JP2000054046A - 薄箔用アルミニウム箔地及びその製造方法 - Google Patents
薄箔用アルミニウム箔地及びその製造方法Info
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- JP2000054046A JP2000054046A JP22501298A JP22501298A JP2000054046A JP 2000054046 A JP2000054046 A JP 2000054046A JP 22501298 A JP22501298 A JP 22501298A JP 22501298 A JP22501298 A JP 22501298A JP 2000054046 A JP2000054046 A JP 2000054046A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ＪＩＳ１Ｎ３０相当の組成であっても、箔圧
延及びピンホール特性を損なうことなく、箔を薄箔化で
きるアルミニウム箔地及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％、Ｓｉ：
０．１５重量％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可避的
不純物である組成のアルミニウム合金の溶湯を、凝固時
の冷却速度を０．３乃至３．０℃／ｓｅｃで半連続鋳造
し、面削した後、４００乃至６２０℃の温度範囲で均質
化処理を施し、３２０乃至４５０℃の温度範囲で、１パ
ス当たり３７乃至６０％の圧延率で熱間粗圧延を行い、
終了温度が２００乃至２６０℃の温度範囲となるように
仕上熱間圧延し、前記仕上熱間圧延終了後に圧延率５０
％以上の冷間圧延を行い、３００乃至４５０℃で中間焼
鈍を施し、更に冷間圧延をすることにより、粒径が０．
１乃至０．８μｍ以下の金属間化合物の平均粒子間距離
が０．７乃至２．５μｍであり、平均結晶粒径が３５μ
ｍ以下であるアルミニウム箔地を製作する。このアミニ
ウム合金に添加されるＣｕ及びＴｉの量は夫々０．０２
重量％以下及び０．０３重量％以下である。
延及びピンホール特性を損なうことなく、箔を薄箔化で
きるアルミニウム箔地及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％、Ｓｉ：
０．１５重量％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可避的
不純物である組成のアルミニウム合金の溶湯を、凝固時
の冷却速度を０．３乃至３．０℃／ｓｅｃで半連続鋳造
し、面削した後、４００乃至６２０℃の温度範囲で均質
化処理を施し、３２０乃至４５０℃の温度範囲で、１パ
ス当たり３７乃至６０％の圧延率で熱間粗圧延を行い、
終了温度が２００乃至２６０℃の温度範囲となるように
仕上熱間圧延し、前記仕上熱間圧延終了後に圧延率５０
％以上の冷間圧延を行い、３００乃至４５０℃で中間焼
鈍を施し、更に冷間圧延をすることにより、粒径が０．
１乃至０．８μｍ以下の金属間化合物の平均粒子間距離
が０．７乃至２．５μｍであり、平均結晶粒径が３５μ
ｍ以下であるアルミニウム箔地を製作する。このアミニ
ウム合金に添加されるＣｕ及びＴｉの量は夫々０．０２
重量％以下及び０．０３重量％以下である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、食品及びその他の
包装、フィルムコンデンサ、ラベル又はたばこ等に使用
される箔、特に箔厚が１５μｍ以下の極薄のアルミニウ
ム箔用途に使用されるピンホール特性に優れるアルミニ
ウム箔地に関する。
包装、フィルムコンデンサ、ラベル又はたばこ等に使用
される箔、特に箔厚が１５μｍ以下の極薄のアルミニウ
ム箔用途に使用されるピンホール特性に優れるアルミニ
ウム箔地に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、薄箔用のアルミニウム又はアルミ
ニウム合金は箔地材料としては、ＪＩＳ１Ｎ３０等の純
アルミニウム、８０７９合金又は８０２１合金等が使用
されている。なお、以下、純アルミニウム及びアルミニ
ウム合金を総称してアルミニウムという。アルミニウム
箔地は、一般的に、これらのアルミニウム鋳塊に均質化
処理、熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍を施し、また、
必要に応じてその後、冷間圧延を施すことにより製造さ
