铝合金线及铝合金线的制造方法与流程

铝合金线及铝合金线的制造方法
1.本技术是国际申请日为2018年12月21日、进入中国国家阶段日期为2020年07月03日、国家申请号为201880085326.5、发明名称为“铝合金线及铝合金线的制造方法”的pct进入中国国家阶段申请的分案申请。
技术领域
2.本公开关于铝合金线及铝合金线的制造方法。
3.本技术要求基于2018年01月05日提交的日本技术的日本特愿2018
‑
000768的优先权，引用上述日本技术中记载的全部记载内容。


背景技术：

4.作为电线用导体线，专利文献1公开了通过将铝合金设为特定的组成并软化，从而得到高强度、高韧性、且导电率也高的铝合金线。
5.现有技术文献
6.专利文献
7.专利文献1：日本特开2010
‑
067591号公报


技术实现要素：

8.本公开的铝合金线具有以下组成，即，含有合计超过1.4原子％且5.1原子％以下选自fe、cr、ni、co、ti、sc、zr、nb、hf及ta中的至少一种金属元素，残余部分由al及不可避免杂质构成，
9.拉伸强度为250mpa以上，
10.导电率为50％iacs以上。
11.本公开的另一种铝合金线具有以下组成，即，含有超过1.4原子％且5.1原子％以下fe，超过0.006原子％且0.1原子％以下nd，残余部分由al及不可避免杂质构成，
12.拉伸强度为345mpa以上，
13.导电率为50％iacs以上。
14.本公开的铝合金线的制造方法包括如下工序：
15.制造第一原材料的工序，所述第一原材料由铝基合金构成，并固溶了下述金属元素，所述铝基合金具有以下组成，即，含有合计超过1.4原子％且5.1原子％以下选自fe、cr、ni、co、ti、sc、zr、nb、hf及ta中的至少一种金属元素，残余部分由al及不可避免杂质构成；
16.对第二原材料实施拉丝加工，制造预定的线径的拉丝材料的工序，所述第二原材料是在所述金属元素的析出温度以下的条件下对所述第一原材料实施了加工而得到的；以及
17.对所述拉丝材料实施热处理，析出包含al和所述金属元素的化合物的工序。
18.本公开的另一种铝合金线的制造方法包括如下工序：
19.制造第一原材料的工序，所述第一原材料由铝基合金构成，并固溶了fe及nd，所述
铝基合金具有以下组成，即，含有超过1.4原子％且5.1原子％以下fe，超过0.006原子％且0.1原子％以下nd，残余部分由al及不可避免杂质构成；
20.对第二原材料实施拉丝加工，制造预定的线径的拉丝材料的工序，所述第二原材料是在fe及nd的析出温度以下的条件下对所述第一原材料实施了加工而得到的；以及
21.对所述拉丝材料实施热处理，析出包含al、fe、nd的化合物的工序。
具体实施方式
22.[本公开想要解决的课题]
[0023]
期望导电性优秀，并且更高强度的铝合金线作为电线用导体线。
[0024]
专利文献1中记载的铝合金线的断裂伸长率为10％以上且高韧性，但拉伸强度为200mpa以下。例如，作为用于耳机等的极细线(例如，线径100μm以下)，期望断裂伸长率满足10％以上并且对反复的弯曲的疲劳强度高，以使其不会被声音振动等切断。存在如果提高拉伸强度，疲劳强度也被提高的倾向。但是，在专利文献1中，将fe的含量设为2.2质量％以下，强度的提高有限。因此，期望具有拉伸强度更高的铝合金线，特别是具有250mpa以上的拉伸强度的铝合金线。除了拉伸强度外，更优选断裂伸长率等也高、延伸也优异、容易进行弯曲等的铝合金线。
[0025]
此外，在导体线的用途中，期望导电率高。通常，如果增加合金中的添加元素的含量，则会有强度提高的倾向。但是，如果是固溶强化型的添加元素，则随着添加元素的含量的增加会导致导电率的降低。这是因为合金的母相中的添加元素的固溶量变多。即使是能够析出的添加元素，有时也会因析出物的状态而导致导电率的降低。例如，如果析出物是粗大颗粒、或是凝集成块状、或是连续的较长物质，则会妨碍al的导电通路，进而导致电阻增大。甚至，导电率降低。此外，例如，如果用包含很多可析出的添加元素的合金来制造专利文献1中记载的连铸连轧材料、钢柸铸造材料，则这些铸造材料等容易包含上述的粗大粒子。上述粗大粒子容易成为断裂的起点。因此，如果将上述铸造材料等用于拉丝，则会导致拉丝性的降低，进而导致拉丝材料的生产性的降低。此外，在拉丝材料中残留有上述粗大粒子，或在拉丝时被拉长，而变得容易存在更加长的粒子。因此，若最终产品的导体线在使用时等被拉伸、弯曲、甚至受到反复的弯曲的话，容易以上述粗大粒子等为起点断裂而导致强度、疲劳强度的降低。
[0026]
因此，本公开的目的之一是提供高强度且导电性优异的铝合金线。此外，本公开的另一个目的是提供一种铝合金线的制造方法，能够制造高强度且导电性优异的铝合金线。
[0027]
[本公开的效果]
[0028]
本公开的铝合金线高强度且导电性优异。本公开的铝合金线的制造方法能够制造高强度且导电性优异的铝合金线。
[0029]
[本公开的实施方式的说明]
[0030]
首先，列出本公开的实施方式并进行说明。
[0031]
(1)本公开的一个方式所涉及的铝合金线具有以下组成，即，
[0032]
含有合计超过1.4原子％且5.1原子％以下选自fe、cr、ni、co、ti、sc、zr、nb、hf及ta中的至少一种金属元素，残余部分由al及不可避免杂质构成，
[0033]
拉伸强度为250mpa以上，
[0034]
导电率为50％iacs以上。
[0035]
以上列举的金属元素(以下有时称为第一元素)，如后面详细说明那样，是容易与al形成二元的金属间化合物并析出的元素。构成本公开的铝合金线(以下，有时称为al合金线)的铝基合金(以下，有时称为al基合金)在上述的指定的范围内包含第一元素以作为添加元素。
[0036]
上述的al基合金较多地包含fe等第一元素。第一元素主要作为析出物而存在。因此，本公开的al合金线的拉伸强度高达250mpa以上，即强度高，而且导电率高达50％iacs以上，即导电性优异。此外，本公开的al合金线如上所述拉伸强度很高，所以对于重复的弯曲的疲劳强度也很高。而且，本公开的al合金线能够抑制对弯曲的刚度过高进而降低回弹。这样的本公开的al合金线能够适合用于电线用导体等。
[0037]
如果根据后述的本公开的一个方式的al合金线的制造方法来制造本公开的铝合金线，则在拉丝时不易断裂，且生产性优异。
[0038]
(2)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素为fe的方式。
[0039]
上述方式高强度且导电性优异，并且制造性也优异。这是因为如果第一元素是fe，则在制造过程中很容易制作出熔融金属。此外，还因为在拉丝后实施热处理，容易适当地析出析出物，且工业生产性优异。而且，由于fe是容易获得的元素，所以上述方式能够降低制造成本。
[0040]
(3)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素是cr，cr的含量为1.5原子％以上3.3原子％以下的方式。
[0041]
上述方式高强度且导电性优异。此外，上述方式制造性也优异。因为cr在工业生产性方面很容易使用。
[0042]
(4)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素为ni，ni的含量为1.6原子％以上2.4原子％以下的方式。
[0043]
上述方式高强度且导电性优异。此外，上述方式制造性也优异。因为ni在工业生产性方面很容易使用。
[0044]
(5)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素是co，co的含量为1.6原子％以上1.9原子％以下的方式。
[0045]
上述方式高强度且导电性优异。此外，上述方式制造性也优异。因为co在工业生产性方面很容易使用。
[0046]
(6)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素是ti，ti的含量为1.7原子％以上4.1原子％以下的方式。
[0047]
上述方式高强度且导电性优异。特别是包含al和ti的化合物容易变细小。因此，上述方式强度更优异。此外，ti在工业生产性方面易于使用，上述方式在制造性方面也优异。
[0048]
(7)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素是sc，sc的含量为1.5原子％以上3.1原子％以下的方式。
[0049]
上述方式高强度且导电性优异。特别是包含al和sc的化合物容易变细小。因此，上述方式强度更优异。
[0050]
(8)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素是zr，zr的含量为1.5原子％以上1.9原子％以下的方式。
[0051]
上述方式高强度且导电性优异。特别是包含al和zr的化合物容易变细小。因此，上述方式强度更优异。
[0052]
(9)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素是nb，nb的含量为1.5原子％以上3.2原子％以下的方式。
[0053]
上述方式高强度且导电性优异。特别是包含al和nb的化合物容易变细小。因此，上述方式强度更优异。
[0054]
(10)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素为hf，hf的含量为1.6原子％以上4.6原子％以下的方式。
[0055]
上述方式高强度且导电性优异。特别是包含al和hf的化合物容易变细小。因此，上述方式强度更优异。
[0056]
(11)作为本公开的al合金线的一例，可例举出所述金属元素是ta，ta的含量为1.5原子％以上3.6原子％以下的方式。
[0057]
上述方式高强度且导电性优异。特别是包含al和ta的化合物容易变细小。因此，上述方式强度更优异。
[0058]
(12)作为本公开的al合金线的一例，
[0059]
可例举出如下方式，即，具有包含以al为主体的母相、和存在于所述母相中并且由包含al和所述金属元素的化合物构成的化合物粒子的组织，并至少满足以下任意一者：
[0060]
在沿轴向的平面处切断的纵截面中，所述化合物粒子的长轴长度为500nm以下，以及所述化合物粒子的长径比为5以下的方式。
[0061]
上述长轴长度、长径比的测量方法在后述的试验例1中说明。
[0062]
上述方式适当地具有由于包含al和第一元素的化合物粒子的分散强化而引起的强度的提高效果，以及由于第一元素对母相的固溶量的降低而引起的高导电率的具备效果，且高强度、导电性优异。特别地，上述方式在纵截面中，上述化合物粒子的长轴长度短至500nm以下。或者，上述方式在纵截面中，上述化合物粒子的长径比小至5以下。定性而言，上述化合物粒子接近球形。如果上述化合物粒子短、或接近球形，则容易均匀分散在母相中。上述方式通过上述化合物粒子的均匀分散来进一步提高强度。此外，上述方式进一步降低回弹，降低上述化合物粒子导致的al的导电通路的阻碍，从而使导电性更加优异。而且，上述方式在从与al合金线的轴向交叉的方向受到力的情况下，上述化合物粒子不易成为断裂的起点。因此，上述方式容易弯曲，弯曲性优异，使疲劳强度更加优异。这些效果在上述化合物粒子的长轴长度为500nm以下，且长径比为5以下时容易得到。这样，适当存在上述化合物粒子的上述方式具有断裂伸长率也很高的倾向，且高强度、高韧性。
[0063]
(13)作为本公开的al合金线的一例，可例举出如下方式，即具有包含以al为主体的母相、和存在于所述母相中并且由包含al和所述金属元素的化合物构成的化合物粒子的组织，
[0064]
从沿轴向的平面处切断的纵截面、及与所述轴向正交的平面处切断的横截面这两者中取边长为5μm的正方形的测量区域，
[0065]
所述纵截面的所述测量区域中的所述化合物粒子的个数为950个以上1500个以下，所述化合物粒子的总面积相对于所述纵截面的所述测量区域的面积之比为5％以上20％以下，
[0066]
所述横截面的所述测量区域中的所述化合物粒子的个数为950个以上4500个以下，所述化合物粒子的总面积相对于所述横截面的所述测量区域的面积之比为2.5％以上20％以下的方式。
[0067]
上述个数、面积比的测量方法在后述的试验例1中说明。
[0068]
上述方式适当地具有由于包含al和第一元素的化合物粒子的分散强化而引起的强度的提高效果，以及由于第一元素对母相的固溶量的降低而引起的高导电率的具备效果，且高强度、导电性优异。特别地，上述方式中纵截面及横截面中的化合物粒子的存在量类似，可以说化合物粒子的存在状态的方向性(各向异性)小。因此，上述方式容易弯曲，或者弯曲性优异，或者疲劳强度更加优异，或者对于弯曲不易加工硬化。此外，上述方式可以说上述化合物粒子细小地存在。因此，上述方式通过微小的化合物粒子的分散来进一步提高强度。而且，上述方式进一步降低回弹，或者降低上述化合物粒子导致的al的导电通路的阻碍，从而使导电性更加优异。这样，适当地存在化合物粒子的上述方式具有断裂伸长率也很高的倾向，且高强度、高韧性。
[0069]
(14)作为具有包含上述化合物粒子的组织的al合金线的一例，可例举出所述母相中的所述金属元素的含量合计小于0.55原子％的方式。
[0070]
上述方式中，母相中的第一元素的固溶量非常少，母相中的al的纯度高，导电性更加优异。并且，在上述方式中，第一元素主要作为化合物粒子存在。因此，上述方式适当地得到通过上述化合物粒子的分散强化而引起的强度的提高效果，强度更加优异。
[0071]
(15)本公开的另一方式所涉及的铝合金线(以下，有时称为本公开的第二al合金线)具有以下组成，即，
[0072]
