铝合金导体、铝合金绞线、被覆电线、线束以及铝合金导体的制造方法

摘要

本发明提供一种铝合金导体，其具有如下组成：Mg：0.1～1.0质量％、Si：0.1～1.0质量％、Fe：0.01～1.40质量％、Ti：0.000～0.100质量％、B：0.000～0.030质量％、Cu：0.00～1.00质量％、Ag：0.00～0.50质量％、Au：0.00～0.50质量％、Mn：0.00～1.00质量％、Cr：0.00～1.00质量％、Zr：0.00～0.50质量％、Hf：0.00～0.50质量％、V：0.00～0.50质量％、Sc：0.00～0.50质量％、Co：0.00～0.50质量％、Ni：0.00～0.50质量％、余量：Al以及不可避免的杂质，粒径为0.5～5.0μm的Mg2Si化合物的分散密度为3.0×10‑3个/μm2以下，母相的晶粒之间的晶界中的Si以及Mg的浓度均为2.00质量％以下。本发明的铝合金导体作为导线束的直径在0.5mm以下的极细线使用的情况下也确保与现有产品同等水平的强度、伸长率以及电导率。

权利要求

1.一种铝合金导体，其特征在于，具有如下组成：Mg：0.50～1.00质量％、Si：0.50～

1.00质量％、Fe：0.15～0.90质量％、Ti：0.000～0.100质量％、B：0.000～0.030质量％、Cu：

0.00～1.00质量％、Ag：0.00～0.50质量％、Au：0.00～0.50质量％、Mn：0.00～1.00质量％、Cr：0.00～1.00质量％、Zr：0.00～0.50质量％、Hf：0.00～0.50质量％、V：0.00～0.50质量％、Sc：0.00～0.50质量％、Co：0.00～0.50质量％、Ni：0.00～0.50质量％、余量：Al以及不可避免的杂质，粒径为0.5～5.0μm的Mg2Si化合物的分散密度为3.0×10-3个/μm2以下，母相的晶粒之间的晶界中的Si以及Mg的浓度均在2.00质量％以下。

2.一种铝合金导体，其特征在于，具有如下组成：Mg：0.10～0.50质量％、Si：0.10～

0.50质量％、Fe：0.15～0.45质量％、Ti：0.000～0.100质量％、B：0.000～0.030质量％、Cu：

0.00～1.00质量％、Ag：0.00～0.50质量％、Au：0.00～0.50质量％、Mn：0.00～1.00质量％、Cr：0.00～1.00质量％、Zr：0.00～0.50质量％、Hf：0.00～0.50质量％、V：0.00～0.50质量％、Sc：0.00～0.50质量％、Co：0.00～0.50质量％、Ni：0.00～0.50质量％、余量：Al以及不可避免的杂质，粒径为0.5～5.0μm的Mg2Si化合物的分散密度为3.0×10-3个/μm2以下，母相的晶粒之间的晶界中的Si以及Mg的浓度均在2.00质量％以下。

3.根据权利要求1或2所述的铝合金导体，其中，母相的晶粒之间的晶界中的Si以及Mg的浓度均在1.2质量％以下。

4.根据权利要求1或2所述的铝合金导体，其中，所述组成含有选自Ti：0.005～0.050质量％以及B：0.001～0.020质量％中的1种或2种。

5.根据权利要求1或2所述的铝合金导体，其中，所述组成含有选自Cu：0.01～1.00质量％、Ag：0.01～0.50质量％、Au：0.01～0.50质量％、Mn：0.01～1.00质量％、Cr：0.01～

1.00质量％、Zr：0.01～0.50质量％、Hf：0.01～0.50质量％、V：0.01～0.50质量％、Sc：0.01～0.50质量％、Co：0.01～0.50质量％、以及Ni：0.01～0.50质量％中的1种或2种以上。

6.根据权利要求1或2所述的铝合金导体，其中，Fe、Ti、B、Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co、Ni的含量总和为0.20～0.60质量％。

7.根据权利要求1或2所述的铝合金导体，其中，冲击吸收能量为5J/mm2以上。

8.根据权利要求1或2所述的铝合金导体，其中，通过弯曲疲劳试验测定的到断裂为止的反复次数为20万次以上。

9.根据权利要求1或2所述的铝合金导体，其中，所述铝合金导体的导线束的直径为0.1～0.5mm。

10.一种铝合金绞线，是捻合多条权利要求9所述的导线束而得到。

11.一种被覆电线，是在权利要求9所述的导线束或权利要求10所述的铝合金绞线的外周具有被覆层。

12.一种线束，具备权利要求11所述的被覆电线和安装在该被覆电线的、除去了所述被覆层的端部的端子。

13.根据权利要求1或2所述的铝合金导体的制造方法，其特征在于，该铝合金导体的制造方法包含在熔化、铸造后，经热加工形成盘条，然后，依序进行第一拉丝加工、第一热处理、第二拉丝加工、第二热处理以及时效热处理的各工序，所述第一热处理是在加热至480～620℃的范围内的规定温度后，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少150℃的温度，所述第二热处理是以低于2分钟的时间加热到300℃以上且低于480℃的范围内的规定温度后，以9℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少150℃的温度。

说明书

铝合金导体、铝合金绞线、被覆电线、线束以及铝合金导体的

制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及用作电气配线体的导体的铝合金导体、铝合金绞线、被覆电线、线束以及铝合金导体的制造方法，特别涉及即使用作导线束径为0.5mm以下的细线的情况下，也能够确保与现有产品同等水平的强度、伸长率以及电导率、并且提高了耐冲击性以及耐弯曲疲劳特性的铝合金导体。

背景技术

[0002] 目前，作为汽车、电车、飞机等移动体的电气配线体或产业用机器人的电气配线体，使用在包含铜或铜合金的导体的电线上安装有铜或铜合金(例如黄铜)制端子(连接器)的、所谓线束的部件。最近，汽车的高性能化、高功能化迅速推进，随之有车载的各种电气设备、控制机器等的配设数增加、并且这些机器中使用的电气配线体的配设数也增加的倾向。另一方面，为了适应环境，提高汽车等移动体的燃油效率，迫切希望移动体的轻质化。

