本發明涉及用作電氣配線體的導體的鋁合金導體、鋁合金絞線、被覆電線、線束以及鋁合金導體的制造方法，特別涉及即使用作導線束徑為0.5mm以下的細線的情況下，也能夠確保與現有產品同等水平的強度、伸長率以及電導率、并且提高了耐沖擊性以及耐彎曲疲勞特性的鋁合金導體。
背景技術：
目前，作為汽車、電車、飛機等移動體的電氣配線體或產業用機器人的電氣配線體，使用在包含銅或銅合金的導體的電線上安裝有銅或銅合金(例如黃銅)制端子(連接器)的、所謂線束的部件。最近，汽車的高性能化、高功能化迅速推進，隨之有車載的各種電氣設備、控制機器等的配設數增加、并且這些機器中使用的電氣配線體的配設數也增加的傾向。另一方面，為了適應環境，提高汽車等移動體的燃油效率，迫切希望移動體的輕質化。
作為用于實現移動體輕質化的手段之一，例如研究將電氣配線體的導體變更為更輕的鋁或鋁合金來代替一直使用的銅或銅合金。鋁的比重為銅的比重的大約1/3，鋁的電導率為銅的電導率的大約2/3(以純銅為100％iacs的基準的情況下，純鋁為大約66％iacs)，為了在鋁導體線材中流過與銅導體線材相同的電流，必須將鋁導體線材的截面積增大為銅導體線材的截面積的大約1.5倍，但是即使使用像這樣地增大了截面積的鋁導體線材，考慮到鋁導體線材的質量為純銅導體線材的質量的一半左右，從輕質化方面考慮，使用鋁導體線材也是有利的。應予說明，上述的％iacs是指以國際退火銅標準(internationalannealedcopperstandard)的電阻率1.7241×10-8ωm為100％iacs時的電導率。
但是，已知以送電線路用鋁合金線材(jis規格的a1060、a1070)為代表的純鋁線材一般拉伸耐久性、耐沖擊性、彎曲特性等差。因此，無法耐受例如對車體安裝作業時由作業者、產業機器等意外地施加的荷重、在電線和端子的連接部的壓接部的拉伸、施加于門部等彎曲部的反復應力等。另外，添加各種添加元素而合金化的材料雖然能夠提高抗拉強度，但是添加元素向鋁中的固溶現象導致電導率下降，在鋁中形成過剩的金屬間化合物導致在拉絲加工中發生起因于金屬間化合物的斷線。因此，必須通過限定或選擇添加元素而具有充分的伸長率特性，由此不發生斷線，還需要確保現有水平的電導率和抗拉強度，并且使耐沖擊性、彎曲特性提高。
另外，作為高強度鋁合金線材，例如已知含有mg和si的鋁合金線材，作為該鋁合金線材的代表例，可以舉出6000系鋁合金(al-mg-si系合金)線材。6000系鋁合金線材一般可以通過實施固溶處理以及時效處理而實現高強度化。但是，使用6000系鋁合金線材制造線徑0.5mm以下的極細線的情況下，雖然可以通過實施固溶處理以及時效處理而實現高強度化，但是有伸長率不足的傾向。
作為移動體的電氣配線體中使用的現有的6000系鋁合金線，例如記載于專利文獻1。專利文獻1中記載的鋁合金線為極細線，實現了具有高強度·高電導率，伸長率也優異的鋁合金線。另外，專利文獻1中記載有因為具有良好的伸長率而具有優異的彎曲特性的內容，但是，針對例如在將鋁合金線用作安裝于門部等的線束，因門的開關而產生反復彎曲應力，容易出現疲勞破壞的使用環境下的耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性沒有公開或暗示。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2012-229485號公報
技術實現要素：
發明要解決的問題
本發明的目的是提供一種鋁合金導體、鋁合金絞線、被覆電線、線束及鋁合金導體的制造方法，其以使用含有mg和si的鋁合金為前提，通過抑制起因于mg成分和si成分的晶界偏析，特別是即使在用作導線束徑為0.5mm以下的極細線的情況下，也確保與現有產品(專利文獻1中記載的鋁合金線)同等水平的強度、伸長率以及電導率，并且提高了耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性。
用于解決問題的技術方案
本發明人等在觀察含有mg和si的現有鋁合金導體的微觀組織時，發現在晶界形成有si元素的增濃部分以及mg元素的增濃部分。所以，本發明人等假定由于在晶界存在si元素的增濃部分以及mg元素的增濃部分，這些增濃部分與鋁母相的界面結合變弱，結果導致抗拉強度、伸長率、耐沖擊性以及耐彎曲疲勞特性劣化，進行了深入研究。本發明人等通過控制成分組成和制造方法，制作使存在于晶界的、si元素的增濃部分以及mg元素的增濃部分的濃度發生改變的各種鋁合金導體，進行比較調查研究，結果發現在晶界沒有形成si元素的增濃部分以及mg元素的增濃部分的情況下，確保了與現有產品(專利文獻1中記載的鋁合金線)同等水平的強度、伸長率以及電導率，并且耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性提高，完成了本發明。
即、本發明的要點構成如下所述。