含有超过1.4原子％且5.1原子％以下fe，超过0.006原子％且0.1原子％以下nd，残余部分由al及不可避免杂质构成，
[0073]
拉伸强度为345mpa以上，
[0074]
导电率为50％iacs以上。
[0075]
本发明人得到如下见解，对于在上述特定范围内包含fe的al基合金，如果还包含微量的nd，则拉伸强度大大提高，强度更加优异。本公开的第二al合金线是基于该见解而获得的物质。
[0076]
在本公开的第二al合金线中，以第一元素为fe的al基合金为基础，包含微量的nd作为第二元素。该al基合金含有比较多的fe。fe主要作为析出物存在。nd包含在含有该fe的析出物(包含al和fe的化合物)中。此外，与不包含nd的情况相比，包含nd的析出物(包含al、fe和nd的化合物)更细小。本公开的第二al合金线通过细小的析出物的分散强化，拉伸强度非常高，达到345mpa以上的高强度。此外，由于析出物很细小，所以不易阻碍al的导电通路。进而，nd的含量为微量，容易抑制由于nd的含有而导致的导电率的降低。这样的本公开的第二al合金线的导电率高达50％iacs以上，导电性优异。进而，本公开的第二al合金线通过拉伸强度高，所以对于重复的弯曲的疲劳强度也高。此外，本公开的第二al合金线能够抑制相对于弯曲的刚性变得过高而降低回弹。这样的本公开的第二al合金线能够合适地用于电线用导体等。
[0077]
本公开的第二al合金线，如果通过后述的本公开的另一方式的al合金线的制造方法来制造的话，则在拉丝时不易断裂，生产性优异。
[0078]
(16)作为本公开的第二al合金线的一例，可例举出如下方式，即，具有包含以al为主体的母相、和存在于所述母相中并且由包含al、fe和nd的化合物构成的化合物粒子的组织，并至少满足以下任意一者：
[0079]
在沿轴向的平面处切断的纵截面中，所述化合物粒子的长轴长度为105nm以下，以及所述化合物粒子的长径比小于3.3的方式。
[0080]
上述方式适当地具有由于包含al、fe、nd的化合物粒子的分散强化而引起的强度的提高效果，以及由于fe及nd对母相的固溶量的降低而引起的高导电率的具备效果，且高强度、导电性优异。特别地，上述方式在纵截面中，上述化合物粒子的长轴长度短至105nm以下。或者，上述方式在纵截面中，上述化合物粒子的长径比小至小于3.3。定性而言，上述化合物粒子接近球形。这样的上述化合物粒子，如上所述，容易均匀地分散在母相中。因此，上述方式容易得到由上述化合物粒子的均匀分散而引起的效果。上述效果可例举出强度的提高、回弹的降低、导电性的提高等效果。此外，上述方式容易得到由上述化合物粒子不易成为断裂的起点而引起的效果。上述效果可例举出良好的弯曲性、疲劳强度的提高等效果。当上述化合物粒子的长轴长度为105nm以下、且长径比小于3.3时，容易得到上述这些效果。这样，适当存在上述化合物粒子的上述方式具有断裂伸长率也很高的倾向，且高强度、高韧性。
[0081]
(17)作为本公开的第二al合金线的一例，可例举出如下方式，即，具有包含以al为主体的母相、和存在于所述母相中并且由包含al、fe和nd的化合物构成的化合物粒子的组织，
[0082]
从沿轴向的平面处切断的纵截面、及与所述轴向正交的平面处切断的横截面这两者中取边长为5μm的正方形的测量区域，各测量区域中的所述化合物粒子的个数为2200个以上3800个以下，所述化合物粒子的总面积相对于各测量区域的面积之比为4.5％以上20％以下的方式。
[0083]
上述方式适当地具有由于包含al、fe、nd的化合物粒子的分散强化而引起的强度的提高效果，以及由于fe及nd对母相的固溶量的降低而引起的高导电率的具备效果，且高强度、导电性优异。特别地，上述方式在纵截面及横截面两者中的化合物粒子的存在量大致相同，可以说化合物粒子的存在状态的方向性(各向异性)小或者实质上没有。因此，容易得到由上述各向异性小而引起的效果。上述效果可例举出良好的弯曲性、疲劳强度的提高、由弯曲引起的加工硬化难度的提高等效果。此外，上述方式与不包含nd的情况相比，可以说上述化合物粒子更细小。因此，上述方式容易得到由于细小的化合物粒子的分散而产生的效果。上述效果可例举出强度的提高、回弹的降低、导电性的提高等效果。这样，适当存在上述化合物粒子的上述方式具有断裂伸长率也很高的倾向，且高强度、高韧性。
[0084]
(18)作为本公开的第二al合金线的一例，可例举出上述母相中fe的含量小于0.28原子％的方式。
[0085]
上述方式中，母相中的fe的固溶量非常少，母相中的al的纯度高，导电性更加优异。并且，在上述方式中，fe主要作为化合物粒子存在。因此，上述方式适当地得到通过上述化合物粒子的分散强化而引起的强度的提高效果，强度更加优异。
[0086]
(19)作为本公开的al合金线的一例，可例举出0.2％耐力为50mpa以上的方式。
[0087]
上述方式在实际使用环境中的断裂耐久性优异。
[0088]
(20)作为本公开的al合金线的一例，可例举出至少满足以下任意一者：0.2％耐力为100mpa以下；以及断裂伸长率为10％以上的方式。
[0089]
上述方式如上所述，拉伸强度和导电率高，并且0.2％耐力不会过高，为100mpa以下，或断裂伸长率高至10％以上。这样的上述方式容易弯曲的弯曲性优异、或疲劳强度更优异、或受到冲击时不易断裂。此外，当0.2％耐力为100mpa以下的al合金线被用于附带端子电线的导体线等并安装了压接端子等时，与端子的连接强度优异。
[0090]
(21)本公开的一个方式的铝合金线(al合金线)的制造方法(以下有时称为第一制法)，包括以下工序：
[0091]
制造第一原材料的工序，所述第一原材料由铝基合金构成，并固溶了下述金属元素，其中，所述铝基合金具有以下组成，即，含有超过1.4原子％且5.1原子％以下选自fe、cr、ni、co、ti、sc、zr、nb、hf及ta中的至少一种金属元素，残余部分由al及不可避免杂质构成；
[0092]
对第二原材料实施拉丝加工来制造预定的线径的拉丝材料的工序，所述第二原材料是在所述金属元素的析出温度以下的条件下对所述第一原材料实施了加工而得到的；以及
[0093]
对所述拉丝材料实施热处理而使包含al和所述金属元素析出的化合物的工序。
[0094]
本发明人研究了针对与专利文献1(2.2质量％)相比fe的含量多的al基合金，在拉丝时不易断丝、能够生产性优良地制造al合金线的条件。其结果，得到了如下见解，即，与利用活动模具的现有的连续铸造法、利用定模的现有的铸造法相比，如果利用能够急冻的方法，使用fe固溶了的材料就很难断线，能够很好地进行拉丝加工。此外，还得到如下见解，即，如果在拉丝后实施热处理并使fe析出，能够获得不仅导电性优异，而且高强度的al合金线。由于能够通过上述热处理去除拉丝时的加工变形等，因此不仅进一步提高导电性，延伸也得到提高，弯曲等也容易进行。而且，由于固溶有fe，所以上述拉丝时的析出物的拉伸也不会发生。根据该方面，还能够防止由长的析出物粒子引起的弯曲性的降低以及长的析出物粒子对al的导电通路的阻碍等。因此，可获得不仅弯曲性优异，而且导电性更优异的al合金线。关于该fe的事项，对于满足后述的指定的条件(i)和(ii)的第一元素(fe除外)也是一样的。本公开的al合金线的制造方法是基于这些见解的方法。
[0095]
本公开的al合金线的制造方法使用第一元素的含量为超过1.4原子％(第一元素是fe的情况下在3质量％以上)的第一元素含量多的al基合金。但是，用于拉丝加工的原材料采用第一元素实质上没有析出的材料。因此，能够良好地进行拉丝加工。此外，在拉丝后进行热处理，使第一元素析出。因此，使含有al和第一元素的化合物作为细小粒子而被分散。因此，本公开的al合金线的制造方法能够通过由细小的化合物粒子的分散强化实现的强度的提高效果来制造强度优异的al合金线。
[0096]
此外，通过第一元素的析出，能够降低母相中的第一元素的固溶量。由于上述化合物粒子很细小，所以不易阻碍al的导电通路。因此，本公开的al合金线的制造方法能够制造导电性优异的al合金线。
[0097]
根据这样的本公开的al合金线的制造方法，能够生产性良好地制造高强度且导电性优异的铝合金线，代表性地，拉伸强度为250mpa以上，导电率为50％iacs以上的铝合金线。
[0098]
(22)本公开另一方式所涉及的铝合金线(al合金线)的制造方法(以下，有时称为第二制法)，包括以下工序：
[0099]
制造第一原材料的工序，所述第一原材料由铝基合金构成，并固溶了fe及nd，其中，所述铝基合金具有以下组成，即，含有超过1.4原子％且5.1原子％以下fe、超过0.006原子％且0.1原子％以下nd，残余部分由al及不可避免杂质构成；
[0100]
对第二原材料实施拉丝加工来制造预定的线径的拉丝材料的工序，所述第二原材料是在fe及nd的析出温度以下的条件下对所述第一原材料实施了加工而得到的；以及
[0101]
对所述拉丝材料实施热处理而使包含al、fe、nd的化合物析出的工序。
[0102]
本公开的第二制法使用fe的含量多至超过1.4原子％且含有nd的al基合金。但是，用于拉丝加工的原材料采用fe和nd没有实质上析出放入材料。因此，能够良好地进行拉丝加工。此外，在拉丝后进行热处理，使fe及nd析出。因此，将包含al、fe和nd的化合物作为细小粒子分散。因此，第二制法与上述第一制法相同，通过由细小的化合物粒子的分散强化实现的强度的提高效果，能够制造强度优异的al合金线。特别是，通过包含nd，使得上述化合物粒子容易变得更细小。因此，第二种制法能够制造强度更优异的al合金线。
[0103]
此外，通过fe和nd的析出，能够降低母相中的fe和nd的固溶量。进而，如上所述，由于化合物粒子细小，所以不易妨碍al的导电通路。因此，第二制法与上述第一制法相同，能够制造导电性优异的铝合金线。
[0104]
根据这样的第二制法，能够生产性良好地制造更高强度且导电性优异的al合金线，代表性地，拉伸强度为345mpa以上，导电率为50％iacs以上的al合金线。
[0105]
(23)作为本公开的al合金线的制造方法的一例，可例举出在制造所述第一原材料的工序中，使由所述铝基合金构成的金属熔融金属快速冷却，制造薄带状或粉末状的所述第一原材料的方式。这里的快速冷却是指，将上述金属熔融金属的冷却速度设为10000℃/秒以上。
[0106]
上述方式利用所谓的液体快速冷却凝固法、雾化法等制造第一原材料。这样的上述实施方式，适当地获得第一元素、或固溶了fe及nd的原材料。
[0107]
(24)作为本公开的al合金线的制造方法的一例，可例举出对所述拉丝材料实施热处理的工序的加热温度为300℃以上的方式。
[0108]
上述方式通过将热处理工序中的加热温度设为300℃以上，在相对短的时间内也容易使第一元素或fe及nd析出。通过热处理时间的缩短，上述方式能够生产性更好地制造高强度且导电性优异的al合金线。此外，通过进行300℃以上的热处理，使得al基合金具有稳定的晶体结构。因此，上述方式在高温使用环境中也不易发生强度、导电率的经年劣化，从而能够制造长期高强度且导电性优异的al合金线。
[0109]
[本公开的实施方式的细节]
[0110]
以下详细说明本公开的实施方式。
[0111]
[铝合金线]
[0112]
(概要)
[0113]
实施方式的铝合金线(al合金线)是由铝基合金(al基合金)构成的线材。实施方式的al合金线典型地用于单线、绞线或压缩绞线状态下的电线的导体等。所述绞线是由多条al合金线绞合而成。上述压缩绞线由上述绞线压缩成形为预定的形状。
[0114]
实施方式的al合金线具有在指定的范围包含指定的金属元素，即以下的第一元素、或第一元素及第二元素(nd)这样的指定的组成。实施方式的al合金线由于指定的金属元素主要作为析出物而存在，所以高强度且导电性优异。具体而言，实施方式的第一al合金线具有以下组成，即，含有合计超过1.4原子％且5.1原子％以下以下第一元素，残余部分由al及不可避免杂质构成，拉伸强度为250mpa以上，导电率为50％iacs以上。第一元素是选自fe(铁)、cr(铬)、ni(镍)、co(钴)、ti(钛)、sc(锶)、zr(锆)、nb(铌)、hf(铪)和ta(钽)中的至少1种金属元素。实施方式的第二al合金线具有以下组成，即，含有超过1.4原子％且5.1原子％以下fe，超过0.006原子％且0.1原子％以下nd(钕)，残余部分由al及不可避免杂质构成，拉伸强度为345mpa以上，导电率为50％iacs以上。
[0115]
以下将更详细地说明。
[0116]
(组成)
[0117]
构成实施方式的第一al合金线的al基合金，例如可例举出包含1种第一元素作为添加元素，由al和1种第一元素的二元合金构成。构成实施方式的第二al合金线的al基合金，包含作为第一元素之一的fe，并且以al和fe的二元合金为基础，并且还包括nd作为第二元素。各第一元素满足以下条件(i)和(ii)。
[0118]
(i)对于al，在660℃、1大气压条件下的固溶量(平衡状态)为0.5质量％以下。
[0119]
(ii)与al形成金属间化合物，且al和1种第一元素的二元金属间化合物中，第一元素的元素比例最低的二元金属化合物的熔点或分解温度为800℃以上。
[0120]
例如若将在上述的指定的范围内包含满足上述条件(i)、(ii)的第一元素的al基合金如后述那样在制造过程中快速冷却熔融金属，则能够在母相中固溶第一元素。此外，例如，如果对于固溶了第一元素的al基合金，在拉丝前后实施热处理，则能够使第一元素从母相中析出为包含al和第一元素的化合物。该化合物的熔点或分解温度高于母相，稳定性优异。由此，容易生成上述化合物。
[0121]
