WO2016088887A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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alloy wire
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祥 吉田
茂樹 関谷
賢悟 水戸瀬
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古河電気工業株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy wire used as a conductor of an electric wiring body, an aluminum alloy twisted wire, a covered electric wire, a wire harness, and an aluminum alloy wire manufacturing method.
  • an electric wiring body of a moving body such as an automobile, a train, an aircraft, or an electric wiring body of an industrial robot
  • a terminal made of copper or a copper alloy for example, brass
  • a so-called wire harness member equipped with a connector has been used.
  • the performance and functionality of automobiles have been rapidly advanced, and as a result, the number of various electric devices and control devices mounted on the vehicle has increased, and these devices are used in these devices.
  • the means for achieving such weight reduction of the moving body for example, it is considered to replace the conductor of the electric wiring body with a lighter aluminum or aluminum alloy instead of the conventionally used copper or copper alloy. It is being advanced.
  • the specific gravity of aluminum is about 1/3 of the specific gravity of copper
  • the electrical conductivity of aluminum is about 2/3 of the electrical conductivity of copper (pure aluminum is about 66% IACS when pure copper is used as a standard of 100% IACS).
  • the cross-sectional area of the aluminum conductor wire needs to be about 1.5 times the cross-sectional area of the copper conductor wire.
  • the above% IACS represents the electrical conductivity when the resistivity 1.7241 ⁇ 10 ⁇ 8 ⁇ m of universal standard annealed copper (International Annealed Copper Standard) is 100% IACS.
  • a high-strength aluminum alloy wire for example, an aluminum alloy wire containing Mg and Si is known, and a typical example of the aluminum alloy wire is a 6000 series aluminum alloy (Al—Mg—Si based alloy) wire. Is mentioned.
  • the 6000 series aluminum alloy wire can be strengthened by subjecting it to a solution treatment and an aging treatment.
  • Patent Document 1 An aluminum having a satisfactory level of high strength, high electrical conductivity, and high elongation even if it is used as an ultrafine wire having a wire diameter of 0.5 mm or less by controlling the precipitation structure by examining components and processes. This makes it possible to produce alloy wires.
  • the plating used for improving the plating property include copper plating for reducing the electrical contact resistance of the terminal crimping portion, and chromium plating and nickel plating for improving the corrosion resistance and wear resistance.
  • the object of the present invention is to control the particle size and the ratio of the compound existing on the surface of the wire, thereby generating pinholes and irregularities on the surface of the plated film when the plated film is formed on the surface of the wire.
  • An object of the present invention is to provide an aluminum alloy wire, an aluminum alloy twisted wire, a covered electric wire and a wire harness, and a method for producing an aluminum alloy wire that are used as a conductor of an electric wiring body and suppress plating.
  • the present inventors have conducted research so far and found that there are the following problems, and as a result of repeated studies for solving the problems, the following knowledge has been obtained.
  • alumina which is a raw material for aluminum alloy wires, usually contains a large amount of Fe.
  • 99.7 mass% aluminum which is a general aluminum ingot, contains 0.2 mass% maximum of Fe (JIS H2102: 2011 (See Table 3).
  • Fe contained in aluminum ingots combines with other components such as Al and Si to produce compounds with lower electrical conductivity than the aluminum matrix, and surface defects such as pinholes and irregularities are likely to occur after plating. .
  • the surface defects such as pinholes and irregularities generated here cause problems such as deterioration of corrosion resistance, deterioration of appearance, shortening of service life due to stress concentration, and promotion of peeling of plating.
  • it is preferable that the Fe content in the aluminum ingot is small.
  • the productivity of Al alloy wire rods tends to be low because mass productivity decreases and the effect of reducing the grain size of Fe cannot be obtained. .
  • the present inventors have introduced a 6000 series aluminum alloy which is a precipitation-type Al—Mg—Si alloy capable of obtaining high strength and high conductivity, and 1000, 2000, 3000, 4000, 5000, 7000, 8000 series aluminum.
  • a 6000 series aluminum alloy which is a precipitation-type Al—Mg—Si alloy capable of obtaining high strength and high conductivity
  • 1000, 2000, 3000, 4000, 5000, 7000, 8000 series aluminum we have studied diligently and found that there is a correlation between the particle size and abundance ratio of compounds existing on the surface of the wire and the formation of pinholes on the surface of the plating film when the plating film is formed on the surface of the wire.
  • the headline, and the effects of additive components and manufacturing process on the compounds present on the surface of the wire were clarified.
  • the present invention was completed by successfully producing a high-strength aluminum alloy wire with good plating properties. It came to.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. (1) Mg: 0.1 to 1.0 mass%, Si: 0.1 to 1.2 mass%, Fe: 0.10 to 1.40 mass%, Ti: 0 to 0.100 mass%, B : 0 to 0.030 mass%, Cu: 0 to 1.00 mass%, Ag: 0 to 0.50 mass%, Au: 0 to 0.50 mass%, Mn: 0 to 1.00 mass%, Cr : 0 to 1.00% by mass, Zr: 0 to 0.50% by mass, Hf: 0 to 0.50% by mass, V: 0 to 0.50% by mass, Sc: 0 to 0.50% by mass, Co : 0 to 0.50% by mass, Ni: 0 to 0.50% by mass, balance: Al and an inevitable impurity composition, and a compound having a diameter of 1 ⁇ m or more in terms of equivalent circle diameter existing on the surface is 100 ⁇ m
  • any of the elements whose lower limit value of the content range is described as “0% by mass” are optionally added as necessary. Means. That is, when the predetermined additive element is “0 mass%”, it means that the additive element is not included.
  • the chemical composition is Cu: 0.01 to 1.00% by mass, Ag: 0.01 to 0.50% by mass, Au: 0.01 to 0.50% by mass, Mn: 0.01 to 1.00% by mass, Cr: 0.01-1.00% by mass and Zr: 0.01-0.50% by mass, Hf: 0.01-0.50% by mass, V: 0.01-0. 50% by mass, Sc: 0.01 to 0.50% by mass, Co: 0.01 to 0.50% by mass and Ni: 0.01 to 0.50% by mass ) Or the aluminum alloy wire according to (2).
  • (7) has a plated coating on the surface, present on the surface of the plating film, a circular pin hole of at least the diameter 1 ⁇ m in equivalent diameter conversion is one / mm 2 or less above (1) to (6 The aluminum alloy wire according to any one of 1).
  • the aluminum alloy wire according to any one of the above (1) to (7) which is an aluminum alloy wire having a strand diameter of 0.1 to 0.5 mm.
  • a wire harness comprising the covered electric wire according to (10) and a terminal attached to an end of the covered electric wire from which the covering layer is removed.
  • Mg 0.1 to 1.0 mass%, Si: 0.1 to 1.2 mass%, Fe: 0.10 to 1.40 mass%, Ti: 0 to 0.100 mass%, B : 0 to 0.030 mass%, Cu: 0 to 1.00 mass%, Ag: 0 to 0.50 mass%, Au: 0 to 0.50 mass%, Mn: 0 to 1.00 mass%, Cr : 0 to 1.00% by mass, Zr: 0 to 0.50% by mass, Hf: 0 to 0.50% by mass, V: 0 to 0.50% by mass, Sc: 0 to 0.50% by mass, Co : 0 to 0.50% by mass, Ni: 0 to 0.50% by mass, balance: Al and an aluminum alloy material having a composition that is an inevitable impurity are melted, cast, and then hot-worked to form a rough drawn wire.
  • At least a method for producing an aluminum alloy wire that performs each step of wire drawing, solution heat treatment, and aging heat treatment,
  • the body heat treatment is performed by heating at a predetermined temperature in the range of 450 to 580 ° C., holding for a predetermined time, and then cooling to a temperature of at least 150 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • the average cooling rate in the temperature range from 750 ° C. to 400 ° C. during casting is 20 ° C./s or more, and after the casting, re-heat treatment is performed before the hot working.
  • the aluminum alloy wire of the present invention has Mg: 0.1-1.0% by mass, Si: 0.1-1.2% by mass, Fe: 0.10-1.40% by mass, Ti: 0-0. 100 mass%, B: 0 to 0.030 mass%, Cu: 0 to 1.00 mass%, Ag: 0 to 0.50 mass%, Au: 0 to 0.50 mass%, Mn: 0 to 1. 00 mass%, Cr: 0-1.00 mass%, Zr: 0-0.50 mass%, Hf: 0-0.50 mass%, V: 0-0.50 mass%, Sc: 0-0.
  • the aluminum alloy wire of the present invention can have sufficient mechanical characteristics even when used for a thin wire having an element wire diameter of 0.5 mm or less. Alternatively, it is useful as a conductor for a motor or a wiring body for an industrial robot.
  • FIG. 1 is a surface SEM photograph when the surface of an aluminum alloy wire according to the present invention is observed at a magnification of 1500 times using a scanning electron microscope (SEM).
  • FIG. 2 is a surface SEM photograph when the surface of a conventional aluminum alloy wire is observed at a magnification of 1500 times using a scanning electron microscope (SEM).
  • Mg manganesium
  • Si as a ⁇ ′′ phase (beta double prime phase)
  • Mg—Si clusters are elements that have the effect of improving the tensile strength and elongation, however, if the Mg content is less than 0.1% by mass, the above effects are achieved. If the Mg content exceeds 1.0% by mass, the possibility of forming a Mg-concentrated portion at the grain boundary increases, and the tensile strength and elongation decrease.
  • the Mg content is preferably 0.5 to 1.0% by mass when high strength is important, and 0.1% when conductivity is important. It is preferable that the content be not less than 0.5% by mass and less than 0.5% by mass. From such a viewpoint, it is preferable that the total is 0.30 to 0.70% by mass.
  • Si (silicon) has a function of strengthening by dissolving in an aluminum base material, and a part thereof precipitates together with Mg as a ⁇ ′′ phase and the like, and has an action of improving tensile strength and bending fatigue resistance.