(1)一種鋁合金導體，其特征在于，具有如下組成：mg：0.1～1.0質量％、si：0.1～1.0質量％、fe：0.01～1.40質量％、ti：0.000～0.100質量％、b：0.000～0.030質量％、cu：0.00～1.00質量％、ag：0.00～0.50質量％、au：0.00～0.50質量％、mn：0.00～1.00質量％、cr：0.00～1.00質量％、zr：0.00～0.50質量％、hf：0.00～0.50質量％、v：0.00～0.50質量％、sc：0.00～0.50質量％、co：0.00～0.50質量％、ni：0.00～0.50質量％、余量：al以及不可避免的雜質，粒徑為0.5～5.0μm的mg2si化合物的分散密度為3.0×10-3個/μm2以下，母相的晶粒之間的晶界中的si以及mg的濃度均為2.00質量％以下。
(2)上述(1)所述的鋁合金導體，其中，上述化學組成含有選自ti：0.001～0.100質量％以及b：0.001～0.030質量％中的1種或2種。
(3)上述(1)或(2)所述的鋁合金導體，其中，上述化學組成含有選自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％、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％以及ni：0.01～0.50質量％中的1種或2種以上。
(4)(1)～(3)中的任一項所述的鋁合金導體，其中，fe、ti、b、cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co、ni的含量總和為0.01～2.00質量％。
(5)(1)～(4)中的任一項所述的鋁合金導體，其中，沖擊吸收能量為5j/mm2以上。
(6)上述(1)～(5)中的任一項所述的鋁合金導體，其中，通過彎曲疲勞試驗測定的到斷裂為止的反復次數為20萬次以上。
(7)上述(1)～(6)中的任一項所述的鋁合金導體，其中，導線束徑為0.1～0.5mm。
(8)一種鋁合金絞線，是捻合多條上述(7)所述的鋁合金線而得到。
(9)一種被覆電線，在上述(7)所述的鋁合金導線或上述(8)所述的鋁合金絞線的外周具有被覆層。
(10)一種線束，具備上述(9)所述的被覆電線和安裝在該被覆電線的、除去了上述被覆層的端部的端子。
(11)一種上述(1)～(7)中的任一項所述的鋁合金導體的制造方法，其特征在于，該鋁合金導體的制造方法包含在熔化、鑄造后，經熱加工形成盤條，然后，依序進行第一拉絲加工、第一熱處理、第二拉絲加工、第二熱處理以及時效熱處理的各工序，第一熱處理在加熱至480～620℃的范圍內的規定溫度后，以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻到至少150℃的溫度，上述第二熱處理是以低于2分鐘的時間加熱到300℃以上且低于480℃的范圍內的規定溫度后，以9℃/s以上的平均冷卻速度冷卻到至少150℃的溫度。
發明效果
本發明的鋁合金導體以使用含有mg和si的鋁合金為前提，通過抑制起因于mg成分和si成分的晶界偏析，能夠提供特別是即使在用作導線束徑為0.5mm以下的極細線的情況下，也確保與現有產品(專利文獻1中記載的鋁合金線)同等水平的強度、伸長率以及電導率，提高了耐沖擊性以及耐彎曲疲勞特性的、用作電氣配線體的導體的鋁合金導體、鋁合金絞線、被覆電線、線束，并且提供了及鋁合金導體的制造方法，作為搭載于移動體的電池攬線、配線或者馬達用導線、產業用機器人的配線體是有用的。另外，因為本發明的鋁合金導體的抗拉強度高，所以電線徑能夠比現有電線更細，另外，能夠適用于要求高耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性的門、后備箱、機罩等。
具體實施方式
本發明的鋁合金導體具有如下組成：mg：0.10～1.00質量％、si：0.10～1.00質量％、fe：0.01～1.40質量％、ti：0.000～0.100質量％、b：0.000～0.030質量％、cu：0.00～1.00質量％、ag：0.00～0.50質量％、au：0.00～0.50質量％、mn：0.00～1.00質量％、cr：0.00～1.00質量％、zr：0.00～0.50質量％、hf：0.00～0.50質量％、v：0.00～0.50質量％、sc：0.00～0.50質量％、co：0.00～0.50質量％、ni：0.00～0.50質量％、余量：al以及不可避免的雜質，粒徑0.5～5.0μm的mg2si化合物的分散密度為3.0×10-3個/μm2以下，母相的晶粒之間的晶界中的si以及mg的濃度均為2.00質量％以下。
以下給出本發明的鋁合金導體的化學組成等的限定理由。
(1)化學組成
＜mg：0.10～1.00質量％＞
mg(鎂)是具有在鋁母材中固溶而強化的作用、并且具有其一部分與si化合而形成析出物、使抗拉強度、耐彎曲疲勞特性以及耐熱性提高的作用的元素。但是，如果mg含量低于0.10質量％，則上述作用效果不充分，另外，如果mg含量超過1.00質量％，則在晶界形成mg增濃部分的可能性增加，抗拉強度、伸長率、耐彎曲疲勞特性下降，并且mg元素的固溶量增多，導致電導率也下降。因此，mg含量設定為0.10～1.00質量％。應予說明，對于mg含量，在重視高強度的情況下，優選設定為0.50～1.00質量％，另外，在重視電導率的情況下，優選設定為0.10～0.50質量％，從這樣的觀點考慮，綜合性地優選為0.30～0.70質量％。
＜si：0.10～1.00質量％＞