[0003] 作为用于实现移动体轻质化的手段之一，例如研究将电气配线体的导体变更为更轻的铝或铝合金来代替一直使用的铜或铜合金。铝的比重为铜的比重的大约1/3，铝的电导率为铜的电导率的大约2/3(以纯铜为100％IACS的基准的情况下，纯铝为大约66％IACS)，为了在铝导体线材中流过与铜导体线材相同的电流，必须将铝导体线材的截面积增大为铜导体线材的截面积的大约1.5倍，但是即使使用像这样地增大了截面积的铝导体线材，考虑到铝导体线材的质量为纯铜导体线材的质量的一半左右，从轻质化方面考虑，使用铝导体线材也是有利的。应予说明，上述的％IACS是指以国际退火铜标准(International Annealed Copper Standard)的电阻率1.7241×10-8Ωm为100％IACS时的电导率。

[0004] 但是，已知以送电线路用铝合金线材(JIS规格的A1060、A1070)为代表的纯铝线材一般拉伸耐久性、耐冲击性、弯曲特性等差。因此，无法耐受例如对车体安装作业时由作业者、产业机器等意外地施加的荷重、在电线和端子的连接部的压接部的拉伸、施加于门部等弯曲部的反复应力等。另外，添加各种添加元素而合金化的材料虽然能够提高抗拉强度，但是添加元素向铝中的固溶现象导致电导率下降，在铝中形成过剩的金属间化合物导致在拉丝加工中发生起因于金属间化合物的断线。因此，必须通过限定或选择添加元素而具有充分的伸长率特性，由此不发生断线，还需要确保现有水平的电导率和抗拉强度，并且使耐冲击性、弯曲特性提高。

[0005] 另外，作为高强度铝合金线材，例如已知含有Mg和Si的铝合金线材，作为该铝合金线材的代表例，可以举出6000系铝合金(Al-Mg-Si系合金)线材。6000系铝合金线材一般可以通过实施固溶处理以及时效处理而实现高强度化。但是，使用6000系铝合金线材制造线径0.5mm以下的极细线的情况下，虽然可以通过实施固溶处理以及时效处理而实现高强度化，但是有伸长率不足的倾向。

[0006] 作为移动体的电气配线体中使用的现有的6000系铝合金线，例如记载于专利文献1。专利文献1中记载的铝合金线为极细线，实现了具有高强度·高电导率，伸长率也优异的铝合金线。另外，专利文献1中记载有因为具有良好的伸长率而具有优异的弯曲特性的内容，但是，针对例如在将铝合金线用作安装于门部等的线束，因门的开关而产生反复弯曲应力，容易出现疲劳破坏的使用环境下的耐冲击性、耐弯曲疲劳特性没有公开或暗示。

[0007] 现有技术文献

[0008] 专利文献

[0009] 专利文献1：日本特开2012-229485号公报

发明内容

[0010] 发明要解决的问题

[0011] 本发明的目的是提供一种铝合金导体、铝合金绞线、被覆电线、线束及铝合金导体的制造方法，其以使用含有Mg和Si的铝合金为前提，通过抑制起因于Mg成分和Si成分的晶界偏析，特别是即使在用作导线束径为0.5mm以下的极细线的情况下，也确保与现有产品(专利文献1中记载的铝合金线)同等水平的强度、伸长率以及电导率，并且提高了耐冲击性、耐弯曲疲劳特性。

[0012] 用于解决问题的技术方案

[0013] 本发明人等在观察含有Mg和Si的现有铝合金导体的微观组织时，发现在晶界形成有Si元素的增浓部分以及Mg元素的增浓部分。所以，本发明人等假定由于在晶界存在Si元素的增浓部分以及Mg元素的增浓部分，这些增浓部分与铝母相的界面结合变弱，结果导致抗拉强度、伸长率、耐冲击性以及耐弯曲疲劳特性劣化，进行了深入研究。本发明人等通过控制成分组成和制造方法，制作使存在于晶界的、Si元素的增浓部分以及Mg元素的增浓部分的浓度发生改变的各种铝合金导体，进行比较调查研究，结果发现在晶界没有形成Si元素的增浓部分以及Mg元素的增浓部分的情况下，确保了与现有产品(专利文献1中记载的铝合金线)同等水平的强度、伸长率以及电导率，并且耐冲击性、耐弯曲疲劳特性提高，完成了本发明。

[0014] 即、本发明的要点构成如下所述。

[0015] (1)一种铝合金导体，其特征在于，具有如下组成：Mg：0.1～1.0质量％、Si：0.1～1.0质量％、Fe：0.01～1.40质量％、Ti：0.000～0.100质量％、B：0.000～0.030质量％、Cu：
0.00～1.00质量％、Ag：0.00～0.50质量％、Au：0.00～0.50质量％、Mn：0.00～1.00质量％、Cr：0.00～1.00质量％、Zr：0.00～0.50质量％、Hf：0.00～0.50质量％、V：0.00～0.50质量％、Sc：0.00～0.50质量％、Co：0.00～0.50质量％、Ni：0.00～0.50质量％、余量：Al以及不可避免的杂质，粒径为0.5～5.0μm的Mg2Si化合物的分散密度为3.0×10-3个/μm2以下，母相的晶粒之间的晶界中的Si以及Mg的浓度均为2.00质量％以下。

[0016] (2)上述(1)所述的铝合金导体，其中，上述化学组成含有选自Ti：0.001～0.100质量％以及B：0.001～0.030质量％中的1种或2种。

[0017] (3)上述(1)或(2)所述的铝合金导体，其中，上述化学组成含有选自Cu：0.01～1.00质量％、Ag：0.01～0.50质量％、Au：0.01～0.50质量％、Mn：0.01～1.00质量％、Cr：
0.01～1.00质量％、Zr：0.01～0.50质量％、Hf：0.01～0.50质量％、V：0.01～0.50质量％、Sc：0.01～0.50质量％、Co：0.01～0.50质量％以及Ni：0.01～0.50质量％中的1种或2种以上。

[0018] (4)(1)～(3)中的任一项所述的铝合金导体，其中，Fe、Ti、B、Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co、Ni的含量总和为0.01～2.00质量％。

