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WO2019188452A1 - 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、バネ用部品および構造用部品 - Google Patents

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、バネ用部品および構造用部品 Download PDF

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WO2019188452A1
WO2019188452A1 PCT/JP2019/010972 JP2019010972W WO2019188452A1 WO 2019188452 A1 WO2019188452 A1 WO 2019188452A1 JP 2019010972 W JP2019010972 W JP 2019010972W WO 2019188452 A1 WO2019188452 A1 WO 2019188452A1
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WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
alloy material
mass
crystal
longitudinal direction
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2019/010972
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
洋 金子
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Furukawa Electric Co Ltd
Original Assignee
Furukawa Electric Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Furukawa Electric Co Ltd filed Critical Furukawa Electric Co Ltd
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Priority to EP19778286.5A priority patent/EP3778947B1/en
Priority to US16/979,712 priority patent/US11306373B2/en
Priority to JP2019533242A priority patent/JP6599061B1/ja
Priority to KR1020207016695A priority patent/KR102520011B1/ko
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/023—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
    • Y02E60/10—Energy storage using batteries

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy material, particularly an aluminum alloy material excellent in high strength and workability.
  • an aluminum alloy material is used in a wide range of applications (for example, conductive members, battery members, fastening parts, spring parts, structural parts, and cabtire cables).
  • a technique for modeling a three-dimensional structure has been developed by, for example, twisting, knitting, weaving, tying, tying, or connecting metal thin wires.
  • Such a technique has been studied as, for example, Wire-Woven Cellular Materials, and is expected to be applied to battery parts, heat sinks, shock absorbing members, and the like.
  • iron-based and copper-based wires have been widely used as the metal thin wires as described above. Recently, however, the specific gravity is smaller than that of iron-based or copper-based metal materials, and thermal expansion is further increased. In addition to a large coefficient, electrical and thermal conductivity is relatively good, and corrosion resistance is excellent. Particularly, an alternative to an aluminum-based material that has a small elastic coefficient and elastically deforms flexibly is being studied.
  • the pure aluminum material has a problem that its strength is lower than that of an iron-based or copper-based metal material.
  • 2000 series (Al-Cu series) and 7000 series (Al-Zn-Mg series) aluminum alloy materials which are relatively high strength aluminum alloy materials, are inferior in corrosion resistance, stress corrosion cracking resistance, and workability. There was a problem such as.
  • a 6000 series (Al—Mg—Si series) aluminum alloy material containing Mg and Si and having excellent electrical and thermal conductivity and corrosion resistance has been widely used.
  • a 6000 series aluminum alloy material has a higher strength among aluminum alloy materials, it is not sufficient, and further enhancement of strength is desired.
  • Patent Document 1 a method by crystallization of an aluminum alloy material having an amorphous phase
  • Patent Document 2 a fine crystal grain forming method by an ECAP method
  • Patent Document 3 A fine crystal grain forming method by performing cold working at a temperature below 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 microstructure by controlling the rolling temperature. Although this method is excellent in industrial mass productivity, further improvement in strength has been a problem.
  • aluminum alloy materials generally have a problem in that bending workability, which is a property contrary to strength, is lowered when the strength is increased. Therefore, for example, when an aluminum alloy material is used as a thin line for modeling the above-described three-dimensional structure, it is desired to improve the bending workability as well as increasing the strength.
  • An object of the present invention is to provide an aluminum alloy material having high strength and excellent workability that can be used as a substitute for an iron-based or copper-based metal material, and a conductive member, a battery member, a fastening component, a spring component, a structure using the aluminum alloy material
  • the object is to provide parts and cabtyre cables.
  • the inventor has an aluminum alloy material having a predetermined alloy composition and a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction and are parallel to the one direction.
  • the average value of dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less
  • the main surface of the aluminum alloy material is ⁇ 100> oriented in the longitudinal direction determined by X-ray pole figure method.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • the main surface of the aluminum alloy material is K100, the sum of diffraction intensities resulting from crystals oriented ⁇ 100> in the longitudinal direction, as determined by the X-ray pole figure method, in the longitudinal direction.
  • the material has a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction, and an average value of dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less in a cross section parallel to the one direction.
  • the main surface of the aluminum alloy material is obtained by X-ray pole figure projection, and the sum of diffraction intensities resulting from crystals oriented ⁇ 100> in the longitudinal direction is K100, and ⁇ 111> is oriented in the longitudinal direction.
  • the sum of the diffraction intensities resulting from the crystals produced is K111, When 100 and K111 ratio of (K100 / K111) and H, and having a crystal orientation distribution of the ratio (H) is 0.17 or more, an aluminum alloy material.
  • the aluminum alloy material has a predetermined alloy composition, and has a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction, and in the cross section parallel to the one direction, the crystal
  • the average value of the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the grains is 400 nm or less, and the main surface of the aluminum alloy material is diffracted due to a crystal with ⁇ 100> oriented in the longitudinal direction, which is determined by X-ray pole figure method.
  • the sum of the intensities is K100
  • the sum of the diffraction intensities resulting from the crystal oriented ⁇ 111> in the longitudinal direction is K111
  • the ratio of K100 to K111 (K100 / K111) is H
  • the ratio (H) is 0.
  • an aluminum alloy material that achieves both high strength comparable to iron-based and copper-based metal materials and excellent bending workability, as well as a conductive member, Use member, fastening parts, components and structural parts for the spring is obtained.
  • FIG. 1 is a perspective view schematically showing a metal structure of an aluminum alloy material according to the present invention.
  • FIG. 4 is a diagram showing the results of research by English et al., In which the crystal orientation distribution after cold drawing in various metals and alloys having a face-centered cubic lattice structure is arranged by stacking fault energy.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the die, showing the die half angle ⁇ .
  • FIG. 4 is a diagram showing a notation method of the longitudinal direction, the sample surface direction, and the direction of crystals oriented to them, taking a wire as an example.
  • FIG. 5 is a diagram for explaining a method of measuring the crystal orientation distribution on the surface of an aluminum alloy material by taking the wire as an example by the X-ray pole figure method.
  • FIG. 6 is a diagram showing the setting of the axes of the angles ⁇ and ⁇ in the pole figure.
  • FIG. 7 shows a combination of ⁇ and ⁇ angles at which diffraction intensity is obtained by the crystal orientation group of LD // ⁇ 111> as +, and a cross of the crystal orientation group of LD // ⁇ 100> as x.
  • FIG. 4 is a diagram shown in the pole figure, where only + and x marks are shown in the range where ⁇ is 0 to 90 ° (first quadrant).
  • FIG. 6 is a diagram showing the setting of the axes of the angles ⁇ and ⁇ in the pole figure.
  • FIG. 7 shows a combination of ⁇ and ⁇ angles at which diffraction intensity is obtained by the crystal orientation group of LD // ⁇ 111> as +, and a cross of the
  • FIG. 8 shows angles at which K100 and K111 are obtained in a table in which the angles ⁇ and ⁇ are two axes.
  • FIG. 9 shows an outline of a winding method performed for evaluating workability.
  • FIG. 10 is a TEM image showing the metallic structure of a cross section parallel to the longitudinal direction LD of the aluminum alloy wire of Example 2 of the present invention.
  • FIG. 11 is an X-ray pole figure obtained from Example 2 of the present invention.
  • FIG. 12 is an X-ray pole figure obtained from Comparative Example 2.