  • Si is an element that has the effect of improving tensile strength and elongation when Mg-Si clusters or Si-Si clusters are formed as solute atom clusters. If the Si content is less than 0.1% by mass, When the above-described effects are insufficient, and the Si content exceeds 1.2% by mass, the possibility of forming Si-concentrated portions at the crystal grain boundaries increases, and the tensile strength and elongation decrease.
  • the Si content is 0.1 to 1.2% by mass.
  • the Si content is preferably 0.5 to 1.2% by mass when importance is placed on high strength, and 0.1% to less than 0.5% by mass when importance is placed on conductivity. From such a viewpoint, it is preferable that the total content is 0.3 to 0.7% 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.
  • Fe can only dissolve at 0.05% by mass in Al at 655 ° C. and is even less at room temperature. Therefore, the remaining Fe that cannot be dissolved in Al is Al—Fe, Al—Fe—Si, Al—Fe. Crystallizes or precipitates as an intermetallic compound such as —Si—Mg.
  • an intermetallic compound mainly composed of Fe and Al is called an Fe-based compound. This intermetallic compound contributes to the refinement of crystal grains and improves the tensile strength.
  • Fe has the effect
  • the aluminum alloy wire of the present invention contains Mg, Si and Fe as essential components, but if necessary, any one of Ti and B, Cu, Ag, Au, Mn, At least one of Cr, Zr, Hf, V, Sc, Co and Ni can be contained.
  • Ti titanium is an element having an effect of refining the structure of the ingot at the time of melt casting. If the structure of the ingot is coarse, the ingot cracking in the casting or disconnection occurs in the wire processing step, which is not industrially desirable. If the Ti content is less than 0.001% by mass, the above-mentioned effects cannot be fully exhibited, and if the Ti content exceeds 0.100% by mass, the conductivity tends to decrease. It is. Accordingly, the Ti content is set to 0.001 to 0.100 mass%, preferably 0.005 to 0.050 mass%, more preferably 0.005 to 0.030 mass%.
  • B boron
  • B is an element having an effect of refining the structure of the ingot at the time of melt casting, like Ti.
  • a coarse ingot structure is not industrially desirable because it tends to cause ingot cracking and disconnection in the wire processing step during casting.
  • the B content is 0.001 to 0.030 mass%, preferably 0.001 to 0.020 mass%, more preferably 0.001 to 0.010 mass%.
  • ⁇ Cu 0.01 to 1.00% by mass>, ⁇ Ag: 0.01 to 0.50% by mass>, ⁇ Au: 0.01 to 0.50% by mass>, ⁇ Mn: 0.01 to 1 .00 mass%, ⁇ Cr: 0.01 to 1.00 mass%> and ⁇ Zr: 0.01 to 0.50 mass%>, ⁇ Hf: 0.01 to 0.50 mass%>, ⁇ V : 0.01 to 0.50 mass%, ⁇ Sc: 0.01 to 0.50 mass%>, ⁇ Co: 0.01 to 0.50 mass%> ⁇ Ni: 0.01 to 0.50 mass% %> 1 type or 2 types or more Cu (copper), Ag (silver), Au (gold), Mn (manganese), Cr (chromium), Zr (zirconium), Hf (hafnium), V ( Vanadium), Sc (scandium), Co (cobalt), and Ni (nickel) all have crystal grains refined and are abnormal.
  • Cu, Ag, and Au are elements that have the effect of suppressing the formation of coarsely grown grains, and also have the effect of increasing the grain boundary strength by precipitating at the grain boundaries, and at least one of these elements If the seed is contained in an amount of 0.01% by mass or more, the above-described effects can be obtained, and the tensile strength and elongation can be improved. On the other hand, if any of the contents of Cu, Ag, Au, Mn, Cr, Zr, Hf, V, Sc, Co and Ni exceeds the above upper limit values, the compound containing the element becomes coarse. The wire drawing workability is deteriorated and breakage tends to occur, and the electrical conductivity tends to decrease.
  • the ranges of the contents of Cu, Ag, Au, Mn, Cr, Zr, Hf, V, Sc, Co, and Ni are set to the ranges specified above.
  • Ni is contained, the crystal grain refining effect and the abnormal grain growth suppressing effect become remarkable, the tensile strength and the elongation are improved, and the effect of suppressing the decrease in conductivity and the disconnection during the wire drawing process is recognized. It is. From the viewpoint of satisfying such effects in a balanced manner, the Ni content is more preferably 0.05 to 0.30 mass%.
  • the total content of these elements is preferably 2.00% by mass or less. Since Fe is an essential element in the aluminum alloy wire of the present invention, the total content of Fe, Ti, B, Cu, Ag, Au, Mn, Cr, Zr, Hf, V, Sc, Co and Ni is 0.10 to It is preferable to set it as 2.00 mass%. However, when these elements are added alone, the larger the content, the more the compound containing the elements tends to become coarser, which deteriorates the wire drawing workability and easily causes disconnection. It was set as the content range prescribed
  • the content of Fe, Ti, B, Cu, Ag, Au, Mn, Cr, Zr, Hf, V, Sc, Co, and Ni The total is particularly preferably 0.10 to 0.80% by mass, and further preferably 0.15 to 0.60% by mass.
  • the total content is more than 0.80% by mass and 2.00% by mass in order to further reduce the tensile strength, the elongation, and the yield strength for the tensile strength.
  • the content is particularly preferably set to 1.00 to 2.00% by mass.
  • Al and inevitable impurities 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 the electrical conductivity. Examples of components listed as inevitable impurities include Ga (gallium), Zn (zinc), Bi (bismuth), and Pb (lead).
  • the present inventors diligently investigated whether there is a correlation between the particle diameter and the existing ratio of the compound existing on the surface of the wire and the formation of pinholes on the surface of the plating film when the plating film is formed on the surface of the wire. Was done.
  • the “diameter in terms of equivalent circle diameter” means the diameter of the perfect circle when a perfect circle having the same area as the actual area of the target compound is considered.
  • FIG. 1 shows an example of a typical surface SEM photograph when the surface of an aluminum alloy wire (invention product) according to an embodiment of the present invention is observed at a magnification of 1500 times using a scanning electron microscope (SEM).
  • FIG. 2 is a surface SEM photograph of the surface of a conventional aluminum alloy wire (conventional product) observed under the same conditions as in FIG. From FIG. 1 and FIG. 2, it can be seen that the number of compounds of 1 ⁇ m or more present on the surface of the aluminum alloy wire is extremely smaller than the conventional products.
  • Various compounds can be considered as compounds existing on the surface of the aluminum alloy wire, but mainly Fe-based compounds such as Al-Fe-based, Al-Fe-Si-based, Al-Fe-Si-Mg-based, Al-Fe-based compounds. -Mn-Si compounds and the like.
  • the tensile strength of the aluminum alloy wire is required to be 200 MPa or more. If the tensile strength of the aluminum alloy wire is less than 200 MPa, the wire may break when placed in a part where a large tensile force acts as a wire harness on a moving body such as an automobile, and the use part is limited. This is because that. Therefore, the tensile strength of the aluminum alloy wire was set to 200 MPa.
  • the film thickness of the surface oxide layer on the surface of the wire is 500 nm or less. This is because if the film thickness is thicker than 500 nm, a long time is required for the pretreatment step of plating for removing the oxide film, and the productivity may be significantly reduced.
  • the number of pinholes having a diameter of 1 ⁇ m or more in terms of equivalent circle diameter existing on the surface of the plating film is 1 / mm 2 or less. Therefore, it is possible to suppress a reduction in corrosion resistance, deterioration in appearance, and shortening of the service life due to stress concentration.
  • Such an aluminum alloy wire can be realized by controlling the alloy composition and manufacturing process in combination.
  • the suitable manufacturing method of the aluminum alloy wire of this invention is demonstrated.
  • An aluminum alloy wire according to an embodiment of the present invention includes Mg: 0.1 to 1.0% by mass, Si: 0.1 to 1.2% by mass, Fe: 0.10 to 1.40% by mass, Ti: 0 to 0.100 mass%, B: 0 to 0.030 mass%, Cu: 0 to 1.00 mass%, Ag: 0 to 0.50 mass%, Au: 0 to 0.50 mass%, Mn: 0 to 1.00 mass%, Cr: 0 to 1.00 mass%, Zr: 0 to 0.50 mass%, Hf: 0 to 0.50 mass%, V: 0 to 0.50 mass%, Sc: An aluminum alloy material having a composition of 0 to 0.50 mass%, Co: 0 to 0.50 mass%, Ni: 0 to 0.50 mass%, the balance: Al and inevitable impurities, After forming a rough drawn wire through a hot work, before performing at least the wire drawing, solution heat treatment, and aging heat treatment steps.
  • the solution heat treatment is heated at a predetermined temperature in the range of 450 to 580 ° C., held for a predetermined time, and then cooled at an average cooling rate of 10 ° C./s or more to a temperature of at least 150 ° C. , And can be manufactured by a manufacturing method performed by heating to a predetermined temperature within the range of 20 to 250 ° C.
  • Specific examples of the method for producing an aluminum alloy wire according to the present invention include [1] melting, [2] casting, [3] hot working (groove roll machining, etc.), [4] first wire drawing, [5] The first heat treatment (intermediate heat treatment), [6] second wire drawing, [7] second heat treatment (solution heat treatment), and [8] third heat treatment (aging heat treatment) are sequentially performed.
  • the manufacturing method containing is mentioned. Note that a step of forming a stranded wire or a step of coating a wire with a resin may be provided before or after the second heat treatment or after the aging heat treatment. The steps [1] to [8] will be described below.
  • the cooling rate in the temperature range is set to 20 ° C./s or more, and after the casting, re-heat treatment is performed before the hot working, and the re-heat treatment is performed at a predetermined temperature of 400 ° C. or higher.