al基合金中第一元素的含量越高，上述化合物的量越容易增加，强度越容易提高。定量而言，能够具有250mpa以上的拉伸强度。此外，即使第一元素的含量多，如果第一元素主要作为上述化合物存在(如果上述化合物的量多)，则导电性优异。因为减少母相中的第一元素的固溶量，而提高母相中的al的纯度。如果上述化合物细小、或接近球形，则更难阻碍al的导电通路，导电性更加优异。
[0122]
另一方面，如果al基合金中的第一元素的含量在某种程度上较少，则减少由于上述化合物的存在而引起的al的导电通路的阻碍，从而容易确保高导电性。定量而言，能够具有50％iacs以上的导电率。此外，当通过后述的实施方式的al合金线的制造方法制造实施方式的al合金线时，al基合金中包含的第一元素实质上全量固溶，从而容易制造实质上未析出上述化合物的材料。在这一方面，容易进行拉丝加工等，制造性也很优异。
[0123]
因此，将al基合金设为100原子％，第一元素的含量合计设为超过1.4原子％且5.1原子％以下。当为包含1种第一元素作为al基合金的添加元素的二元合金时，可例举出各第一元素的含量满足以下范围。当包含多种第一元素以作为al基合金的添加元素时，可例举出各第一元素的含量满足以下范围，并满足合计超过1.4原子％且5.1原子％以下。接下来，对每个元素进行说明。
[0124]
〈fe〉
[0125]
第一元素是fe时，fe的含量可例举出超过1.4原子％且5.1原子％以下。如果fe的含量在上述范围内，则fe主要作为与al的化合物而存在，由此能够形成高强度且导电性优异的al合金线。如果fe的含量为1.45原子％以上，进而为1.7原子％以上，1.9原子％以上，2.0原子％以上，则能够形成更高强度的al合金线。如果fe的含量为5.0原子％以下、进而4.8原子％以下、4.6原子％以下，则能够形成导电性更加优异的铝合金线。例如，能够形成具有55％iacs以上的高导电率的al合金线。
[0126]
第一元素为fe的方式因以下理由适于工业生产，生产性良好而优选。
[0127]
(1)fe在制造过程中易于制备含有al和fe的熔融金属。
[0128]
(2)含有fe和al的化合物(例如al
13
fe4等)的熔点高达1100℃以上，稳定性优异。因此，通过在拉丝后实施热处理，能够良好地析出上述化合物。
[0129]
(3)fe是容易获得的元素，能够降低制造成本。
[0130]
含有超过1.4原子％且5.1原子％以下fe的二元的al基合金，如果将fe的含量换算成质量比，则大致相当于含有3质量％以上10质量％以下fe的二元的al基合金。如果fe的含量为3质量％以上，则比专利文献1的2.2质量％多。由于富含fe，所以第一元素为fe的方式是高强度的。如果fe的含量为3.5质量％以上、进一步为3.8质量％以上、4.0质量％以上，则能够形成更高强度的al合金线。如果fe的含量为9.8质量％以下、进一步为9.5质量％以下、9.0质量％以下，则能够形成导电性更优异的al合金线。另外，上述换算是以al的原子量为26.98，fe的原子量为55.85来计算的。
[0131]
〈nd〉
[0132]
当第一元素是fe时，还可以包括nd。将al基合金作为100原子％，nd的含量能够举出超过0.006原子％且0.1原子％以下。或者，将al和nd的总量作为100原子％，nd的含量能够举出超过0.006原子％且0.1原子％以下。如果nd的含量是上述范围，则nd主要包含在al和fe的化合物中而存在。因此，很难导致由于含有nd而引起的导电率的增大。此外，包含al、fe和nd的化合物比包含al和fe的化合物更容易变细小。因此，在上述范围内包含fe和nd的方式不仅导电性优异，而且能够形成更高强度的al合金线。例如，能够形成具有350mpa以上、进而360mpa以上的高拉伸强度的al合金线。此外，由于nd的熔点比fe低，因此在制造过程中容易制作包含al、fe和nd的熔融金属。在这一方面，在上述范围内包含fe和nd的方式中制造性也很优异。
[0133]
如果nd的含量为0.008原子％以上，甚至0.010原子％以上，就能够形成更高强度的al合金线。如果nd的含量为0.099原子％以下，则能够形成导电性更优异的al合金线。
[0134]
〈cr〉
[0135]
当第一元素是cr时，cr的含量能够举出1.5原子％以上3.3原子％以下。如果cr的含量在上述范围内，则由于cr主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在253mpa以上、导电率在55％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果cr的含量增加，则例如能够形成具有300mpa以上、进而310mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果cr的含量减少，例如能够形成具有57％iacs以上的高导电率的al合金线。cr从工业生产性的观点来看很容易利用。在这方面，第一元素为cr的方式中制造性也很优异。
[0136]
〈ni〉
[0137]
当第一元素是ni时，ni的含量能够举出1.6原子％以上2.4原子％以下。如果ni的
含量在上述范围内，则ni主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在290mpa以上、导电率在55％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果ni的含量增加，例如能够形成具有300mpa以上、甚至320mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果ni的含量减少，例如能够形成具有56％iacs以上的高导电率的al合金线。ni从工业生产性的观点来看很容易利用。在这方面，第一元素为ni的方式中制造性也很优异。
[0138]
〈co〉
[0139]
当第一元素是co时，co的含量能够举出1.6原子％以上1.9原子％以下。如果co的含量在上述范围内，则由于co主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在250mpa以上、导电率在52％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果co的含量增加，则例如能够形成具有300mpa以上、甚至310mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果co的含量减少，例如能够形成具有56％iacs以上、甚至58％iacs以上的高导电率的al合金线。co从工业生产性的观点来看很容易利用。在这方面，第一元素为ni的方式中制造性也很优异。
[0140]
〈ti〉
[0141]
当第一元素是ti时，ti的含量能够举出1.7原子％以上4.1原子％以下。如果ti的含量在上述范围内，则ti主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在270mpa以上、导电率在50％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果ti的含量增加，则例如能够形成具有300mpa以上、甚至340mpa以上、360mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果ti的含量减少，例如能够形成具有55％iacs以上的高导电率的al合金线。al和ti的金属间化合物的熔点更高达1300℃以上，稳定性更优异。因此，上述金属间化合物容易析出，析出物容易变细小。在这一方面，第一元素是ti的方式更容易提高强度。此外，ti从工业生产性的观点来看很容易利用。在这方面，第一元素为ti的方式中制造性也很优异。
[0142]
〈sc〉
[0143]
当第一元素是sc时，sc的含量能够举出1.5原子％以上3.1原子％以下。如果sc的含量在上述范围内，则sc主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在300mpa以上、甚至310mpa以上、导电率在53％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果sc的含量增加，例如能够形成具有360mpa以上、进而380mpa以上、390mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果sc的含量减少，例如能够形成具有55％iacs以上、甚至57％iacs以上的高导电率的al合金线。al和sc的金属间化合物的熔点更高达1300℃以上，稳定性更优异。因此，上述金属间化合物容易析出，析出物容易变细小。在这一方面，第一元素是sc的方式中更容易提高强度。
[0144]
〈zr〉
[0145]
当第一元素是zr时，sc的含量能够举出1.5原子％以上1.9原子％以下。如果zr的含量在上述范围内，则zr主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在270mpa以上、导电率在50％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果zr的含量增加，则例如能够形成具有300mpa以上、甚至340mpa以上、360mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果zr的含量减少，则例如能够形成具有52％iacs以上的高导电率的al合金线。al和zr的金属间化合物的熔点更高达1300℃以上，稳定性更优异。因此，上述金
属间化合物容易析出，析出物容易变细小。在这一方面，第一元素是zr的方式中更容易提高强度。
[0146]
〈nb〉
[0147]
当第一元素是nb时，nb的含量能够举出1.5原子％以上3.2原子％以下。如果nb的含量在上述范围内，则由于nb主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在260mpa以上、导电率在50％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果nb的含量增加，例如能够形成具有300mpa以上、甚至320mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果nb的含量减少，例如能够形成具有53％iacs以上的高导电率的al合金线。al和nb的金属间化合物的熔点更高达1300℃以上，稳定性更优异。因此，上述金属间化合物容易析出，析出物容易变细小。在这一方面，第一元素是nb的方式中更容易提高强度。
[0148]
〈hf〉
[0149]
当第一元素是hf时，hf的含量能够举出1.6原子％以上4.6原子％以下。如果hf的含量在上述范围内，则hf主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在280mpa以上、导电率在52％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果hf的含量增加，例如能够形成具有300mpa以上、甚至340mpa以上、360mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果hf的含量减少，例如能够形成具有54％iacs以上、甚至56％iacs以上的高导电率的al合金线。al和hf的金属间化合物的熔点更高达1300℃以上，稳定性更优异。因此，上述金属间化合物容易析出，析出物容易变细小。在这一方面，第一元素是hf的方式中更容易提高强度。
[0150]
〈ta〉
[0151]
当第一元素是ta时，ta的含量能够举出1.5原子％以上3.6原子％以下。如果ta的含量在上述范围内，则ta主要作为与al的化合物而存在，例如能够形成兼顾拉伸强度在260mpa以上、导电率在50％iacs以上的优异性能的al合金线。在上述范围内，如果ta的含量增加，例如能够形成具有300mpa以上、甚至320mpa以上的高拉伸强度的al合金线。在上述范围内，如果ta的含量减少，例如能够形成具有53％iacs以上的高导电率的al合金线。al和ta的金属间化合物的熔点更高达1300℃以上，稳定性更优异。因此，上述金属间化合物容易析出，析出物容易变细小。在这一方面，第一元素是ta的方式中更容易提高强度。
[0152]
〈其他〉
[0153]
这里的第一元素的含量及nd的含量是指构成al合金线的al基合金中所含的量。在制造过程中，当原料(代表性的是铝锭)中含有第一元素作为杂质时，则可以调整原料中的第一元素的添加量，以使第一元素的含量的合计在超过1.4原子％且5.1原子％以下的范围内达到所希望的量。作为杂质包含nd的情况也一样。
[0154]
(组织)
[0155]
实施方式的第一al合金线代表性地具有包含以al为主体的母相、和存在于母相中且由包含al和第一元素的化合物构成的化合物粒子的组织。包含fe和nd的实施方式的第二al合金线代表性地具有包含以al为主体的母相、和存在于母相中且由包含al、fe和nd的化合物构成的化合物粒子的组织。由于上述化合物粒子分散存在于母相中，所以实施方式的al合金线得到由分散强化所带来的强度的提高效果、以及由对母相的第一元素、nd的固溶降低所引起的高导电率的具备效果。因此，能够形成均衡地具有高拉伸强度和高导电率的
al合金线。
[0156]
al基合金的母相由al、固溶于al的元素(第一元素、nd)和不可避免的杂质构成。代表性地，母相含有99.4原子％以上的al。此外，母相是al基合金中上述化合物以外的相。
[0157]
〈化合物粒子的大小〉
[0158]
上述化合物粒子越小，特别是1μm以下之类的微小粒子时，就越容易得到分散强化所带来的强度的提高效果。作为一例，在实施方式的第一al合金线中，能举出在沿al合金线的轴向的平面处切断了al合金线的纵截面中，上述化合物粒子的长轴长度为500nm以下的方式(a
