層好ましくは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、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。
【００５７】
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。
【００５８】
＜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線極点図法により求められた、結晶粒の長手方向へ＜１００＞が配向した結晶に起因する回折強度の和：Ｋ１００と、長手方向へ＜１１１＞が配向した結晶に起因する回折強度の和：Ｋ１１１の比Ｈ（＝Ｋ１００／Ｋ１１１）が０．１７以上となる結晶方位分布を有している。このようなアルミニウム合金材の主表面は、従来には存在しなかった特有の集合組織を有することにより、優れた加工性（特に曲げ加工性）を発揮し得る。
【００５９】
材料中の結晶方位は、図４に示すように、表面方向（ＮＤ：Ｎｏｒｍａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）への結晶面を｛ｈｋｌ｝、長手方向（ＬＤ：Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）への配向を＜ｕｖｗ＞で表される。
結晶方位分布の測定は、（２００）Ｘ線極点図に基づく。Ｓｃｈｕｌｚの反射法を採用し、｛００１｝面のＢｒａｇｇ回折角である４４．７２°を満足するように、Ｘ線源と検出器を固定した。測定系を図５に示す。Ｘ線源には、ＣｕＫα線を用いた。そして、図５に示すように、測定する試料面のα回転、β回転に伴う回折Ｘ線強度を５°おきに測定した。α回転は、試料面の法線を傾けるような回転であって、０〜８５°の範囲であり、β回転は、試料面の法線を軸とした回転であって０〜３５５°の範囲である。試料は、２５ｍｍの長さに切断した複数の線材を、ガラス板の上に敷き詰めるように並べて張り付けて作製した。並べた後の全幅は２０〜３０ｍｍとなるようにした。測定された回折Ｘ線強度は、極点図と呼ばれる。α及びβの回転角度をそれぞれ（α、β）のように（）に入れて表示する。円の中心を（０，０）、３時の方向を（９０，０）とする。極点図の表示方法を図６に示す。この極点図上で、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶方位群による回折強度は、図７において＋印で示したαとβの組み合わせで検出される。また、ＬＤ／／＜１００＞のの結晶方位群による回折強度は、図７において×印で示したαとβの組み合わせで検出される。αとβの角度を２軸とした表を図８に示す。ＬＤ／／＜１１１＞の結晶方位群による回折強度の和をＫ１１１、ＬＤ／／＜１００＞の結晶方位群による回折強度の和をＫ１００とした。そして、これらの比Ｈ（＝Ｋ１００／Ｋ１１１）を算出した。ＬＤ／／＜１００＞の結晶方位群が多く、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶方位群が少ないほど、ピーク強度比Ｈ（Ｋ１００／Ｋ１１１）は大きくなる。そして、本発明のアルミニウム合金材は、Ｈが０．１７以上であることが必要であり、好ましくは、０．４０以上である。上限は特に限定されないが６以下である。
【００６０】
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。
【００６１】
（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。また、本発明のさら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系や７０００系の高強度アルミニウム合金に匹敵する強度であり、耐食性や加工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、本発明の特に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系や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。
【００６２】
［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。また、本発明のさら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系や７０００系の高強度アルミニウム合金に匹敵する強度であり、耐食性や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、本発明の特に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系や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。
【００６３】
［加工性］
冒頭に示した、撚る、編む、織る、結ぶなどの加工性や成形性の指標として、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８（２０１４）に準拠して、巻き付け法により加工性（曲げ加工性）を評価した。図９は、加工性を評価するために行った巻き付け法を説明するための模式図である。加工性は、試験片（線材）Ｗの片側を固定具Ｂで固定し、引っ張りながら曲げ軸Ｓに密着するように３６０°巻き付ける加工を行い、試料Ｗの表面を観察することによって評価した。なお、曲げ軸Ｓの太さ（曲げ軸径ＤＢ）は線径ＤＷの４倍とした。
【００６４】
また、本発明のアルミニウム合金材は、裸材、すなわちそれ自体で引張強度、ビッカース硬さ、加工性の特性を十分に備えている。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、所望の特性を付与するために、めっきやクラッドなどの方法によって、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、上記の引張強度、ビッカース硬さ、加工性の効果に加えて、所望の特性の効果も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、Ａｕ、ＰｄおよびＳｎの群から選択される１種以上の金属または合金などが挙げられる。所望の特性として、接触抵抗の低減、耐食性の向上などの効果がある。被覆する金属の体積率は、２５％程度までとするのが良い。この体積率が高すぎると、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。
【００６５】
Ｘ線極点図法によって結晶方位を測定する場合は、酸でこれらの被覆金属を溶解してアルミニウム合金の表面を露出させた後に、裸のアルミニウム合金と同様に測定する。
金属を被覆した後に塑性加工を行う場合は、加工に伴う発熱によって被覆した金属と基材のアルミニウム合金が反応し、金属間化合物を形成する場合がある。従って、例えば伸線加工速度を５０ｍ／ｍｉｎ以下まで低速にする、潤滑材を強制冷却して被加工材を冷却する能力を高める、などの方法が必要となる。
【００６６】