  • the holding time is preferably 10 minutes or less.
  • the thickness of the surface oxide layer made of Al oxide or Mg oxide is set to 500 nm or less. Because it can be done.
  • the method for setting the average cooling rate in the temperature range from 750 ° C. to 400 ° C. during casting to 20 ° C./s or more is not particularly limited, but for example, a Properti type that combines a cast wheel and a belt.
  • a Properti type that combines a cast wheel and a belt.
  • a rod having a diameter of 5 to 13 mm can be obtained at an average cooling rate of 20 ° C./sec or more, and an average cooling rate of 30 ° C./sec or more can be obtained by using an underwater spinning method.
  • a bar having a diameter of 1 to 13 mm can be obtained.
  • Casting and hot rolling may be performed by billet casting or extrusion.
  • the degree of work ⁇ is preferably in the range of 1-6.
  • the degree of work ⁇ is less than 1, the recrystallized grains are coarsened during the heat treatment in the next step, the tensile strength and elongation are remarkably reduced, and there is a risk of disconnection.
  • the processing degree ⁇ is larger than 6, the wire drawing process becomes difficult, and there is a risk of causing a problem in terms of quality such as disconnection during the wire drawing process.
  • the surface is cleaned by performing surface peeling, it may not be performed.
  • a first heat treatment is performed on the cold-drawn workpiece.
  • the first heat treatment of the present invention is performed in order to restore the flexibility of the workpiece and improve the wire drawing workability. If the wire drawing workability is sufficient and disconnection does not occur, the first heat treatment may not be performed.
  • the working degree ⁇ is preferably in the range of 1 to 6.
  • the degree of work ⁇ affects the formation and growth of recrystallized grains. If the degree of work ⁇ is less than 1, the recrystallized grains tend to be coarsened during the heat treatment in the next step, and the tensile strength and elongation tend to be significantly reduced. This is because it tends to cause problems in terms of quality, such as disconnection during wire drawing. In addition, when not performing 1st heat processing, you may perform 1st wire drawing and 2nd wire drawing continuously.
  • Second heat treatment (solution heat treatment) A second heat treatment is applied to the drawn workpiece.
  • the second heat treatment of the present invention is a solution heat treatment performed in order to dissolve a randomly contained Mg and Si compound in the aluminum matrix.
  • the solution treatment can smoothen (homogenize) the concentrated portion of Mg or Si during processing, leading to suppression of grain boundary segregation of the compound of Mg and Si after the final aging heat treatment.
  • the second heat treatment is a heat treatment in which heating is performed to a predetermined temperature within a range of 450 to 580 ° C., and after holding for a predetermined time, cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./s or more to at least 150 ° C. It is.
  • the predetermined temperature during the second heat treatment is higher than 580 ° C.
  • the crystal grain size becomes coarse and abnormally grown grains are generated.
  • the predetermined temperature is lower than 450 ° C., Mg 2 Si is sufficiently dissolved. I can't let you. Therefore, the predetermined temperature during heating in the second heat treatment is in the range of 450 to 580 ° C., and varies depending on the Mg and Si contents, but is preferably in the range of 450 to 540 ° C., more preferably 480 to 520 ° C. It is desirable that the total time for maintaining the above-described reheat treatment after casting and the first heat treatment (intermediate heat treatment) at 400 ° C. or higher is within 10 minutes.
  • the solution heat treatment is heated to a predetermined temperature within the range of 450 to 580 ° C., held for a predetermined time, and then cooled to a temperature of at least 150 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s or more. To do.
  • a method of performing the second heat treatment for example, batch annealing, a salt bath (salt bath), continuous heat treatment such as high-frequency heating, current heating, and running heat may be used.
  • the wire temperature usually rises as time passes because it is structured to keep current flowing through the wire. For this reason, if the current is kept flowing, the wire may be melted. Therefore, it is necessary to perform heat treatment in an appropriate time range.
  • the temperature of the running annealing furnace is usually set higher than the wire temperature. Since heat treatment for a long time may cause the wire to melt, it is necessary to perform the heat treatment in an appropriate time range.
  • the heating and holding times in all the heat treatments require a predetermined time or more in order to dissolve Mg and Si compounds randomly contained in the workpiece into the aluminum matrix.
  • the continuous heat treatment by high frequency heating is a heat treatment by Joule heat generated from the wire itself by an induced current as the wire continuously passes through a magnetic field by high frequency. It includes a rapid heating and rapid cooling process, and the wire can be heat-treated under control of the wire temperature and heat treatment time. Cooling is performed by passing the wire continuously in water or in a nitrogen gas atmosphere after rapid heating.
  • This heat treatment time is 0.01 to 2 s, preferably 0.05 to 1 s, more preferably 0.05 to 0.5 s.
  • the continuous energization heat treatment is a heat treatment by Joule heat generated from the wire itself by passing an electric current through the wire passing continuously through the two electrode wheels. It includes a rapid heating and rapid cooling process, and the wire can be heat-treated under control of the wire temperature and heat treatment time. Cooling is performed by passing the wire continuously through water, air, or a nitrogen gas atmosphere after rapid heating. This heat treatment time is 0.01 to 2 s, preferably 0.05 to 1 s, more preferably 0.05 to 0.5 s.
  • the continuous running heat treatment is a heat treatment in which a wire continuously passes through a heat treatment furnace maintained at a high temperature.
  • Heat treatment can be performed by controlling the temperature in the heat treatment furnace and the heat treatment time, including rapid heating and rapid cooling processes. Cooling is performed by passing the wire continuously through water, air, or a nitrogen gas atmosphere after rapid heating. This heat treatment time is preferably 0.5 to 30 s.
  • the solution formation is incomplete and the solute atomic clusters, ⁇ ′′ phase and Mg 2 Si precipitates generated during the aging heat treatment in the subsequent process are not present.
  • partial melting (eutectic melting) of the compound phase in the aluminum alloy wire occurs, the tensile strength and elongation decrease, and breakage tends to occur during handling of the conductor.
  • This third heat treatment is an aging heat treatment performed to produce Mg, Si compounds, or solute atom clusters.
  • the heating temperature of the aging heat treatment is set to 20 to 250 ° C. If the heating temperature in the aging heat treatment is less than 20 ° C., the formation of solute atomic clusters is slow and it takes time to obtain the necessary tensile strength and elongation, which is disadvantageous in mass production. On the other hand, when the heating temperature is higher than 250 ° C., coarse Mg 2 Si precipitates are generated in addition to Mg 2 Si needle-like precipitates ( ⁇ ′′ phase) that contribute the most to the strength, and the strength decreases.
  • the heating temperature in the aging heat treatment is set to 20 to 250 ° C.
  • the heating temperature in the aging heat treatment is set to 20 to 20 when it is necessary to generate a solute atomic cluster that is more effective in improving the elongation.
  • the temperature is preferably 70 ° C., and the ⁇ ′′ phase is also precipitated at the same time, and when it is necessary to balance the tensile strength and the elongation, the temperature is preferably 100 to 150 ° C.
  • the optimal time for heating and holding time in the aging heat treatment varies depending on the temperature. Heating at a low temperature for a long time and heating at a high temperature for a short time is preferable for improving the tensile strength and elongation and reducing the 0.2% proof stress to the tensile strength.
  • the long-time heating for example, it is 10 days or less, and in the short-time heating, it is preferably 15 hours or less, more preferably 8 hours or less.
  • the cooling in the aging heat treatment is preferably as fast as possible in order to prevent variations in characteristics. Of course, even if it cannot cool quickly in the manufacturing process, it can be appropriately set as long as it is an aging condition that can sufficiently generate the solute atom clusters.
  • the wire diameter is not particularly limited and can be appropriately determined according to the application, but in the case of a thin wire, 0.1 to 0.5 mm ⁇ , in the case of a medium thin wire It is preferably 0.8 to 1.5 mm ⁇ .
  • the aluminum alloy wire of this embodiment is one of the advantages that it can be used as an aluminum alloy wire by thinning it with a single wire, but it can also be used as an aluminum alloy twisted wire obtained by bundling a plurality of wires, Among the steps [1] to [8] constituting the production method of the present invention, after the aluminum alloy wire materials obtained by sequentially performing the steps [1] to [6] are bundled and twisted, 7) Second heat treatment (solution heat treatment) and [8] Third heat treatment (aging heat treatment) may be performed.
  • homogenization heat treatment As an additional process, it is possible to perform a homogenization heat treatment as performed by a conventional method after continuous casting and rolling. Homogenization heat treatment can disperse the added elements uniformly, and it becomes easy to generate solute atomic clusters and ⁇ ”precipitate phases in the crystallized product and the subsequent third heat treatment. It is possible to obtain a more stable improvement in the yield strength against the strength.
  • the homogenization heat treatment is preferably performed at a heating temperature of 450 to 600 ° C., more preferably 500 to 600 ° C. Further, the homogenization heat treatment is performed.
  • the cooling in is preferably performed at an average cooling rate of 0.1 to 10 ° C./min in that a uniform compound is easily obtained.
  • the aluminum alloy wire of the present embodiment can be used as an aluminum alloy wire or an aluminum alloy stranded wire obtained by twisting a plurality of aluminum alloy wires, and further an aluminum alloy wire or an aluminum alloy stranded wire. It can also be used as a covered electric wire having a covering layer on the outer periphery, and in addition, as a wire harness (assembled electric wire) comprising a covered electric wire and a terminal attached to the end of the covered electric wire from which the covering layer has been removed It is also possible to use it.
  • a wire harness assembled electric wire
  • a first heat treatment (intermediate heat treatment) is performed on the processed material subjected to the first wire drawing under the conditions shown in Table 2, and further, a predetermined degree of processing is obtained up to a wire diameter of ⁇ 0.3 mm. 2 wire drawing was performed.
  • a second heat treatment (solution heat treatment) was performed under the conditions shown in Table 2.