  • the aluminum alloy material according to the present invention contains Mg: 0.2 to 1.8% by mass, Si: 0.2 to 2.0% by mass, and Fe: 0.01 to 1.50% by mass.
  • Remaining part an aluminum alloy material having an alloy composition composed of Al and inevitable impurities, having a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction, and in the cross section parallel to the one direction, the crystal
  • the average value of the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the grains is 400 nm or less, and the main surface of the aluminum alloy material is diffracted due to a crystal with ⁇ 100> oriented in the longitudinal direction, which is determined by X-ray pole figure method.
  • Sum of strength is K100, longitudinal direction
  • the ratio of K100 to K111 (K100 / K111) is H
  • the ratio (H) has a crystal orientation distribution of 0.17 or more. It is characterized by that.
  • crystal grain refers to a portion surrounded by a misorientation boundary
  • orientation difference boundary refers to a transmission electron microscope (TEM), a scanning transmission electron microscope (STEM), or a scanning ion. This refers to a boundary where the contrast (channeling contrast) changes discontinuously when the metal structure is observed using a microscope (SIM) or the like.
  • the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains corresponds to the interval between the orientation difference boundaries.
  • the “main surface” is a plane parallel to the processing direction (stretching direction) of the aluminum alloy material, and is in direct contact with the tool (rolling roll or drawing die) and subjected to stretching processing (thickening processing). This refers to the finished surface (hereinafter referred to as the processed surface).
  • the main surface (processed surface) is a surface (outer peripheral surface) parallel to the wire drawing direction (longitudinal direction) of the wire rod material
  • the aluminum alloy material is a plate material.
  • the main surface (processed surface) in this case is a surface (front and back two surfaces) in contact with a pair of upper and lower rolling rollers among surfaces parallel to the rolling direction of the plate material.
  • the processing direction refers to the direction in which the stretching process proceeds.
  • the longitudinal direction (direction perpendicular to the wire diameter) of the wire rod material corresponds to the wire drawing direction.
  • the longitudinal direction in the state of being subjected to the rolling process corresponds to the rolling direction.
  • a plate material it may be cut into a predetermined size after rolling and may be cut into small pieces.
  • the longitudinal direction after the cut does not necessarily coincide with the processing direction.
  • the rolling direction can be confirmed from the surface processed surface.
  • the aluminum alloy material according to the present invention has a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction.
  • a perspective view schematically showing the state of the metal structure of the aluminum alloy material according to the present invention is shown in FIG.
  • the aluminum alloy material of the present invention has a fibrous structure in which elongated crystal grains 10 extend in one direction, that is, in the longitudinal direction X in FIG.
  • Such elongated crystal grains are greatly different from conventional fine crystal grains or flat crystal grains having a large aspect ratio. That is, the crystal grains of the present invention have an elongated shape like a fiber, and the average value of the dimension t perpendicular to the longitudinal direction 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 did not exist in conventional aluminum alloy materials.
  • the main surface of the aluminum alloy material of the present invention has a K100 sum of diffraction intensities resulting from crystals oriented ⁇ 100> in the longitudinal direction and ⁇ 111> in the longitudinal direction, as determined by X-ray pole figure method.
  • the sum of diffraction intensities resulting from the oriented crystals is K111 and the ratio of K100 to K111 (K100 / K111) is H
  • the crystal orientation distribution is such that the ratio (H) is 0.17 or more.
  • Such a texture controlled to a predetermined crystal orientation distribution can be said to be a novel texture that did not exist on the main surface of a conventional aluminum alloy material.
  • the aluminum alloy material of the present invention having the above-mentioned metal structure and the above-mentioned texture on the main surface has high strength comparable to iron-based or copper-based metal materials (for example, tensile strength of 370 MPa or more, Vickers hardness (HV)). 100 or higher) and excellent bending workability (e.g., when an aluminum alloy material is a wire, JIS Z 2248 (2014) the winding method test according to, four times the bending axis diameter D B of the wire diameter of the wire Even if it is performed using a bending axis having a characteristic, it is possible to achieve both of the properties that the wire does not crack.
  • HV Vickers hardness
  • making the crystal grain size fine is not only to increase the strength, but also to improve the intergranular corrosion, the action to improve fatigue characteristics against repeated deformation, the action to reduce the surface roughness after plastic working, Directly connected to the effect of reducing sag and burrs when sheared, it has the effect of improving the overall function of the material.
  • Alloy composition It shows about the alloy composition of the aluminum alloy material of this invention, and its effect
  • the aluminum alloy material of the present invention contains, as a basic composition, 0.2 to 1.8% by mass of Mg, 0.2 to 2.0% by mass of Si, and 0.01 to 1.50% by mass of Fe, Furthermore, as an optional additive component, at least one selected from the group consisting of Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti, and B is 2.00% by mass or less in total. Is appropriately contained.
  • Mg manganesium
  • Mg has an action of solid-solution strengthening in an aluminum base material and an action of improving tensile strength by a synergistic effect with Si.
  • the Mg content is less than 0.2% by mass, the above-described effects are insufficient, and when the Mg content exceeds 1.8% by mass, a crystallized product is formed and workability (elongation) is increased. Wire workability and bending workability) are reduced. Therefore, the Mg content is 0.2 to 1.8% by mass, preferably 0.4 to 1.4% by mass.
  • Si 0.2 to 2.0% by mass>
  • Si has a function of strengthening by dissolving in an aluminum base material, and has a function of improving tensile strength and bending fatigue resistance by a synergistic effect with Mg.
  • the Si content is less than 0.2% by mass, the above-described effects are insufficient.
  • the Si content exceeds 2.0% by mass, a crystallized product is formed and the workability is lowered. To do. Therefore, the Si content is 0.2 to 2.0% by mass, preferably 0.4 to 1.4% by mass.
  • Fe is an element that contributes to refinement of crystal grains and mainly improves tensile strength by forming an Al—Fe-based intermetallic compound.
  • the intermetallic compound refers to a compound composed of two or more kinds of metals. Fe can only dissolve at 0.05% by mass at 655 ° C. in Al and is even less at room temperature. Therefore, the remaining Fe that cannot be dissolved in Al is Al—Fe, Al—Fe—Si, Al Crystallizes or precipitates as an intermetallic compound such as -Fe-Si-Mg.
  • Such an intermetallic compound mainly composed of Fe and Al is referred to as an Fe-based compound in this specification.
  • This intermetallic compound contributes to the refinement of crystal grains and improves the tensile strength.
  • the Fe content is less than 0.01% by mass, these effects are insufficient, and when the Fe content exceeds 1.50% by mass, the amount of crystallized substances increases and the workability decreases.
  • the crystallized product refers to an intermetallic compound generated during casting solidification of the alloy. Therefore, the Fe content is set to 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.
  • the mechanism by which these components improve the heat resistance is, for example, a mechanism that reduces the energy of the grain boundary due to the large difference between the atomic radius of the above component and the atomic radius of aluminum, and the diffusion coefficient of the above component.
  • These include a mechanism that reduces the mobility of grain boundaries when entering the grain boundary due to its large size, and a mechanism that delays the diffusion phenomenon to trap the vacancies because of its large interaction with the vacancies. Are considered to act synergistically.
  • the total content of these components is 0.0001% by mass or more and preferably 0.06% by mass or more in terms of obtaining the above-described effects.