[0019] (5)(1)～(4)中的任一项所述的铝合金导体，其中，冲击吸收能量为5J/mm2以上。

[0020] (6)上述(1)～(5)中的任一项所述的铝合金导体，其中，通过弯曲疲劳试验测定的到断裂为止的反复次数为20万次以上。

[0021] (7)上述(1)～(6)中的任一项所述的铝合金导体，其中，导线束径为0.1～0.5mm。

[0022] (8)一种铝合金绞线，是捻合多条上述(7)所述的铝合金线而得到。

[0023] (9)一种被覆电线，在上述(7)所述的铝合金导线或上述(8)所述的铝合金绞线的外周具有被覆层。

[0024] (10)一种线束，具备上述(9)所述的被覆电线和安装在该被覆电线的、除去了上述被覆层的端部的端子。

[0025] (11)一种上述(1)～(7)中的任一项所述的铝合金导体的制造方法，其特征在于，该铝合金导体的制造方法包含在熔化、铸造后，经热加工形成盘条，然后，依序进行第一拉丝加工、第一热处理、第二拉丝加工、第二热处理以及时效热处理的各工序，第一热处理在加热至480～620℃的范围内的规定温度后，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少150℃的温度，上述第二热处理是以低于2分钟的时间加热到300℃以上且低于480℃的范围内的规定温度后，以9℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少150℃的温度。

[0026] 发明效果

[0027] 本发明的铝合金导体以使用含有Mg和Si的铝合金为前提，通过抑制起因于Mg成分和Si成分的晶界偏析，能够提供特别是即使在用作导线束径为0.5mm以下的极细线的情况下，也确保与现有产品(专利文献1中记载的铝合金线)同等水平的强度、伸长率以及电导率，提高了耐冲击性以及耐弯曲疲劳特性的、用作电气配线体的导体的铝合金导体、铝合金绞线、被覆电线、线束，并且提供了及铝合金导体的制造方法，作为搭载于移动体的电池揽线、配线或者马达用导线、产业用机器人的配线体是有用的。另外，因为本发明的铝合金导体的抗拉强度高，所以电线径能够比现有电线更细，另外，能够适用于要求高耐冲击性、耐弯曲疲劳特性的门、后备箱、机罩等。

具体实施方式

[0028] 本发明的铝合金导体具有如下组成：Mg：0.10～1.00质量％、Si：0.10～1.00质量％、Fe：0.01～1.40质量％、Ti：0.000～0.100质量％、B：0.000～0.030质量％、Cu：0.00～1.00质量％、Ag：0.00～0.50质量％、Au：0.00～0.50质量％、Mn：0.00～1.00质量％、Cr：
0.00～1.00质量％、Zr：0.00～0.50质量％、Hf：0.00～0.50质量％、V：0.00～0.50质量％、Sc：0.00～0.50质量％、Co：0.00～0.50质量％、Ni：0.00～0.50质量％、余量：Al以及不可避免的杂质，粒径0.5～5.0μm的Mg2Si化合物的分散密度为3.0×10-3个/μm2以下，母相的晶粒之间的晶界中的Si以及Mg的浓度均为2.00质量％以下。

[0029] 以下给出本发明的铝合金导体的化学组成等的限定理由。

[0030] (1)化学组成

[0031] ＜Mg：0.10～1.00质量％＞

[0032] Mg(镁)是具有在铝母材中固溶而强化的作用、并且具有其一部分与Si化合而形成析出物、使抗拉强度、耐弯曲疲劳特性以及耐热性提高的作用的元素。但是，如果Mg含量低于0.10质量％，则上述作用效果不充分，另外，如果Mg含量超过1.00质量％，则在晶界形成Mg增浓部分的可能性增加，抗拉强度、伸长率、耐弯曲疲劳特性下降，并且Mg元素的固溶量增多，导致电导率也下降。因此，Mg含量设定为0.10～1.00质量％。应予说明，对于Mg含量，在重视高强度的情况下，优选设定为0.50～1.00质量％，另外，在重视电导率的情况下，优选设定为0.10～0.50质量％，从这样的观点考虑，综合性地优选为0.30～0.70质量％。

[0033] ＜Si：0.10～1.00质量％＞

[0034] Si(硅)是具有与Mg化合而形成析出物，使抗拉强度、耐弯曲疲劳特性、以及耐热性提高的作用的元素。如果Si含量低于0.10质量％，则上述作用效果不充分，另外，如果Si含量超过1.00质量％，则在晶界形成Si增浓部分的可能性增加，抗拉强度、伸长率、耐弯曲疲劳特性下降，并且Si元素的固溶量增多，导致电导率也下降。因此，Si含量设定为0.10～1.00质量％。应予说明，对于Si含量，在重视高强度的情况下，优选设定为0.50～1.00质量％，另外，在重视电导率的情况下，优选设定为0.10～0.50质量％，从这样的观点考虑，综合性地优选为0.30～0.70质量％。

[0035] ＜Fe：0.01～1.40质量％＞

[0036] Fe(铁)是主要形成Al-Fe系的金属间化合物而有助于晶粒的微细化、并且使抗拉强度以及耐弯曲疲劳特性提高的元素。Fe在Al中于655℃只能固溶0.05质量％，在室温下更少，所以在Al中无法固溶的剩余Fe作为Al-Fe、Al-Fe-Si、Al-Fe-Si-Mg等金属间化合物结晶或析出。该金属间化合物有助于晶粒的微细化，并且使抗拉强度以及耐弯曲疲劳特性提高。另外，Fe具有通过Al中固溶的Fe而使抗拉强度提高的作用。如果Fe含量低于0.01质量％，则上述作用效果不充分，另外，如果Fe含量超过1.40质量％，则结晶物或析出物的粗大化使得拉丝加工性变差，结果，无法得到作为目标的耐弯曲疲劳特性，电导率也下降。因此，Fe含量设定为0.01～1.40质量％，优选设定为0.15～0.90质量％，更优选设定为0.15～0.45质量％。

[0037] 本发明的铝合金导体以Mg、Si以及Fe为必须的含有成分，可以根据需要，进一步含有选自Ti以及B中的1种或2种、Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co以及Ni中的1种或2种以上。

[0038] ＜Ti：0.001～0.100质量％＞

[0039] Ti是具有将熔化铸造时的铸块的组织微细化的作用的元素。如果铸块的组织粗大，则在铸造中发生铸块断裂，在线材加工工序中发生断线，在工业方面并不理想。这是因为有如下倾向：如果Ti含量低于0.001质量％，则无法充分发挥上述作用效果，另外，如果Ti含量超过0.100质量％，则电导率下降。因此，Ti含量设定为0.001～0.100质量％，优选设定为0.005～0.050质量％，更优选设定为0.005～0.030质量％。