‑
1)。
[0159]
上述的长轴长度为500nm以下的化合物粒子在al合金线的轴向上没有很长地连续，可以说是短的粒子。短的化合物粒子容易孤立地存在，容易分散在母相中。因此，该方式(a
‑
1)可以说具有分散了短的化合物粒子的组织。此外，短的化合物粒子与长的粒子相比，容易均匀地分散在母相中。这种方式(a
‑
1)的al合金线起到以下至少一个效果。
[0160]
(i)由于细小的化合物粒子的分散强化而使强度更加优异。
[0161]
(ii)能够抑制相对于线材弯曲的刚性变得过高而降低回弹。
[0162]
(iii)由于化合物粒子短，不易阻碍沿al合金线的轴向的al的导电通路，从而使得导电性更加优异。
[0163]
(iv)由于化合物粒子短，在从与al合金线的轴向交叉的方向受到力的情况下，化合物粒子不易成为断裂的起点。因此，容易弯曲且弯曲性优异，或不易因反复的弯曲而断裂，疲劳强度也更加优异。
[0164]
上述长轴长度越短越容易得到这些效果，优选上述长轴长度为450nm以下，进一步为400nm以下、380nm以下。
[0165]
除了上述的方式(a
‑
1)之外，在al合金线与其轴向正交的平面处切断的横截面中，上述化合物粒子的长轴长度更优选为500nm以下的方式(a
‑
2)。横截面中的上述长轴长度为500nm以下的化合物粒子在与al合金线的轴向正交的方向(代表性地是线材的径向)上没有很长地连续，可以说是短的粒子。方式(a
‑
2)具备分散了从任意的方向看均短的化合物粒子的组织，可以说化合物粒子的大小的方向性(各向异性)小或者实质上没有。这样的al合金线实现上述强度的提高、回弹的降低、弯曲性的提高、断裂强度的提高、耐冲击性的提高等效果中的至少一个效果。此外，容易确保在任意方向上al的导电通路，导电性更加优异。横截面中的上述长轴长度越短越容易获得这些效果。因此，优选上述长轴长度为450nm以下，进一步为400nm以下、350nm以下。特别是，如果横截面中的上述长轴长度为300nm以下、进一步为280nm以下、250nm以下、150nm以下，则更容易获得通过细小的化合物粒子的分散强化而带来的强度的提高效果及al的导电通路的确保而带来的导电性的提高效果。
[0166]
作为包含fe和nd的实施方式的第二al合金线的一例，能举出在al合金线的纵截面中，包含上述nd的化合物粒子的长轴长度为105nm以下的方式(a
‑
3)。在方式(a
‑
3)中，与上述方式(a
‑
1)相比，上述化合物粒子的长轴长度还短。这样的化合物粒子更容易均匀分散于母相。因此，方式(a
‑
3)能够良好地获得上述的(i)到(iv)的效果。在方式(a
‑
3)中，如果上述长轴长度为100nm以下，进一步为98nm以下，则能够更加良好地获得从上述的(i)到(iv)的效果。
[0167]
上述方式(a
‑
3)也由于与上述的方式(a
‑
2)相同的理由，更优选在al合金线的横截
面，包含上述nd的化合物粒子的长轴长度为105nm以下的方式(a
‑
4)。方式(a
‑
4)也是，横截面的上述长轴长度越短，越起到强度的提高、回弹的降低、弯曲性的提高、断裂强度的提高、耐冲击性的提高等效果中的至少一个效果，而且导电性也更优异。因此，横截面的上述长轴长度优选为100nm以下、更优选为90nm以下、80nm以下。
[0168]
能举出上述纵截面的化合物粒子的长轴长度比上述横截面的化合物粒子的长轴长度长。在这种情况下，如果上述纵截面的上述长轴长度为超过上述横截面的上述长轴长度的1倍且5倍以下、进一步为4倍以下、3倍以下、1.5倍以下，则能良好地得到上述细小的化合物粒子的分散强化所带来的强度的提高效果以及al的导电通路的确保所带来的导电性的提高效果。
[0169]
另外，无法确定上述纵截面的化合物粒子的长轴长度比上述横截面的化合物粒子的长轴长度长的理由。推测是因为在拉丝前，作为化合物粒子的核心的合金化区域以原子级(纳米级)呈针状产生，在拉丝时，该针状区域以在拉丝方向整齐排列的方式塑性变形。该推测，对于后述的长径比也是一样的。
[0170]
〈化合物粒子的形状〉
[0171]
如果上述化合物粒子接近球形，则很难成为断裂的起点，而且al的导电通路也很难阻碍而优选。作为一例，在实施方式的第一al合金线中，能举出在上述纵截面中，化合物粒子的长径比为5以下的方式(b
‑
1)。
[0172]
上述长径比为5以下的化合物粒子是长轴长度为短轴长度的5倍以下的椭圆形等，可以说接近球形。因此，该方式(b
‑
1)可以说具有球状的化合物粒子分散到母相的组织。球形的化合物粒子与细长的粒子相比容易均匀分散。因此，方式(b
‑
1)的al合金线起到以下至少一个效果。
[0173]
(v)通过球形的化合物粒子的分散强化而使强度更优异。
[0174]
(vi)能够抑制相对于线材弯曲的刚性变得过高而减少回弹。
[0175]
(vii)如果化合物粒子是球形的，则与细长的粒子相比，不易阻碍沿al合金线的轴向的al的导电通路，使导电性更加优异。
[0176]
(viii)如果化合物粒子是球形的，则在从与al合金线的轴向交叉的方向受到力的情况下，化合物粒子不易成为断裂的起点。因此，容易弯曲的弯曲性优异，反复的弯曲不易导致断裂，疲劳强度也更加优异。
[0177]
上述长径比越接近1越容易得到这些效果，上述长径比优选为4.5以下，更优选为4.0以下、3.5以下。
[0178]
除了上述的方式(b
‑
1)之外，更优选在al合金线的横截面，上述化合物粒子的长径比为5以下的方式(b
‑
2)。横截面的上述长径比为5以下的化合物粒子，如上所述可以说接近球形。方式(b
‑
2)可以说具有分散了从任意的方向看均为球形的化合物粒子的组织，化合物粒子的形状的方向性(各向异性)小或者实质上没有。这样的al合金线，实现在上述的强度的提高、回弹的降低、弯曲性的提高、断裂强度的提高、耐冲击性的提高等效果中的至少一个效果。此外，在任意方向上容易确保al的导电通路，使导电性更加优异。横截面的长径比越接近1越容易获得这些效果。因此，上述长径比优选为4.5以下，更优选为4.0以下、3.5以下。特别是，如果横截面的上述长径比为3.0以下、进一步为2.9以下、2.8以下，则更容易得到球形的化合物粒子的分散强化所带来的强度的提高效果以及al的导电通路的确保所带
来的导电性的提高效果。
[0179]
另外，在方式(b
‑
1)、(b
‑
2)中，上述长径比也可以设为超过1、进一步为1.5以上。这一点在后述的方式(b
‑
3)、(b
‑
4)中也是相同的。
[0180]
对于实施方式的第一al合金线，优选满足上述的方式(a
‑
1)及方式(b
‑
1)的至少一个，更优选满足两者。进一步优选满足上述的方式(a
‑
2)及方式(b
‑
2)的至少一个。特别是，如果满足上述的方式(a
‑
2)及方式(b
‑
2)双方，则更优选。因为在任意的截面，上述化合物粒子细小且接近球形，更容易均匀分散。这样的al合金线不仅更容易获得由于化合物粒子的分散强化而带来的强度的提高效果及al的导电通路的确保而带来的导电性的提高效果，而且上述的机械特性也很优异。
[0181]
作为包括fe和nd的实施方式的第二al合金线的一例，能举出在al合金线的纵截面，包含上述nd的化合物粒子的长径比小于3.3的方式(b
‑
3)。在方式(b
‑
3)中，上述化合物粒子的长径比小于上述的方式(b
‑
1)，可以说接近球形。这样的化合物粒子更容易均匀分散至母相。因此，方式(b
‑
3)能够良好地得到从上述的(v)到(viii)的效果。在方式(b
‑
3)中，如果上述长径比为3.2以下、进一步为3.1以下，则能够良好地得到从上述(v)到(viii)的效果。
[0182]
上述方式(b
‑
3)也由于与上述的方式(b
‑
2)相同的理由，更优选的是包含al合金线的横截面的上述nd的化合物粒子的长径比小于3.3的方式(b
‑
4)。方式(b
‑
4)也是，横截面的上述长径比越小，越能起到强度的提高、回弹的降低、弯曲性的提高，断裂强度的提高，耐冲击性的提高等效果中的至少一个。特别是，横截面的上述长径比优选为2.5以下，更优选为2.3以下。
[0183]
对于实施方式的第二al合金线，优选满足上述的方式(a
‑
3)及方式(b
‑
3)的至少一个，更优选满足两者。进一步优选满足上述的方式(a
‑
4)及方式(b
‑
4)的至少一个。特别是，如果满足上述的方式(a
‑
4)及方式(b
‑
4)双方，则更优选。因为在任意的截面，上述的包含nd的化合物粒子细小且接近球形，更容易均匀分散。这样的al合金线不仅更良好地获得由于化合物粒子的分散强化而带来的强度的提高效果及al的导电通路的确保而带来的导电性的提高效果，而且上述的机械特性也很优异。
[0184]
另外，能举出上述纵截面的化合物粒子的长径比大于上述横截面的化合物粒子的长径比。在这种情况下，如果上述纵截面的上述长径比为上述横截面的上述长径比的1倍以上2倍以下、进一步为1.9倍以下、1.8倍以下、1.5倍以下，则能良好地获得由于上述的球形的化合物粒子的分散强化而带来的强度的提高效果及al的导电通路的确保而带来的导电性的提高效果。
[0185]
〈化合物粒子的存在量〉
[0186]
在al合金线的纵截面和横截面两者中，优选由包含al和第一元素的化合物构成的化合物粒子的存在量接近。这是因为不仅更合适更容易获得由于化合物粒子的分散强化而带来的强度的提高效果及al的导电通路的确保而带来的导电性的提高效果，而且机械特性也很优异。作为一例，能举出在实施方式的第一al合金线中，从纵截面及横截面的双方中取以下的测量区域，并满足以下内容的方式(c)。纵截面的测量区域和横截面的测量区域都取边长为5μm的正方形的区域。
[0187]
(方式c)
[0188]
在纵截面的测量区域中，由包含al和第一元素的化合物构成的化合物粒子的个数为950个以上1500个以下。纵截面的上述的化合物粒子的总面积相对于纵截面的测量区域面积之比为5％以上20％以下。
[0189]
横截面的测量区域中上述化合物粒子的个数为950个以上4500个以下。横截面的上述化合物粒子的总面积相对于横截面的测量区域的面积之比为2.5％以上20％以下。
[0190]
上述方式(c)从任意的方向来看化合物粒子的存在量相似，可以说化合物粒子存在状态的方向性(各向异性)小。另外，方式(c)中，上述个数和上述面积比双方满足上述范围，因此一个化合物粒子的面积很小，该化合物粒子可以说是细小的。这样的al合金线的强度更加优异。此外，方式(c)的al合金线起到回弹的降低、弯曲性的提高、疲劳强度的提高、对于弯曲不易加工硬化、加工硬化所引起的断线等的降低、冲击等的断裂降低等效果中的至少一个。而且，由于化合物粒子细小，化合物粒子不易阻碍al的导电通路，导电性更加优异。
[0191]
在上述的方式(c)的纵截面中，如果上述个数为950个以上且上述面积比为5％以上，则适当地存在上述化合物粒子，如上述那样机械特性优异。上述个数越多，而且上述面积比越大，越容易得到该效果。例如，如果上述个数为960个以上，进一步为970个以上，则强度更优异。如果上述个数为1000个以上、进一步为1050个以上、1200个以上、1400个以上，则强度更进一步优异。或者，例如上述面积比为6％以上、进一步为8％以上、10％以上时，强度更优异。特别是上述面积比率为14％以上，进一步为15％以上，18％以上时，强度更进一步优异。
[0192]
在上述的方式(c)的纵截面中，如果上述个数为1500个以下，且上述面积比为20％以下，则上述化合物粒子不易阻碍al的导电通路而导电性优异。上述个数越少，而且上述面积比越小，越容易得到该效果。例如，如果上述个数为1450个以下、进一步为1400个以下、1250个以下，则导电性更优异。或者，例如，如果上述面积比为19％以下、进一步为18％以下、17％以下，则导电性更优异。
[0193]
在上述的方式(c)的横截面中，如果上述个数为950个以上且上述面积比为2.5％以上，则适当地存在上述化合物粒子，如上述那样机械特性优异。上述个数越多，而且上述面积比越大，越容易得到该效果。例如，如果上述个数为1000个以上，则强度更优异。如果上述个数为1200个以上，进一步为1300个以上，则强度更进一步优异。或者，例如上述面积比为2.7％以上、进一步为3.0％以上、3.2％以上时，强度更优异。特别是上述面积比为4.0％以上、进一步为4.5％以上、5.0％以上时，强度更进一步优异。
[0194]
在第一元素包括选自ti、sc、zr、nb、hf和ta中的一种元素的情况下，横截面的上述化合物粒子的个数容易变多。例如，上述个数能举出2000个以上，进而2500个以上，根据元素3000个以上。如果上述化合物粒子这样多，并且上述面积比为2.5％以上，则上述化合物粒子可以说更细小，更容易均匀地分散。因此，能够形成更高强度的al合金线。
[0195]
在上述的方式(c)的横截面中，如果上述个数为4500个以下且上述面积比为20％以下，则上述化合物粒子不易阻碍al的导电通路而导电性优异。上述个数越少，而且上述面积比越小，越容易得到该效果。例如，如果上述个数为4480个以下、进一步为4200个以下、4000个以下，则导电性更优异。或者，例如，如果上述面积比为15％以下、进一步为14％以下、13％以下，则导电性更优异。
[0196]
对于实施发生的第一al合金线，优选满足上述的方式(a
‑
1)及方式(b
‑
1)的至少一个，更优选满足上述的方式(a
‑
2)及方式(b
‑
2)的至少一个，除此以外，还优选满足上述方式(c)。特别是，如果满足上述的方式(a
‑
2)及方式(b
‑