  • the total content of the components exceeds 2.0% by mass, the workability may be reduced. Therefore, when it contains one or more selected from Cu, Ag, Zn, Ni, Co, Au, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti, and B, the total content thereof is 0. 0.0001 to 2.0% by mass, preferably 0.06 to 2.0% by mass, and more preferably 0.3 to 1.2% by mass.
  • These components may be contained alone or in combination of two or more. In particular, in consideration of corrosion resistance when used in a corrosive environment, it is preferable to contain at least one selected from Zn, Ni, Co, Mn, Cr, V, Zr, Sn, Ti and B.
  • the balance other than the components described above is Al (aluminum) and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities referred to here mean impurities in a content level that can be unavoidably included in the manufacturing process. Depending on the content of the inevitable impurities, it may be a factor for reducing the electrical conductivity. Therefore, it is preferable to suppress the content of the inevitable impurities to some extent in consideration of the decrease in electrical conductivity. Examples of the components listed as inevitable impurities include Bi (bismuth), Pb (lead), Ga (gallium), Sr (strontium), and the like. The upper limit of the content of these inevitable impurities may be 0.05% by mass for each component, and the total amount of the inevitable impurities may be 0.15% by mass.
  • Such an aluminum alloy material can be realized by combining and controlling the alloy composition and the manufacturing process.
  • the suitable manufacturing method of the aluminum alloy material of this invention is demonstrated.
  • An aluminum alloy material according to an embodiment of the present invention has a high density of grain boundaries especially in an Al—Mg—Si—Fe alloy. It is characterized in that the strength is increased by introducing in (1). Therefore, the approach for increasing the strength is greatly different from the method of precipitation hardening of the Mg—Si compound, which is generally performed with conventional aluminum alloy materials. Furthermore, in the aluminum alloy material according to an embodiment of the present invention, the crystal orientation distribution formed by the deformation is changed by changing the friction state between the material and the tool, not simply increasing the strength. As a result, it is characterized by having both high strength and workability.
  • the preferable manufacturing method of the aluminum alloy material of this invention is demonstrated in detail.
  • crystal slip occurs as an elementary process of metal crystal deformation. It can be said that the metal material in which such a crystal slip is likely to occur has a lower stress required for deformation and has a lower strength. Therefore, in order to increase the strength of the metal material, it is important to suppress crystal slip that occurs in the metal structure.
  • the cause of such a crystal slip is the presence of crystal grain boundaries in the metal structure, and such crystal grain boundaries are caused by the crystal slip within the metal structure when deformation stress is applied to the metal material. Propagation can be prevented, and as a result, the strength of the metal material is increased.
  • crystal grain boundaries at a high density in the metal structure.
  • the following metal crystal splitting due to the deformation of the metal structure can be considered.
  • the inside of a polycrystalline material is a complex multiaxial structure due to the difference in orientation between adjacent grains and the spatial distribution of strain between the vicinity of the surface layer in contact with the processing tool and the inside of the bulk. It is in a state. Due to these effects, crystal grains that have been in a single orientation before deformation are split into a plurality of orientations along with the deformation, and crystal grain boundaries are formed between the split crystals.
  • the added Mg and Si have the effect of stabilizing the crystal grain boundaries formed during processing.
  • stretched metal materials have a low elongation of about several percent in a tensile test and are poor in ductility. Therefore, when the strength is increased by the above-described method, the workability, which is a property contrary to the strength, tends to decrease.
  • aluminum-based materials are generally inferior in workability compared to copper-based materials having comparable elongation characteristics.
  • Deformation that mainly occurs in processing such as twisting, knitting, weaving, and tying is bending deformation. Cracks are locally deformed due to uneven deformation of metal crystals due to bending deformation, forming irregularities on the surface of the metal material, and such irregularities become stress concentration points to further localize the deformation. It is generated by progressing. Such non-uniform deformation is a plastic instability phenomenon after the metal material reaches the work hardening limit.
  • the present inventor has found that the likelihood of such non-uniform deformation is related to the crystal orientation of the metal material.
  • LD Longitudinal Direction
  • DD Drawing Direction
  • the ⁇ 100 ⁇ plane or ⁇ 111 ⁇ plane of the crystal is oriented (LD is parallel to the ⁇ 100> direction or the ⁇ 111> direction.
  • the crystal oriented to LD // ⁇ 100> is unlikely to deform unevenly.
  • a crystal oriented in LD // ⁇ 111> is likely to undergo non-uniform deformation regardless of which crystal plane is oriented in the surface direction (normal direction ND: Normal Direction). That is, it is important to determine which crystal plane is suitable for the LD in order to easily cause non-uniform deformation.
  • the geometry of the crystal slip system is larger than when the crystal is oriented to LD // ⁇ 111>. Due to the difference in the geometrical arrangement, the amount of slip deformation of the crystal is reduced, and cross slip occurs remarkably. By these two actions, the work hardening rate during bending deformation is greatly reduced. The plastic instability phenomenon is remarkably suppressed and the generation of cracks can be prevented.
  • the die half angle ⁇ (see FIG. 3) is set to 8 ° to 13 °, and the processing rate per pass is set to 5 to 11%. This is greatly different from the general condition where the die half angle is 4 to 6 ° and the processing rate per pass is 13 to 20%.
  • General wire drawing conditions (die half angle ⁇ and 1 pass machining rate) were determined from the viewpoint of reducing drawing force and preventing internal cracking, and LD // ⁇ 111> developed strongly. Therefore, it is impossible to achieve both strength and formability.
  • the processing temperature is preferably 60 to 80 ° C. in order to reduce the drawing force and internal cracks.
  • the total workability (total workability) of the cold work [1] is set to 3.0 or more for the aluminum alloy material having the predetermined alloy composition.
  • the total degree of processing is preferably 4.5 or more, more preferably 6.0 or more, still more preferably 7.5 or more, and most preferably 8.5 or more.
  • the upper limit of the total workability is not particularly specified, but is usually 15.
  • the processing method may be appropriately selected according to the shape of the target aluminum alloy material (wire rod material, plate material, strip, foil, etc.). For example, a cassette roller die, groove roll rolling, round wire rolling, die, etc. Drawing process, swaging and the like.
  • the crystal orientation distribution of the present invention can be obtained by increasing friction between the tool and the material and positively introducing additional shear strain.
  • the aluminum alloy material is not particularly limited as long as it has the above alloy composition.
  • an extruded material, an ingot material, a hot rolled material, a cold rolled material, etc. are appropriately selected according to the purpose of use. Can be used.
  • temper annealing [2] may be performed as a final treatment on the aluminum alloy material.
  • the processing temperature is set to 50 to 130 ° C.
  • the holding time of the temper annealing [2] is preferably 24 to 48 hours.
  • Various conditions for such heat treatment can be appropriately adjusted according to the type and amount of inevitable impurities and the solid solution / precipitation state of the aluminum alloy material.
  • the aluminum alloy material is processed with a high degree of processing by a method such as drawing or rolling with a die. As a result, a long aluminum alloy material is obtained.
  • conventional aluminum alloy material manufacturing methods such as powder sintering, compression torsion processing, High pressure torsion (HPT), forging, Equal Channel Angular Pressing (ECAP), etc. have such long aluminum alloy materials. Hard to get.
  • Such an aluminum alloy material of the present invention is preferably produced with a length of 10 m or more.