si(硅)是具有與mg化合而形成析出物，使抗拉強度、耐彎曲疲勞特性、以及耐熱性提高的作用的元素。如果si含量低于0.10質量％，則上述作用效果不充分，另外，如果si含量超過1.00質量％，則在晶界形成si增濃部分的可能性增加，抗拉強度、伸長率、耐彎曲疲勞特性下降，并且si元素的固溶量增多，導致電導率也下降。因此，si含量設定為0.10～1.00質量％。應予說明，對于si含量，在重視高強度的情況下，優選設定為0.50～1.00質量％，另外，在重視電導率的情況下，優選設定為0.10～0.50質量％，從這樣的觀點考慮，綜合性地優選為0.30～0.70質量％。
＜fe：0.01～1.40質量％＞
fe(鐵)是主要形成al-fe系的金屬間化合物而有助于晶粒的微細化、并且使抗拉強度以及耐彎曲疲勞特性提高的元素。fe在al中于655℃只能固溶0.05質量％，在室溫下更少，所以在al中無法固溶的剩余fe作為al-fe、al-fe-si、al-fe-si-mg等金屬間化合物結晶或析出。該金屬間化合物有助于晶粒的微細化，并且使抗拉強度以及耐彎曲疲勞特性提高。另外，fe具有通過al中固溶的fe而使抗拉強度提高的作用。如果fe含量低于0.01質量％，則上述作用效果不充分，另外，如果fe含量超過1.40質量％，則結晶物或析出物的粗大化使得拉絲加工性變差，結果，無法得到作為目標的耐彎曲疲勞特性，電導率也下降。因此，fe含量設定為0.01～1.40質量％，優選設定為0.15～0.90質量％，更優選設定為0.15～0.45質量％。
本發明的鋁合金導體以mg、si以及fe為必須的含有成分，可以根據需要，進一步含有選自ti以及b中的1種或2種、cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co以及ni中的1種或2種以上。
＜ti：0.001～0.100質量％＞
ti是具有將熔化鑄造時的鑄塊的組織微細化的作用的元素。如果鑄塊的組織粗大，則在鑄造中發生鑄塊斷裂，在線材加工工序中發生斷線，在工業方面并不理想。這是因為有如下傾向：如果ti含量低于0.001質量％，則無法充分發揮上述作用效果，另外，如果ti含量超過0.100質量％，則電導率下降。因此，ti含量設定為0.001～0.100質量％，優選設定為0.005～0.050質量％，更優選設定為0.005～0.030質量％。
＜b：0.001～0.030質量％＞
b與ti同樣，是具有將熔化鑄造時的鑄塊的組織微細化的作用的元素。如果鑄塊的組織粗大，則在鑄造中容易發生鑄塊斷裂，在線材加工工序中容易發生斷線，在工業方面并不理想。這是因為有如下傾向：如果b含量低于0.001質量％，則無法充分發揮上述作用效果，另外，如果b含量超過0.030質量％，則電導率下降。因此，b含量設定為0.001～0.030質量％，優選設定為0.001～0.020質量％，更優選設定為0.001～0.010質量％。
含有選自＜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％＞以及＜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％＞中的1種或2種以上
cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co以及ni均是具有將晶粒微細化的作用的元素，并且，cu、ag以及au是具有在晶界析出而提高晶界強度的作用的元素，如果含有0.01質量％以上的這些元素中的至少1種，則能夠得到上述作用效果，能夠提高抗拉強度、伸長率、耐彎曲疲勞特性。另一方面，如果cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co以及ni中的任一含量分別超過上述上限值，則含有該元素的化合物變得粗大，使拉絲加工性劣化，所以有容易斷線、并且電導率下降的傾向。因此，cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co以及ni的含量的范圍分別設定為上述范圍。
另外，存在以下傾向：fe、ti、b、cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co以及ni含有越多，電導率越下降，拉絲加工性越差。因此，這些元素的含量總和優選設定為2.00質量％以下。本發明的鋁合金導體中，因為fe為必須元素，所以fe、ti、b、cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co以及ni的含量總和設定為0.01～2.00質量％。這些元素的含量更進一步地優選為0.10～2.00質量％。但是，單獨添加這些元素的情況下，有含量越多，含有該元素的化合物越粗大的傾向，使得拉絲加工性變差，容易發生斷線，所以各元素設定為上述規定的含有范圍。