[0040] ＜B：0.001～0.030质量％＞

[0041] B与Ti同样，是具有将熔化铸造时的铸块的组织微细化的作用的元素。如果铸块的组织粗大，则在铸造中容易发生铸块断裂，在线材加工工序中容易发生断线，在工业方面并不理想。这是因为有如下倾向：如果B含量低于0.001质量％，则无法充分发挥上述作用效果，另外，如果B含量超过0.030质量％，则电导率下降。因此，B含量设定为0.001～0.030质量％，优选设定为0.001～0.020质量％，更优选设定为0.001～0.010质量％。

[0042] 含有选自＜Cu：0.01～1.00质量％＞、＜Ag：0.01～0.50质量％＞、＜Au：0.01～0.50质量％＞、＜Mn：0.01～1.00质量％＞、＜Cr：0.01～1.00质量％＞以及＜Zr：0.01～
0.50质量％＞、＜Hf：0.01～0.50质量％＞、＜V：0.01～0.50质量％＞、＜Sc：0.01～0.50质量％＞、＜Co：0.01～0.50质量％＞、＜Ni：0.01～0.50质量％＞中的1种或2种以上[0043] Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co以及Ni均是具有将晶粒微细化的作用的元素，并且，Cu、Ag以及Au是具有在晶界析出而提高晶界强度的作用的元素，如果含有0.01质量％以上的这些元素中的至少1种，则能够得到上述作用效果，能够提高抗拉强度、伸长率、耐弯曲疲劳特性。另一方面，如果Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co以及Ni中的任一含量分别超过上述上限值，则含有该元素的化合物变得粗大，使拉丝加工性劣化，所以有容易断线、并且电导率下降的倾向。因此，Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co以及Ni的含量的范围分别设定为上述范围。

[0044] 另外，存在以下倾向：Fe、Ti、B、Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co以及Ni含有越多，电导率越下降，拉丝加工性越差。因此，这些元素的含量总和优选设定为2.00质量％以下。本发明的铝合金导体中，因为Fe为必须元素，所以Fe、Ti、B、Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co以及Ni的含量总和设定为0.01～2.00质量％。这些元素的含量更进一步地优选为0.10～
2.00质量％。但是，单独添加这些元素的情况下，有含量越多，含有该元素的化合物越粗大的倾向，使得拉丝加工性变差，容易发生断线，所以各元素设定为上述规定的含有范围。

[0045] 应予说明，为了保持高电导率、使抗拉强度、伸长率、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性提高，Fe、Ti、B、Cu、Ag、Au、Mn、Cr、Zr、Hf、V、Sc、Co以及Ni的含量总和特别优选为0.10～0.80质量％，进一步优选为0.20～0.60质量％。另一方面，虽然电导率略下降，但为了使抗拉强度、伸长率、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性进一步提高，特别优选为超过0.80～2.00质量％，进一步优选为1.00～2.00质量％。

[0046] ＜余量：Al以及不可避免的杂质＞

[0047] 上述成分之外的余量是Al(铝)以及不可避免的杂质。此处所谓的不可避免的杂质是在制造工序中可以不可避免地包含的含有水平的杂质。不可避免的杂质根据含量可能成为使电导率下降的主要原因，所以优选在考虑电导率下降的情况下，将不可避免的杂质的含量抑制在一定程度。作为不可避免的杂质可列举的成分，例如可以举出Ga、Zn、Bi、Pb等。

[0048] (2)粒径为0.5～5.0μm的Mg2Si化合物的分散密度在3.0×10-3个/μm2以下[0049] 本发明的铝合金导体规定铝母相的晶粒内存在的特定大小的Mg2Si化合物的密度。0.5～5.0μm的Mg2Si化合物主要是在以下情况下形成：后述的第一热处理在低于480℃的温度下实施2分钟以上热处理；第一热处理的冷却速度低于10℃/s；第二热处理在低于480℃的温度下实施2分钟以上热处理；第二热处理的冷却速度低于9℃/s等情况。0.5～5.0μm的Mg2Si化合物的分散密度超过3.0×10-3个/μm2而形成时，时效热处理时形成的针状Mg2Si析出物变少，抗拉强度、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性、电导率的提高幅度变小。0.5～5μm的Mg2Si化合物的分散密度越小越优选。即，越接近0越优选。另外，不只是Mg2Si化合物，以Mg-Si系为主成分的化合物的密度在上述的规定范围外，也会导致时效热处理时形成的针状Mg2Si析出物变少，抗拉强度、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性、电导率的提高幅度变小，所以以Mg-Si系为主成分的化合物的密度也同样设定在上述的规定范围。

[0050] (3)母相的晶粒之间的晶界中的Si以及Mg的浓度均在2.00质量％以下

[0051] 本发明的铝合金导体通过如下所述地规定铝母相的晶界中的Si元素和Mg元素在增浓部分各自的浓度，能够确保与现有产品(专利文献1中记载的铝合金线)同等水平的强度、伸长率以及电导率，并且提高耐冲击性以及耐弯曲疲劳特性。

[0052] 本发明以铝母相的晶界中的Si以及Mg的浓度均在2.00质量％以下为必须的发明特定事项。这是因为存在以下倾向：在晶界中，Si以及Mg的浓度中的至少一方形成大于2.00质量％的高增浓部分时，导致Si以及Mg的增浓部分和铝母相的界面变弱，抗拉强度、伸长率、耐冲击性以及耐弯曲疲劳特性下降，并且，拉丝加工性也变差。优选晶界中的Si以及Mg的浓度分别为1.50质量％以下，更优选分别为1.20质量％以下。