2)双方和方式(c)，则在任意的截面，上述化合物粒子细小且接近球形，更容易均匀分散，并且上述化合物粒子的存在量适当。因此，不仅更容易获得由于化合物粒子的分散强化而带来的强度的提高效果及al的导电通路的确保而带来的导电性的提高效果，而且上述的机械特性也很优异。
[0197]
在包括fe和nd的实施方式的第二al合金线中，能举出从纵截面和横截面的两者中取以下的测量区域，并满足以下内容的方式(d)。纵截面的测量区域和横截面的测量区域均取边长为5μm的正方形的区域。
[0198]
(方式d)
[0199]
在纵截面的测量区域及横截面的测量区域中，由包含al、fe和nd的化合物构成的化合物粒子的个数为2200个以上3800个以下。
[0200]
上述化合物粒子的总面积与纵截面的测量区域和横截面的测量区域的面积之比为4.5％以上20％以下。
[0201]
在上述方式(d)中，从任意的方向来看化合物粒子的存在量相似，可以说化合物粒子的存在状态的方向性(各向异性)比方式(c)小，或者实质上没有。此外，方式(d)中，上述个数和上述面积比双方满足上述的范围，因此一个化合物粒子的面积比方式(c)更小。这样的化合物粒子可以说是更加细小的。因此，方式(d)的al合金线强度更加优异。此外，方式(d)的al合金线起到回弹的降低、弯曲性的提高、疲劳强度的提高、上述的加工硬化所引起的断线等的降低、冲击等的断裂降低等效果中的至少一个。而且，由于化合物粒子更加细小，化合物粒子不易阻碍al的导电通路，导电性更加优异。
[0202]
在上述的方式(d)的纵截面及横截面两者中，如果上述个数为2200个以上且上述面积比为4.5％以上，则上述化合物粒子适当地存在，如上述那样机械特性优异。上述个数越多，而且上述面积比率越大，就越容易得到该效果。例如，如果上述个数为2250个以上，进一步为2300个以上，则强度更加优异。或者，例如上述面积比为4.6％以上、进一步为4.7％以上、5％以上时，强度更优异。特别是上述面积比为10％以上，进一步为12％以上时，强度更加优异。
[0203]
在上述的方式(d)的纵截面及横截面两者中，如果上述个数为3800个以下且上述面积比为20％以下，则上述化合物粒子不易阻碍al的导电通路，导电性优异。上述个数越少，而且上述面积比越小就越容易得到该效果。例如，如果上述个数为3750个以下，进一步为3700个以下，则导电性更优异。或者，例如，如果上述面积比为19.5％以下，进一步为19.0％以下，则导电性更优异。
[0204]
对于实施方式的第二al合金线，优选满足上述的方式(a
‑
3)及方式(b
‑
3)的至少一个，进一步优选满足上述的方式(a
‑
4)及方式(b
‑
4)的至少一个，除此之外，优选满足上述的方式(d)。特别是，如果满足上述的方式(a
‑
4)及方式(b
‑
4)双方和方式(d)，则在任意的截面，上述化合物粒子细小且接近球形，更容易均匀分散，而且上述化合物粒子的存在量适当。因此，不仅更容易获得由于化合物粒子的分散强化而带来的强度的提高效果及al的导电通路的确保而带来的导电性的提高效果，而且上述的机械特性也更加优异。
[0205]
〈第一元素的固溶量〉
[0206]
实施方式的构成al合金线的al基合金中的第一元素优选如上述那样主要作为化合物存在，且母相中的第一元素的固溶量很少。定量而言，能举出在实施方式的第一al合金线中，母相中的第一元素的含量(固溶量)合计小于0.55原子％。这里的固溶量是后述的快速冷却状态(非平衡状态)下的指标。如果上述第一元素的固溶量合计非常少到0.55个原子％，则母相中的al的纯度高，导电性优异。上述固溶量越少，al的纯度越高，导电性越优异。此外，上述固溶量越少，al基合金中的第一元素就越作为化合物粒子而存在，适当地得到由于该化合物粒子的分散强化而带来的强度的提高效果，强度更加优异。如果上述固溶量合计在0.53原子％以下，进一步在0.52原子％以下，则更容易获得导电性的提高效果及强度的提高效果。另外，如果将第一元素为fe时的固溶量“0.55原子％以下”换算为质量比，则大致相当于1质量％以下。
[0207]
在包括fe和nd的实施方式的第二al合金线中，能举出母相中fe的含量(固溶量)小于0.28原子％。如上所述，上述fe的固溶量越少，导电性及强度越优异。如果上述固溶量在0.25原子％以下，进一步在0.23原子％以下，则更容易获得导电性的提高效果和强度的提高效果。
[0208]
〈机械特性、电特性〉
[0209]
实施方式的第一al合金线的拉伸强度为250mpa以上，强度优异。包括fe和nd的实施方式的第二al合金线的拉伸强度为345mpa以上，强度更加优异。这样的al合金线，即使在使用时被拉伸、弯曲、反复弯曲等，也不易断裂。在第一实施方式的al合金线中，如果拉伸强度为255mpa以上、进一步为260mpa以上、265mpa以上，则强度更加优异。在实施方式的第二al合金线中，如果拉伸强度为350mpa以上，进一步为360mpa以上、370mpa以上，则强度更加优异。
[0210]
在实施方式的al合金线中，导电率在50％iacs以上，导电性优异。这样的al合金线能够优选地用作导体线。如果导电率在51％iacs以上，进一步在52％iacs以上，则导电性更优异。如果导电率在55％iacs以上，进一步在55.5％iacs以上，55.8％iacs以上，56％iacs以上，导电性更优异。
[0211]
作为实施方式的al合金线的一例，能举出0.2％耐力在50mpa以上的方式。0.2％耐力越大，强度越优异。如果0.2％耐力在55mpa以上、进一步在58mpa以上、60mpa以上，则强度更优异。
[0212]
作为实施方式的al合金线的一例，能举出满足0.2％耐力在100mpa以下、以及断裂伸长率在10％以上中的至少一者的方式，进一步满足两者的方式。在拉伸强度和导电率高达如上所述，且0.2％耐力为100mpa以下而不是过高，或断裂伸长率高达10％以上时，容易弯曲的弯曲性更优异，或疲劳强度更优异，或受到冲击时更加不易断裂。此外，如果0.2％耐力在100mpa以下，则在安装了压接端子等的情况下容易降低端子附近的断裂等。因为al合金线在压接载荷下发生适度的塑性变形而容易提高与端子的连接强度。如果0.2％耐力在98mpa以下、进一步在95mpa以下、90mpa以下，则更容易提高弯曲性、和端子的连接强度等。如果断裂伸长率在10.5％以上，进一步在11.0％以上，11.5％以上，则更容易进行弯曲等。例如，在拉伸强度为400mpa以上的更高强度的al合金线的情况下，如果断裂伸长率在7％以上，则高强度且伸长也优异。
[0213]
上述的化合物粒子的长轴长度、长径比、个数、面积比、al合金线的拉伸强度、
0.2％耐力、断裂伸长率、导电率例如能够通过调整第一元素的种类、第一元素的含量、第二元素(nd)的含量、制造条件(拉丝条件、热处理条件等)而变更。例如，如果第一元素多，则长轴长度、长径比、个数、面积比有变大的倾向。如果第一元素少，则有相反的倾向。此外，例如，如果第一元素多，则拉伸强度、0.2％耐力有变高的倾向。如果第一元素少，则导电率、断裂伸长率有变高的倾向。如果第一元素是fe，并且包含nd，则有个数变大、拉伸强度、0.2％耐力变高的倾向。
[0214]
(形状)
[0215]
实施方式的al合金线的横截面形状能根据用途等适当选择。例如，能举出横截面形状为圆形的圆线、横截面形状为矩形的角线、以及横截面形状为椭圆形、六边形等多边形形状的异形线等。当al合金线构成上述压缩绞线的芯线时，具有圆形被压碎那样的横截面形状。为了成为期望的横截面形状，可以选择拉丝模具的形状、压缩成形用的模具的形状等。
[0216]
(大小)
[0217]
实施方式的al合金线的大小(横截面积、线径等)能根据用途等适当地选择。作为线径的一例，能举出0.01mm以上8mm以下。如果是上述的圆线，这里的线径则是直径，如果是上述的异形线，则是包含横截面形状的最小圆的直径。在对汽车用线束等各种线束所具备的电线的导体使用实施方式的al合金线时，能举出线径为0.2mm以上1.5mm以下左右。在对构筑建筑物等的配线结构的电线的导体使用实施方式的al合金线时，能举出线径为0.2mm以上3.6mm以下左右。在对耳机等信号线、磁线的导体线等使用实施方式的al合金线时，能举出线径为0.01mm以上0.5mm以下。
[0218]
[al合金绞线]
[0219]
实施方式的al合金线能够用于如上所述包括压缩绞线的绞线的芯线。具有高强度且导电性优异的实施方式的al合金线的绞线高强度且导电性优异。此外，上述绞线与具有相同导体横截面积的单线的al合金线相比，挠性优异，容易进行弯曲等。而且，上述绞线即使在各芯线很细的情况下也能通过被绞合而作为绞线整体，强度优异。因此，上述绞线即使在受到冲击、反复弯曲的情况下，各芯线也不易断裂，耐冲击性及疲劳强度优异。如果是压缩绞线，与仅绞合的状态相比，能够缩小线径、使外形成为所希望的形状(例如圆形)。能适当选择绞合根数、绞合间距、压缩形状等。
[0220]
[电线]
[0221]
实施方式的al合金线、包括实施方式的al合金线的绞线(也可以是压缩绞线，关于该段落以下相同)能够适用于电线的导体。上述电线能举出以下的裸露方式、覆层方式。裸露方式是在单线、绞线的外围不具备绝缘覆层，而直接利用单线、绞线。覆层方式是在单线、绞线的外周具有绝缘覆层。在导体中具备高强度且导电性优异的实施方式的al合金线的电线高强度且导电性优异。
[0222]
绝缘覆层的构成材料能够使用适当的绝缘材料。绝缘材料例如能举出可以是聚氯乙烯(pvc)、非卤树脂、阻燃性优异的材料等。能够使用现有的绝缘材料。绝缘覆层的厚度能够在具有预定的绝缘强度的范围内适当选择。
[0223]
能够设置成在上述电线的端部具备端子的带端子电线。该带端子电线能用于载置在汽车、飞机等上的线束、工业机器人等使用的线束等。端子能够使用压接端子、熔融型端
子等公知的端子。
[0224]
包含上述的压缩绞线的绞线、构成覆层电线的导体的各al合金线的组成、组织、机械特性及电特性等的规格，代表性地是实质上维持在绞合前、绝缘覆层的形成前等使用的实施方式的al合金线的规格。
[0225]
[al合金线的制造方法]
[0226]
(概要)
[0227]
实施方式的第一al合金线例如能够通过包括以下的材料准备工序、拉丝工序及热处理工序的实施方式的第一al合金线的制造方法(第一制法)来制造。包括fe和nd的实施方式的第二al合金线例如能够通过包括以下的材料准备工序、拉丝工序及热处理工序的实施方式的第二al合金线的制造方法(第二制法)来制造。
[0228]
(第一制法)
[0229]
(原材料准备工序)制造第一原材料的工序，所述第一原材料由铝基合金构成，并固溶了第一元素，其中，所述铝基合金具有以下组成，即，含有合计大于1.4原子％且5.1原子％以下选自fe、cr、ni、co、ti、sc、zr、nb、hf及ta中的至少1种金属元素(第一元素)，残余部分由al及不可避免杂质构成。
[0230]
(拉丝工序)对第二原材料实施拉丝加工来制造预定的线径的拉丝材料的工序，所述第二原材料是在第一元素的析出温度以下的条件下对上述第一原材料实施了加工而得到的。
[0231]
(热处理工序)对上述拉丝材料实施热处理而使包含al和第一元素元素的化合物析出的工序。
[0232]
(第二制法)
[0233]
(原材料准备工序)制造第一原材料的工序，所述第一原材料由铝基合金构成，并固溶了fe及nd，其中，所述铝基合金具有以下组成，即，含有超过1.4原子％且5.1原子％以下fe，超过0.006原子％且0.1原子％以下nd，残余部分由al及不可避免杂质构成。
[0234]
(拉丝工序)对第二原材料实施拉丝加工来制造预定的线径的拉丝材料的工序，所述第二原材料是在fe及nd的析出温度以下的条件下对上述第一原材料实施了加工而得到的。
[0235]
(热处理工序)对上述拉丝材料实施热处理而使包含al、fe、nd的化合物析出的工序。
[0236]
第一制法中，第一元素的含量相对多至合计超过1.4原子％，但将用于拉丝加工的材料设置成第一元素实质上没有析出。代表性地，作为用于拉丝加工的原材料，使用第二原材料，该第二原材料在第一元素实质上未析出的条件下，对实质上固溶了第一元素全量的第一原材料实施加工。第二原材料在拉丝前实质上不存在含有al和第一元素的化合物。因此，在拉丝时，上述化合物粒子不会成为起点而断裂，拉丝加工性优异。通过将这样的第二原材料用于拉丝加工，从而在拉丝时很难断线，拉丝材料的制造性优异。此外，通过在拉丝后实施热处理，能够将上述化合物作为细小的粒子析出。因此，第一制法能够形成分散了细小的化合物粒子的组织，并且能够降低母相中第一元素的固溶量。因此，第一制法能够生产性良好地制造高强度且导电性优异的al合金线，代表性地是上述的实施方式的第一al合金线。
[0237]
虽然在第二制法中，使用含有超过1.4原子％fe并且含有nd的al基合金，但是将用于拉丝加工的材料设置成fe及nd两者实质上没有析出的物质。代表性地，作为用于拉丝加工的原材料，使用第二原材料，该第二原材料在fe及nd实质上未析出的条件下，对实质上固溶了fe及nd全量的第一原材料实施加工。该第二原材料也由于与上述相同的理由，拉丝加工性优异。此外，通过在拉丝后实施热处理，能够将包含al、fe和nd的化合物作为非常细小的粒子析出。因此，第二制法能够形成分散了更细小的化合物粒子的组织，并且能够降低母相中的fe和nd的固溶量。因此，第二制法能够生产性良好地制造更高强度且导电性更优异的al合金线，代表性地是上述实施方式的第二al合金线。
[0238]
以下详细说明各工序。
[0239]
(原材料准备工序)
[0240]
在该工序中，代表性地是使由上述的al基合金构成的熔融金属快速冷却来制造第一原材料。第一种材料代表性地是固溶了第一元素、或fe及nd(以下有时统称为第一元素等)固溶的过饱和固溶体。
[0241]