應予說明，為了保持高電導率、使抗拉強度、伸長率、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性提高，fe、ti、b、cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co以及ni的含量總和特別優選為0.10～0.80質量％，進一步優選為0.20～0.60質量％。另一方面，雖然電導率略下降，但為了使抗拉強度、伸長率、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性進一步提高，特別優選為超過0.80～2.00質量％，進一步優選為1.00～2.00質量％。
＜余量：al以及不可避免的雜質＞
上述成分之外的余量是al(鋁)以及不可避免的雜質。此處所謂的不可避免的雜質是在制造工序中可以不可避免地包含的含有水平的雜質。不可避免的雜質根據含量可能成為使電導率下降的主要原因，所以優選在考慮電導率下降的情況下，將不可避免的雜質的含量抑制在一定程度。作為不可避免的雜質可列舉的成分，例如可以舉出ga、zn、bi、pb等。
(2)粒徑為0.5～5.0μm的mg2si化合物的分散密度在3.0×10-3個/μm2以下
本發明的鋁合金導體規定鋁母相的晶粒內存在的特定大小的mg2si化合物的密度。0.5～5.0μm的mg2si化合物主要是在以下情況下形成：后述的第一熱處理在低于480℃的溫度下實施2分鐘以上熱處理；第一熱處理的冷卻速度低于10℃/s；第二熱處理在低于480℃的溫度下實施2分鐘以上熱處理；第二熱處理的冷卻速度低于9℃/s等情況。0.5～5.0μm的mg2si化合物的分散密度超過3.0×10-3個/μm2而形成時，時效熱處理時形成的針狀mg2si析出物變少，抗拉強度、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性、電導率的提高幅度變小。0.5～5μm的mg2si化合物的分散密度越小越優選。即，越接近0越優選。另外，不只是mg2si化合物，以mg-si系為主成分的化合物的密度在上述的規定范圍外，也會導致時效熱處理時形成的針狀mg2si析出物變少，抗拉強度、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性、電導率的提高幅度變小，所以以mg-si系為主成分的化合物的密度也同樣設定在上述的規定范圍。
(3)母相的晶粒之間的晶界中的si以及mg的濃度均在2.00質量％以下
本發明的鋁合金導體通過如下所述地規定鋁母相的晶界中的si元素和mg元素在增濃部分各自的濃度，能夠確保與現有產品(專利文獻1中記載的鋁合金線)同等水平的強度、伸長率以及電導率，并且提高耐沖擊性以及耐彎曲疲勞特性。
本發明以鋁母相的晶界中的si以及mg的濃度均在2.00質量％以下為必須的發明特定事項。這是因為存在以下傾向：在晶界中，si以及mg的濃度中的至少一方形成大于2.00質量％的高增濃部分時，導致si以及mg的增濃部分和鋁母相的界面變弱，抗拉強度、伸長率、耐沖擊性以及耐彎曲疲勞特性下降，并且，拉絲加工性也變差。優選晶界中的si以及mg的濃度分別為1.50質量％以下，更優選分別為1.20質量％以下。
應予說明，si以及mg的濃度的測定是使用光學顯微鏡、電子顯微鏡、電子探針微量分析器(epma)進行的。首先，按能夠看到晶粒對比度的方式準備試樣后，通過光學顯微鏡等對晶粒以及晶界進行觀察，在觀察視野內中，例如在120μm×120μm的正方形的4個頂點制作壓痕，確定觀察位置。然后，通過epma，在包括4處壓痕的120μm×120μm的視野內進行面分析。對在本發明所規定的晶界中存在的長度1μm以上的線狀的mg或si的增濃部分和起因于化合物的粒狀的mg或si的增濃部分進行區分，將起因于化合物的粒狀的增濃部分排除在測定對象外。然后，在觀察到本發明所規定的上述線狀的mg或si的增濃部分的情況下，按穿過晶界的增濃部分的方式任意設定線分析的長度并進行線分析，對上述線狀的增濃部分的si元素和mg元素的最大濃度進行測定。另一方面，在沒有觀察到上述線狀的增濃部分的情況下，可以將晶界中的mg或si各自的濃度視為0質量％，不進行線分析。通過這樣的測定方法，任意選擇10處線狀的增濃部分并進行濃度測定。在1個視野中無法測定10處的情況下，在其他視野中同樣地進行觀察，測定總計10處線狀的增濃部分。應予說明，本發明中，因為鋁母相的晶界中的si以及mg的濃度均設定為2.00質量％以下，所以穿過晶界進行測定時，不必穿過與晶界垂直的方向。與晶界傾斜地穿過的情況下，也只要si以及mg的濃度均為2.00質量％以下即可。
這樣抑制了si元素以及mg元素增濃部分的鋁合金導體可以通過組合合金組成、制造工藝進行控制而實現。以下對本發明的鋁合金導體的優選制造方法進行說明。
(本發明的鋁合金導體的制造方法)
本發明的鋁合金導體可以通過包含依序進行以下各工序的制造方法來制造，所述各工序為[1]熔化、[2]鑄造、[3]熱加工(槽滾壓加工等)、[4]第一拉絲加工、[5]第一熱處理(固溶熱處理)、[6]第二拉絲加工、[7]第二熱處理、以及[8]時效熱處理。應予說明，可以在第二熱處理前后、或時效熱處理后，設置制成絞線的工序、對電線進行樹脂被覆的工序。以下對[1]～[8]的工序進行說明。
[1]熔化
熔化是按成為上述鋁合金組成的方式對各成分的分量進行調整而熔煉。
[2]鑄造以及[3]熱加工(槽滾壓加工等)