  • the wire temperature was measured by winding a thermocouple around the wire.
  • the fiber type radiation thermometer manufactured by Japan Sensor Co., Ltd.
  • the temperature was measured, and the maximum temperature reached was calculated in consideration of Joule heat and heat dissipation.
  • the wire temperature near the exit of the heat treatment section was measured.
  • a third heat treatment (aging heat treatment) was performed under the conditions shown in Table 1 to produce an aluminum alloy wire.
  • the third point is a circle present on the surface of the wire, observed in the range of 1000 ⁇ m 2 at a position on the surface of the wire that is 2000 mm or more from the first point in the longitudinal direction of the wire and 1000 mm or more from the second point in the longitudinal direction of the wire.
  • the existence ratio (number / 100 ⁇ m 2 ) of a compound having a particle diameter of 1 ⁇ m or more in terms of equivalent diameter is calculated.
  • the diameter was obtained by binarizing the obtained SEM image to determine the area of the compound, and converting the same area to an equivalent circle diameter.
  • (B) Measurement of the thickness of the surface oxide layer of the wire The measurement of the thickness of the surface oxide layer of the wire is performed using an Auger electron spectrometer, and the average value calculated from the three measured values is used as the surface oxidation of the wire. Let it be the thickness of the layer.
  • the first and second points are spaced 1000 mm or more in the longitudinal direction of the wire, the first and third points are spaced 2000 mm or more in the longitudinal direction of the wire, and the second and third points are spaced 1000 mm or longer in the longitudinal direction of the wire. Open and measure.
  • the third point is a pin having a diameter of 1 ⁇ m or more equivalent to a circle existing on the surface of the wire, observed in a range of 1000 ⁇ m 2 at a position distant from the first point by 2000 mm or more and 1000 mm or more from the second point in the longitudinal direction of the wire.
  • the hole presence ratio (pieces / mm 2 ) is calculated.
  • Comparative Example 4 in which the heating temperature of the solution heat treatment is higher than the range of the present invention and Comparative Example 5 in which the heating temperature of the aging heat treatment is higher than the range of the present invention are both insufficient in tensile strength. Evaluation was unsuccessful.
  • the aluminum alloy wire of the present invention can have sufficient mechanical characteristics even when used for a thin wire having an element wire diameter of 0.5 mm or less. Alternatively, it is useful as a conductor for a motor or a wiring body for an industrial robot.

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Abstract

　本発明は、特に機械的特性を低下させることなくめっき性を改善したアルミニウム合金線材等を提供する。　本発明のアルミニウム合金線材は、Ｍｇ：0.1～1.0質量％、Ｓｉ：0.1～1.2質量％、Ｆｅ：0.10～1.40質量％、Ｔｉ：0～0.100質量％、Ｂ：0～0.030質量％、Ｃｕ：0～1.00質量％、Ａｇ：0～0.50質量％、Ａｕ：0～0.50質量％、Ｍｎ：0～1.00質量％、Ｃｒ：0～1.00質量％、Ｚｒ：0～0.50質量％、Ｈｆ：0～0.50質量％、Ｖ：0～0.50質量％、Ｓｃ：0～0.50質量％、Ｃｏ：0～0.50質量％、Ｎｉ：0～0.50質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、表面に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上の化合物が100μｍ２中に１個以下であり、引張強度が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする。

Description

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
　本発明は、電気配線体の導体として用いられる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に関する。
　従来、自動車、電車、航空機等の移動体の電気配線体、または産業用ロボットの電気配線体として、銅又は銅合金の導体を含む電線に、銅又は銅合金（例えば、黄銅）製の端子（コネクタ）を装着した、いわゆるワイヤーハーネスと呼ばれる部材が用いられてきた。昨今では、自動車の高性能化や高機能化が急速に進められており、これに伴い、車載される各種の電気機器、制御機器などの配設数が増加するとともに、これら機器に使用される電気配線体の配設数も増加する傾向にある。また、その一方で、環境対応のために自動車等の移動体の燃費を向上させるため、移動体の軽量化が強く望まれている。
　こうした移動体の軽量化を達成するための手段の一つとして、例えば電気配線体の導体を、従来から用いられている銅又は銅合金に代えて、より軽量なアルミニウム又はアルミニウム合金にする検討が進められている。アルミニウムの比重は銅の比重の約１／３、アルミニウムの導電率は銅の導電率の約２／３（純銅を１００％ＩＡＣＳの基準とした場合、純アルミニウムは約６６％ＩＡＣＳ）であり、アルミニウムの導体線材に、銅の導体線材と同じ電流を流すためには、アルミニウムの導体線材の断面積を、銅の導体線材の断面積の約１．５倍と大きくする必要があるが、そのように断面積を大きくしたアルミニウムの導体線材を用いたとしても、アルミニウムの導体線材の質量は、純銅の導体線材の質量の半分程度であることから、アルミニウムの導体線材を使用することは、軽量化の観点から有利である。なお、上記の％ＩＡＣＳとは、万国標準軟銅（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｎｎｅａｌｅｄ　Ｃｏｐｐｅｒ　Ｓｔａｎｄａｒｄ）の抵抗率１．７２４１×１０－８Ωｍを１００％ＩＡＣＳとした場合の導電率を表したものである。
　また、高強度アルミニウム合金線材としては、例えばＭｇとＳｉを含有するアルミニウム合金線材が知られており、このアルミニウム合金線材の代表例としては、６０００系アルミニウム合金（Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金）線材が挙げられる。６０００系アルミニウム合金線材は、一般に、溶体化処理及び時効処理を施すことにより高強度化を図ることができる。
　本発明者らは、既に出願し特許された特許文献１において、特に６０００系アルミニウム合金線材に関する発明を提案した。特許文献１では、成分と工程の検討により析出組織を制御し、線径が０．５ｍｍ以下である極細線として使用したとしても、満足レベルの高強度、高導電率および高伸びを具備したアルミニウム合金線材の製造を可能にしたものである。
特許第５６０７８５３号公報
　しかしながら、アルミニウム合金線材の用途によっては、めっき性の向上が求められる場合があり、更なる技術改良が求められる。めっき性の向上のために用いられるめっきとしては、例えば端子圧着部の電気接触抵抗を低下させる銅めっき、耐食性と耐摩耗性を向上させるクロムめっきやニッケルめっきなどが挙げられる。
　これに対し、従来のアルミニウム合金線材では、めっき後にピンホールや凹凸等の表面欠陥が発生する場合やめっきが剥離することがあり、かかる表面欠陥の発生は、耐食性の低下、外観の悪化、応力集中による使用寿命の短縮化を助長する傾向があることがわかった。また、特許文献１は適切な低い耐力を得ることを重視しているため、強度バランスの観点から引張強度を十分に高められないという問題点があった。
　そこで本発明の目的は、線材表面に存在する化合物の粒子径および存在割合を制御することにより、その後、線材表面上にめっき被膜を形成した際の、めっき被膜表面上のピンホールや凹凸の発生を抑制しめっき性を向上させた、電気配線体の導体として用いられる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を提供することにある。