[0053] 应予说明，Si以及Mg的浓度的测定是使用光学显微镜、电子显微镜、电子探针微量分析器(EPMA)进行的。首先，按能够看到晶粒对比度的方式准备试样后，通过光学显微镜等对晶粒以及晶界进行观察，在观察视野内中，例如在120μm×120μm的正方形的4个顶点制作压痕，确定观察位置。然后，通过EPMA，在包括4处压痕的120μm×120μm的视野内进行面分析。对在本发明所规定的晶界中存在的长度1μm以上的线状的Mg或Si的增浓部分和起因于化合物的粒状的Mg或Si的增浓部分进行区分，将起因于化合物的粒状的增浓部分排除在测定对象外。然后，在观察到本发明所规定的上述线状的Mg或Si的增浓部分的情况下，按穿过晶界的增浓部分的方式任意设定线分析的长度并进行线分析，对上述线状的增浓部分的Si元素和Mg元素的最大浓度进行测定。另一方面，在没有观察到上述线状的增浓部分的情况下，可以将晶界中的Mg或Si各自的浓度视为0质量％，不进行线分析。通过这样的测定方法，任意选择10处线状的增浓部分并进行浓度测定。在1个视野中无法测定10处的情况下，在其他视野中同样地进行观察，测定总计10处线状的增浓部分。应予说明，本发明中，因为铝母相的晶界中的Si以及Mg的浓度均设定为2.00质量％以下，所以穿过晶界进行测定时，不必穿过与晶界垂直的方向。与晶界倾斜地穿过的情况下，也只要Si以及Mg的浓度均为2.00质量％以下即可。

[0054] 这样抑制了Si元素以及Mg元素增浓部分的铝合金导体可以通过组合合金组成、制造工艺进行控制而实现。以下对本发明的铝合金导体的优选制造方法进行说明。

[0055] (本发明的铝合金导体的制造方法)

[0056] 本发明的铝合金导体可以通过包含依序进行以下各工序的制造方法来制造，所述各工序为[1]熔化、[2]铸造、[3]热加工(槽滚压加工等)、[4]第一拉丝加工、[5]第一热处理(固溶热处理)、[6]第二拉丝加工、[7]第二热处理、以及[8]时效热处理。应予说明，可以在第二热处理前后、或时效热处理后，设置制成绞线的工序、对电线进行树脂被覆的工序。以下对[1]～[8]的工序进行说明。

[0057] [1]熔化

[0058] 熔化是按成为上述铝合金组成的方式对各成分的分量进行调整而熔炼。

[0059] [2]铸造以及[3]热加工(槽滚压加工等)

[0060] 接下来，使用组合铸造轮和带的普罗珀泽式的连续铸造轧制机，利用水冷的铸型铸造熔融金属，并连续进行轧制，制成例如直径5～13.0mmφ的适当粗细的棒材。从防止Fe系结晶物的粗大化和防止Fe的强制固溶导致的电导率下降的观点考虑，此时的铸造时的冷却速度优选为1～20℃/秒，但并不限定于此。铸造以及热轧可以通过钢坯铸造以及挤压法等进行。

[0061] [4]第一拉丝加工

[0062] 接下来，实施表面剥皮，制成例如直径5.0～12.5mmφ的适当粗细的棒材，通过冷加工进行拉丝加工。加工度η优选为1～6的范围。此处，加工度η在将拉丝加工前的线材截面积标记为A0、拉丝加工后的线材截面积标记为A1时，用η＝In(A0/A1)表示。如果加工度η低于1，则在下一个工序的热处理时，重结晶晶粒粗大化，抗拉强度以及伸长率显著下降，可能成为断线的原因。另外，如果加工度η大于6，则拉丝加工变难，在拉丝加工中发生断线等在品质方面有可能出现问题。通过表面的剥皮进行表面的洁净化，但也可以不进行。

[0063] [5]第一热处理(固溶热处理)

[0064] 对进行了冷拉丝的加工材实施第一热处理。本发明的第一热处理是为了使无规则含有的Mg和Si的化合物融入铝母相而进行的固溶热处理。固溶处理目前是在时效热处理前进行的，但在本发明中，通过在第二拉丝加工前进行，能够在加工中使Mg、Si的增浓部分平均(均化)，随之抑制最终时效热处理后的Mg和Si的化合物的晶界偏析。即，本发明的第一热处理是与在现有的制造方法中于拉丝加工中通常进行的中间热处理不同的热处理。第一热处理具体而言是加热到480～620℃的范围内的规定温度后，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少150℃的温度的热处理。如果第一热处理的加热时的规定温度高于620℃，则导致包含添加元素的铝合金线部分熔融，抗拉强度、伸长率、耐冲击性以及耐弯曲疲劳特性下降，另外，如果规定温度低于480℃，则无法充分实现固溶，在随后的时效热处理工序中无法充分得到抗拉强度的提高效果，抗拉强度下降。因此，第一热处理中的加热时的规定温度设定为480～620℃的范围，优选设定为500～600℃的范围、更优选设定为520～580℃的范围。

[0065] 作为进行第一热处理的方法，例如可以为分批式热处理，也可以为高频加热、通电加热、行进加热等连续热处理。

[0066] 采用高频加热、通电加热的情况下，通常为在线材中连续通过电流的结构，所以随着时间经过，线材温度上升。因此，如果连续通过电流，则可能导致线材熔融，所以必须在适当的时间范围内进行热处理。进行行进加热的情况下，也因为是短时退火，所以通常设定为行进退火炉的温度比线材温度高。在长时间的热处理中可能导致线材熔融，所以必须在适当的时间范围内进行热处理。另外，在全部热处理中必须是使被加工材中无规则含有的Mg、Si化合物融入铝母相中的规定时间以上。以下对利用各方法的热处理进行说明。

[0067] 利用高频加热的连续热处理通过使线材连续地通过由高频产生的磁场，利用由感应电流使得线材本身产生的焦耳热进行热处理。包含骤热、骤冷的工序，能够由线材温度和热处理时间进行控制，对线材进行热处理。冷却通过在骤热后，使线材连续通过水中或氮气气氛中而进行。该热处理时间为0.01～2s、优选为0.05～1s、更优选为0.05～0.5s。

[0068] 连续通电热处理是利用通过使电流流过连续通过2个电极轮的线材而使线材本身产生的焦耳热来进行热处理。包含骤热、骤冷的工序，能够由线材温度和热处理时间进行控制，对线材进行热处理。冷却通过在骤热后，使线材连续通过水中、大气中或氮气气氛中而进行。该热处理时间为0.01～2s、优选为0.05～1s、更优选为0.05～0.5s。

[0069] 连续行进热处理是使线材连续通过保持高温的热处理炉中而进行热处理。包含骤热、骤冷的工序，能够由热处理炉内温度和热处理时间进行控制，对线材进行热处理。冷却通过在骤热后，使线材连续通过水中、大气中或氮气气氛中而进行。该热处理时间为0.5～120s、优选为0.5～60s、更优选为0.5～20s。