接下來，使用組合鑄造輪和帶的普羅珀澤式的連續鑄造軋制機，利用水冷的鑄型鑄造熔融金屬，并連續進行軋制，制成例如直徑5～13.0mmφ的適當粗細的棒材。從防止fe系結晶物的粗大化和防止fe的強制固溶導致的電導率下降的觀點考慮，此時的鑄造時的冷卻速度優選為1～20℃/秒，但并不限定于此。鑄造以及熱軋可以通過鋼坯鑄造以及擠壓法等進行。
[4]第一拉絲加工
接下來，實施表面剝皮，制成例如直徑5.0～12.5mmφ的適當粗細的棒材，通過冷加工進行拉絲加工。加工度η優選為1～6的范圍。此處，加工度η在將拉絲加工前的線材截面積標記為a0、拉絲加工后的線材截面積標記為a1時，用η＝in(a0/a1)表示。如果加工度η低于1，則在下一個工序的熱處理時，重結晶晶粒粗大化，抗拉強度以及伸長率顯著下降，可能成為斷線的原因。另外，如果加工度η大于6，則拉絲加工變難，在拉絲加工中發生斷線等在品質方面有可能出現問題。通過表面的剝皮進行表面的潔凈化，但也可以不進行。
[5]第一熱處理(固溶熱處理)
對進行了冷拉絲的加工材實施第一熱處理。本發明的第一熱處理是為了使無規則含有的mg和si的化合物融入鋁母相而進行的固溶熱處理。固溶處理目前是在時效熱處理前進行的，但在本發明中，通過在第二拉絲加工前進行，能夠在加工中使mg、si的增濃部分平均(均化)，隨之抑制最終時效熱處理后的mg和si的化合物的晶界偏析。即，本發明的第一熱處理是與在現有的制造方法中于拉絲加工中通常進行的中間熱處理不同的熱處理。第一熱處理具體而言是加熱到480～620℃的范圍內的規定溫度后，以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻到至少150℃的溫度的熱處理。如果第一熱處理的加熱時的規定溫度高于620℃，則導致包含添加元素的鋁合金線部分熔融，抗拉強度、伸長率、耐沖擊性以及耐彎曲疲勞特性下降，另外，如果規定溫度低于480℃，則無法充分實現固溶，在隨后的時效熱處理工序中無法充分得到抗拉強度的提高效果，抗拉強度下降。因此，第一熱處理中的加熱時的規定溫度設定為480～620℃的范圍，優選設定為500～600℃的范圍、更優選設定為520～580℃的范圍。
作為進行第一熱處理的方法，例如可以為分批式熱處理，也可以為高頻加熱、通電加熱、行進加熱等連續熱處理。
采用高頻加熱、通電加熱的情況下，通常為在線材中連續通過電流的結構，所以隨著時間經過，線材溫度上升。因此，如果連續通過電流，則可能導致線材熔融，所以必須在適當的時間范圍內進行熱處理。進行行進加熱的情況下，也因為是短時退火，所以通常設定為行進退火爐的溫度比線材溫度高。在長時間的熱處理中可能導致線材熔融，所以必須在適當的時間范圍內進行熱處理。另外，在全部熱處理中必須是使被加工材中無規則含有的mg、si化合物融入鋁母相中的規定時間以上。以下對利用各方法的熱處理進行說明。
利用高頻加熱的連續熱處理通過使線材連續地通過由高頻產生的磁場，利用由感應電流使得線材本身產生的焦耳熱進行熱處理。包含驟熱、驟冷的工序，能夠由線材溫度和熱處理時間進行控制，對線材進行熱處理。冷卻通過在驟熱后，使線材連續通過水中或氮氣氣氛中而進行。該熱處理時間為0.01～2s、優選為0.05～1s、更優選為0.05～0.5s。
連續通電熱處理是利用通過使電流流過連續通過2個電極輪的線材而使線材本身產生的焦耳熱來進行熱處理。包含驟熱、驟冷的工序，能夠由線材溫度和熱處理時間進行控制，對線材進行熱處理。冷卻通過在驟熱后，使線材連續通過水中、大氣中或氮氣氣氛中而進行。該熱處理時間為0.01～2s、優選為0.05～1s、更優選為0.05～0.5s。
連續行進熱處理是使線材連續通過保持高溫的熱處理爐中而進行熱處理。包含驟熱、驟冷的工序，能夠由熱處理爐內溫度和熱處理時間進行控制，對線材進行熱處理。冷卻通過在驟熱后，使線材連續通過水中、大氣中或氮氣氣氛中而進行。該熱處理時間為0.5～120s、優選為0.5～60s、更優選為0.5～20s。
分批式熱處理是將線材投入退火爐中、以規定的設定溫度、設定時間進行熱處理的方法。線材本身只要在規定溫度加熱幾十秒左右即可，因為工業使用時投入大量的線材，所以為了抑制線材的熱處理不均，優選進行30分鐘以上。熱處理時間的上限只要晶粒在線材的半徑方向計數為5個以上，就沒有特別限定，短時間進行時在線材的半徑方向容易計數5個以上晶粒，工業使用方面生產率也良好，所以在10小時以內、優選6小時以內實施熱處理。
線材溫度或熱處理時間中的一方或雙方低于上述定義的條件的情況下，固溶變得不完全，后續工序的時效熱處理時析出的mg2si析出物變少，抗拉強度、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性、電導率的提高幅度變小。線材溫度或退火時間中的一方或雙方高于上述定義的條件的情況下，晶粒粗大化，并且發生鋁合金導體中的化合物相的部分熔融(共晶熔化)，抗拉強度、伸長率下降，導體處理時容易發生斷線。
第一熱處理中的冷卻以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻到至少150℃的溫度是本發明的必須要件。這是因為如果上述平均冷卻速度低于10℃/s，則在冷卻中生成mg、si等的析出物，固溶沒有充分進行，隨后的時效熱處理工序中的抗拉強度的提高效果受限，無法得到充分的抗拉強度。應予說明，上述平均冷卻速度優選為50℃/s以上，更優選為100℃/s以上。