  • the upper limit of the length of the aluminum alloy material at the time of manufacture is not specifically provided, it is preferable to set it to 6000 m considering workability
  • the aluminum alloy material of the present invention is effective to increase the degree of processing for the refinement of crystal grains as described above, the diameter of the aluminum alloy material is reduced as it is produced particularly as a wire rod material. Moreover, when producing as a board
  • the wire diameter is preferably 2 mm or less, more preferably 1 mm or less, still more preferably 0.4 mm or less, and particularly preferably 0.2 mm or less. is there.
  • the lower limit is not particularly set, but is preferably set to 0.01 mm in consideration of workability and the like. Since the aluminum alloy wire rod material of the present invention has high strength even if it is a thin wire, it is one of the advantages that it can be used thinly by a single wire.
  • the plate thickness is preferably 2 mm or less, more preferably 1 mm or less, still more preferably 0.4 mm or less, and particularly preferably 0.2 mm or less.
  • the lower limit is not particularly set, but is preferably 0.01 mm. Since the aluminum alloy sheet of the present invention has high strength even in the form of a thin plate or foil, it is one of the advantages that it can be used as a thin single layer.
  • the aluminum alloy material of the present invention is processed to be thin or thin.
  • a plurality of such aluminum alloy materials may be prepared, joined, thickened or thickened, and used for the intended application. it can.
  • a well-known method can be used for the joining method, for example, pressure welding, welding, joining by an adhesive agent, friction stir welding, etc. are mentioned.
  • the aluminum alloy material is a wire rod material
  • a plurality of aluminum alloy materials can be bundled and twisted to be used as an aluminum alloy twisted wire for the intended application.
  • the aluminum alloy material of the present invention manufactured by the manufacturing method as described above is one in which crystal grain boundaries are introduced at a high density in the metal structure.
  • Such an aluminum alloy material of the present invention has a fibrous metal structure in which crystal grains extend in one direction, and has a dimension perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains in a cross section parallel to the one direction. Is an average value of 400 nm or less.
  • Such an aluminum alloy material has a unique metal structure that does not exist in conventional aluminum alloy materials, so that conventional aluminum alloy materials (however, high-strength aluminum of 2000 series and 7000 series having poor corrosion resistance, workability, etc.) (Excluding alloy materials).
  • the metal structure of the aluminum alloy material of the present invention is a fibrous structure, and elongated crystal grains are aligned in one direction and extend in a fibrous form.
  • “one direction” corresponds to the processing direction (stretching direction) of the aluminum alloy material.
  • the aluminum alloy material is a wire rod material, for example, in the wire drawing direction, it is a plate material or foil.
  • the aluminum alloy material of the present invention exhibits particularly excellent strength characteristics with respect to a tensile stress parallel to such a processing direction.
  • the one direction preferably corresponds to the longitudinal direction of the aluminum alloy material.
  • the extending direction DD corresponds to the longitudinal direction LD.
  • the average value of the dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is 400 nm or less, more preferably 320 nm or less, particularly preferably 220 nm or less, and still more preferably 180 nm or less.
  • crystal grain boundaries are formed at a high density.
  • the average value of the dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is preferably as small as possible to achieve high strength, but the lower limit as a manufacturing or physical limit is, for example, 50 nm.
  • the longitudinal dimension of the crystal grains is not necessarily specified, but is preferably 1200 nm or more, more preferably 1700 nm or more, and further preferably 2200 nm or more.
  • the aspect ratio of the crystal grains is preferably 10 or more, more preferably 20 or more.
  • the main surface of the aluminum alloy material of the present invention manufactured by the above-described manufacturing method is such that the crystal orientation of LD // ⁇ 111> is suppressed and the crystal orientation of LD // ⁇ 100> is increased.
  • the crystal orientation distribution is controlled.
  • the main surface of such an aluminum alloy material can exhibit excellent workability (particularly bending workability) by having a unique texture that has not existed in the past.
  • the crystal orientation in the material is represented by ⁇ hkl ⁇ for the crystal plane in the surface direction (ND: Normal Direction), and ⁇ uvw> for the orientation in the longitudinal direction (LD: Longitudinal Direction). .
  • the measurement of the crystal orientation distribution is based on the (200) X-ray pole figure. The Schulz reflection method was adopted, and the X-ray source and the detector were fixed so as to satisfy the Bragg diffraction angle of 44.72 ° on the ⁇ 001 ⁇ plane. The measurement system is shown in FIG. CuK ⁇ rays were used as the X-ray source. And as shown in FIG. 5, the diffraction X-ray intensity accompanying the alpha rotation and beta rotation of the sample surface to measure was measured every 5 degrees.
  • the ⁇ rotation is a rotation that tilts the normal of the sample surface and is in the range of 0 to 85 °
  • the ⁇ rotation is a rotation about the normal of the sample surface and is in the range of 0 to 355 °. It is.
  • the sample was prepared by arranging and pasting a plurality of wires cut to a length of 25 mm so as to spread on a glass plate. The total width after alignment was set to 20 to 30 mm.
  • the measured diffracted X-ray intensity is called a pole figure.
  • the rotation angles of ⁇ and ⁇ are displayed in () as ( ⁇ , ⁇ ), respectively.
  • the center of the circle is (0, 0), and the 3 o'clock direction is (90, 0).
  • the display method of the pole figure is shown in FIG.
  • FIG. 8 shows a table in which ⁇ and ⁇ angles are two axes.
  • the sum of diffraction intensities by the crystal orientation group of LD // ⁇ 111> was K111
  • the sum of diffraction intensities by the crystal orientation group of LD // ⁇ 100> was K100.
  • H is required to be 0.17 or more, preferably 0.40 or more. Although an upper limit is not specifically limited, It is 6 or less.
  • the crystal orientation of LD // ⁇ 111> on the main surface is a factor that reduces the bending workability of the strongly deformed aluminum alloy material. Therefore, from the viewpoint of improving the bending workability, it is desirable to reduce the LD // ⁇ 111> crystal orientation and increase the LD // ⁇ 100> crystal orientation ratio in the texture of the main surface. .
  • the tensile strength is a value measured according to JIS Z2241: 2011. Detailed measurement conditions will be described in the column of Examples described later.
  • the tensile strength is preferably 370 MPa or more. Such tensile strength exceeds 10 MPa by more than 10% (standard name: B398 / B398M-14), which is the tensile strength of A6201 having the highest strength among conductive aluminum alloys shown in ASTM INTERNATIONAL.
  • the aluminum alloy wire rod of the present invention when the aluminum alloy wire rod of the present invention is applied to a cable, there is an effect of reducing the cross-sectional area and weight of the cable conductor by 10% while maintaining the high tension of the cable.
  • the preferable tensile strength of this invention is 430 Mpa or more.
  • Such tensile strength corresponds to the average value of the tensile strength range in the hard copper wire shown in ASTM INTERNATIONAL (standard name: B1-13). Therefore, for example, such an aluminum alloy wire rod of the present invention can be suitably used for applications in which hard copper wires are used, and has an effect of replacing hard copper wires.
  • the more preferable tensile strength of this invention is 480 MPa or more, and such tensile strength exceeds 460 MPa which is the maximum value of the above-mentioned hard copper wire.
  • the preferred tensile strength of the present invention is 540 MPa or more, and such tensile strength is comparable to, for example, 2000 series and 7000 series high-strength aluminum alloys, which are inferior in corrosion resistance and workability.