　本発明者らは、これまで研究を重ね、以下のような課題があることを見出し、また、その課題を解決するための検討を重ねた結果、以下のような知見を得た。
　すなわち、アルミニウム合金線材の原料であるアルミナには、通常Feが多く含まれ、例えば一般的なアルミニウム地金である99.7質量%アルミニウムにはFeが最大0.2質量％含有している（JIS H2102:2011の表3参照）。アルミニウム地金に含有するFeは、AlやSiなどその他の含有成分と結合して電気伝導性がアルミニウム母相より低い化合物を生成し、めっき後にピンホールや凹凸等の表面欠陥が発生しやすくなる。ここで生じたピンホールや凹凸等の表面欠陥は、耐食性の低下、外観の悪化、応力集中による使用寿命の短縮化、めっきの剥離を助長するなどの問題が生じることから、かかる問題を解決するには、アルミニウム地金中のFe含有量は少ないほうが好ましい。一方、Fe含有量が少ない高純度のAl地金を用いると、量産性が低下するとともにFeの粒径微細化効果が得られなくなるため、得られたAl合金線材の強度は低くなる傾向がある。
　また、本発明者らは、高強度および高導電率が得られる析出型のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金である6000系アルミニウム合金を始め、1000,2000,3000,4000,5000,7000,8000系アルミニウム合金において、鋭意検討を行い、線材表面に存在する化合物の粒子径および存在割合と、線材表面にめっき被膜を形成したときのめっき被膜表面上のピンホールの生成との間に相関があることを見出し、さらに添加成分と製造プロセスが、線材表面に存在する化合物に与える影響を明らかにしたことで、めっき性の良好で高強度なアルミニウム合金線材を製造することに成功し、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：０．１～１．０質量％、Ｓｉ：０．１～１．２質量％、Ｆｅ：０．１０～１．４０質量％、Ｔｉ：０～０．１００質量％、Ｂ：０～０．０３０質量％、Ｃｕ：０～１．００質量％、Ａｇ：０～０．５０質量％、Ａｕ：０～０．５０質量％、Ｍｎ：０～１．００質量％、Ｃｒ：０～１．００質量％、Ｚｒ：０～０．５０質量％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：０～０．５０質量％、Ｃｏ：０～０．５０質量％、Ｎｉ：０～０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、表面に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上の化合物が１００μｍ２中に１個以下であり、引張強度が２００ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金線材。なお、上記化学組成に含有範囲が挙げられている元素のうち、含有範囲の下限値が「０質量％」と記載されている元素はいずれも、必要に応じて任意に添加される選択添加元素を意味する。すなわち所定の添加元素が「０質量％」の場合、その添加元素が含まれないことを意味する。
（２）前記化学組成が、Ｔｉ：０．００１～０．１００質量％とＢ：０．００１～０．０３０質量％のうち両方かいずれかひとつを含有する上記（１）に記載のアルミニウム合金線材。
（３）前記化学組成が、Ｃｕ：０．０１～１．００質量％、Ａｇ：０．０１～０．５０質量％、Ａｕ：０．０１～０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１～１．００質量％、Ｃｒ：０．０１～１．００質量％およびＺｒ：０．０１～０．５０質量％、Ｈｆ：０．０１～０．５０質量％、Ｖ：０．０１～０．５０質量％、Ｓｃ：０．０１～０．５０質量％、Ｃｏ：０．０１～０．５０質量％およびＮｉ：０．０１～０．５０質量％のうち、少なくともひとつを含有する上記（１）または（２）に記載のアルミニウム合金線材。
（４）Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量の合計が０．１０～２．００質量％である上記（１）、（２）または（３）に記載のアルミニウム合金線材。
（５）前記化合物がＦｅ系化合物である上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（６）表面酸化層の膜厚が５００ｎｍ以下である上記（１）～（５）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（７）表面上にめっき被膜を有し、該めっき被膜の表面上に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上のピンホールが１個／ｍｍ２以下である上記（１）～（６）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（８）素線径が０．１～０．５ｍｍであるアルミニウム合金線である上記（１）～（７）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
（９）上記（８）に記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて得られるアルミニウム合金撚線。
（１０）上記（８）に記載のアルミニウム合金線または上記（９）に記載のアルミニウム合金撚線の外周に被覆層を有する被覆電線。
（１１）上記（１０）に記載の被覆電線と、該被覆電線の、前記被覆層を除去した端部に装着された端子とを具えるワイヤーハーネス。
（１２）　Ｍｇ：０．１～１．０質量％、Ｓｉ：０．１～１．２質量％、Ｆｅ：０．１０～１．４０質量％、Ｔｉ：０～０．１００質量％、Ｂ：０～０．０３０質量％、Ｃｕ：０～１．００質量％、Ａｇ：０～０．５０質量％、Ａｕ：０～０．５０質量％、Ｍｎ：０～１．００質量％、Ｃｒ：０～１．００質量％、Ｚｒ：０～０．５０質量％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：０～０．５０質量％、Ｃｏ：０～０．５０質量％、Ｎｉ：０～０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有するアルミニウム合金素材を、溶解、鋳造後に、熱間加工を経て荒引線を形成し、その後、少なくとも伸線加工、溶体化熱処理および時効熱処理の各工程を行うアルミニウム合金線材の製造方法であって、前記溶体化熱処理は、 ４５０～５８０℃の範囲内の所定温度で加熱し、所定の時間保持後、少なくとも１５０℃の温度までは１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することによって行ない、前記時効熱処理は、２０～１５０℃の範囲内の所定温度で行なうことを特徴とするアルミニウム合金線材の製造方法。
（１３）鋳造時における７５０℃から４００℃までの温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ以上であり、前記鋳造後、前記熱間加工前に再熱処理を行い、該再熱処理は、４００℃以上の所定温度に加熱し、該所定温度で保持される時間が１０分以下で行なう上記（１２）に記載のアルミニウム合金線材の製造方法。
　本発明のアルミニウム合金線材は、Ｍｇ：０．１～１．０質量％、Ｓｉ：０．１～１．２質量％、Ｆｅ：０．１０～１．４０質量％、Ｔｉ：０～０．１００質量％、Ｂ：０～０．０３０質量％、Ｃｕ：０～１．００質量％、Ａｇ：０～０．５０質量％、Ａｕ：０～０．５０質量％、Ｍｎ：０～１．００質量％、Ｃｒ：０～１．００質量％、Ｚｒ：０～０．５０質量％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：０～０．５０質量％、Ｃｏ：０～０．５０質量％、Ｎｉ：０～０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、表面に存在する、円相当径換算にて直径が１μｍ以上の化合物を、１００μｍ２中に１個以下とすることによって、その後、線材表面上にめっき被膜を形成した際の、めっき被膜表面上のピンホールや凹凸の発生を抑制しめっき性を向上させた、電気配線体の導体として用いられる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の提供が可能になった。本発明のアルミニウム合金線材は、特に素線径が０．５ｍｍ以下の細径線に利用しても、十分な機械的特性を具備することができるため、移動体に搭載されるバッテリーケーブル、ハーネスあるいはモータ用導線、産業用ロボットの配線体として有用である。
図１は、本発明に従うアルミニウム合金線材の表面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、１５００倍の倍率で観察したときの表面ＳＥＭ写真である。 図２は、従来のアルミニウム合金線材の表面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、１５００倍の倍率で観察したときの表面ＳＥＭ写真である。
　次に、本発明の実施形態について説明する。以下に、本発明に従うアルミニウム合金線材の化学組成および表面性状等の限定理由を示す。
（Ｉ）化学組成
＜Ｍｇ：０．１～１．０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、その一部はＳｉと一緒にβ”相（ベータダブルプライム相）などとして析出し引張強度を向上させる作用を持つ。また、溶質原子クラスターとしてＭｇ－Ｓｉクラスターを形成した場合は、引張強度および伸びを向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．１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１．０質量％を超えると、結晶粒界にＭｇ濃化部分を形成する可能性が高まり、引張強度および伸びが低下する。また、Ｍｇ元素の固溶量が多くなることによって０．２％耐力が高くなり、ケーブル化したときの取り回し性が低下するとともに導電率も低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．１～１．０質量％とする。なお、Ｍｇ含有量は、高強度を重視する場合には０．５～１．０質量％にすることが好ましく、また、導電率を重視する場合には０．１質量％以上０．５質量％未満とすることが好ましく、このような観点から総合的には０．３０～０．７０質量％とすることが好ましい。
＜Ｓｉ：０．１～１．２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、その一部はＭｇと一緒にβ”相などとして析出し引張強度、耐屈曲疲労特性を向上させる作用を持つ。またＳｉは、溶質原子クラスターとしてＭｇ－Ｓｉクラスターや、Ｓｉ－Ｓｉクラスターを形成した場合に引張強度および伸びを向上させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１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１．２質量％を超えると、結晶粒界にＳｉ濃化部分を形成する可能性が高まり、引張強度および伸びが低下する。また、Ｓｉ元素の固溶量が多くなることによって０．２％耐力が高くなり取り回し性が低下するとともに導電率も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１～１．２質量％とする。なお、Ｓｉ含有量は、高強度を重視する場合には０．５～１．２質量％にすることが好ましく、また、導電率を重視する場合には０．１質量％以上０．５質量％未満とすることが好ましく、このような観点から総合的には０．３～０．７質量％とすることが好ましい。