應予說明，本發明的第一熱處理中的冷卻優選在上述任一熱處理方法中都將第一拉絲加工后的鋁合金線材加熱到規定溫度后，通過水中而進行，但是這種情況下，無法準確地測定冷卻速度。因此，這種情況下，任一熱處理方法中都是將加熱后通過水冷的平均冷卻速度推定為在剛剛水冷后將鋁合金線材冷卻到水溫(大約20℃)，基于此，各熱處理方法中，將如下所述地算出的冷卻速度作為上述平均冷卻速度。即，在分批式熱處理中，對于冷卻速度，基于從冷卻開始到保持在150℃以上的時間控制在40秒以內是重要的觀點考慮，在500℃實施熱處理的情況下，按(500-150)/40為8.75℃/s以上，在600℃實施熱處理的情況下按(600-150)/40為11.25℃/s以上。在利用高頻加熱的連續熱處理中，因為是在加熱后，將鋁合金線材以線速：100～1500m/min穿線數米后，進行水冷的機制，所以為100℃/s以上，在利用通電加熱的連續熱處理中，因為是在加熱后就將鋁合金線材水冷的機制，所以為100℃/s以上，而在利用行進加熱的連續熱處理中，在加熱后將鋁合金線材以線速：10～500m/min進行水冷的機制的情況下為100℃/s以上，在加熱后在幾米～數十米m穿線中進行空氣冷卻的機制的情況下，如果按在將鋁合金線材卷纏在鼓上后立即冷卻到室溫(大約20℃)計算，則設空氣冷卻中的區間長度為10m、冷卻開始溫度為500℃，以大約6～292℃/s冷卻。因此，10℃/s以上的冷卻速度是足夠可以的。但是，任一熱處理方法中，從實現固溶熱處理的目的的觀點考慮，都是只要驟冷至至少150℃即可。
從發揮通過mg以及si的析出抑制在后續的時效熱處理工序中產生的抗拉強度提高效果方面考慮，優選第一熱處理中的冷卻優選以20℃/s以上的平均冷卻速度冷卻到至少250℃的溫度。因為mg以及si的析出溫度帶的峰位于300～400℃，所以為了在冷卻中抑制mg以及si的析出，優選至少在該溫度下提高冷卻速度。
[6]第二拉絲加工
在上述第一熱處理后，進一步通過冷加工實施拉絲加工。此時的加工度η優選為1～6的范圍。加工度η影響重結晶晶粒的形成以及成長。這是因為如果加工度η小于1，則下一個工序的熱處理時，有重結晶晶粒粗大化、抗拉強度以及伸長率顯著下降的傾向，另外，如果加工度η大于6，則有拉絲加工變難、拉絲加工中發生斷線等品質方面發生問題的傾向。
[7]第二熱處理
對進行了冷拉絲的加工材實施第二熱處理。第二熱處理是與前述第一熱處理、后述的時效熱處理不同的熱處理。第二熱處理可以與第一熱處理同樣地通過分批式退火而進行，另外，也可以通過高頻加熱、通電加熱、行進加熱等連續退火進行。但是，必須在短時間內進行。這是因為如果實施長時間熱處理，則發生mg以及si的析出，無法在隨后的時效熱處理工序中得到提高抗拉強度的效果，抗拉強度下降。即，第二熱處理必須通過能夠在2分鐘內進行從150℃開始升溫、保持、降溫到150℃的過程的制造方法加以實施。因為，通常通過長時間保持來實施的分批式退火的情況下，現實中難以實施，優選為高頻加熱、通電加熱、行進加熱等連續退火。
第二熱處理不是第一熱處理那樣的固溶熱處理，是為了恢復線材的柔軟性、使伸長率提高而進行的熱處理。第二熱處理的加熱溫度在300℃以上且低于480℃。這是因為如果第二熱處理的加熱溫度低于300℃，則有無法實施重結晶、無法得到伸長率提高效果的傾向，另外，如果上述加熱溫度在480℃以上，則有容易發生mg、si元素的增濃、抗拉強度、伸長率、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性下降的傾向。進而，第二熱處理的加熱溫度優選為300～450℃，更優選為325～450℃。另外，第二熱處理的加熱時間如果在2分鐘以上，則有容易形成0.5～5.0μm的mg2si化合物，0.5～5.0μm的mg2si化合物的分散密度超過3.0×10-3個/μm2的傾向，所以設定為低于2分鐘。
另外，第二熱處理中的冷卻以9℃/s以上的平均冷卻速度冷卻到至少150℃的溫度是本發明的必須要件。這是因為如果上述平均冷卻速度低于9℃/s，則有在冷卻中生成以mg2si為代表的mg、si等析出物，隨后的時效熱處理工序中的抗拉強度的提高效果受限，無法得到充分的抗拉強度的傾向。應予說明，上述平均冷卻速度優選為50℃/s以上，更優選為100℃/s以上。
進而，從發揮通過mg以及si的析出抑制在后續的時效熱處理工序中產生抗拉強度提高效果方面考慮，第二熱處理中的冷卻中優選以20℃/s以上的平均冷卻速度冷卻到至少250℃的溫度。mg以及si的析出溫度帶的峰位于300～400℃，所以為了在冷卻中抑制mg以及si的析出，優選至少在該溫度下提高冷卻速度。
[8]時效熱處理