[0070] 分批式热处理是将线材投入退火炉中、以规定的设定温度、设定时间进行热处理的方法。线材本身只要在规定温度加热几十秒左右即可，因为工业使用时投入大量的线材，所以为了抑制线材的热处理不均，优选进行30分钟以上。热处理时间的上限只要晶粒在线材的半径方向计数为5个以上，就没有特别限定，短时间进行时在线材的半径方向容易计数5个以上晶粒，工业使用方面生产率也良好，所以在10小时以内、优选6小时以内实施热处理。

[0071] 线材温度或热处理时间中的一方或双方低于上述定义的条件的情况下，固溶变得不完全，后续工序的时效热处理时析出的Mg2Si析出物变少，抗拉强度、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性、电导率的提高幅度变小。线材温度或退火时间中的一方或双方高于上述定义的条件的情况下，晶粒粗大化，并且发生铝合金导体中的化合物相的部分熔融(共晶熔化)，抗拉强度、伸长率下降，导体处理时容易发生断线。

[0072] 第一热处理中的冷却以10℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少150℃的温度是本发明的必须要件。这是因为如果上述平均冷却速度低于10℃/s，则在冷却中生成Mg、Si等的析出物，固溶没有充分进行，随后的时效热处理工序中的抗拉强度的提高效果受限，无法得到充分的抗拉强度。应予说明，上述平均冷却速度优选为50℃/s以上，更优选为100℃/s以上。

[0073] 应予说明，本发明的第一热处理中的冷却优选在上述任一热处理方法中都将第一拉丝加工后的铝合金线材加热到规定温度后，通过水中而进行，但是这种情况下，无法准确地测定冷却速度。因此，这种情况下，任一热处理方法中都是将加热后通过水冷的平均冷却速度推定为在刚刚水冷后将铝合金线材冷却到水温(大约20℃)，基于此，各热处理方法中，将如下所述地算出的冷却速度作为上述平均冷却速度。即，在分批式热处理中，对于冷却速度，基于从冷却开始到保持在150℃以上的时间控制在40秒以内是重要的观点考虑，在500℃实施热处理的情况下，按(500-150)/40为8.75℃/s以上，在600℃实施热处理的情况下按(600-150)/40为11.25℃/s以上。在利用高频加热的连续热处理中，因为是在加热后，将铝合金线材以线速：100～1500m/min穿线数米后，进行水冷的机制，所以为100℃/s以上，在利用通电加热的连续热处理中，因为是在加热后就将铝合金线材水冷的机制，所以为100℃/s以上，而在利用行进加热的连续热处理中，在加热后将铝合金线材以线速：10～500m/min进行水冷的机制的情况下为100℃/s以上，在加热后在几米～数十米m穿线中进行空气冷却的机制的情况下，如果按在将铝合金线材卷缠在鼓上后立即冷却到室温(大约20℃)计算，则设空气冷却中的区间长度为10m、冷却开始温度为500℃，以大约6～292℃/s冷却。因此，10℃/s以上的冷却速度是足够可以的。但是，任一热处理方法中，从实现固溶热处理的目的的观点考虑，都是只要骤冷至至少150℃即可。

[0074] 从发挥通过Mg以及Si的析出抑制在后续的时效热处理工序中产生的抗拉强度提高效果方面考虑，优选第一热处理中的冷却优选以20℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少250℃的温度。因为Mg以及Si的析出温度带的峰位于300～400℃，所以为了在冷却中抑制Mg以及Si的析出，优选至少在该温度下提高冷却速度。

[0075] [6]第二拉丝加工

[0076] 在上述第一热处理后，进一步通过冷加工实施拉丝加工。此时的加工度η优选为1～6的范围。加工度η影响重结晶晶粒的形成以及成长。这是因为如果加工度η小于1，则下一个工序的热处理时，有重结晶晶粒粗大化、抗拉强度以及伸长率显著下降的倾向，另外，如果加工度η大于6，则有拉丝加工变难、拉丝加工中发生断线等品质方面发生问题的倾向。

[0077] [7]第二热处理

[0078] 对进行了冷拉丝的加工材实施第二热处理。第二热处理是与前述第一热处理、后述的时效热处理不同的热处理。第二热处理可以与第一热处理同样地通过分批式退火而进行，另外，也可以通过高频加热、通电加热、行进加热等连续退火进行。但是，必须在短时间内进行。这是因为如果实施长时间热处理，则发生Mg以及Si的析出，无法在随后的时效热处理工序中得到提高抗拉强度的效果，抗拉强度下降。即，第二热处理必须通过能够在2分钟内进行从150℃开始升温、保持、降温到150℃的过程的制造方法加以实施。因为，通常通过长时间保持来实施的分批式退火的情况下，现实中难以实施，优选为高频加热、通电加热、行进加热等连续退火。

[0079] 第二热处理不是第一热处理那样的固溶热处理，是为了恢复线材的柔软性、使伸长率提高而进行的热处理。第二热处理的加热温度在300℃以上且低于480℃。这是因为如果第二热处理的加热温度低于300℃，则有无法实施重结晶、无法得到伸长率提高效果的倾向，另外，如果上述加热温度在480℃以上，则有容易发生Mg、Si元素的增浓、抗拉强度、伸长率、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性下降的倾向。进而，第二热处理的加热温度优选为300～450℃，更优选为325～450℃。另外，第二热处理的加热时间如果在2分钟以上，则有容易形成0.5～5.0μm的Mg2Si化合物，0.5～5.0μm的Mg2Si化合物的分散密度超过3.0×10-3个/μm2的倾向，所以设定为低于2分钟。

[0080] 另外，第二热处理中的冷却以9℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少150℃的温度是本发明的必须要件。这是因为如果上述平均冷却速度低于9℃/s，则有在冷却中生成以Mg2Si为代表的Mg、Si等析出物，随后的时效热处理工序中的抗拉强度的提高效果受限，无法得到充分的抗拉强度的倾向。应予说明，上述平均冷却速度优选为50℃/s以上，更优选为100℃/s以上。

[0081] 进而，从发挥通过Mg以及Si的析出抑制在后续的时效热处理工序中产生抗拉强度提高效果方面考虑，第二热处理中的冷却中优选以20℃/s以上的平均冷却速度冷却到至少250℃的温度。Mg以及Si的析出温度带的峰位于300～400℃，所以为了在冷却中抑制Mg以及Si的析出，优选至少在该温度下提高冷却速度。