在此，在专利文献1所记载的现有的连续铸造法中，铸造时的熔融金属的冷却速度为1000℃/秒以下，实用上为数百℃/秒以下左右。以这样的冷却速度，例如如果凝固含3质量％以上fe的熔融金属，则在铸造时会析出包含al和fe的化合物，得到存在上述化合物的铸造材料。特别是fe的含量多达3质量％以上，所以上述化合物容易成为粗大粒子存在，或容易成为块状存在。在实施方式的al合金线的制造方法中，鉴于含有超过1.4原子％(fe情况下为3质量％以上)第一元素，则使熔融金属的冷却速度比上述现有的连续铸造方法快。定性而言，将熔融金属的冷却速度设定为第一元素等实质上不析出的大小。定量而言，将熔融金属的冷却速度设定为10000℃/秒以上。
[0242]
熔融金属的冷却速度越快，第一元素等就越难析出。因此，容易获得实质上不包含由包含al和第一元素等的化合物构成的析出物的过饱和固溶体。例如，在x射线衍射(xrd)的结构分析中，假设固溶元素(第一元素等)的全部析出时的al的最高峰值强度与上述化合物的最高峰值强度之比(al的最高峰值强度/上述化合物的最高峰值强度)在理论上相当于体积比。在该理想的比中，分母和分子之的差并没有那么大。与此相对，在第一原材料的上述比中，分母(上述化合物的最高峰值强度)与分子(al的最高峰值强度)相比非常小，上述比变大。即，作为第一原材料，容易得到上述比大的铸造材料。例如，容易获得上述比为上述理论比的10倍以上、进而12倍以上、15倍以上的铸造材料。如果将熔融金属的冷却速度设为15000℃/秒以上、进而20000℃/秒以上、50000℃/秒以上，则能够更有效地降低上述化合物的析出。因此，容易增大第一原材料的上述比。
[0243]
上述的熔融金属的冷却速度能举出基于熔融金属的组成、熔融金属的温度、凝固材料的大小(厚度、粒径等)等进行调整。冷却速度的测量例如能举出通过使用灵敏度高的红外热像仪(例如，菲力尔系统公司制造的a6750，时间分辨力：0.0002sec)来观测与模具(例如，在后述的熔纺法中的铜辊等)接触的熔融金属的温度从而求出冷却速度。将从熔融金属温度冷却到300℃期间所经过的时间设为t(秒)，冷却速度以(熔融金属温度
‑
300)/t(℃/秒)而求出。例如，如果熔融金属温度为700℃，则冷却速度用400/t(℃/秒)求出。
[0244]
如果第一原材料设为薄带状或粉末状，通过厚度薄、粉末粒径小，容易达到10000℃/秒以上等冷却速度。作为制造薄带状的第一原材料的方法，例如能举出熔纺法。作为制
造粉末状的第一原材料的方法，例如能举出雾化法、特别是使用了氩气等的气体雾化法。另外，能举出使用熔融纺丝法制造细线状的第一原材料。
[0245]
熔纺法是通过在高速旋转的金属辊、金属盘等冷却介质上喷射原料的熔融金属并进行快速冷却，来制作薄带、薄片(薄带较短地破碎而成)的方法。在熔纺法中，能够根据第一元素等的含量、薄带的厚度等，将熔融金属的冷却速度设为100000℃/秒以上，进而设为1000000℃/秒以上。
[0246]
雾化法是通过使原料的熔融金属从坩埚的底部的小孔流出，并将冷却能力高的气体或水高压喷射至该细流，而使熔融金属飞散并快速冷却，从而制作粉末的方法。在雾化法中，根据第一元素等的含量、气体压力等，能举出将熔融金属的冷却速度设为50000℃/秒以上、进而设为100000℃/秒以上。
[0247]
上述薄带、薄片的厚度例如能举出1μm以上100μm以下、进而50μm以下、40μm以下。雾化粉的直径例如能举出1μm以上20μm以下、进而10μm以下、5μm以下。
[0248]
(拉丝工序)
[0249]
在该工序中，首先，在实质上不析出第一元素等的条件、即第一元素等的析出温度以下的条件对上述第一原材料实施加工，从而制造第二原材料。并且，能举出对在上述的特定的条件下实施了加工的第二原材料实施拉丝加工，从而制造拉丝材料。第二原材料优选制造成最终相对密度为98％以上。相对密度由相对于真密度的表观密度表示。通过使相对密度致密到98％以上，能够减少第二原材料的内部空隙。其结果，在拉线加工时，不易产生由于应力集中于空隙部分而引起的断裂。进而，容易实施拉丝加工。
[0250]
〈用于拉丝加工的材料〉
[0251]
作为上述的第二原材料的一例，能举出对上述的薄带实施了轧延的轧延材料，对上述的薄片、粉末实施了粉末轧延的轧延材料。通过轧延能够制造长条的第二原材料。此外，通过轧延等塑性加工，能制造致密的第二原材料。考虑到如果是长条、致密的第二原材料，则如上述那样容易实施拉丝加工。
[0252]
作为上述的第二原材料的另一例，能举出将薄片、粉末加热到第一元素等实质上不析出的范围的温度并加压的压缩材料。通过加压的压缩能够减小内部空隙而致密化。这样的压缩材料如上所述容易实施拉丝加工。因此，压缩材料例如适合制造最终线径小的细线，特别是线径1mm以下的细线时的原材料。尽管上述温度也取决于第一元素等的种类，但例如，能举出以后述的热处理工序的加热温度为基准，(加热温度
‑
50)℃以下，进而(加热温度
‑
60)℃以下。当第一元素包括fe时，也可以将上述温度设为300℃以上400℃以下、进而设为380℃以下。施加压力能举出相对密度在例如90％以上、进而95％以上、98％以上的范围内进行选择。定量地，施加压力能举出例如50mpa以上、进而100mpa以上、700mpa以上。从防止由于第二原材料的内部空隙的膨胀而引起的裂纹的产生、成型模的耐久性的提高等观点出发，施加压力能举出1500mpa以下。压缩材料能举出通过在这样的条件下进行所谓的热压来制造。另外，压缩材料能举出利用在氩气氛中的放电等离子体烧结(sps烧结)、热等静压加工(hip)等制造，从而成为固相烧结体。
[0253]
作为上述的第二原材料的另一例，能举出将上述的薄带、薄片、粉末或上述的压缩材料收纳到金属管中，并将金属管的两端密封后的密封材料。如果是密封材料，即使使用粉末等时也能防止飞散。此外，密封材料即使收纳物脆弱也容易维持形状等。因此，密封材料
容易实施拉丝加工，适合上述的细线，特别是线径1mm以下的细线的原材料。金属管能够利用由如下适当的金属构成的材料，即，具有能进行拉丝加工、后述的挤出加工等塑性加工的程度的加工性和在该塑性加工时能够防止密封材料的崩溃的程度的强度的金属。例如，能举出由纯铝或铝合金(例如jis规格、合金编号a 1070等)、纯铜或铜合金等构成的金属管。可以在拉丝后等除去基于金属管的表层，也可以留下上述表层。当留下上述表层时，能够制造以上述表层为覆层的覆层al合金线，例如铜覆层al合金线等。金属管的大小、收纳物的量、大小，在将上述表层设为覆层时，根据覆层的厚度等选择即可。
[0254]
作为上述的第二原材料的另一例，能举出挤出了上述的压缩材料或上述的密封材料的挤出材料。挤出能够致密化。根据挤出前的原材料、挤出条件等，例如能够得到相对密度在98％以上、进而在99％以上、实质上为100％的挤出材料。通过这样的致密化，容易对挤出材料实施拉丝加工，适合上述的细线的材料。特别是挤出了收纳有上述的压缩材料的密封材料的挤压材料，更为致密，适合上述的细线的原材料。挤出温度是实质上不析出第一元素等的温度即可。根据第一元素的种类，例如以后述的热处理工序的加热温度为基准，能举出(加热温度
‑
20)℃以下，进而(加热温度
‑
30)℃以下。当作为第一元素包括fe时，挤出温度可以设为300℃以上400℃以下，进而设为380℃以下。
[0255]
〈拉丝加工〉
[0256]
拉丝加工，能举出代表性地设为冷加工，使用拉丝模具进行。拉丝条件(每道的加工度、总加工度等)可以根据上述第一原材料或第二原材料的组成、大小等适当地选择，以获得预定的最终线径的拉丝材料。也可以参照现有的拉丝条件。
[0257]
〈中间热处理〉
[0258]
在获得预定的最终线径的拉丝材料之前的期间，能够在拉丝加工的途中实施中间热处理。中间热处理的主要目的是去除伴随着拉丝加工的扭曲，是为了提高中间热处理后的拉丝加工性而进行的。中间热处理也设为实质上不析出第一元素等的条件。也取决于第一元素等的种类，例如，当第一元素是fe并且分批处理(后述)时，中间热处理的加热温度能举出300℃以上400℃以下，进而380℃以下。中间热处理的保持时间能举出0.5小时以上3小时以下。
[0259]
(热处理工序)
[0260]
在该工序中，对上述的拉丝材料实施热处理，来使包含al和第一元素等的化合物析出，从而制造使上述化合物成为分散的组织的al合金线。根据该目的，该热处理工序中的热处理条件设为第一元素等能够析出的条件。在第一制法中，能举出调整上述热处理条件，以满足拉伸强度在250mpa以上，并且导电率在50％iacs以上。在第二制法中，能举出调整上述热处理条件，以满足拉伸强度在345mpa以上，并且导电率在50％iacs以上。除了满足拉伸强度和导电率在上述的特定的范围之外，优选调整上述热处理条件，以满足断裂伸长率在10％以上、及0.2％耐力为50mpa以上100mpa以下中的至少一者。热处理在分批处理和连续处理中都能够使用。
[0261]
分批处理是在将热处理对象封装到气氛炉等加热容器中的状态下进行加热的处理。在分批处理中，例如能举出将加热温度设为300℃以上。加热温度根据第一元素等的种类、含量调整即可。例如，加热温度能够举出如下地设定。对于含有1种第一元素在1.5原子％到1.6原子％的范围内的二元铝基合金，在拉丝加工后，改变加热温度实施热处理。测
量热处理后的al基合金材料的导电率和拉伸强度。通常，根据加热温度的不同，导电率、拉伸强度也不同。代表性地，随着加热温度的上升，第一元素等的固溶量降低，而导电率提高。此外，随着第一元素等的析出，导电率和拉伸强度提高。如果过了某个温度，导电率取一定的值，拉伸强度被软化而降低。以导电率的提高饱和且强度最高的温度为基准来设定加热温度。包括nd的情况也同样。
[0262]
以下，表示加热温度的一例。
[0263]
第一元素是fe时，或者包括fe和nd时，则能举出超过400℃，进而420℃以上500℃以下左右。
[0264]
第一元素是cr、ni、ta时，则能举出350℃以上、进而370℃以上450℃以下左右。
[0265]
第一元素是co时，则能举出400℃以上、进而420℃以上500℃以下左右。
[0266]
第一元素是ti时，则能举出475℃以上、进而500℃以上580℃以下左右。
[0267]
第一元素是sc时，则能举出300℃以上500℃以下左右。
[0268]
第一元素是zr时，则能举出500℃以上、进而520℃以上600℃以下左右。
[0269]
第一元素是nb时，则能举出525℃以上、进而550℃以上600℃以下左右。
[0270]
第一元素是hf时，则能举出325℃以上、进而350℃以上500℃以下左右。
[0271]
保持时间能举出10秒以上6小时以下左右。上述加热温度越高，即使保持时间短也越容易析出第一元素等。通过缩短保持时间能够提高生产性。
[0272]
如果以上述的加热温度及保持时间进行热处理，代表性地是，能够制造拉伸强度、导电率、断裂伸长率及0.2％耐力满足上述的特定的范围的al合金线。
[0273]
特别地，第一元素是fe时，或者包括fe和nd时，从生产性的提高的观点出发，上述加热温度更优选为450℃以上、460℃以上、进而优选为470℃以上。上述加热温度为450℃以上时，根据fe、nd的含量、线径等，能举出将保持时间设为3小时以下、进而2小时以下、1.5小时(90分钟)以下。
[0274]
连续处理是将热处理对象连续供给至管道炉、通电炉等加热容器并加热的处理。在连续处理中，可以调整电流值、线速度、炉的大小等参数，以使热处理后的线材的导电率、拉伸强度满足上述范围。
[0275]
热处理中的气氛例如能举出大气气氛或低氧气氛。如果设为大气气氛，则能够不需要气氛控制，热处理作业性优异。低氧气氛是氧气含量比大气少的气氛，能够减少al基合金材料的表面氧化。低氧气氛能举出真空气氛(减压气氛)、惰性气体气氛、还原气体气氛等。
[0276]
制造上述绞线时，能举出使经过了上述的热处理工序的热处理材料绞合，或者在将经过了上述的拉丝工序的拉丝材料绞合后实施上述的热处理工序的热处理。制造压缩绞线时，能举出将上述热处理材料绞合压缩，或者在将上述拉丝材料绞合后实施上述热处理后压缩，或者在将上述拉丝材料绞合后进行压缩后实施上述热处理。
[0277]
[试验例1]
[0278]
在以下两个条件下制备下列组成的al合金线，研究机械特性、电特性和组织。结果示于表1～表20。表1、表2表示含有fe、或fe和nd的样品。表3、表4表示含有cr的样品。表5、表6表示含有ni的样品。表7、表8表示含有co的样品。表9、表10表示含有ti的样品。表11、表12表示含有sc的样品。表13、表14表示含有zr的样品。表15、表16表示含有nb的样品。表17、表
18表示含有hf的样品。表19、表20表示包含ta的样品。
[0279]
(使用液体快速冷却法的样品)
[0280]
样品no.1～no.19，no.31～no.34，no.41～no.44，no.51～no.54，no.61～no.64，no.71～no.74，no.81～no.84，no.91～no.94，no.101～no.104，no.111～no.114的al合金线采用以下方式制作。以下，有时将这些样品称为快速冷却法的样品组。
[0281]
作为原料，准备纯铝(纯度4n)和纯金属(纯度3n)、或者铝和纯金属的二元al基合金(母合金)。这里的纯金属是表1～表20中奇数编号的表中“第一元素种类”、“第二元素种类”的栏中记载的金属元素。在母合金的制造中，例如能够利用石墨电炉、高频溶解炉、电弧溶解炉等，通过现有的制造方法等来制造。调整纯金属的添加量、或母合金的添加量，以使第一元素的含量达到上述奇数编号的表中所示的量(质量％、原子％)来制备al基合金的熔融金属。这里，制作包含第一元素的al基合金的熔融金属、或者包含第一元素和第二元素(nd)的al基合金的熔融金属。使用所制备的熔融金属，通过熔纺法(液体快速冷却法)制作薄带(固溶原材料)。