＜Ｆｅ：０．１０～１．４０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。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、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｇなどの金属間化合物として晶出または析出する。これらのようにFeとAlとで主に構成される金属間化合物を本明細書ではFe系化合物と呼ぶ。この金属間化合物は、結晶粒の微細化に寄与すると共に、引張強度を向上させる。また、Ｆｅは、Ａｌ中に固溶したＦｅによっても引張強度を向上させる作用を有する。Ｆｅ含有量が０．１０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１．４０質量％超えだと、晶出物または析出物の粗大化により伸線加工性が低下すると共に、０．２％耐力が上昇し取り回し性が低下し、さらに伸びも低下する。したがって、Ｆｅ含有量は０．１０～１．４０質量％とし、好ましくは０．１５～０．７０質量％、更に好ましくは０．１５～０．４５質量％とする。
　本発明のアルミニウム合金線材は、上述の通り、Ｍｇ、ＳｉおよびＦｅを必須の含有成分とするが、必要に応じて、さらに、ＴｉとＢのうちいずれかひとつ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉのうち、少なくともひとつを含有させることができる。
＜Ｔｉ：０．００１～０．１００質量％＞
　Ｔｉ（チタン）は、溶解鋳造時の鋳塊の組織を微細化する作用を有する元素である。鋳塊の組織が粗大であると、鋳造において鋳塊割れや線材加工工程において断線が発生して工業的に望ましくない。Ｔｉ含有量が０．００１質量％未満であると、上記作用効果を十分に発揮することができず、また、Ｔｉ含有量が０．１００質量％超えだと導電率が低下する傾向があるからである。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．１００質量％とし、好ましくは０．００５～０．０５０質量％、より好ましくは０．００５～０．０３０質量％とする。
＜Ｂ：０．００１～０．０３０質量％＞
　Ｂ（ホウ素）は、Ｔｉと同様、溶解鋳造時の鋳塊の組織を微細化する作用を有する元素である。鋳塊の組織が粗大であると、鋳造において鋳塊割れや線材加工工程において断線が発生しやすくなるため工業的に望ましくない。Ｂ含有量が０．００１質量％未満であると、上記作用効果を十分に発揮することができず、また、Ｂ含有量が０．０３０質量％超えだと導電率が低下する傾向がある。したがって、Ｂ含有量は０．００１～０．０３０質量％とし、好ましくは０．００１～０．０２０質量％、より好ましくは０．００１～０．０１０質量％とする。
＜Ｃｕ：０．０１～１．００質量％＞、＜Ａｇ：０．０１～０．５０質量％＞、＜Ａｕ：０．０１～０．５０質量％＞、＜Ｍｎ：０．０１～１．００質量％＞、＜Ｃｒ：０．０１～１．００質量％＞および＜Ｚｒ：０．０１～０．５０質量％＞、＜Ｈｆ：０．０１～０．５０質量％＞、＜Ｖ：０．０１～０．５０質量％＞、＜Ｓｃ：０．０１～０．５０質量％＞、＜Ｃｏ：０．０１～０．５０質量％＞＜Ｎｉ：０．０１～０．５０質量％＞の１種または２種以上を含有させること
　Ｃｕ（銅）、Ａｇ（銀）、Ａｕ（金）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ（クロム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｖ（バナジウム）、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｃｏ（コバルト）およびＮｉ（ニッケル）は、いずれも結晶粒を微細化するとともに、異常な粗大成長粒の生成を抑制する作用を有する元素であり、さらに、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕは、粒界に析出することで粒界強度を高める作用も有する元素であって、これらの元素の少なくとも１種を０．０１質量％以上含有していれば、上述した作用効果が得られ、引張強度および伸びを向上させることができる。一方、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量のいずれかが、それぞれ上記の上限値を超えると、該元素を含有する化合物が粗大になり、伸線加工性を劣化させて断線が生じやすくなり、また、導電率が低下する傾向がある。したがって、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量の範囲は、それぞれ上記に規定した範囲とした。なお、これらの元素群の中で、特にＮｉを含有するのが好ましい。Ｎｉを含有すると、結晶粒微細化効果と異常粒成長抑制効果が顕著になり引張強度と伸びが向上し、また、導電率の低下と伸線加工中の断線についても抑制する効果が認められるからである。かかる効果をバランスよく満足させる観点から、Ｎｉ含有量は０．０５～０．３０質量％とするのが更に好ましい。
　また、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉは、多く含有するほど導電率と伸びが低下する傾向と伸線加工性が劣化する傾向、０．２％耐力上昇による取り回し性が低下する傾向がある。従って、これらの元素の含有量の合計は、２．００質量％以下とするのが好ましい。本発明のアルミニウム合金線材ではＦｅは必須元素なので、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量の合計は０．１０～２．００質量％とするのが好ましい。ただし、これらの元素を単独で添加する場合は、含有量が多いほど該元素を含有する化合物が粗大になる傾向にあり、伸線加工性を劣化させ、断線が生じやすくなることから、それぞれの元素において上記に規定した含有範囲とした。
　なお、高導電率を保ちつつ、耐力値を適度に低下させるには、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量の合計は、０．１０～０．８０質量％が特に好ましく、０．１５～０．６０質量％が更に好ましい。一方で、導電率はやや低下するが更に引張強度、伸び、および引張強度に対する耐力値を適度に低下させるためには、前記含有量の合計は、０．８０質量％超え、２．００質量％以下とすることが特に好ましく、１．００～２．００質量％とすることが更に好ましい。
＜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、導電率の低下を加味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、Ｇａ（ガリウム）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｐｂ（鉛）などが挙げられる。
（ＩＩ）アルミニウム合金線材の表面性状および強度特性
　本発明は、上記化学組成を限定することを前提として、線材表面に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上の化合物が１００μｍ２中に１個以下であり、引張強度が２００ＭＰａ以上であることが必要である。
　本発明者らは、線材表面に存在する化合物の粒子径および存在割合と、線材表面にめっき被膜を形成したときのめっき被膜表面上のピンホールの生成との間に相関があるかについて鋭意検討を行なった。
　その結果、線材表面に、円相当径換算における直径が１μｍ以上の化合物が、１００μｍ２中に１個よりも多い存在割合で存在していると、めっき後にピンホールや凹凸などの欠陥が発生しやすくなり耐食性の低下、外観の悪化、応力集中による使用寿命の短縮化を助長することが判明した。ここで「円相当径換算における直径」とは、対象となる化合物の実際の面積と同じ面積となる真円を考えたときの、該真円の直径を意味する。
　図１は、本発明に従う実施形態のアルミニウム合金線材（発明品）の表面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、１５００倍の倍率で観察したときの代表的な表面ＳＥＭ写真の一例を示したものであり、図２は、従来のアルミニウム合金線材（従来品）の表面を、図１と同じ条件で観察したときの表面ＳＥＭ写真である。図１および図２から、アルミニウム合金線材の表面に存在する１μｍ以上の化合物の個数が、従来品に対して発明品が極端に少ないことがわかる。
　アルミニウム合金線材の表面に存在する化合物としては、種々の化合物が考えられるが、主としてＦｅ系化合物、例えばＡｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｇ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の化合物等が挙げられる。
　また、アルミニウム合金線材の引張強度は、２００ＭＰａ以上であることが必要である。アルミニウム合金線材の引張強度が２００ＭＰａ未満だと、自動車等の移動体にワイヤーハーネスとして、大きな引張力が作用するような部位に配置した場合には電線が破断するおそれがあり、使用部位が限定されるからである。そのため、アルミニウム合金線材の引張強度を２００ＭＰａとした。
　さらに、線材表面の表面酸化層の膜厚が５００ｎｍ以下であることが好ましい。前記膜厚が５００ｎｍよりも厚いと、酸化膜を除去するめっきの前処理工程に長時間を必要とし生産性が著しく低下するおそれがあるからである。
　本発明のアルミニウム合金線材によれば、表面上にめっき被膜を形成した場合に、めっき被膜の表面上に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上のピンホールが１個／ｍｍ２以下とすることが可能になり、耐食性の低下、外観の悪化、応力集中による使用寿命の短縮化を抑制することができる。
　このようなアルミニウム合金線材は、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線材の好適な製造方法について説明する。
（本発明の一実施例によるアルミニウム合金線材の製造方法）
　本発明の一実施例によるアルミニウム合金線材は、Ｍｇ：０．１～１．０質量％、Ｓｉ：０．１～１．２質量％、Ｆｅ：０．１０～１．４０質量％、Ｔｉ：０～０．１００質量％、Ｂ：０～０．０３０質量％、Ｃｕ：０～１．００質量％、Ａｇ：０～０．５０質量％、Ａｕ：０～０．５０質量％、Ｍｎ：０～１．００質量％、Ｃｒ：０～１．００質量％、Ｚｒ：０～０．５０質量％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：０～０．５０質量％、Ｃｏ：０～０．５０質量％、Ｎｉ：０～０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有するアルミニウム合金素材を、溶解、鋳造後に、熱間加工を経て荒引線を形成し、その後、少なくとも伸線加工、溶体化熱処理および時効熱処理の各工程を行うことを前提として、溶体化熱処理を、４５０～５８０℃の範囲内の所定温度で加熱し、所定の時間保持後、少なくとも１５０℃の温度までは１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、時効熱処理を、２０～２５０℃の範囲内の所定温度まで加熱することによって行なう製造方法によって製造することができる。
　本発明のアルミニウム合金線材の製造方法は、具体的な例としては、［１］溶解、［２］鋳造、［３］熱間加工（溝ロール加工など）、［４］第１伸線加工、［５］第１熱処理(中間熱処理)、［６］第２伸線加工、［７］第２熱処理（溶体化熱処理）、および［８］第３熱処理（時効熱処理）の各工程を順次行うことを含む製造方法が挙げられる。なお、第２熱処理前後、または時効熱処理の後に、撚り線とする工程や電線に樹脂被覆を行う工程を設けてもよい。以下、［１］～［８］の工程について説明する。