[0082] [8]时效热处理

[0083] 接下来实施时效热处理。时效热处理是为使针状Mg2Si析出物析出而进行的。时效热处理中的加热温度优选为140～250℃。如果上述加热温度低于140℃，则无法充分地析出针状Mg2Si析出物，强度、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性以及电导率容易不足。另外，如果上述加热温度高于250℃，则Mg2Si析出物的尺寸变大，所以电导率升高，但强度、耐冲击性以及耐弯曲疲劳特性容易不足。时效热处理中的加热温度在重视耐冲击性、高耐弯曲疲劳特性的情况下，优选为160～200℃，另外，重视电导率的情况下，优选为180～220℃。另外，加热时间根据温度不同，最佳时间改变。低温下长时间、高温下短时间的加热使强度、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性提高，所以是优选的。如果考虑生产率，则短时间即可，优选为15小时以下，更优选为10小时以下。应予说明，时效热处理中的冷却为了防止特性的不均，优选尽可能提高冷却速度。但是，在制造工序方面无法快速冷却的情况下，可以考虑在冷却中发生针状Mg2Si析出物的增加、减少，适当设定时效条件。

[0084] 本发明的铝合金导体的导线束径没有特别限定，可以根据用途适当设定，细物线的情况下优选为0.1～0.5mmφ，中细物线的情况优选为0.8～1.5mmφ。本发明的铝合金导体作为铝合金线能够以单心线的形式缩细而使用是优点之一，也可以作为将多条捆成束并捻合而得到的铝合金绞线进行使用，在构成本发明的制造方法的上述[1]～[8]的工序中，可以在将多条依序进行了[1]～[6]各工序的铝合金线捆成束并捻合后，进行[7]第二热处理以及[8]时效热处理的工序。

[0085] 另外，本发明中，作为进一步增加的工序，也可以在连续铸造轧制后，进行依照现有方法进行的均质化热处理。均质化热处理因为能够使添加元素的析出物(主要是Mg-Si系化合物)均匀地分散，所以通过后续的第一热处理容易得到均匀的结晶组织，结果能够更稳定地提高抗拉强度、伸长率、耐冲击性、耐弯曲疲劳特性。均质化热处理优选在加热温度450℃～600℃、加热时间1～10小时的条件下进行，更优选为500～600℃。另外，从能够容易地获得均匀的化合物方面考虑，优选均质化加热处理中的冷却是以0.1～10℃/分的平均冷却速度进行缓慢冷却。

[0086] 应予说明，以上只是列举出本发明的实施方式的例子，在保护范围中可以施加各种变更。例如，本发明的铝合金导体的冲击吸收能量为5J/mm2以上，能够实现优异的耐冲击性。另外，通过弯曲疲劳试验测定的到断裂为止的反复次数在20万次以上，能够实现优异的耐弯曲疲劳特性。另外，本发明的铝合金导体可以作为铝合金线或作为将多条铝合金线捻合而得到的铝合金绞线进行使用，进而，也可以作为在铝合金线或铝合金绞线的外周具有被覆层的被覆电线使用，并且，还可以作为具备被覆电线和安装在该被覆电线的、将被覆层除去了的端部的端子的线束(装配电线)进行使用。

[0087] 实施例

[0088] 基于以下的实施例对本发明进行详细说明。应予说明，本发明不限定于以下所示的实施例。

[0089] 实施例、比较例

[0090] 将Mg、Si、Fe以及Al和选择性地添加的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(质量％)，使用普罗珀泽式的连续铸造轧制机，边利用水冷后的铸型连续地铸造熔融金属，边进行轧制，制成大约9.5mmφ的棒材。此时的铸造时的冷却速度约为15℃/s。按能够获得规定的加工度的方式对其实施第一拉丝加工。然后，对实施了该第一拉丝加工的加工材在表3以及表4所示的条件下实施第一热处理，进而进行第二拉丝加工至0.31mmφ的线径。然后，在表3以及表4所示的条件下实施第二热处理。第一以及第二热处理均通过分批式热处理，在线材上卷缠热电偶，测定线材温度。连续通电热处理中，设备方面难以对线材温度最高的部分进行测定，所以由光纤型放射温度计(JAPAN SENSOR公司制)在比线材温度最高的部分更靠近测定者的位置对温度进行测定，在考虑焦耳热和放热的情况下，算出最高到达温度。高频加热以及连续行进热处理中，对热处理区间出口附近的线材温度进行测定。在第二热处理后，在表3及表4所示的条件下实施时效热处理，制造铝合金线。应予说明，比较例12具有专利文献1中记载的表1的试样No.2的组成，按与该文献所公开的制法相同的制法制作铝合金线，所以一并进行评价。

[0091] 对于制作的各实施例以及比较例的铝合金线，通过以下所示的方法测定各特性。其结果示于表3及表4。

[0092] (A)Mg2Si化合物的分散密度的观察以及评价方法

[0093] 将实施例以及比较例的线材通过聚焦式离子束(FIB)法制成薄膜，使用透射电子显微镜(TEM)对任意的范围进行观察。通过EDX对Mg2Si化合物进行组成分析，对化合物种类进行鉴定。另外，因为Mg2Si化合物作为板状的化合物被观察到，所以由所拍摄的照片计数对应于板状化合物边缘的部分为0.5～5.0μm的化合物。在化合物穿过到测定范围外时，只要化合物能够观察到0.5μm以上，就计入化合物数。Mg2Si化合物的分散密度如下计算：设定能够计数20个以上的范围，使用Mg2Si化合物的分散密度(个/μm2)＝Mg2Si化合物的个数2
(个)/计数对象范围(μm)的式子来算出。计数对象范围根据情况使用多张照片。化合物少至无法计数20个以上的情况下，指定1000μm2，对该范围的分散密度进行计算。

[0094] Mg2Si化合物的分散密度是将上述薄膜的试样厚度以0.15μm为基准厚度进行计算的。试样厚度不同于基准厚度的情况下，将试样厚度换算为基准厚度，即，可以通过将(基准厚度/试样厚度)乘以基于所拍摄的照片算出的分散密度而算出分散密度。本实施例以及比较例中，通过FIB方法，对于全部试样，将试样厚度设定为大约0.15μm进行制作。Mg2Si化合物的分散密度包括在0～3.0×10-3个/μm2的范围的情况下，Mg2Si化合物的分散密度在适当的范围内，记为“○”，没有包括在0～3.0×10-3个/μm2的范围的情况下，Mg2Si化合物的分散密度不在合适的范围内，记为“×”。