れている。
ニウム合金は箔地材料としては、ＪＩＳ１Ｎ３０等の純
アルミニウム、８０７９合金又は８０２１合金等が使用
されている。なお、以下、純アルミニウム及びアルミニ
ウム合金を総称してアルミニウムという。アルミニウム
箔地は、一般的に、これらのアルミニウム鋳塊に均質化
処理、熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍を施し、また、
必要に応じてその後、冷間圧延を施すことにより製造さ
れている。
【０００３】そして、得られたアルミニウム箔地に箔圧
延及び最終焼鈍を行うことによりアルミニウム箔が得ら
れる。ところで、５．５乃至７μｍのアルミニウム箔が
実用化されているが、箔需要は６乃至７μｍが大半であ
り、同じ厚さのアルミニウム箔は箔圧延での互換性の点
によりＪＩＳ１Ｎ３０を使用したいとの要望が強い。一
般的に、箔厚の減少に伴う問題点としては、ピンホール
が著しく増加し、箔が本来有するべき性能である光、気
体及び液体等に対するバリアー性が低下すると共に、ピ
ンホールによる箔断裂が生じることが知られている。
延及び最終焼鈍を行うことによりアルミニウム箔が得ら
れる。ところで、５．５乃至７μｍのアルミニウム箔が
実用化されているが、箔需要は６乃至７μｍが大半であ
り、同じ厚さのアルミニウム箔は箔圧延での互換性の点
によりＪＩＳ１Ｎ３０を使用したいとの要望が強い。一
般的に、箔厚の減少に伴う問題点としては、ピンホール
が著しく増加し、箔が本来有するべき性能である光、気
体及び液体等に対するバリアー性が低下すると共に、ピ
ンホールによる箔断裂が生じることが知られている。
【０００４】薄箔の仕上箔圧延は通常重合圧延により行
われ、ピンホールはマット面うねりの最大のところがブ
ライト面オイルピット等と連結して生ずることが知られ
ている。また、ピンホールはオイルピット面等の表面欠
陥と比べて、主にマット粗度に支配されることも知られ
ている。更に、オイルピットは圧延条件（リダクション
・バックテンション）に主に支配され、マット面は結晶
粒の自由変形により形成されると考えられ、箔地により
支配される要因が大きい（特公平３−６０５６２号公
報、軽金属学会第７０回予行集３３，３４，３５）。
われ、ピンホールはマット面うねりの最大のところがブ
ライト面オイルピット等と連結して生ずることが知られ
ている。また、ピンホールはオイルピット面等の表面欠
陥と比べて、主にマット粗度に支配されることも知られ
ている。更に、オイルピットは圧延条件（リダクション
・バックテンション）に主に支配され、マット面は結晶
粒の自由変形により形成されると考えられ、箔地により
支配される要因が大きい（特公平３−６０５６２号公
報、軽金属学会第７０回予行集３３，３４，３５）。
【０００５】そこで、マット面粗度を低減させるべく、
Ｆｅ含有量の増加や均質化処理以降の製造条件変更によ
りＦｅ固溶度を減少させ、結晶粒を微細化することによ
り加工硬化を抑制できる箔として特開昭６３−２６３２
２号公報等に開示されている。また、他の元素を添加す
るものも知られていて、例えば、Ｎｉ、Ｍｎ及びＣｒの
添加により結晶粒の微細化及び加工硬化の抑制を発現す
ることができる箔として特開昭６３−２８２２２８号公
報、特開昭６３−２８２２４４号公報及び特開平８−３
３６４４号公報等に開示されている。
Ｆｅ含有量の増加や均質化処理以降の製造条件変更によ
りＦｅ固溶度を減少させ、結晶粒を微細化することによ
り加工硬化を抑制できる箔として特開昭６３−２６３２
２号公報等に開示されている。また、他の元素を添加す
るものも知られていて、例えば、Ｎｉ、Ｍｎ及びＣｒの
添加により結晶粒の微細化及び加工硬化の抑制を発現す
ることができる箔として特開昭６３−２８２２２８号公
報、特開昭６３−２８２２４４号公報及び特開平８−３
３６４４号公報等に開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｆｅ、
Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒを添加するアルミニウム箔地では前述
のような互換性のメリットがない。また、ＪＩＳ１Ｎ３
０相当の組成（Ｆｅ含有量のない場合）では、均質化処
理以降の製造条件変更により析出促進を行っても、箔厚
が６乃至７μｍのアルミニウム箔を得る箔圧延において
は、大きな加工硬化の抑制効果を得られないばかりか、
工程変更によっては結晶粒が逆に大きくなってしまうこ