（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、海底ケーブルなどの電力用電線、電話用ケーブルや同軸ケーブルなどの通信用電線、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、トロリ線などの機器用電線、自動車用ワイヤーハーネス、船舶用電線、飛行機用電線などの輸送用電線、バスバー、リードフレーム、フレキシブルフラットケーブル、避雷針、アンテナ、コネクタ、端子、ケーブルの編組、掃除機用ケーブル、ウェアラブルデバイス用導体などが挙げられる。
電池用部材には、太陽電池の電極、などが挙げられる。
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、画鋲などが挙げられる。
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、ぜんまい用バネなどが挙げられる。
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、水素タンクなどの高圧タンクの強度補強線、ケーブルのテンションメンバ、スクリーン印刷用メッシュなどが挙げられる。
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や医療部材にも好適である。
いずれの用途についても、本発明によるアルミニウム合金材を、別の材料と適宜組み合わせて複合化したり、あるいは、混合したりして用いてもよい。
【００６７】
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。
【実施例】
【００６８】
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。【００６９】
（本発明例１〜２９）
まず、表１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。【００７０】
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＞
ダイスに入る前の材料温度が６０〜８０℃となるように予備加熱［１］し、ダイス半角が１０°、１パスあたりの加工率が９％の条件でダイス引き伸線による加工［２］を行った。加工［２］の合計加工度は４．５とした。なお、調質焼鈍［３］は行わなかった。
＜製造条件Ｂ＞
加工［２］の合計加工度を５．５とする以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｃ＞
加工［２］の合計加工度を７．７とする以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｄ＞
加工［２］の合計加工度を９．９とする以外は、製造条件Ａと同じ条件で行った。
＜製造条件Ｅ＞
製造条件Ａの後、処理温度１００℃、保持時間３６時間の条件で調質焼鈍［３］を行った。
＜製造条件Ｆ＞
製造条件Ｃの後、処理温度１００℃、保持時間３６時間の条件で調質焼鈍［３］を行った。
＜製造条件Ｇ＞
製造条件Ｄの後、処理温度１００℃、保持時間３６時間の条件で調質焼鈍［３］を行った。【００７１】
（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。【００７２】
（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。【００７３】
なお、表１に示す製造条件Ｈ〜Ｊは、具体的には以下のとおりである。
＜製造条件Ｈ＞
ダイスに入る前の材料温度は室温のまま、ダイス半角が５°、１パスあたりの加工率が１６％の条件でダイス引き伸線による加工［２］を行った。加工［２］の合計加工度は７．７とした。なお、調質焼鈍［３］は行わなかった。
＜製造条件Ｉ＞
ダイスに入る前の材料温度が６０〜８０℃となるように予備加熱［１］し、ダイス半角が１０°、１パスあたりの加工率が９％の条件でダイス引き伸線による加工［２］を行った。加工［２］の合計加工度は２．８とした。なお、調質焼鈍［３］は行わなかった。【００７４】
（比較例５〜７）
＜製造条件Ｊ＞
表１に示す合金組成を有する棒材に対し、ダイスに入る前の材料温度は室温のまま、ダイス半角が５°、１パスあたりの加工率が１６％の条件でダイス引き伸線による加工［２］を行ったが、途中で断線が多発したため、作業を中止した。【００７５】
（比較例８）：表１の製造条件Ｋ
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、ダイス半角が５°、１パスあたりの加工率が１６％の条件でダイス引き伸線を行ったが、途中で断線が多発したため、作業を中止した。【００７６】
（比較例９）：表１の製造条件Ｌ
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−１．０３Ｍｇ−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、ダイス半角が５°、１パスあたりの加工率が１６％の条件で加工率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。【００７７】
（比較例１０）：表１の製造条件Ｍ
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、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。伸線では、ダイス半角が５°、１パスあたりの加工率が１６％の条件とした。【００７８】
（比較例１１）：表１の製造条件Ｎ
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次熱処理を行い、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次熱処理を行い、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。伸線では、ダイス半角が５°、１パスあたりの加工率が１６％の条件とした。【００７９】
（比較例１２）：表１の製造条件Ｏ
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、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。伸線では、ダイス半角が５°、１パスあたりの加工率が１６％の条件とした。【００８０】
（比較例１３）：表１の製造条件Ｐ
Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＡｌを表１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。【００８１】
［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。【００８２】
［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。【００８３】
［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１０は、ＴＥＭ観察を行った際に撮影した、本発明例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１０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。【００８４】