[0282]
第一元素的含量(质量％，原子％)是当将al基合金设为100质量％或100原子％时的第一元素的含有比例。第二元素(nd)的含量(质量％)是当将al基合金设为100质量％时的nd的含有比例。nd的含量(原子％)分别表示将al和nd的合计含量设为100原子％时的nd的含有比例和将al基合金设为100原子％时的nd的含有比例。
[0283]
在此，在减压后的氩气氛(
‑
0.02mpa)下升温到900℃来熔解上述原料，从而制作熔融金属。朝向以表面圆周速50m/秒进行旋转的铜制辊上喷射上述熔融金属，从而制作薄带。薄带的宽度为2mm左右，薄带的厚度为30μm左右。薄带的长度不定。这里的熔融金属的冷却速度为80000℃/秒～100000℃/秒(≥10000℃/秒)。
[0284]
针对所得的各样品的薄带进行基于xrd的结构分析和基于扫描电子显微镜(sem)的截面观察。
[0285]
基于xrd的结构分析的结果，样品no.1～no.18的薄带和no.31以后的样品中样品编号的最后一位为1～3的样品的薄带，虽然观察到了含有al和第一元素等的化合物的峰值，但实质上为al单相。换句话说，这些样品的薄带具有al的晶体结构。此外，al的峰值是上述化合物的峰值的20倍以上。上述化合物的具体组成示于表1～表20中偶数编号的表中“化合物组成”。此外，关于这些样品的薄带，sem观察截面的结果，特别是没有发现尺寸超过100nm的上述化合物，所以实质上可以称为al单相。
[0286]
另一方面，基于xrd的结构分析的结果，在样品no.19的薄带和no.31以后的样品中样品编号的最后一位为4的薄带中，虽然al的峰值是上述化合物的峰值的10倍以上，但是上述化合物的峰值超过al的峰值的5％(7％～10％左右)。在这些样品中，第一元素等的含量相对于al超过可固溶的量(例如，fe为10质量％)，可以说第一元素等析出。
[0287]
由此，如果第一元素等的含量适当且使用熔纺法等适当的方法，则第一元素等实质上没有析出，可以说得到第一元素等实质上全量都固溶的第一原材料(这里是薄带)。
[0288]
将上述薄带适当地粉碎成粉末状，加热该粉末并加压制作压缩材料。在此，在氩气氛中，以施加压力0.1gpa、加热温度为以下的温度(℃)、保持时间为60分钟的条件进行热压成型。第一元素为fe的样品及包含fe和nd的样品的加热温度设为350℃。其他样品的加热温度设为(热处理的加热温度
‑
60)℃。该热处理在后述的拉丝后进行。通过上述热压成型，制
作直径10mmφ、长度10mm的圆柱形的压缩材料。各样品的压缩材料的相对密度为95％。使用压缩材料的表观密度和真密度，根据(表观密度/真密度)
×
100求出相对密度。
[0289]
通过xrd对所得各样品的压缩材料中样品no.1～no.18和no.31以后的样品中样品编号的最后一位为1～3的材料进行了结构分析。结果，这些样品的压缩材料中，虽然观察到包含al和第一元素等的化合物的峰值，但实质上是al单相。此外，al的峰值是上述化合物的峰值的15倍以上20倍以下。并且，对于这些样品的压缩材料，sem观察截面的结果，特别是没有发现尺寸超过100nm的上述化合物，所以实质上可以说是al单相。因此，将上述薄带在第一元素等的析出温度以下的条件下加工而成的压缩材料，实质上没有第一元素等析出，可以说第一元素等实质上全量固溶。
[0290]
将得到的各样品的压缩材料插入铝管后，将管的两端密封，来制作密封材料。进而挤出密封材料来制作挤出材料。在此，作为铝管，使用由内径10mmφ、外径12mmφ、1000系铝合金(jis规格、合金编号a 1070)构成的铝管。另外，a1070与由上述的al基合金构成的薄带相比塑性加工性更优异。管道的密封在氩气氛中进行。
[0291]
上述挤出使用油压式挤出机来进行。第一元素为fe的样品及包含fe和nd的样品的挤出温度设为400℃。其他样品的挤出温度设为(热处理的加热温度
‑
30)℃。该热处理在以下的拉丝后进行。挤出材料是直径3mmφ的圆棒。挤出后，将基于铝管的表层进行切削除去。在上述的挤出条件下获得的挤出材料，实质上也没有第一元素等析出，第一元素等实质上全量固溶。
[0292]
除去上述的表层后，对各样品的挤出材料(第二材料)实施拉丝加工，来制作拉丝材料。在此，采用使用了拉丝模具的冷加工，来制作最终线径(0.5mmφ)的拉丝材料。
[0293]
对得到的各样品的拉丝材料实施热处理。这里的热处理采用分批处理，条件设为氮气氛、加热温度为以下的温度(℃)、保持时间为60分钟。
[0294]
<各样品的热处理工序的加热温度>
[0295]
第一元素为fe的样品，以及含有fe和nd的样品：475℃
[0296]
第一元素为cr，ni，ta的样品：400℃
[0297]
第一元素为co的样品：450℃
[0298]
第一元素为ti的样品：525℃
[0299]
第一元素为sc的样品：300℃
[0300]
第一元素为zr的样品：550℃
[0301]
第一元素为nb的样品：575℃
[0302]
第一元素为hf的样品：375℃
[0303]
(使用铸模法的样品)
[0304]
样品no.20～no.26，no.35～no.38，no.45～no.48，no.55～no.58，no.65～no.68，no.75～no.78，no.85～no.88，no.95～no.98，no.105～no.108，no.115～no.118的al合金线采用如下方式制作。以下，有时将这些样品称为铸造法的样品组。
[0305]
与样品no.1等相同，制作包含第一元素等的al基合金的熔融金属，使用现有的连续铸造法(铸模法)来制作连续铸造材料。在此，利用铜模具制作直径10mmφ、长度30mm的圆棒状的连续铸造材料。将得到的连续铸造材料挤出，来制作挤出材料。挤出使用油压式挤出机进行。与样品no.1等相同，挤出温度根据第一元素的种类调整(包含fe的样品：400℃，其
他样品：(上述的热处理工序的加热温度
‑
30)℃)。挤出材料是直径3mmφ的圆棒。对该挤出材料实施拉丝加工，来制作最终线径(0.5mmφ)的拉丝材料。在此，采用使用了拉丝模具的冷加工。对得到的各样品的拉丝材料，以与样品no.1等相同的条件实施热处理。如上所述，该热处理工序的加热温度根据第一元素等的种类调整。
[0306]
(机械特性、电特性)
[0307]
针对所获得的各样品的热处理材料(0.5mmφ的线材)，来测量导电率(％iacs)、拉伸强度(mpa)、0.2％耐力(mpa)、断裂伸长率(％)。测量结果表示在表1～表20中奇数编号的表中。
[0308]
导电率(％iacs)通过电桥法来测量。拉伸强度(mpa)、0.2％耐力(mpa)、断裂伸长率(％)根据jis z 2241(金属材料拉伸试验方法，1998年)，使用通用的拉伸试验机来测量。
[0309]
(组织观察)
[0310]
〈化合物粒子〉
[0311]
对于所获得的各样品的热处理材料(0.5mmφ的线材)，取以下的各截面，通过显微镜以适当的倍率(例如10000倍)来观察各截面。一个截面是在与线材的轴向(长度方向)平行的平面处切断的纵截面。另一个横截面是在与线材的轴向正交的平面处切断的横截面。在此，虽然使用sem来观察，但也可以使用金属显微镜。无论哪个样品的热处理材料，在纵截面和横截面两者中，都具有由包含al和第一元素等的化合物(例如al
13
fe4)构成的粒子分散在母相中的组织。
[0312]
关于上述的纵截面及横截面，采用如下的方式来测量上述的化合物粒子的长轴长度(nm)、长径比、预定的测量区域中上述的化合物粒子的个数及面积比(％)。
[0313]
对各样品的热处理材料分别取一个以上的纵截面及横截面。在此，对于各个纵截面和横截面，取10个以上边长为5μm的正方形的测量区域。另外，也可以采用如下方式，即，分别取多个纵截面及横截面，从各截面取一个或多个上述测量区域，分别地对纵截面取合计10个以上的测量区域，以及对横截面取合计10个以上的测量区域。
[0314]
作为化合物粒子的长轴长度(nm)，提取在纵截面的测量区域中存在的全部化合物粒子，并将各化合物粒子的最大长度设为该化合物粒子的长轴长度。求出全部化合物粒子的长轴长度，并求出其平均值。将该平均值设为纵截面的长轴长度。同样地，求出横截面的长轴长度。求出的结果表示在表1～表20中偶数编号的表中。如果使用市售的图像处理装置等，则能容易地测量上述最大长度以及后述的最短长度、个数、面积比。例如，面积比的测量通过图像处理装置进行二值化处理等适当的处理时，则能够容易地测量。
[0315]
化合物粒子的长径比设为化合物粒子的长轴长度相对于短轴长度之比，即长轴长度/短轴长度。在与取上述的各化合物粒子的最大长度的直线正交的方向的线段中，短轴长度(nm)取这些线段的长度中的最大值。使用各化合物粒子的短轴长度及长轴长度，求出各化合物粒子的长径比。求出纵截面的测量区域中存在的所有化合物粒子的长径比，并求出其平均值。将该平均值设为纵截面的长径比。同样地，求出横截面的长径比。求出的结果表示在表1～表20中偶数编号的表中。
[0316]
作为化合物粒子的个数，求出纵截面的测量区域中存在的全部化合物粒子的个数，并求出其平均值。横截面的个数也同样地求出。求出的结果表示在表1～表20中偶数编号的表中。
[0317]
面积比(％)是相对于一个测量区域的面积(这里为5μm
×
5μm＝25μm2)的、在该测量区域中存在的所有化合物粒子的合计面积的百分比。即，面积比(％)是(化合物粒子的合计面积/测量区域的面积)
×
100。求出纵截面的测量区域的面积比，并求出其平均值。将该平均值设为纵截面的面积比。同样地，求出横截面的面积比。求出的结果表示在表1～表20中偶数编号的表中。
[0318]
〈化合物的组成〉
[0319]
在上述的纵截面或横截面，进行基于xrd的结构分析，研究化合物的结构，其结果表示在表1～表20中偶数编号的表中。此外，进行化合物的构成元素的鉴定。鉴定能举出使用如下能够进行局部成分分析的装置，即，附带基于能量色散型x射线光谱法(edx)的测量装置的透射电子显微镜(tem)等。这里使用tem
‑
edx。通过该鉴定，能够确认在含有fe及nd的样品中，在包含fe和al的化合物中包含nd。
[0320]
〈第一元素的固溶量〉
[0321]
对于得到的各样品的热处理材料，取纵截面或横截面，来测量母相中的第一元素的含量(质量％、原子％)。在该测量中，能举出使用能够进行上述的tem
‑
edx等局部成分分析的装置。这里，使用tem
‑
edx，从tem图像中提取母相，来测量母相中的第一元素的含量。从一个截面取10个以上的测量区域，对于各测量区域求出第一元素的含量，并求出其平均值。将该平均值设为母相中的第一元素的含量，表示在表1～表20中奇数编号的表中。
[0322]
[表1]
[0323][0324]
[表2]
[0325][0326]
[表3]
[0327][0328]
[表4]
[0329][0330]
[表5]
[0331][0332]
[表6]
[0333][0334]
[表7]
[0335][0336]
[表8]
[0337][0338]
[表9]
[0339][0340]
[表10]
[0341][0342]
[表11]
[0343][0344]
[表12]
[0345][0346]
[表13]
[0347][0348]
[表14]
[0349][0350]
[表15]
[0351][0352]
[表16]
[0353][0354]
[表17]
[0355][0356]
[表18]
[0357][0358]
[表19]
[0359][0360]
[表20]
[0361][0362]
以下，除非特别说明，第一元素是相同样品之间进行比较。
[0363]
(组成和强度及导电率)
[0364]
如表1～表20中奇数编号的表所示，在快速冷却法的样品组中，将第一元素含量最
少的样品(no.1、no.31等)以及第一元素含量最多的样品(no.19、no.34等)和除此之外的样品组(no.32～no.33，no.42～no.43等)进行比较。对于含fe的样品，与不含nd的样品组(no.2，no.7，no.8，no.13，no.14)进行比较。上述样品组的al合金线与第一元素的含量最少的样品相比，拉伸强度高、强度优异。此外，上述样品组的al合金线与第一元素的含量最多的样品相比，导电率高、导电性优异。
[0365]
在铸造法的样品组中，将第一元素含量最少的样品(no.20，no.35等)以及第一元素含量最多的样品(no.26，no.38等)与除此之外的样品组(no.21～no.25，no.36～no.37等)进行比较。上述样品组的al合金线与第一元素的含量最少的样品相比，拉伸强度高、强度优异，并且与第一元素的含量最多的样品相比，导电率高、导电性优异。
[0366]
作为上述样品组的al合金线高强度的原因之一，可以认为与第一元素最少的样品相比包含更多的第一元素。例如，在包含fe的样品组的al合金线中，fe超过2质量％，在此包含3质量％以上。此外，可以认为是因为如上述sem观察的那样，上述样品组的al合金线中第一元素等作为与al的化合物而存在。可以认为是由于第一元素在某种程度上较多，所以容易地得到通过上述化合物的分散强化而带来的强度的提高效果。
[0367]
作为上述样品组的al合金线高导电性的原因之一，可以认为与第一元素最多的样品相比第一元素较少。例如，在含有fe的样品组的al合金线中，小于12质量％，这里在10质量％以下(5.1原子％以下)的范围内含有fe。此外，可以认为是因为上述样品组的al合金线如上所述第一元素等作为上述化合物存在。如果第一元素没有过多且作为上述化合物存在，则可以认为会降低母相中的第一元素的固溶量而提高母相中的al纯度。此外，可以认为上述化合物没有过多，则上述化合物不易妨碍母相的导电通路。由此可以认为导电性优异。