ともあり、ピンホールの発生量の増加及び圧延中に箔切
れの頻発を生じ易い等の問題があった。
Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒを添加するアルミニウム箔地では前述
のような互換性のメリットがない。また、ＪＩＳ１Ｎ３
０相当の組成（Ｆｅ含有量のない場合）では、均質化処
理以降の製造条件変更により析出促進を行っても、箔厚
が６乃至７μｍのアルミニウム箔を得る箔圧延において
は、大きな加工硬化の抑制効果を得られないばかりか、
工程変更によっては結晶粒が逆に大きくなってしまうこ
ともあり、ピンホールの発生量の増加及び圧延中に箔切
れの頻発を生じ易い等の問題があった。
【０００７】本発明はかかる問題に鑑みてなされたもの
であり、ＪＩＳ１Ｎ３０相当の組成であっても、箔圧延
及びピンホール特性を損なうことなく、箔を薄箔化でき
るアルミニウム箔地及びその製造方法を提供することを
目的とする。
であり、ＪＩＳ１Ｎ３０相当の組成であっても、箔圧延
及びピンホール特性を損なうことなく、箔を薄箔化でき
るアルミニウム箔地及びその製造方法を提供することを
目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明に係る薄箔用アル
ミニウム箔地は、Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％、Ｓ
ｉ：０．１５重量％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可
避的不純物からなるアルミニウム合金において、粒径が
０．１乃至０．８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離
が０．７乃至２．５μｍであると共に、前記アルミニウ
ム合金の平均結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴
とする。
ミニウム箔地は、Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％、Ｓ
ｉ：０．１５重量％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可
避的不純物からなるアルミニウム合金において、粒径が
０．１乃至０．８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離
が０．７乃至２．５μｍであると共に、前記アルミニウ
ム合金の平均結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴
とする。
【０００９】本発明に係る薄箔用アルミニウム箔地の製
造方法は、Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％、Ｓｉ：０．
１５重量％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純
物である組成のアルミニウム合金の溶湯を、凝固時の冷
却速度を０．３乃至３．０℃／ｓｅｃで半連続鋳造し、
面削した後、４００乃至６２０℃の温度範囲で均質化処
理を施し、終了温度が２００乃至２６０℃の温度範囲と
なるように仕上熱間圧延し、前記仕上熱間圧延終了後に
圧延率５０％以上の冷間圧延を行い、３００乃至４５０
℃で中間焼鈍を施し、更に冷間圧延をすることにより、
粒径が０．１乃至０．８μｍ以下の金属間化合物の平均
粒子間距離が０．７乃至２．５μｍであると共に、平均
結晶粒径が３５μｍ以下であるアルミニウム箔地を製作
することを特徴とする。
造方法は、Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％、Ｓｉ：０．
１５重量％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純
物である組成のアルミニウム合金の溶湯を、凝固時の冷
却速度を０．３乃至３．０℃／ｓｅｃで半連続鋳造し、
面削した後、４００乃至６２０℃の温度範囲で均質化処
理を施し、終了温度が２００乃至２６０℃の温度範囲と
なるように仕上熱間圧延し、前記仕上熱間圧延終了後に
圧延率５０％以上の冷間圧延を行い、３００乃至４５０
℃で中間焼鈍を施し、更に冷間圧延をすることにより、
粒径が０．１乃至０．８μｍ以下の金属間化合物の平均
粒子間距離が０．７乃至２．５μｍであると共に、平均
結晶粒径が３５μｍ以下であるアルミニウム箔地を製作