  • Aluminum alloys can be substituted. It can also be used as a substitute for various steel and stainless steel materials.
  • the particularly preferred tensile strength of the present invention is 600 MPa or more.
  • the aluminum alloy material of the present invention having such a high strength can be used as an alternative to a strong wire drawing material of a dilute copper alloy such as Cu—Sn or Cu—Cr.
  • a strong wire drawing material of a dilute copper alloy such as Cu—Sn or Cu—Cr.
  • the upper limit of the tensile strength of the aluminum alloy material of this invention is not specifically limited, For example, it is 1000 MPa.
  • the Vickers hardness (HV) is a value measured according to JIS Z2244: 2009. Detailed measurement conditions will be described in the column of Examples described later.
  • the processed product can be disassembled, the cross section can be mirror-polished, and the cross section can be measured.
  • the aluminum alloy material of the present invention preferably has a Vickers hardness (HV) of 100 or more, particularly when it is a wire rod material.
  • Such Vickers hardness (HV) exceeds 90 which is the highest Vickers hardness (HV) of A6201 among conductive aluminum alloys shown in ASTM INTERNATIONAL (standard name: B398 / B398M-14). Therefore, for example, when the aluminum alloy wire rod of the present invention is applied to a cable, there is an effect of reducing the cross-sectional area and weight of the cable conductor by 10% while maintaining the high tension of the cable. Moreover, the preferable Vickers hardness (HV) of this invention is 115 or more. Such Vickers hardness (HV) corresponds to an intermediate HV of a hard copper wire shown in ASTM INTERNATIONAL (standard name: B1-13).
  • such an aluminum alloy wire rod of the present invention can be suitably used for applications in which hard copper wires are used, and has an effect of replacing hard copper wires.
  • the more preferable Vickers hardness (HV) of this invention is 130 or more, and such Vickers hardness (HV) exceeds 125 which is the maximum value of the above-mentioned hard copper wire.
  • the preferred Vickers hardness (HV) of the present invention is 145 or more, and such Vickers hardness (HV) is, for example, a strength comparable to high-strength aluminum alloys of 2000 series and 7000 series, These aluminum alloys having poor corrosion resistance and formability can be substituted. It can also be used as a substitute for various steel and stainless steel materials.
  • the particularly preferred Vickers hardness (HV) of the present invention is 160 or more.
  • the aluminum alloy material of the present invention having such a high strength can be used as an alternative to a strong wire drawing material of a dilute copper alloy such as Cu—Sn or Cu—Cr.
  • the upper limit of the Vickers hardness (HV) of the aluminum alloy material of this invention is not specifically limited, For example, it is 250.
  • FIG. 9 is a schematic diagram for explaining a winding method performed for evaluating workability.
  • the workability was evaluated by fixing one side of the test piece (wire) W with the fixture B, performing a 360 ° winding process so as to be in close contact with the bending axis S while pulling, and observing the surface of the sample W.
  • the thickness of the bending axis S (the bending axis diameter D B ) was set to four times the wire diameter D W.
  • the aluminum alloy material of the present invention is sufficiently provided with the characteristics of the bare material, that is, the tensile strength, the Vickers hardness, and the workability by itself.
  • the aluminum alloy material of the present invention may be used not only as a bare material but also to coat the surface of the aluminum alloy material with another metal by a method such as plating or cladding in order to impart desired characteristics. .
  • the type of metal to be coated include one or more metals or alloys selected from the group of Cu, Ni, Ag, Au, Pd, and Sn.
  • Desired characteristics include effects such as reduction of contact resistance and improvement of corrosion resistance.
  • the volume ratio of the metal to be coated is preferably up to about 25%. This is because if the volume ratio is too high, the lightening effect is reduced. Preferably, it is 15% or less, more preferably 10% or less.
  • these coating metals are dissolved with an acid to expose the surface of the aluminum alloy, and then measured in the same manner as the bare aluminum alloy.
  • the coated metal and the aluminum alloy of the base material may react to form an intermetallic compound due to heat generated by the processing. Therefore, for example, a method of reducing the wire drawing speed to 50 m / min or less or increasing the ability to forcibly cool the lubricant to cool the workpiece is required.
  • the aluminum alloy material of the present invention can be used for all uses in which iron-based materials, copper-based materials, and aluminum-based materials are used.
  • conductive members such as electric wires and cables, battery members such as current collector meshes and nets, 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 electrical contacts, structural parts such as shafts and frames, guide wires, bonding wires for semiconductors, windings used for generators and motors, and the like.
  • the aluminum alloy material of the present invention is also excellent in heat resistance, it is more suitable for applications that particularly require heat resistance.
  • conductive members include power cables such as overhead power transmission lines, OPGW, underground cables, submarine cables, communication cables such as telephone cables and coaxial cables, cables for wired drones, and cabtire cables. , EV / HEV charging cables, offshore wind power generation twisting cables, elevator cables, umbilical cables, robot cables, electric wires for trains, trolley wires, etc., automotive wire harnesses, marine wires, airplane wires, etc. Electric wires for transportation, bus bars, lead frames, flexible flat cables, lightning rods, antennas, connectors, terminals, cable braiding, cables for vacuum cleaners, conductors for wearable devices, and the like.
  • the battery member include a solar battery electrode.
  • fastening part include potato screw, staple, thumbtack and the like.
  • spring component member
  • structural parts members include scaffolding on construction sites, conveyor mesh belts, metal fibers for clothing, chain insulators, fences, insect nets, zippers, fasteners, clips, aluminum wool, brake wires, Bicycle parts such as spokes, reinforced glass reinforcement wire, pipe seal, metal packing, cable protection reinforcement, fan belt core, actuator drive wire, chain, hanger, soundproof mesh, shelf board, hydrogen tank, etc.
  • Strength reinforcement wires of high pressure tanks, cable tension members, screen printing meshes, and the like are also suitable as a metal fiber to be added for imparting conductivity to a resin material, plastic material, cloth, etc., or controlling strength and elastic modulus.
  • a metal fiber to be added for imparting conductivity to a resin material, plastic material, cloth, etc., or controlling strength and elastic modulus.
  • consumer parts and medical parts such as eyeglass frames, watch belts, fountain pen nibs, forks, helmets, and injection needles.
  • the aluminum alloy material according to the present invention may be combined with another material as appropriate, or may be combined or mixed.
  • the production conditions A to H shown in Table 1 are specifically as follows.
  • ⁇ Production conditions A> Pre-heating [1] so that the temperature of the material before entering the die is 60 to 80 ° C. [1], and processing by die drawing under the condition that the die half angle is 10 ° and the processing rate per pass is 9% [2] Went.
  • the total processing degree of processing [2] was 4.5.
  • temper annealing [3] was not performed.
  • ⁇ Production conditions C> It was performed under the same conditions as the manufacturing condition A, except that the total degree of processing [2] was 7.7.
  • Comparative Example 1 An aluminum wire (0.24 mm ⁇ ) was produced under the production conditions shown in Table 1 using a 10 mm ⁇ bar made of 99.99 mass% -Al.
  • Comparative Examples 2 to 4 each aluminum alloy wire (0.07 to 2.0 mm ⁇ ) was produced under the production conditions shown in Table 1 using each 10 mm ⁇ bar having the alloy composition shown in Table 1.
  • the manufacturing conditions H to J shown in Table 1 are specifically as follows.