［３］結晶方位分布（Ｘ線極点図）の測定
図５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、２θ＝４４．７２°の条件で（２００）Ｘ線極点図を測定した。ＬＤ／／＜１１１＞の結晶方位群による回折強度の和をＫ１１１、ＬＤ／／＜１００＞の結晶方位群による回折強度の和をＫ１００、とした。そして、それらの比Ｈ（＝Ｋ１００／Ｋ１１１）を算出した。【００８５】
［４］引張強度
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、引張強度（ＭＰａ）を測定した。なお、上記試験は、評点間距離を１００ｍｍ、変形速度を１０ｍｍ／分の条件で実施した。本実施例では、加熱前の線材については、３７０ＭＰａ以上を合格レベルとした。【００８６】
［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（株式会社アカシ（現株式会社ミツトヨ）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、本実施例では、１００以上を合格レベルとした。【００８７】
［６］加工性（曲げ成形性）
加工性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８（２０１４）に準じて、巻き付け法により評価した。図９に示すように、試験片（線材）の片側を固定し、引っ張りながら曲げ軸に密着するように３６０°巻き付ける加工を行い、試料表面を観察した。曲げ軸の太さ（曲げ軸径）は、試験片（線材）の線径の４倍とした。表２に加工性の評価結果を示す。なお、表２中、表面割れ（クラック）や断線が発生してしまった場合は、加工性が良好でないと判断し、「×」印で示し、また、表面割れや断線などが発生せずに巻き付けられた場合は、加工性が良好であると判断し、「〇」印で示し、さらに、試験片（線材）の線径の３倍になる太さ（曲げ軸径）をもつ細い曲げ軸を用いて巻き付ける加工を行い、より大きな曲げ歪みを与えた場合であっても、表面割れや断線が発生しない場合は、特に加工性が優れていると判断し、「◎」印で示した。【００８８】
【表１】
2019188452.tif 000003
【００８９】
【表２】
2019188452.tif 000004
【００９０】
表２の評価結果から、本発明例１〜２９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寸法の平均値が４００ｎｍ以下であり、Ｋ１００とＫ１１１の比Ｈが０．１７以上となる結晶方位分布を有することが確認された。図１０は、本発明例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、本発明例１および３〜２９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。【００９１】
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本発明例１〜２９に係るアルミニウム合金線材は、いずれも引張強度が３７０ＭＰａ以上、ビッカース硬さＨＶが１００以上であり、また、加工性も良好以上であった。【００９２】
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寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きく、かつ、Ｋ１００とＫ１１１の比Ｈも０．１７未満であるため、引張強度、ビッカース硬さ、加工性の全てが合格レベルを下回った。
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、前記寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きく、かつ、Ｋ１００とＫ１１１の比Ｈも０．１７未満であるため、引張強度、ビッカース硬さ、加工性の全てが合格レベルを下回った。
比較例３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、製造条件（ダイス半角αの条件）が本発明の範囲外であり、前記比Ｈが０．１７未満であるため、加工性が劣っていた。
比較例４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、製造条件（加工［２］における合計加工度の条件）が本発明の範囲外であり、前記寸法ｔの平均値が４００ｎｍよりも大きく、かつ前記比Ｈが０．１７未満であるため、引張強度、ビッカース硬さ、加工性の全てが合格レベルを下回った。
比較例５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多く、比較例６のアルミニウム合金線材は、Ｆｅの含有量が本発明の適正範囲よりも多く、比較例７のアルミニウム合金線材は、ＣｕおよびＺｒの合計含有量が、本発明の適正範囲よりも多いため、いずれも断線が多発し、伸線加工によって試験片を作製することができなかった。
比較例８のアルミニウム合金線材は、伸線加工前に時効析出熱処理を行なったため、断線が多発し、伸線加工によって試験片を作製することができなかった。
比較例９〜１３は、合金組成が本発明の適正範囲内であるものの、製造条件が本発明の範囲外であって、いずれも前記寸法ｔの平均値および前記比Ｈの少なくとも一方が本発明の範囲外であるため、引張強度、ビッカース硬さおよび加工性の少なくとも一つが合格レベルを下回っていた。
図１１は、本発明例２から得られた（２００）Ｘ線極点図であり、また、図１２は、比較例２から得られた（２００）Ｘ線極点図である。図１１および図１２の結果から、本発明例２は、ＬＤ／／＜１００＞の結晶方位群が発達しており、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶方位群も見られた。一方、比較例２は、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶方位群のみが強く集積しているのがわかる。
【符号の説明】
【００９３】
１  アルミニウム合金材
１０  結晶粒
２０  ダイス
ｔ  結晶粒の長手方向に垂直な寸法
Ｘ  結晶粒の長手方向
Ｗ  アルミニウム合金（線）材
Ｍ  測定試料
Ｉ  Ｘ線発生装置
Ｃ  検出器
ＮＤ  試料面の法線方向
Ｂ  固定具
Ｓ  曲げ軸
ＤＢ  曲げ軸径
ＤＷ  線径
α  ダイス半角
【図１】
2019188452.tif 000005
【図２】
2019188452.tif 000006
【図３】
2019188452.tif 000007
【図４】
2019188452.tif 000008
【図５】
2019188452.tif 000009
【図６】
2019188452.tif 000010
【図７】
2019188452.tif 000011
【図８】
2019188452.tif 000012
【図９】
2019188452.tif 000013
【図１０】
2019188452.tif 000014
【図１１】
2019188452.tif 000015
【図１２】
2019188452.tif 000016
【国際調査報告】
2019188452.tif 000017
2019188452.tif 000018
2019188452.tif 000019