することを特徴とする。
【００１０】また、薄箔用アルミニウム箔地の製造方法
においては、３２０乃至４５０℃の温度範囲で、１パス
当たり３７乃至６０％の圧延率で熱間粗圧延を行うこと
が好ましい。
においては、３２０乃至４５０℃の温度範囲で、１パス
当たり３７乃至６０％の圧延率で熱間粗圧延を行うこと
が好ましい。
【００１１】また、本発明においては、前記アルミニウ
ム合金に添加するＣｕの添加量が０．０２重量％以下で
あると共に、Ｔｉの添加量も０．０３重量％以下である
ことが好ましい。
ム合金に添加するＣｕの添加量が０．０２重量％以下で
あると共に、Ｔｉの添加量も０．０３重量％以下である
ことが好ましい。
【００１２】更に、本発明においては、鋳造凝固時の冷
却速度、均質化処理条件、冷間圧延率及び中間焼鈍条件
の制御により平均粒子間距離の適正化を図ることによ
り、箔圧延性に優れ、箔圧延後、ピンホールの発生数が
少ないアルミニウム箔地を得ることができる。
却速度、均質化処理条件、冷間圧延率及び中間焼鈍条件
の制御により平均粒子間距離の適正化を図ることによ
り、箔圧延性に優れ、箔圧延後、ピンホールの発生数が
少ないアルミニウム箔地を得ることができる。
【００１３】更にまた、本発明においては、熱間粗圧延
における温度範囲及び１パス当たりの圧延率並びに熱間
仕上圧延の終了温度を適正に組み合わせることにより、
結晶粒の微細化が図れる。
における温度範囲及び１パス当たりの圧延率並びに熱間
仕上圧延の終了温度を適正に組み合わせることにより、
結晶粒の微細化が図れる。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明者等らは、これまでのアル
ミニウム箔及び箔地に関する研究から、ピンホールを少
なくすることは、マット面粗度を低くすること、即ち、
仕上箔圧延時の変形ブロックを微小化することが必要で
あることを見出した。更には、マット面は結晶粒サイズ
のみではなく、転位セルサイズの自由変形によっても形
成されることも見出した。また、ピンホールを少なくす
るには、加工硬化を抑制することが有効であることは知
られているが、これは、転位整理によるサブグレイン化
により達成されることも究明した。
ミニウム箔及び箔地に関する研究から、ピンホールを少
なくすることは、マット面粗度を低くすること、即ち、
仕上箔圧延時の変形ブロックを微小化することが必要で
あることを見出した。更には、マット面は結晶粒サイズ
のみではなく、転位セルサイズの自由変形によっても形
成されることも見出した。また、ピンホールを少なくす
るには、加工硬化を抑制することが有効であることは知
られているが、これは、転位整理によるサブグレイン化
により達成されることも究明した。
【００１５】そこで、前述の特性を発現するアルミニウ
ム箔地を開発するため、鋭意研究を重ねた結果、粒径が
０．１乃至０．８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離
を転位セルサイズに調整することが有効であることを見
出した。また、ＪＩＳ１Ｎ３０組成の場合には、この平
均粒子間距離の適正化は、従来行われてきた均質化処理
以降の製造条件変更のみでは、調整困難であり、鋳造条
件の適正化と均質化処理以降の箔地製造条件を組合わせ
て制御すると共に、箔圧延の温度領域を管理することに
より、その目的が達成されることを見出した。本発明は
この知見に基づいてなされたものである。
ム箔地を開発するため、鋭意研究を重ねた結果、粒径が
０．１乃至０．８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離
を転位セルサイズに調整することが有効であることを見
出した。また、ＪＩＳ１Ｎ３０組成の場合には、この平
均粒子間距離の適正化は、従来行われてきた均質化処理
以降の製造条件変更のみでは、調整困難であり、鋳造条
件の適正化と均質化処理以降の箔地製造条件を組合わせ
て制御すると共に、箔圧延の温度領域を管理することに
より、その目的が達成されることを見出した。本発明は
この知見に基づいてなされたものである。
【００１６】即ち、本発明においては、Ｆｅ：０．３乃
至１．０重量％、Ｓｉ：０．１５重量％未満を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物である組成のアルミニウ
ム合金の溶湯を、凝固時の冷却速度を０．３乃至３．０
℃／ｓｅｃで半連続鋳造し、面削した後、４００乃至６
２０℃の温度範囲で均質化処理を施し、３２０乃至４５