  • ⁇ Production conditions H> The material temperature before entering the die was kept at room temperature, and the die half-drawing [2] was performed under the conditions that the die half angle was 5 ° and the processing rate per pass was 16%. The total processing degree of processing [2] was 7.7. In addition, temper annealing [3] was not performed.
  • ⁇ Production conditions I> Pre-heating [1] so that the temperature of the material before entering the die is 60 to 80 ° C. [1], and processing by die drawing under the condition that the die half angle is 10 ° and the processing rate per pass is 9% [2] Went. The total degree of processing [2] was 2.8. In addition, temper annealing [3] was not performed.
  • This wire was aged at 200 ° C. for 4 hours, further subjected to a second wire drawing with a processing rate of 86% (working degree 2.0), and heat treatment at 140 ° C. for 4 hours to obtain an aluminum alloy wire (3.5 mm ⁇ ) )
  • the die half angle was 5 °
  • the processing rate per pass was 16%.
  • a cumulative equivalent strain of 4.0 was introduced by the ECAP method.
  • the recrystallization temperature at this stage was determined to be 300 ° C.
  • preheating was performed at 250 ° C. for 2 hours in an inert gas atmosphere.
  • a first wire drawing treatment with a processing rate of 29% (processing degree 0.34) was performed.
  • the recrystallization temperature at this stage was determined to be 300 ° C.
  • a primary heat treatment was performed at 260 ° C. for 2 hours in an inert gas atmosphere.
  • the second wire drawing process with a working degree of 9.3 was performed by passing the wire-cooled wire drawing die through a drawing speed of 500 mm / min.
  • the recrystallization temperature at this stage was determined to be 280 ° C. Then, a secondary heat treatment was performed at 220 ° C. for 1 hour in an inert gas atmosphere to obtain an aluminum alloy wire (0.08 mm ⁇ ). In the wire drawing, the die half angle was 5 °, and the processing rate per pass was 16%.
  • An oxygen-free copper tape with a thickness of 0.4 mm and oxygen content of 10 ppm is vertically attached, and 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 performed with a wire drawing machine using a die with a surface reduction rate of 15 to 30% to form a copper-coated aluminum alloy wire having a wire diameter of 0.2 mm.
  • FIG. 10 is a part of a TEM image of a cross section parallel to the longitudinal direction (drawing direction X) of the wire material of Example 2 of the present invention, which was taken when TEM observation was performed.
  • the fibrous metal structure was evaluated as “present”.
  • arbitrary 100 grains are selected, and the dimension perpendicular to the longitudinal direction of each crystal grain and the dimension parallel to the longitudinal direction of each crystal grain are measured.
  • the aspect ratio was calculated. Furthermore, for the dimension and aspect ratio perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains, an average value was calculated from the total number of observed crystal grains. In addition, when the observed crystal grain was clearly larger than 400 nm, the number of selection of the crystal grain which measures each dimension was reduced, and each average value was computed. In addition, when the dimension parallel to the longitudinal direction of the crystal grains was clearly 10 times or more the dimension perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains, the aspect ratio was uniformly determined to be 10 or more.
  • Vickers hardness (HV) According to JIS Z 2244: 2009, Vickers hardness (HV) was measured using a microhardness tester HM-125 (Akashi Co., Ltd. (currently Mitutoyo Co., Ltd.)). At this time, the test force was 0.1 kgf and the holding time was 15 seconds.
  • the Vickers hardness (HV) is preferably as large as possible, and in this example, 100 or more was regarded as an acceptable level.
  • the aluminum alloy wires of Invention Examples 1 to 29 have a fibrous metal structure in which the alloy composition is within the appropriate range of the present invention and the crystal grains extend in one direction. It was confirmed that the crystal grains had a crystal orientation distribution in which the average value of the dimensions perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains was 400 nm or less and the ratio H between K100 and K111 was 0.17 or more.
  • FIG. 10 is a TEM image of a cross section parallel to the wire drawing direction of the aluminum alloy wire according to Example 2 of the present invention. Note that the same metal structure as in FIG. 10 was also confirmed in the cross section parallel to the longitudinal direction of the aluminum alloy wires according to Invention Examples 1 and 3 to 29.
  • Each of the aluminum alloy wires according to Invention Examples 1 to 29 having such a specific metal structure and a specific texture on the main surface has a tensile strength of 370 MPa or more and a Vickers hardness HV of 100 or more. In addition, the workability was also good or better.
  • the pure aluminum wire of Comparative Example 1 has a composition outside the proper range of the present invention, the average value of the dimension t perpendicular to the longitudinal direction of the crystal grains is larger than 400 nm, and K100 and K111. Since the ratio H is less than 0.17, the tensile strength, Vickers hardness, and workability all fell below the acceptable level.
  • the content of Mg and Si is less than the appropriate range of the present invention, so the crystals are not refined, the average value of the dimension t is larger than 400 nm, and K100 and K111 Since the ratio H is less than 0.17, the tensile strength, Vickers hardness, and workability all fell below the acceptable level.
  • the aluminum alloy wire of Comparative Example 3 has an alloy composition within the appropriate range of the present invention
  • the production conditions condition of the die half angle ⁇
  • the ratio H is less than 0.17. Therefore, workability was inferior.
  • the aluminum alloy wire of Comparative Example 4 has an alloy composition within the proper range of the present invention
  • the manufacturing conditions conditions for the total degree of work in processing [2]
  • the average of the dimension t Since the value was larger than 400 nm and the ratio H was less than 0.17, all of the tensile strength, Vickers hardness, and workability were below the acceptable level.
  • the aluminum alloy wire of Comparative Example 5 has a content of Mg and Si larger than the proper range of the present invention
  • the aluminum alloy wire of Comparative Example 6 has a content of Fe larger than the proper range of the present invention.
  • the total content of Cu and Zr was larger than the appropriate range of the present invention, and therefore, breakage occurred frequently and no test piece could be produced by wire drawing. Since the aluminum alloy wire of Comparative Example 8 was subjected to aging precipitation heat treatment before wire drawing, wire breakage occurred frequently, and a test piece could not be prepared by wire drawing.
  • Comparative Examples 9 to 13 although the alloy composition is within the appropriate range of the present invention, the manufacturing conditions are outside the range of the present invention, and at least one of the average value of the dimension t and the ratio H is the present invention. Therefore, at least one of tensile strength, Vickers hardness, and workability was below the acceptable level.
  • 11 is a (200) X-ray pole figure obtained from Example 2 of the present invention
  • FIG. 12 is a (200) X-ray pole figure obtained from Comparative Example 2. From the results of FIG. 11 and FIG. 12, in Example 2 of the present invention, the crystal orientation group of LD // ⁇ 100> was developed, and the crystal orientation group of LD // ⁇ 111> was also observed. On the other hand, in Comparative Example 2, it can be seen that only the crystal orientation group of LD // ⁇ 111> is strongly accumulated.