接下來實施時效熱處理。時效熱處理是為使針狀mg2si析出物析出而進行的。時效熱處理中的加熱溫度優選為140～250℃。如果上述加熱溫度低于140℃，則無法充分地析出針狀mg2si析出物，強度、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性以及電導率容易不足。另外，如果上述加熱溫度高于250℃，則mg2si析出物的尺寸變大，所以電導率升高，但強度、耐沖擊性以及耐彎曲疲勞特性容易不足。時效熱處理中的加熱溫度在重視耐沖擊性、高耐彎曲疲勞特性的情況下，優選為160～200℃，另外，重視電導率的情況下，優選為180～220℃。另外，加熱時間根據溫度不同，最佳時間改變。低溫下長時間、高溫下短時間的加熱使強度、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性提高，所以是優選的。如果考慮生產率，則短時間即可，優選為15小時以下，更優選為10小時以下。應予說明，時效熱處理中的冷卻為了防止特性的不均，優選盡可能提高冷卻速度。但是，在制造工序方面無法快速冷卻的情況下，可以考慮在冷卻中發生針狀mg2si析出物的增加、減少，適當設定時效條件。
本發明的鋁合金導體的導線束徑沒有特別限定，可以根據用途適當設定，細物線的情況下優選為0.1～0.5mmφ，中細物線的情況優選為0.8～1.5mmφ。本發明的鋁合金導體作為鋁合金線能夠以單心線的形式縮細而使用是優點之一，也可以作為將多條捆成束并捻合而得到的鋁合金絞線進行使用，在構成本發明的制造方法的上述[1]～[8]的工序中，可以在將多條依序進行了[1]～[6]各工序的鋁合金線捆成束并捻合后，進行[7]第二熱處理以及[8]時效熱處理的工序。
另外，本發明中，作為進一步增加的工序，也可以在連續鑄造軋制后，進行依照現有方法進行的均質化熱處理。均質化熱處理因為能夠使添加元素的析出物(主要是mg-si系化合物)均勻地分散，所以通過后續的第一熱處理容易得到均勻的結晶組織，結果能夠更穩定地提高抗拉強度、伸長率、耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性。均質化熱處理優選在加熱溫度450℃～600℃、加熱時間1～10小時的條件下進行，更優選為500～600℃。另外，從能夠容易地獲得均勻的化合物方面考慮，優選均質化加熱處理中的冷卻是以0.1～10℃/分的平均冷卻速度進行緩慢冷卻。
應予說明，以上只是列舉出本發明的實施方式的例子，在保護范圍中可以施加各種變更。例如，本發明的鋁合金導體的沖擊吸收能量為5j/mm2以上，能夠實現優異的耐沖擊性。另外，通過彎曲疲勞試驗測定的到斷裂為止的反復次數在20萬次以上，能夠實現優異的耐彎曲疲勞特性。另外，本發明的鋁合金導體可以作為鋁合金線或作為將多條鋁合金線捻合而得到的鋁合金絞線進行使用，進而，也可以作為在鋁合金線或鋁合金絞線的外周具有被覆層的被覆電線使用，并且，還可以作為具備被覆電線和安裝在該被覆電線的、將被覆層除去了的端部的端子的線束(裝配電線)進行使用。
實施例
基于以下的實施例對本發明進行詳細說明。應予說明，本發明不限定于以下所示的實施例。
實施例、比較例
將mg、si、fe以及al和選擇性地添加的ti、b、cu、ag、au、mn、cr、zr、hf、v、sc、co、ni按表1以及表2所示的含量(質量％)，使用普羅珀澤式的連續鑄造軋制機，邊利用水冷后的鑄型連續地鑄造熔融金屬，邊進行軋制，制成大約9.5mmφ的棒材。此時的鑄造時的冷卻速度約為15℃/s。按能夠獲得規定的加工度的方式對其實施第一拉絲加工。然后，對實施了該第一拉絲加工的加工材在表3以及表4所示的條件下實施第一熱處理，進而進行第二拉絲加工至0.31mmφ的線徑。然后，在表3以及表4所示的條件下實施第二熱處理。第一以及第二熱處理均通過分批式熱處理，在線材上卷纏熱電偶，測定線材溫度。連續通電熱處理中，設備方面難以對線材溫度最高的部分進行測定，所以由光纖型放射溫度計(japansensor公司制)在比線材溫度最高的部分更靠近測定者的位置對溫度進行測定，在考慮焦耳熱和放熱的情況下，算出最高到達溫度。高頻加熱以及連續行進熱處理中，對熱處理區間出口附近的線材溫度進行測定。在第二熱處理后，在表3及表4所示的條件下實施時效熱處理，制造鋁合金線。應予說明，比較例12具有專利文獻1中記載的表1的試樣no.2的組成，按與該文獻所公開的制法相同的制法制作鋁合金線，所以一并進行評價。
對于制作的各實施例以及比較例的鋁合金線，通過以下所示的方法測定各特性。其結果示于表3及表4。
(a)mg2si化合物的分散密度的觀察以及評價方法
將實施例以及比較例的線材通過聚焦式離子束(fib)法制成薄膜，使用透射電子顯微鏡(tem)對任意的范圍進行觀察。通過edx對mg2si化合物進行組成分析，對化合物種類進行鑒定。另外，因為mg2si化合物作為板狀的化合物被觀察到，所以由所拍攝的照片計數對應于板狀化合物邊緣的部分為0.5～5.0μm的化合物。在化合物穿過到測定范圍外時，只要化合物能夠觀察到0.5μm以上，就計入化合物數。mg2si化合物的分散密度如下計算：設定能夠計數20個以上的范圍，使用mg2si化合物的分散密度(個/μm2)＝mg2si化合物的個數(個)/計數對象范圍(μm2)的式子來算出。計數對象范圍根據情況使用多張照片?；衔锷僦翢o法計數20個以上的情況下，指定1000μm2，對該范圍的分散密度進行計算。
mg2si化合物的分散密度是將上述薄膜的試樣厚度以0.15μm為基準厚度進行計算的。試樣厚度不同于基準厚度的情況下，將試樣厚度換算為基準厚度，即，可以通過將(基準厚度/試樣厚度)乘以基于所拍攝的照片算出的分散密度而算出分散密度。本實施例以及比較例中，通過fib方法，對于全部試樣，將試樣厚度設定為大約0.15μm進行制作。mg2si化合物的分散密度包括在0～3.0×10-3個/μm2的范圍的情況下，mg2si化合物的分散密度在適當的范圍內，記為“○”，沒有包括在0～3.0×10-3個/μm2的范圍的情況下，mg2si化合物的分散密度不在合適的范圍內，記為“×”。