［１］溶解工程で
　溶解は、上述したアルミニウム合金組成になるように各成分の分量を調整した材料を用意し、それを溶解する。
［２］鋳造および［３］熱間加工（溝ロール加工など）
　次いで、鋳造工程では冷却速度を大きくし、化合物、特にＦｅ系化合物の晶出を減少、微細化することが必要であり、この観点から、本発明では、鋳造時における７５０℃から４００℃までの温度範囲での冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、かつ、前記鋳造後、前記熱間加工前に再熱処理を行い、該再熱処理は、４００℃以上の所定温度に加熱し、該所定温度で保持される時間を１０分以下とすることが好ましい。ここで、７５０℃から４００℃までの温度範囲での冷却速度を２０℃／ｓ以上としたのは、Feの晶出温度領域、Fe系化合物の析出温度域に保たれる時間を短縮しFe系化合物の生成を抑制するためであり、また、鋳造後、熱間加工前に行なう再熱処理において、４００℃以上の所定温度に保持される時間を１０分以下としたのは、第一に、Fe系化合物の析出温度域に保たれる時間を短縮しFe系化合物の生成を抑制するためであり、第二にAl酸化物やMg酸化物からなる表面酸化物層の厚さを５００ｎｍ以下とすることができるからである。
　なお、鋳造時における７５０℃から４００℃までの温度範囲での平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とするための方法としては、特に限定はしないが、例えば鋳造輪とベルトを組み合わせたプロペルチ式の連続鋳造圧延機を用いる方法や、水を入れた回転ドラムの内側から同じ速度で溶融金属流をほぼ平行に噴出し、水の中で溶融金属を冷却して凝固する方法、いわゆる水中紡糸法が挙げられる。連続鋳造圧延機を用いる方法では、２０℃/sec以上の平均冷却速度で、直径５～１３ｍｍの棒材を得ることができ、また、水中紡糸法を用いれば３０℃/sec以上の平均冷却速度で、直径１～１３ｍｍの棒材を得ることができる。鋳造及び熱間圧延は、ビレット鋳造及び押出法などにより行ってもよい。
［４］第１伸線加工
　次いで、必要であれば表面の皮むきを実施して、例えば直径５～１２．５ｍｍφの適宜の太さの棒材とし、これを冷間で伸線加工する。加工度ηは、１～６の範囲であることが好ましい。ここで加工度ηは、伸線加工前の線材断面積をＡ０、伸線加工後の線材断面積をＡ１とすると、η＝ｌｎ（Ａ０／Ａ１）で表される。加工度ηが１未満だと、次工程の熱処理時、再結晶粒が粗大化し、引張強度及び伸びが著しく低下し、断線の原因になるおそれがある。また、加工度ηが６よりも大きいと、伸線加工が困難となり、伸線加工中に断線するなど品質の面で問題を生ずるおそれがあるからである。表面の皮むきは、行うことによって表面の清浄化がなされるが、行わなくてもよい。
［５］第１熱処理（中間熱処理）
　次に、冷間伸線した被加工材に第１熱処理を施す。本発明の第１熱処理は、被加工材の柔軟性を取り戻し、伸線加工性を高めるために行うものである。伸線加工性が十分であり、断線が生じなければ第１熱処理は行わなくても良い。金属間化合物の粗大化を防ぎ、表面酸化物層の成長を抑制するために４００℃以下で行うことが望ましく、４００℃よりも高温に曝される時間を１０分未満とすることが望ましい。
［６］第２伸線加工
　上記第１熱処理の後、さらに冷間で伸線加工を施す。この際の加工度ηは１～６の範囲が好ましい。加工度ηは、再結晶粒の形成及び成長に影響を及ぼす。加工度ηが１よりも小さいと、次工程の熱処理時、再結晶粒が粗大化し、引張強度及び伸びが著しく低下する傾向があり、また、加工度ηが６よりも大きいと、伸線加工が困難となり、伸線加工中に断線するなど品質の面で問題を生ずる傾向があるからである。なお、第１熱処理を行わない場合、第１伸線加工と第２伸線加工は連続で行ってもよい。
［７］第２熱処理（溶体化熱処理）
　伸線加工した加工材に第２熱処理を施す。本発明の第２熱処理は、ランダムに含有されているＭｇとＳｉの化合物をアルミニウム母相中に溶け込ませるために行う溶体化熱処理である。溶体化処理は、加工中にＭｇやＳｉの濃化部分をならす（均質化する）ことができ、最終的な時効熱処理後でのＭｇとＳｉの化合物の粒界偏析の抑制につながる。第２熱処理は、具体的には、４５０～５８０℃の範囲内の所定温度まで加熱し、所定の時間保持後、少なくとも１５０℃の温度までは１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する熱処理である。第２熱処理の加熱時の所定温度が５８０℃よりも高いと、結晶粒径が粗大化し、異常成長粒が生成し、前記所定温度が４５０℃よりも低いと、Ｍｇ２Ｓｉを十分に固溶させることができない。したがって、第２熱処理における加熱時の所定温度は４５０～５８０℃の範囲とし、Ｍｇ、Ｓｉ含有量によっても変化するが、好ましくは４５０～５４０℃、より好ましくは４８０～５２０℃の範囲とする。上述した、鋳造後の再熱処理と第１熱処理（中間熱処理）とを合わせた４００℃以上に保持する時間の合計は、１０分以内にすることが望ましい。また、少なくとも１５０℃の温度までの平均冷却速度は、１０℃／ｓよりも遅いと、アルミニウム母相中に一旦固溶させてＭｇとＳｉが、Ｍｇ、Ｓｉ化合物として再析出しやすくなる。よって、本発明では、溶体化熱処理を、４５０～５８０℃の範囲内の所定温度まで加熱し、所定の時間保持後、少なくとも１５０℃の温度までは１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより行なうこととする。
　第２熱処理を行う方法としては、例えば、バッチ焼鈍、ソルトバス（塩浴）でも、高周波加熱、通電加熱、走間加熱などの連続熱処理でも良い。
　ただし、高周波加熱や通電加熱を用いた場合、通常は線材に電流を流し続ける構造になっているため、時間の経過と共に線材温度が上昇する。そのため、電流を流し続けると線材が溶融してしまう可能性があるので、適正な時間範囲にて熱処理を行う必要がある。走間加熱を用いた場合においても、短時間の焼鈍であるため、通常、走間焼鈍炉の温度は線材温度より高く設定される。長時間の熱処理では線材が溶融してしまう可能性があるため、適正な時間範囲にて熱処理を行う必要がある。また、すべての熱処理における加熱・保持時間は、被加工材にランダムに含有されているＭｇ、Ｓｉ化合物をアルミ母相中に溶け込ませるため、所定の時間以上が必要である。以下、各方法による熱処理を説明する。
　高周波加熱による連続熱処理は、高周波による磁場中を線材が連続的に通過することで、誘導電流によって線材自体から発生するジュール熱により熱処理するものである。急熱、急冷の工程を含み、線材温度と熱処理時間で制御し線材を熱処理することができる。冷却は、急熱後、水中又は窒素ガス雰囲気中に線材を連続的に通過させることによって行う。この熱処理時間は０．０１～２ｓ、好ましくは０．０５～１ｓ、より好ましくは０．０５～０．５ｓで行う。
　連続通電熱処理は、２つの電極輪を連続的に通過する線材に電流を流すことによって線材自体から発生するジュール熱により熱処理するものである。急熱、急冷の工程を含み、線材温度と熱処理時間で制御し線材を熱処理することができる。冷却は、急熱後、水中、大気中又は窒素ガス雰囲気中に線材を連続的に通過させることによって行う。この熱処理時間は０．０１～２ｓ、好ましくは０．０５～１ｓ、より好ましくは０．０５～０．５ｓで行う。
　連続走間熱処理は、高温に保持した熱処理炉中を線材が連続的に通過して熱処理させるものである。急熱、急冷の工程を含み、熱処理炉内温度と熱処理時間で制御し線材を熱処理することができる。冷却は、急熱後、水中、大気中又は窒素ガス雰囲気中に線材を連続的に通過させることによって行う。この熱処理時間は好ましくは０．５～３０ｓで行う。
　線材温度又は熱処理時間の一方又は両方が上記で定義される条件より低い場合は、溶体化が不完全になり後工程の時効熱処理時に生成する溶質原子クラスターやβ”相やＭｇ２Ｓｉ析出物が少なくなり、引張強度、耐衝撃性、耐屈曲疲労特性、導電率の向上幅が小さくなる。線材温度又は焼鈍時間の一方又は両方が上記で規定される条件より高い場合は、結晶粒が粗大化すると共に、アルミニウム合金線材中の化合物相の部分溶融（共晶融解）が起こり、引張強度、伸びが低下し、導体の取り扱い時に断線が起こりやすくなる。
［８］第３熱処理（時効熱処理）
　次いで、第３熱処理を施す。この第３熱処理は、Ｍｇ、Ｓｉ化合物または、溶質原子クラスターを生成させるために行う時効熱処理である。本発明では、時効熱処理の加熱温度を２０～２５０℃とする。時効熱処理における加熱温度は、２０℃未満であると、溶質原子クラスターの生成が遅く必要な引張強度と伸びを得るために時間が掛かるため量産的に不利である。また、前記加熱温度が２５０℃よりも高いと、強度に最も寄与するＭｇ２Ｓｉ針状析出物（β”相）の他に、粗大なＭｇ２Ｓｉ析出物が生成し強度が低下する。このため、本発明では、時効熱処理の加熱温度を２０～２５０℃とする。なお、時効熱処理における加熱温度は、より伸びの向上に効果のある溶質原子クラスターを生成させる必要がある場合には２０～７０℃であることが好ましく、また、β”相も同時に析出させ、引張強度と伸びのバランスを取る必要がある場合には、１００～１５０℃であることが好ましい。
　さらに、時効熱処理における加熱・保持時間は、温度によって最適な時間が変化する。低温では長時間、高温では短時間の加熱が引張強度、伸びを向上させ、引張強度に対する０．２％耐力を小さくする上で好ましい。長時間の加熱では、例えば１０日間以下であり、短時間での加熱では、好ましくは１５時間以下、更に好ましくは８時間以下である。なお、時効熱処理における冷却は、特性のバラつきを防止するために、可能な限り冷却速度を速くすることが好ましい。もちろん、製造工程上、速く冷却できない場合であっても、溶質原子クラスターの生成が十分なされる時効条件であれば、適宜設定することができる。
　本実施形態のアルミニウム合金線材は、素線径を、特に制限はなく用途に応じて適宜定めることができるが、細物線の場合は０．１～０．５ｍｍφ、中細物線の場合は０．８～１．５ｍｍφとすることが好ましい。本実施形態のアルミニウム合金線材は、アルミニウム合金線として、単線で細くして使用できることが利点の一つであるが、複数本束ねて撚り合わせて得られるアルミニウム合金撚線として使用することもでき、本発明の製造方法を構成する上記［１］～［８］の工程のうち、［１］～［６］の各工程を順次行ったアルミニウム合金線材を複数本に束ねて撚り合わせた後に、［７］第２熱処理（溶体化熱処理）および［８］第3熱処理（時効熱処理）の工程を行ってもよい。
　また、本実施形態では、さらに追加の工程として、連続鋳造圧延後に、従来法で行われているような均質化熱処理を行なうことも可能である。均質化熱処理は、添加元素を均一に分散させることができるため、晶出物やその後の第３熱処理にて溶質原子クラスターやβ”析出相を均一に生成しやすくなり、引張強度、伸び、引張強度に対する耐力値の向上がより安定して得られる。均質化熱処理は、加熱温度を４５０℃～６００℃にて行なうことが好ましく、より好ましくは５００～６００℃である。また、均質化加熱処理における冷却は、０．１～１０℃／分の平均冷却速度で徐冷することが、均一な化合物が得られやすくなる点で好ましい。
　本実施形態のアルミニウム合金線材は、アルミニウム合金線として、または複数本のアルミニウム合金線を撚り合わせて得られるアルミニウム合金撚線として使用することができるとともに、さらに、アルミニウム合金線またはアルミニウム合金撚線の外周に被覆層を有する被覆電線として使用することもでき、加えて、被覆電線と、この被覆電線の、被覆層を除去した端部に装着された端子とを具えるワイヤーハーネス（組電線）として使用することもまた可能である。