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Abstract

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。

Description

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、バネ用部品および構造用部品
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　他方、アルミニウム合金材は、一般に、高強度化を図ると、強度に相反する特性である曲げ加工性が低下する問題もある。そのため、例えば上述のような三次元の構造体を造形するための細線として、アルミニウム合金材を用いる場合には、高強度化と共に、さらに曲げ加工性の向上も望まれる。
特開平５－３３１５８５号公報 特開平９－１３７２４４号公報 特開２００１－１３１７２１号公報 特開２０１０－１５９４４５号公報 特開２００３－０２７１７２号公報
　本発明の目的は、鉄系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。
　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。
　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。
　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１は、本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織の様子を模式的に示す斜視図である。 図２は、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は、本発明例２から得られたＸ線極点図である。 図１２は、比較例２から得られたＸ線極点図である。
　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：０．２～１．８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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
（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。
＜Ｍｇ：０．２～１．８質量％＞
　Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有すると共に、Ｓｉとの相乗効果によって引張強度を向上させる作用を持つ。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．２質量％未満だと、上記作用効果が不十分であり、また、Ｍｇ含有量が１．８質量％を超えると、晶出物が形成され、加工性（伸線加工性や曲げ加工性など）が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．２～１．８質量％とし、好ましくは０．４～１．４質量％である。
＜Ｓｉ：０．２～２．０質量％＞
　Ｓｉ（ケイ素）は、アルミニウム母材中に固溶して強化する作用を有すると共に、Ｍｇとの相乗効果によって引張強度や耐屈曲疲労特性を向上させる作用を持つ。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２質量％未満だと、上記作用効果が不十分であり、また、Ｓｉ含有量が２．０質量％を超えると、晶出物が形成され、加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．２～２．０質量％とし、好ましくは０．４～１．４質量％である。
＜Ｆｅ：０．０１～１．５０質量％＞
　Ｆｅ（鉄）は、主にＡｌ－Ｆｅ系の金属間化合物を形成することによって結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度を向上させる元素である。ここで、金属間化合物とは２種類以上の金属によって構成される化合物をいう。Ｆｅは、Ａｌ中に６５５℃で０．０５質量％しか固溶できず、室温では更に少ないため、Ａｌ中に固溶できない残りのＦｅは、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｇ系等の金属間化合物として晶出または析出する。これらのようにＦｅとＡｌとで主に構成される金属間化合物を本明細書ではＦｅ系化合物と呼ぶ。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度を向上させる。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。
＜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。
　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。
＜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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　なお、加工度ηは、加工前の断面積をｓ１、加工後の断面積をｓ２（ｓ１＞ｓ２）とするとき、下記式（１）で表される。
　加工度（無次元）：η＝ｌｎ（ｓ１／ｓ２）　　　・・・（１）
　また、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。
　また、アルミニウム合金素材は、上記合金組成を有するものであれば特に限定はなく、例えば、押出材、鋳塊材、熱間圧延材、冷間圧延材等を、使用目的に応じて適宜選択して用いることができる。
　また、本発明では、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。
　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２ｍｍ以下、より好ましくは１ｍｍ以下、さらに好ましくは０．４ｍｍ以下、特に好ましくは０．２ｍｍ以下である。なお、下限は特に設けないが、作業性等を考慮し、０．０１ｍｍとすることが好ましい。本発明のアルミニウム合金線棒材は、細線であっても高い強度を有するため、単線で細くして使用できることが利点の一つである。
　また、本発明のアルミニウム合金材が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、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。
（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。
　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。
　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。
　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。
　また、上記結晶粒の長手方向の寸法は、必ずしも特定されないが、１２００ｎｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１７００ｎｍ以上であり、さらに好ましくは２２００ｎｍ以上である。また、上記結晶粒のアスペクト比では、１０以上であることが好ましく、より好ましくは２０以上である。
＜集合組織＞
　また、上述のような製造方法によって製造される本発明のアルミニウム合金材の主表面は、ＬＤ／／＜１１１＞の結晶配向が抑制され、ＬＤ／／＜１００＞の結晶配向が増加するように、結晶方位分布が制御された集合組織を有する。このような本発明のアルミニウム合金材の主表面は、Ｘ線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。
　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。
　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。
（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。
［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。
［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。
　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。
　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。
（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。
　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１～２９）
　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。
　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。
　（比較例１）
　比較例１では、９９．９９質量％－Ａｌからなる１０ｍｍφの棒材を用い、表１に示す製造条件にて、アルミニウム線材（０．２４ｍｍφ）を作製した。
　（比較例２～４）
　比較例２～４では、表１に示す合金組成を有する１０ｍｍφの各棒材を用い、表１に示す製造条件にて、それぞれのアルミニウム合金線材（０．０７～２．０ｍｍφ）を作製した。
　なお、表１に示す製造条件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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
（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。
［評価］
　上記実施例および比較例に係るアルミニウム系線材を用いて、下記に示す特性評価を行った。各特性の評価条件は下記の通りである。結果を表１に示す。
［１］合金組成
　ＪＩＳ　Ｈ１３０５：２００５に準じて、発光分光分析法によって行った。なお、測定は、発光分光分析装置（株式会社日立ハイテクサイエンス製）を用いて行った。
［２］組織観察
　金属組織の観察は、透過電子顕微鏡（ＪＥＭ－２１００ＰＬＵＳ、日本電子株式会社製）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。
［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。
［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。
［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。
［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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
　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。
　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。
　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

Claims (10)

  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、請求項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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JP2019533242A JP6599061B1 (ja) 2018-03-27 2019-03-15 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、バネ用部品および構造用部品
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020158683A1 (ja) * 2019-01-31 2020-08-06 古河電気工業株式会社 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
CN111945047A (zh) * 2020-08-18 2020-11-17 山东南山铝业股份有限公司 一种民用飞机客舱地板横梁铝合金型材及其制备方法
WO2021149489A1 (ja) * 2020-01-23 2021-07-29 三洋電機株式会社 二次電池
JPWO2022163606A1 (ja) * 2021-01-28 2022-08-04
WO2025028382A1 (ja) * 2023-07-31 2025-02-06 田中電子工業株式会社 アルミニウム配線材及びその製造方法
WO2025028381A1 (ja) * 2023-07-31 2025-02-06 田中電子工業株式会社 アルミニウム配線材及びその製造方法
WO2025047191A1 (ja) * 2023-09-01 2025-03-06 古河電気工業株式会社 アルミニウム合金線材、電線およびワイヤーハーネス