(b)晶界中的si以及mg的濃度的測定
si以及mg的濃度使用光學顯微鏡以及epma進行測定。應予說明，si以及mg的濃度的測定是使用光學顯微鏡、電子顯微鏡、電子探針微量分析器(epma)進行的。首先，按能夠看到晶粒對比度的方式準備試樣后，通過光學顯微鏡等對晶粒以及晶界進行觀察，在觀察視野內中，例如在120μm×120μm的正方形的4個頂點制作壓痕，確定觀察位置。然后，通過epma，在包括4處壓痕的120μm×120μm的視野內進行面分析，對本發明所規定的長度1μm以上的線狀的mg或si的增濃部分和起因于化合物的粒狀的mg或si的增濃部分進行區分，本發明中，在存在上述線狀的增濃部分的情況下，以最初觀察到該線狀的增濃部分的光學顯微鏡等的觀察結果為參考作為晶界，將起因于化合物的粒狀增濃部分排除在測定對象外。接下來，按穿過晶界的增濃部分的方式進行線分析，測定上述線狀的增濃部分的si元素和mg元素的最大濃度。通過這樣的測定方法，任意選擇10處線狀的增濃部分并進行濃度測定。在1個視野中無法測定10處的情況下，在其他視野中同樣地進行觀察，測定總計10處線狀的增濃部分。應予說明，線分析的長度設定為50μm。另一方面，在沒有觀察到上述線狀的增濃部分的情況下，將晶界中的mg或si各自的濃度視為0質量％，不進行線分析。表3以及表4中，線分析的全部范圍中，在si以及fmg的濃度分別為2.00質量％以下的情況或沒有觀察到上述線狀的增濃部分的情況下，沒有發生晶界偏析或者晶界偏析的程度低，所以是合格的，記為“○”，另外，si以及mg的濃度分別超過2.00質量％的情況下，發生晶界偏析，不合格，記為“×”。
(c)抗拉強度(ts)以及柔軟性(拉伸斷裂伸長率)的測定
基于jisz2241，分別對3根供試材(鋁合金線)進行拉伸試驗，求出其平均值。抗拉強度為了確保電線和端子的連接部中的壓接部的抗拉強度，另外，為了耐受對車體安裝作業時意外地施加的荷重，以150mpa以上為合格水平。伸長率以5％以上為合格。
(d)電導率(ec)
將長度300mm的試驗片在保持20℃(±0.5℃)的恒溫槽中，使用四端子法，對于各3根供試材(鋁合金線)進行比電阻測定，算出其平均電導率。端子間距離為200mm。電導率沒有特別限定，以40％iacs以上為合格水平。
(e)沖擊吸收能量
沖擊吸收能量是鋁合金導體耐受何種程度的沖擊的指標，由鋁合金導體即將發生斷線前的(錘的位置能量)/(鋁合金導體的截面積)算出。具體而言，將錘安裝于鋁合金導體線的一端，使錘從300mm的高度自由落下。將錘逐次加重，由即將斷線之前的錘的重量算出沖擊吸收能量?？梢哉f沖擊吸收能量越大，越具有高沖擊吸收性。沖擊吸收能量以5j/mm2以上為合格水平。
(f)到斷裂為止的反復次數
作為耐彎曲疲勞特性的基準，常溫時的變形振幅設定為±0.17％。耐彎曲疲勞特性根據變形振幅而改變。變形振幅大的情況下，疲勞壽命變短，變形振幅小的情況下，疲勞壽命變長。因為變形振幅可以由線材的線徑和彎曲夾具的曲率半徑決定，所以可以任意設定線材的線徑和彎曲夾具的曲率半徑而實施彎曲疲勞試驗。使用藤井精機株式會社(現在的株式會社藤井)制的交替彎曲疲勞試驗機，使用施加了0.17％的彎曲變形的夾具，反復實施彎曲，由此測定到斷裂為止的反復次數。本發明中，到斷裂為止的反復次數以在20萬次以上為合格。
表1
(注)表中的斜粗體字的數值表示本發明的合理范圍外的數值。
表2
(注)表中的斜粗體字的數值表示本發明的合理范圍外的數值。
表3
(注)表中的斜粗體字的數值表示本發明的合理范圍外的數值。
表4
(注)表中的斜粗體字的數值表示本發明的合理范圍外的數值。
由表3以及表4的結果可知以下情況。發明例1～57的鋁合金線均具有與現有產品(專利文獻1中記載的鋁合金線、相當于比較例12)同等水平的抗拉強度、伸長率以及電導率，并且耐沖擊性以及耐彎曲疲勞特性優異。相對于此，比較例1～19的鋁合金線到斷裂為止的反復次數均低，在18萬次以下，耐彎曲疲勞特性差。除了比較例10以及16以外，耐沖擊性也差。另外，比較例5～9均在拉絲工序中斷線。比較例12～15、18的鋁合金線，雖然具有本發明的范圍所包含的化學組成，但是晶界中的si以及mg的濃度均超過2.00質量％，在本發明的適當范圍外，耐彎曲疲勞特性以及耐沖擊性都差。
產業上的可利用性
本發明的鋁合金導體以使用含有mg和si的鋁合金為前提，通過抑制起因于mg成分和si成分的晶界偏析，能夠提供特別是即使在用作導線束徑為0.5mm以下的極細線的情況下，也確保與現有產品(專利文獻1中記載的鋁合金線)同等水平的強度、伸長率以及電導率，并提高了耐沖擊性、耐彎曲疲勞特性的、用作電氣配線體的導體的鋁合金導體、鋁合金絞線、被覆電線、線束，并且提供鋁合金導體的制造方法，作為搭載于移動體的電池攬線、配線或者馬達用導線、產業用機器人的配線體是有用的。另外，因為本發明的鋁合金導體的抗拉強度高，所以電線徑能夠比現有電線更細，另外，能夠適用于要求高耐彎曲疲勞特性的門、后備箱、機罩等的配線。