　本発明を以下の実施例に基づき詳細に説明する。なお本発明は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
＜実施例および比較例＞
　Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ及びＡｌと、選択的に添加するＴｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉを、表１に示す含有量（質量％）になるようにプロペルチ式の連続鋳造圧延機を用いて、溶湯を水冷した鋳型で、表２に示す条件で連続的に鋳造しながら圧延を行い、φ９ｍｍの棒材とした。次いで、該棒材を所定の加工度が得られるように第１伸線加工を施した。次に、この第１伸線加工を施した加工材に、表２に示す条件で第１熱処理（中間熱処理）を施し、さらにφ０．３ｍｍの線径まで所定の加工度が得られるように第２伸線加工を行った。次に、表２に示す条件で第２熱処理（溶体化熱処理）を施した。第１及び第２熱処理とも、バッチ式熱処理では、線材に熱電対を巻きつけて線材温度を測定した。連続通電熱処理では、線材の温度が最も高くなる部分での測定が設備上困難であるため、ファイバ型放射温度計（ジャパンセンサ社製）で線材の温度が最も高くなる部分よりも手前の位置にて温度を測定し、ジュール熱と放熱を考慮して最高到達温度を算出した。高周波加熱および連続走間熱処理では、熱処理区間出口付近の線材温度を測定した。第２熱処理後に、表１に示す条件で第３熱処理（時効熱処理）を施し、アルミニウム合金線を製造した。
　作製した各々の実施例及び比較例のアルミニウム合金線について以下に示す方法により各特性を測定した。それらの結果を表３に示す。また、製造した各アルミニウム合金線の表面に、各種のめっきをさらに施したときの特性も測定したので、それらの結果も表３に示す。
［評価方法］
（Ａ）線材表面に存在する化合物の粒子径および存在割合の測定
　走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、線材表面に存在する化合物の粒子径および存在割合、具体的には線材表面に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上の粒子径の存在割合を以下の手法で測定する。一点目は線材表面の任意の位置にて１０００μｍ２の範囲で観察する。二点目は一点目から線材の長手方向に１０００ｍｍ以上離れた線材表面の位置にて１０００μｍ２の範囲で観察する。三点目は一点目から線材の長手方向に２０００ｍｍ以上、かつ二点目から線材の長手方向に１０００ｍｍ以上離れた線材表面の位置にて１０００μｍ２の範囲で観察し、線材表面に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上の粒子径をもつ化合物の存在割合（個／１００μｍ２）を算出する。なお、前記直径は、得られたＳＥＭ画像を二値化し化合物の面積を求め、同じ面積から円相当径に換算して求めた。
（Ｂ）線材の表面酸化層の膜厚測定
　線材の表面酸化層の膜厚測定は、オージェ電子分光器を用いて測定し、合計三点の測定値から算出した平均値を、線材の表面酸化層の膜厚とする。一点目と二点目は線材の長手方向に１０００ｍｍ以上間隔をあけ、一点目と三点目は線材の長手方向に２０００ｍｍ以上、二点目と三点目は線材の長手方向に１０００ｍｍ以上間隔をあけて測定する。
（Ｃ）引張強度および破断伸びの測定
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準じて各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について引張試験を行い、引張強度および破断伸びの平均値を求めた。引張強度は電線と端子の接続部における圧着部の引張強度を保つため、また、車体への取付け作業時に不意に負荷される荷重に耐えられるためにも、２００ＭＰａ以上を合格レベルとした。
（Ｄ）導電率
　長さ３００ｍｍの試験片を２０℃（±０．５℃）に保持した恒温漕中で、四端子法を用いて各３本ずつの供試材（アルミニウム合金線）について比抵抗を測定し、その平均導電率を算出した。端子間距離は２００ｍｍとした。導電率は、４５％ＩＡＣＳ以上を合格レベルとした。
（Ｅ）めっき後の表面に存在するピンホールの存在割合の測定
　走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、線材表面に存在するピンホールの直径および存在割合、具体的には線材表面に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上のピンホールの存在割合を以下の手法で測定する。一点目は線材表面の任意の位置にて１０００μｍ２の範囲で観察する。二点目は一点目から線材の長手方向に１０００ｍｍ以上離れた位置にて１０００μｍ２の範囲で観察する。三点目は線材の長手方向に一点目から２０００ｍｍ以上、二点目から１０００ｍｍ以上離れた位置にて１０００μｍ２の範囲で観察し、線材表面に存在する、円相当直径１μｍ以上の直径をもつピンホールの存在割合（個／ｍｍ２）を算出する。
（Ｆ）めっき性の評価
　ＪＩＳ　Ｚ　２３７１：２０１５に記載の中性塩水噴霧試験を９６時間行い、試験後の外観評価にて二段階に分類した。殆ど悪化が見られない場合を「○」、悪化した場合を「×」としてめっき性を評価した。
（Ｇ）総合判定について
　表３中に示す総合判定は、以下の表４に示す基準に従って「Ａ」～「Ｄ」の４段階で行ない、「Ａ」、「Ｂ」および「Ｃ」を合格レベルとし、「Ｄ」を不合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３に示す結果より、次のことが明らかである。実施例１～６のアルミニウム合金線は、いずれも合格レベルの引張強度、破断伸びおよび導電率を有するとともに、めっき性が優れ、総合判定も合格レベルであった。これに対し、比較例１および比較例３のアルミニウム合金線は、線材表面に存在する、１μｍ以上の粒子径をもつ化合物の存在割合が本発明の範囲外であるため、その後にめっきした場合のめっき被膜表面に発生するピンホールの存在割合が多くなり、めっき性が劣っており、総合評価が不合格であった。また、比較例２は、線材中のＦｅ含有量が少なすぎるため、引張強度が不足しており、総合評価が不合格であった。さらに、溶体化熱処理の加熱温度が本発明の範囲よりも高い比較例４、および時効熱処理の加熱温度が本発明の範囲よりも高い比較例５は、いずれも引張強度が不足しており、総合評価が不合格であった。
　本発明のアルミニウム合金線材は、特に素線径が０．５ｍｍ以下の細径線に利用しても、十分な機械的特性を具備することができるため、移動体に搭載されるバッテリーケーブル、ハーネスあるいはモータ用導線、産業用ロボットの配線体として有用である。

Claims (13)

  1. 　Ｍｇ：０．１～１．０質量％、Ｓｉ：０．１～１．２質量％、Ｆｅ：０．１０～１．４０質量％、Ｔｉ：０～０．１００質量％、Ｂ：０～０．０３０質量％、Ｃｕ：０～１．００質量％、Ａｇ：０～０．５０質量％、Ａｕ：０～０．５０質量％、Ｍｎ：０～１．００質量％、Ｃｒ：０～１．００質量％、Ｚｒ：０～０．５０質量％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：０～０．５０質量％、Ｃｏ：０～０．５０質量％、Ｎｉ：０～０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有し、表面に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上の化合物が１００μｍ２中に１個以下であり、引張強度が２００ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金線材。
  2. 　前記化学組成が、Ｔｉ：０．００１～０．１００質量％とＢ：０．００１～０．０３０質量％のうち両方かいずれかひとつを含有する請求項１に記載のアルミニウム合金線材。
  3. 　前記化学組成が、Ｃｕ：０．０１～１．００質量％、Ａｇ：０．０１～０．５０質量％、Ａｕ：０．０１～０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１～１．００質量％、Ｃｒ：０．０１～１．００質量％およびＺｒ：０．０１～０．５０質量％、Ｈｆ：０．０１～０．５０質量％、Ｖ：０．０１～０．５０質量％、Ｓｃ：０．０１～０．５０質量％、Ｃｏ：０．０１～０．５０質量％およびＮｉ：０．０１～０．５０質量％のうち、少なくともひとつを含有する請求項１または２に記載のアルミニウム合金線材。
  4. 　Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｓｃ、ＣｏおよびＮｉの含有量の合計が０．１０～２．００質量％である請求項１、２または３に記載のアルミニウム合金線材。
  5. 　前記化合物が Ｆｅ系化合物である請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
  6. 　表面酸化層の膜厚 が５００ｎｍ以下である請求項１～５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
  7. 　表面上にめっき被膜を有し、該めっき被膜の表面上に存在する、円相当径換算にて直径１μｍ以上のピンホールが１個／ｍｍ２以下である請求項１～６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
  8. 　素線径が０．１～０．５ｍｍであるアルミニウム合金線である請求項１～７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金線材。
  9. 　請求項８に記載のアルミニウム合金線を複数本撚り合わせて得られるアルミニウム合金撚線。
  10. 　請求項８に記載のアルミニウム合金線または請求項９に記載のアルミニウム合金撚線の外周に被覆層を有する被覆電線。
  11. 　請求項１０に記載の被覆電線と、該被覆電線の、前記被覆層を除去した端部に装着された端子とを具えるワイヤーハーネス。
  12. 　Ｍｇ：０．１～１．０質量％、Ｓｉ：０．１～１．２質量％、Ｆｅ：０．１０～１．４０質量％、Ｔｉ：０～０．１００質量％、Ｂ：０～０．０３０質量％、Ｃｕ：０～１．００質量％、Ａｇ：０～０．５０質量％、Ａｕ：０～０．５０質量％、Ｍｎ：０～１．００質量％、Ｃｒ：０～１．００質量％、Ｚｒ：０～０．５０質量％、Ｈｆ：０～０．５０質量％、Ｖ：０～０．５０質量％、Ｓｃ：０～０．５０質量％、Ｃｏ：０～０．５０質量％、Ｎｉ：０～０．５０質量％、残部：Ａｌおよび不可避不純物である組成を有するアルミニウム合金素材を、溶解、鋳造後に、熱間加工を経て荒引線を形成し、その後、少なくとも伸線加工、溶体化熱処理および時効熱処理の各工程を行うアルミニウム合金線材の製造方法であって、前記溶体化熱処理は、４５０～５８０℃の範囲内の所定温度まで加熱し、所定の時間保持後、少なくとも１５０℃の温度までは１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することによって行ない、前記時効熱処理は、２０～２５０℃の範囲内の所定温度で行なうことを特徴とするアルミニウム合金線材の製造方法。
  13. 　鋳造時における７５０℃から４００℃までの温度範囲での平均冷却速度が２０℃／ｓ以上であり、前記鋳造後、前記熱間加工前に再熱処理を行い、該再熱処理は、４００℃以上の所定温度に加熱し、該所定温度で保持される時間が１０分以下で行なう請求項１２に記載のアルミニウム合金線材の製造方法。
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