[0368]
(组织和强度及导电率)
[0369]
接下来，关于快速冷却法的样品组的al合金线和铸造法的样品组的al合金线，则关注上述的第一元素的含量最少的样品及最多的样品以外的样品组(no.32～no.33和no.36～no.37等，以下称为特定样品组)。对于含有fe的样品，将不含nd的样品组(no.2，no.7，no.8，no.13，no.14和no.21～no.25)设为特定样品组。在特定样品组中，在第一元素的种类是相同的样品、第一元素的含量相同的样品之间进行比较。
[0370]
即使是相同的组成，在快速冷却法的特定样品组的al合金线和铸造法的特定样品组的al合金线中，拉伸强度和导电率也不同。快速冷却法的特定样品组的铝合金线与铸造法的特定样品组相比拉伸强度高。快速冷却法的特定样品组中，也有拉伸强度及导电率两者都高于铸造法的特定样品组的样品。定量而言，作为快速冷却法的特定样品组的al合金线，拉伸强度为250mpa以上，并且导电率为50％iacs以上，均衡具有高强度和高导电率。其理由之一可以认为是，如表1～表20中偶数编号的表所示，快速冷却法的特定样品组和铸造法的特定样品组中，含有al和第一元素的化合物的存在状态不同。
[0371]
〈化合物的大小和形状〉
[0372]
如上述偶数编号的表的纵截面的化合物一栏所示，快速冷却法的特定样品组的al合金线与铸造法的特定样品组相比，由上述化合物构成的粒子的长轴长度短。详细而言，快速冷却法的特定样品组中上述化合物粒子的长轴长度为500nm以下。在此，上述长轴长度为350nm以下，进而为220nm以下。根据样品的不同，上述长轴长度为200nm以下。此外，快速冷却法的特定样品组中的上述长轴长度为铸造法的特定样品组中的长轴长度的1/2以下，1/3
以下的样品也很多，可以说非常细小。
[0373]
此外，快速冷却法的特定样品组的al合金线与铸造法的特定样品组相比，由上述化合物构成的粒子的长径比小。详细而言，快速冷却法的特定样品组中上述化合物粒子的长径比在5以下。在此，上述长径比为4以下，3.5以下，进而还有3.2以下，3.0以下的样品。此外，快速冷却法的特定样品组中的上述长径比是铸造法的特定样品组中的长径比(7.6以上)的一半以下，1/3以下的样品也很多。因此，可以说快速冷却法的特定样品组的上述化合物粒子比铸造法的特定样品组更接近球形。
[0374]
上述化合物粒子由于很细小，接近球形而容易均匀分散。因此，可以认为上述快速冷却法的特定样品组的al合金线能很好地获得以下两个效果。
[0375]
(效果1)通过上述化合物粒子的分散强化带来的强度的提高效果。
[0376]
(效果2)基于降低第一元素对母相的固溶量和减少由上述化合物粒子引起的母相的导电通路阻碍的高导电率的具备效果。
[0377]
在该试验中，上述快速冷却法的特定样品组的al合金线满足上述化合物粒子的长轴长度为500nm以下且长径比为5以下两者。因此，可以认为上述al合金线中上述化合物粒子更容易均匀分散，更容易得到上述强度的提高效果以及高导电率的具备效果。
[0378]
此外，在该试验中，如上述偶数编号的表的横截面的化合物一栏所示，上述快速冷却法的特定样品组的al合金线满足横截面的上述化合物粒子的长轴长度为500nm以下且长径比为5以下两者。在此，横截面的上述化合物粒子的长轴长度为160nm以下，进而为150nm以下的样品也很多，更加细小。横截面的上述化合物粒子的长径比为2.8以下，2.6以下的样品也很多，更接近球形。
[0379]
在纵截面和横截面两者中，如果上述化合物粒子的长轴长度为500nm以下，则化合物粒子的大小的各向异性小，可以说从任意方向看都是微小的粒子。纵截面的化合物粒子的长轴长度为横截面的化合物粒子的长轴长度的2.8倍以下、2.5倍以下、进而还有2.0倍以下、1.5倍以下的样品。由此也可以说上述各向异性很小。
[0380]
在纵截面和横截面两者中，如果上述化合物粒子的长径比为5以下，则化合物粒子的形状的各向异性小，可以说从任意的方向看都是接近球形的粒子。纵截面的化合物粒子的长径比为横截面的化合物粒子的长径比的1.8倍以下，1.5倍以下的样品也很多。由此也可以说上述各向异性很小。
[0381]
这样，从任意的方向来看，除了上述化合物粒子的大小的各向异性、形状的各向异性小之外，由于上述化合物粒子细小且接近球形，所以容易在整个al合金线中均匀分散存在。因此，可以认为上述快速冷却法的特定样品组的al合金线更容易获得上述的强度的提高效果及高导电率的具备效果。
[0382]
〈化合物的个数和面积〉
[0383]
如上述偶数编号的表所示，快速冷却法的特定样品组的al合金线和铸造法的特定样品组中，纵截面和横截面的每单位面积(这里为5μm
×
5μm)的上述化合物粒子的个数及上述化合物粒子的面积比不同。
[0384]
具体而言，快速冷却法的特定样品组的al合金线满足以下内容。
[0385]
在纵截面，满足上述的个数为950个以上1500个以下，并且满足上述的面积比为5％以上20％以下。在此，上述个数为960个以上1480个以下。
[0386]
在横截面，满足上述的个数为950个以上4500个以下，并且满足上述的面积比为2.5％以上20％以下。在此，上述个数为960个以上4480个以下。
[0387]
这样的快速冷却法的特定样品组的al合金线，从任意的方向来看化合物粒子的存在量相似，可以说化合物粒子的存在状态的各向异性小。进而，通过上述个数和上述面积比满足上述范围，从而一个化合物粒子的面积很小、可以说是细小。这也可以从上述的长轴长度短至500nm以下中得到证明。
[0388]
由此，快速冷却法的特定样品组的al合金线不仅包含第一元素的化合物的量适当，而且可以说在整个线中整体均匀地存在有细小的上述化合物粒子。因此，可以认为快速冷却法的特定样品组的al合金线能很好地获得上述的(效果1)和(效果2)。
[0389]
与此相对，铸造法的特定样品组的al合金线，特别是纵截面的上述面积比和横截面的上述面积比有很大的不同。因此，可以说化合物粒子的存在状态的各向异性很大。特别是，纵截面的个数少，而且面积比大或与快速冷却法的特定样品组相同。因此，一个化合物粒子的面积很大，可以说是粗大的粒子。这也可以从铸造法的特定样品组的上述长轴长度与快速冷却法的特定样品组相比较长中得到证明。此外，还可以从在铸造法的特定样品组的al合金线中有上述长轴长度超过500nm的样品中得到证明。作为铸造法的特定样品组中化合物粒子较长的原因之一，可以认为是在上述铸造时第一元素的至少一部分析出，将存在含有该第一元素的析出物的铸造材料用作拉丝原材料。可以认为在拉丝时，上述析出物被拉伸而使上述长轴长度变长。
[0390]
在该试验中，快速冷却法的特定样品组的al合金线满足在纵截面和横截面中每单位面积(在此为5μm
×
5μm)的上述化合物粒子的个数及上述化合物粒子的面积比在上述范围，并且满足上述化合物粒子的长轴长度为500nm以下且长径比为5以下两者。快速冷却法的特定样品组的al合金线中，关于这样上述化合物粒子，除了大小的各向异性、形状的各向异性以及存在状态的各向异性小之外，在al合金线整体中均匀分散有细小且接近球形的上述化合物粒子。因此，可以认为更容易具有上述的高拉伸强度和高导电率。特别是，可以认为第一元素主要作为上述化合物粒子而存在，该化合物粒子在某种程度上较多地存在但如上述那样细小，因此不容易阻碍母相的导电通路。此外，还可认为母相中第一元素的含量少至小于0.55原子％，从而提高了母相的al的纯度。由此，可以认为导电性得到了进一步提高。
[0391]
在铸造方法的特定样品组的al合金线中，母相中的第一元素的含量与快速冷却法的特定样品组相同或在它以下。但是，可以认为在铸造法的特定样品组的al合金线中，导电性低的化合物粒子在线材的轴向上被拉伸，并在轴向上连续存在，因此容易阻碍母相的导电通路，从而导电率低。
[0392]
<根据第一元素的种类进行比较>
[0393]
另外，在该试验中，针对于快速冷却法的特定样品组的al合金线，如果在第一元素不同的样品之间进行比较，可以得出以下结论。
[0394]
(1)如果第一元素是fe、cr，则在横截面和纵截面两者中，包含al和第一元素的化合物粒子的大小、形状、个数、面积比大致相等。因此，与化合物粒子的大小等相关的各向异性更小。
[0395]
(2)第一元素为fe、cr、ni、co、ti、sc、hf时，导电性更加优异。例如，存在具有导电
率高达55％iacs以上的样品。而且，还存在具有55％iacs以上的高导电率、和280mpa以上、甚至300mpa以上的高拉伸强度的样品。
[0396]
(3)如果第一元素是ti、sc、zr、nb、hf、ta，则含有al和第一元素的化合物粒子容易变得更细小。这例如从与第一元素是fe、cr的情况相比，横截面的化合物粒子的面积比为同等程度时，个数更多中得到证明。
[0397]
〈第二元素的含有〉
[0398]
接下来，参照表1、表2，关注第一元素为fe的样品。
[0399]
关于含fe、不含nd的样品no.2、no.8、no.14，和含fe及nd的样品no.3～no.6、no.9～no.12、no.15～no.18，对fe的含量相同的样品之间进行比较。从该比较可以得知，包含nd的样品组倾向于拉伸强度更高。将nd的含量最少的样品(no.3，no.9，no.15)及nd的含量最多的样品(no.6，no.12，no.18)与除此之外的样品组(no.4，no.5，no.10，no.11，no.16，no.17)进行比较。根据该比较，可以说上述样品组的al合金线的拉伸强度为345mpa以上，强度更高。在上述样品组中，fe的含量越多，拉伸强度越高，存在370mpa以上、甚至400mpa以上的样品。此外，上述样品组的al合金线导电率为50％iacs以上，导电性也很优异。
[0400]
作为包含nd的上述样品组具有高导电率，而且强度更优异的理由之一，可以认为包含al、fe和nd的化合物更小。此外，还可以认为由上述化合物构成的粒子的个数更多。而且，还可以认为fe相对于母相的固溶量更少。
[0401]
详细而言，在上述样品组的al合金线中，在纵截面和横截面两者中，化合物粒子的长轴长度为105nm以下，小于100nm的样品也很多。即，与包含fe、不包含nd的情况相比，包含fe及nd时的上述长轴长度小。此外，在上述样品组的al合金线中，在纵截面和横截面两者中，化合物粒子的长径比小于3.3。在这样的上述样品组的al合金线中，可以说上述化合物粒子更加细小，更接近球形。
[0402]
而且，在上述样品组的al合金线中，在纵截面和横截面两者中，化合物粒子的个数满足2200个以上3800个以下，且面积比满足4.5％以上20％以下。由此，可以说在上述样品组的al合金线中，上述化合物粒子很细小。因此，可以说上述样品组的al合金线中，非常细小的化合物粒子容易更均匀地分散于母相。
[0403]
而且，上述样品组的al合金线中，fe相对于母相的固溶量小于0.28原子％。可以认为这样的上述样品组的al合金线能更好地获得上述的(效果1)及(效果2)。
[0404]
〈其他机械特性〉
[0405]
在快速冷却法的样品组中，将上述的第一元素含量最少的样品和最多的样品与除此之外的样品组(特定样品组)进行比较。对于含有nd的样品，将上述的nd含量最少的样品和最多的样品与除此之外的样品组(称为特定样品组)进行比较。如表1～表20中奇数编号的表所示，快速冷却法的特定样品组的al合金线的0.2％耐力、断裂伸长率也很高。详细而言，0.2％耐力为50mpa以上，进而为65mpa以上。据此，快速冷却法的特定样品组的al合金线的强度更加优异。此外，在快速冷却法的特定样品组的al合金线中，许多样品的断裂伸长率为10％以上，进而为12％以上。即使在具有400mpa以上更高拉伸强度的样品no.16、no.17中，也有7％以上的高断裂伸长率。由此，可以说快速冷却法的特定样品组的al合金线，高强度且韧性也很优异，容易进行弯曲、反复弯曲等。进而，在快速冷却法的特定样品组的al合金线中，0.2％耐力没有过高，在此为100mpa以下，为90mpa以下的样品也很多。由此也可以
说上述al合金线容易进行弯曲、反复弯曲等。
[0406]
〈总结〉
[0407]
综上所述，示出了由含有合计超过1.4原子％且5.1原子％以下第一元素的al基合金构成，且均衡地具备高拉伸强度和高导电率的al合金线。特别是，示出了高强度且导电性优异的al合金线具有第一元素实质上作为化合物粒子分散在母相中存在的组织，优选具有细小且接近球形的化合物粒子均匀分散而存在的组织。
[0408]
示出了当第一元素是fe时，由在上述范围内包含fe，并且包含超过0.006原子％且0.1原子％以下nd的al基合金构成的al合金线，具有更高的拉伸强度，强度更加优异。此外，还示出了该al基合金线具有更细小且更接近球形的化合物粒子分散到母相的组织。
[0409]
而且，示出了这样的具有高强度且高导电率的al合金线，是通过在第一元素等实质上没有析出的状态下实施拉丝加工，并在拉丝后实施热处理来使第一元素等析出而得到的。特别是在制造用于拉丝加工的原材料的过程中，可以说有以下的效果。
[0410]
(1)通过极速加快熔融金属的冷却速度并且呈薄带状等，从而使第一元素等实质上不析出。
[0411]
(2)通过在第一元素等实质上不析出的条件下对上述薄带等进行加工，能对得到的加工材料良好地进行拉丝加工。
[0412]
(3)通过根据第一元素的种类来调整热处理时的加热温度，能够充分析出第一元素等。
[0413]
本发明不限于这些示例，而是旨在包括由权利要求所示、与权利要求等同的意义和范围内的所有改变。
[0414]
例如，在试验例1中，能够适当地变更添加元素的含量、线径、制造条件(熔融温度液温、铸造时的冷却速度、挤出条件、热处理条件等)、用于拉丝加工的原材料的形态等。也可以包括多种第一元素作为al基合金的添加元素。