WO2025211239A1 (ja) * 2024-04-03 2025-10-09 日鉄マイクロメタル株式会社 Ａｌボンディングワイヤ

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113039301B (zh) 2019-01-31 2022-10-11 古河电气工业株式会社 铝合金材料及使用其的导电构件、电池用构件、紧固部件、弹簧用部件、结构用部件、橡胶绝缘电缆
CN113150653A (zh) * 2021-06-22 2021-07-23 南通市通州区同博机械制造有限公司 一种高强度耐腐蚀铝合金及其加工工艺
CN121236756A (zh) * 2025-12-01 2025-12-30 宝鸡市嘉诚稀有金属材料有限公司 基于深度学习的航空航天用铝钒合金性能评估方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05331585A (ja) 1992-05-27 1993-12-14 Honda Motor Co Ltd 高強度Ａｌ合金
JPH09137244A (ja) 1995-09-14 1997-05-27 Kenji Azuma アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料
JP2001131721A (ja) 1999-11-01 2001-05-15 Natl Research Inst For Metals Ministry Of Education Culture Sports Science & Technology アルミニウム合金展伸材の製造方法
JP2003027172A (ja) 2001-07-09 2003-01-29 Kobe Steel Ltd 微細組織を有する構造用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP2010159445A (ja) 2009-01-07 2010-07-22 Shinshu Univ 金属粒子と炭素粉末の混合方法、金属・炭素複合材料の製造方法および金属・炭素複合材料
JP2013044039A (ja) * 2011-08-25 2013-03-04 Furukawa Electric Co Ltd:The アルミニウム合金導体
WO2018012481A1 (ja) * 2016-07-13 2018-01-18 古河電気工業株式会社 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
WO2018012482A1 (ja) * 2016-07-13 2018-01-18 古河電気工業株式会社 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
WO2018181505A1 (ja) * 2017-03-29 2018-10-04 古河電気工業株式会社 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

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59215453A (ja) * 1983-05-23 1984-12-05 Furukawa Alum Co Ltd 溶接性にすぐれたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材
US5223349A (en) * 1992-06-01 1993-06-29 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Copper clad aluminum composite wire
JP3208234B2 (ja) * 1993-07-26 2001-09-10 スカイアルミニウム株式会社 成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP3735407B2 (ja) * 1996-04-02 2006-01-18 アイシン軽金属株式会社 高強度アルミニウム合金
JPH116044A (ja) * 1997-06-13 1999-01-12 Aisin Keikinzoku Kk 高強度・高靱性アルミニウム合金
JP4056014B2 (ja) * 2005-04-12 2008-03-05 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金製ブレージングシートおよび熱交換器用アルミニウム合金製チューブ
JP5371173B2 (ja) 2005-07-27 2013-12-18 日本軽金属株式会社 高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法
CN101736182B (zh) * 2009-12-28 2011-04-20 东北轻合金有限责任公司 手机电池壳用铝合金带材的制造方法
JP5023232B1 (ja) 2011-06-23 2012-09-12 住友軽金属工業株式会社 高強度アルミニウム合金材およびその製造方法
EP2902517B1 (en) * 2013-03-29 2017-06-28 Furukawa Electric Co., Ltd. Aluminum alloy wire rod, aluminum alloy stranded wire, sheathed wire, wire harness, and method for manufacturing aluminum alloy wire rod
EP2896708B1 (en) * 2013-03-29 2017-09-13 Furukawa Electric Co., Ltd. Aluminum alloy wire rod, alum1inum alloy stranded wire, sheathed wire, wire harness, and method for manufacturing aluminum alloy conductor
JP6696895B2 (ja) * 2014-03-31 2020-05-20 古河電気工業株式会社 圧延銅箔、圧延銅箔の製造方法、フレキシブルフラットケーブル、フレキシブルフラットケーブルの製造方法
WO2015182777A1 (ja) * 2014-05-29 2015-12-03 古河電気工業株式会社 銅合金板材及びその製造方法、前記銅合金板材からなる電気電子部品
JP5972484B2 (ja) * 2014-05-30 2016-08-17 古河電気工業株式会社 銅合金板材、銅合金板材からなるコネクタ、および銅合金板材の製造方法
JP5950249B2 (ja) * 2014-08-08 2016-07-13 住友電気工業株式会社 銅合金線、銅合金撚線、被覆電線、及び端子付き電線
EP3199654B1 (en) * 2014-09-22 2019-08-14 Furukawa Electric Co. Ltd. Aluminum alloy conductor wire, aluminum alloy twisted wire, sheathed electrical cable, wire harness, and method for manufacturing aluminum alloy conductor wire
CN107109544B (zh) * 2014-12-05 2019-03-29 古河电气工业株式会社 铝合金线材、铝合金绞线、包覆电线、线束及铝合金线材的制造方法
WO2016088889A1 (ja) * 2014-12-05 2016-06-09 古河電気工業株式会社 アルミニウム合金線材、アルミニウム合金撚線、被覆電線、ワイヤーハーネス、並びにアルミニウム合金線材の製造方法
WO2016088888A1 (ja) * 2014-12-05 2016-06-09 古河電気工業株式会社 アルミニウム合金線材、アルミニウム合金撚線、被覆電線およびワイヤーハーネス、ならびにアルミニウム合金線材の製造方法
JP6079818B2 (ja) * 2015-04-28 2017-02-15 株式会社オートネットワーク技術研究所 アルミニウム合金素線、アルミニウム合金撚線およびその製造方法、自動車用電線ならびにワイヤーハーネス
WO2017006490A1 (ja) * 2015-07-08 2017-01-12 日本軽金属株式会社 陽極酸化皮膜を有する外観品質に優れたアルミニウム合金押出材及びその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05331585A (ja) 1992-05-27 1993-12-14 Honda Motor Co Ltd 高強度Ａｌ合金
JPH09137244A (ja) 1995-09-14 1997-05-27 Kenji Azuma アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料
JP2001131721A (ja) 1999-11-01 2001-05-15 Natl Research Inst For Metals Ministry Of Education Culture Sports Science & Technology アルミニウム合金展伸材の製造方法
JP2003027172A (ja) 2001-07-09 2003-01-29 Kobe Steel Ltd 微細組織を有する構造用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP2010159445A (ja) 2009-01-07 2010-07-22 Shinshu Univ 金属粒子と炭素粉末の混合方法、金属・炭素複合材料の製造方法および金属・炭素複合材料
JP2013044039A (ja) * 2011-08-25 2013-03-04 Furukawa Electric Co Ltd:The アルミニウム合金導体
WO2018012481A1 (ja) * 2016-07-13 2018-01-18 古河電気工業株式会社 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
WO2018012482A1 (ja) * 2016-07-13 2018-01-18 古河電気工業株式会社 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
WO2018181505A1 (ja) * 2017-03-29 2018-10-04 古河電気工業株式会社 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

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
A. T. ENGLISHG. Y. CHIN: "On the variation of wire texture with stacking fault energy in f.c.c. metals and alloys", ACTA METALLURGICA, vol. 13, 1965, pages 1013 - 1016

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020158683A1 (ja) * 2019-01-31 2020-08-06 古河電気工業株式会社 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
JPWO2020158683A1 (ja) * 2019-01-31 2021-02-18 古河電気工業株式会社 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
US12129531B2 (en) 2019-01-31 2024-10-29 Furukawa Electric Co., Ltd. Aluminum alloy, and conductive member, battery member, fastening component, spring component, structural component and cabtire cable using same
WO2021149489A1 (ja) * 2020-01-23 2021-07-29 三洋電機株式会社 二次電池
CN111945047A (zh) * 2020-08-18 2020-11-17 山东南山铝业股份有限公司 一种民用飞机客舱地板横梁铝合金型材及其制备方法
JPWO2022163606A1 (ja) * 2021-01-28 2022-08-04
WO2022163606A1 (ja) * 2021-01-28 2022-08-04 田中電子工業株式会社 パワー半導体用アルミニウムボンディングワイヤ
JP7573051B2 (ja) 2021-01-28 2024-10-24 田中電子工業株式会社 パワー半導体用アルミニウムボンディングワイヤ
WO2025028382A1 (ja) * 2023-07-31 2025-02-06 田中電子工業株式会社 アルミニウム配線材及びその製造方法
WO2025028381A1 (ja) * 2023-07-31 2025-02-06 田中電子工業株式会社 アルミニウム配線材及びその製造方法
WO2025047191A1 (ja) * 2023-09-01 2025-03-06 古河電気工業株式会社 アルミニウム合金線材、電線およびワイヤーハーネス
WO2025211239A1 (ja) * 2024-04-03 2025-10-09 日鉄マイクロメタル株式会社 Ａｌボンディングワイヤ

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