[0095] (B)晶界中的Si以及Mg的浓度的测定

[0096] Si以及Mg的浓度使用光学显微镜以及EPMA进行测定。应予说明，Si以及Mg的浓度的测定是使用光学显微镜、电子显微镜、电子探针微量分析器(EPMA)进行的。首先，按能够看到晶粒对比度的方式准备试样后，通过光学显微镜等对晶粒以及晶界进行观察，在观察视野内中，例如在120μm×120μm的正方形的4个顶点制作压痕，确定观察位置。然后，通过EPMA，在包括4处压痕的120μm×120μm的视野内进行面分析，对本发明所规定的长度1μm以上的线状的Mg或Si的增浓部分和起因于化合物的粒状的Mg或Si的增浓部分进行区分，本发明中，在存在上述线状的增浓部分的情况下，以最初观察到该线状的增浓部分的光学显微镜等的观察结果为参考作为晶界，将起因于化合物的粒状增浓部分排除在测定对象外。接下来，按穿过晶界的增浓部分的方式进行线分析，测定上述线状的增浓部分的Si元素和Mg元素的最大浓度。通过这样的测定方法，任意选择10处线状的增浓部分并进行浓度测定。在1个视野中无法测定10处的情况下，在其他视野中同样地进行观察，测定总计10处线状的增浓部分。应予说明，线分析的长度设定为50μm。另一方面，在没有观察到上述线状的增浓部分的情况下，将晶界中的Mg或Si各自的浓度视为0质量％，不进行线分析。表3以及表4中，线分析的全部范围中，在Si以及FMg的浓度分别为2.00质量％以下的情况或没有观察到上述线状的增浓部分的情况下，没有发生晶界偏析或者晶界偏析的程度低，所以是合格的，记为“○”，另外，Si以及Mg的浓度分别超过2.00质量％的情况下，发生晶界偏析，不合格，记为“×”。

[0097] (C)抗拉强度(TS)以及柔软性(拉伸断裂伸长率)的测定

[0098] 基于JIS Z2241，分别对3根供试材(铝合金线)进行拉伸试验，求出其平均值。抗拉强度为了确保电线和端子的连接部中的压接部的抗拉强度，另外，为了耐受对车体安装作业时意外地施加的荷重，以150MPa以上为合格水平。伸长率以5％以上为合格。

[0099] (D)电导率(EC)

[0100] 将长度300mm的试验片在保持20℃(±0.5℃)的恒温槽中，使用四端子法，对于各3根供试材(铝合金线)进行比电阻测定，算出其平均电导率。端子间距离为200mm。电导率没有特别限定，以40％IACS以上为合格水平。

[0101] (E)冲击吸收能量

[0102] 冲击吸收能量是铝合金导体耐受何种程度的冲击的指标，由铝合金导体即将发生断线前的(锤的位置能量)/(铝合金导体的截面积)算出。具体而言，将锤安装于铝合金导体线的一端，使锤从300mm的高度自由落下。将锤逐次加重，由即将断线之前的锤的重量算出2
冲击吸收能量。可以说冲击吸收能量越大，越具有高冲击吸收性。冲击吸收能量以5J/mm以上为合格水平。

[0103] (F)到断裂为止的反复次数

[0104] 作为耐弯曲疲劳特性的基准，常温时的变形振幅设定为±0.17％。耐弯曲疲劳特性根据变形振幅而改变。变形振幅大的情况下，疲劳寿命变短，变形振幅小的情况下，疲劳寿命变长。因为变形振幅可以由线材的线径和弯曲夹具的曲率半径决定，所以可以任意设定线材的线径和弯曲夹具的曲率半径而实施弯曲疲劳试验。使用藤井精机株式会社(现在的株式会社藤井)制的交替弯曲疲劳试验机，使用施加了0.17％的弯曲变形的夹具，反复实施弯曲，由此测定到断裂为止的反复次数。本发明中，到断裂为止的反复次数以在20万次以上为合格。

[0105] 表1

[0106]

[0107] (注)表中的斜粗体字的数值表示本发明的合理范围外的数值。

[0108] 表2

[0109]

[0110] (注)表中的斜粗体字的数值表示本发明的合理范围外的数值。

[0111] 表3

[0112]

[0113] (注)表中的斜粗体字的数值表示本发明的合理范围外的数值。

[0114] 表4

[0115] (注)表中的斜粗体字的数值表示本发明的合理范围外的数值。

[0116] 由表3以及表4的结果可知以下情况。发明例1～57的铝合金线均具有与现有产品(专利文献1中记载的铝合金线、相当于比较例12)同等水平的抗拉强度、伸长率以及电导率，并且耐冲击性以及耐弯曲疲劳特性优异。相对于此，比较例1～19的铝合金线到断裂为止的反复次数均低，在18万次以下，耐弯曲疲劳特性差。除了比较例10以及16以外，耐冲击性也差。另外，比较例5～9均在拉丝工序中断线。比较例12～15、18的铝合金线，虽然具有本发明的范围所包含的化学组成，但是晶界中的Si以及Mg的浓度均超过2.00质量％，在本发明的适当范围外，耐弯曲疲劳特性以及耐冲击性都差。

[0117] 产业上的可利用性

[0118] 本发明的铝合金导体以使用含有Mg和Si的铝合金为前提，通过抑制起因于Mg成分和Si成分的晶界偏析，能够提供特别是即使在用作导线束径为0.5mm以下的极细线的情况下，也确保与现有产品(专利文献1中记载的铝合金线)同等水平的强度、伸长率以及电导率，并提高了耐冲击性、耐弯曲疲劳特性的、用作电气配线体的导体的铝合金导体、铝合金绞线、被覆电线、线束，并且提供铝合金导体的制造方法，作为搭载于移动体的电池揽线、配线或者马达用导线、产业用机器人的配线体是有用的。另外，因为本发明的铝合金导体的抗拉强度高，所以电线径能够比现有电线更细，另外，能够适用于要求高耐弯曲疲劳特性的门、后备箱、机罩等的配线。