０℃の温度範囲で、１パス当たり３７乃至６０％の圧延
率で熱間粗圧延を行い、終了温度が２００乃至２６０℃
の温度範囲となるように仕上熱間圧延し、前記仕上熱間
圧延終了後に圧延率５０％以上の冷間圧延を行い、３０
０乃至４５０℃で中間焼鈍を施し、更に冷間圧延をする
ことにより、粒径が０．１乃至０．８μｍ以下の金属間
化合物の平均粒子間距離が０．７乃至２．５μｍである
と共に、平均結晶粒径が３５μｍ以下であるアルミニウ
ム箔地を製作する。
至１．０重量％、Ｓｉ：０．１５重量％未満を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物である組成のアルミニウ
ム合金の溶湯を、凝固時の冷却速度を０．３乃至３．０
℃／ｓｅｃで半連続鋳造し、面削した後、４００乃至６
２０℃の温度範囲で均質化処理を施し、３２０乃至４５
０℃の温度範囲で、１パス当たり３７乃至６０％の圧延
率で熱間粗圧延を行い、終了温度が２００乃至２６０℃
の温度範囲となるように仕上熱間圧延し、前記仕上熱間
圧延終了後に圧延率５０％以上の冷間圧延を行い、３０
０乃至４５０℃で中間焼鈍を施し、更に冷間圧延をする
ことにより、粒径が０．１乃至０．８μｍ以下の金属間
化合物の平均粒子間距離が０．７乃至２．５μｍである
と共に、平均結晶粒径が３５μｍ以下であるアルミニウ
ム箔地を製作する。
【００１７】以下、本発明におけるアルミニウム箔地の
成分限定理由について説明する。
成分限定理由について説明する。
【００１８】Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％ Ｆｅは、アルミニウムへの固溶限が小さく、アルミニウ
ム中において他の元素と結合してＡｌ−Ｆｅ系の金属間
化合物を生成する元素である。また、このＡｌ−Ｆｅ系
の金属間化合物は、再結晶の核として作用するために、
Ｆｅ添加は結晶粒の微細化に効果がある。Ｆｅ含有量が
０．３重量％未満の場合では、鋳造時に晶出する金属間
化合物の数が不十分であり、結晶粒を微細化する効果を
得にくい。一方、Ｆｅ含有量が１．０重量％を超える場
合には、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物の数が多く形成さ
れるので、結晶粒の微細化効果は大きいが、箔圧延時の
変形抵抗が増大するため、圧延性が極端に低下する。従
って、Ｆｅ含有量は０．３乃至１．０重量％とする。
ム中において他の元素と結合してＡｌ−Ｆｅ系の金属間
化合物を生成する元素である。また、このＡｌ−Ｆｅ系
の金属間化合物は、再結晶の核として作用するために、
Ｆｅ添加は結晶粒の微細化に効果がある。Ｆｅ含有量が
０．３重量％未満の場合では、鋳造時に晶出する金属間
化合物の数が不十分であり、結晶粒を微細化する効果を
得にくい。一方、Ｆｅ含有量が１．０重量％を超える場
合には、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物の数が多く形成さ
れるので、結晶粒の微細化効果は大きいが、箔圧延時の
変形抵抗が増大するため、圧延性が極端に低下する。従
って、Ｆｅ含有量は０．３乃至１．０重量％とする。
【００１９】Ｓｉ：０．１５重量％未満 Ｓｉは、地金中の不可避的不純物の１つである。Ｓｉ
は、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を生成し易
く、ピンホールが増大する原因となるため、少ない方が
良い。このため、Ｓｉ含有量は０．１５重量％未満であ
ることが望ましい。
は、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を生成し易
く、ピンホールが増大する原因となるため、少ない方が
良い。このため、Ｓｉ含有量は０．１５重量％未満であ
ることが望ましい。
【００２０】粒径が０．１乃至０．８μｍの金属間化合
物の平均粒子間距離：０．７乃至２．５μｍ 粒径が０．１乃至０．８μｍの金属間化合物は、主に析
出物であり、均質化処理、熱間圧延及び中間焼鈍にて生
成する。これらの金属間化合物の分布は、箔圧延中の転
位蓄積及び整理に作用するために、その後の重合圧延に
おけるセルオーダーの変形ブロックサイズに影響を及ぼ
す。金属間化合物の平均粒子間距離が０．７μｍ未満の
場合には、重合圧延前パスで転位蓄積が過多となり、後
の重合圧延にて個々のセルがピン止めされ、複数の転位
セル単位での変形ブロックとなるために、マット面が粗
くなり、ピンホールが多発する。一方、変形ブロックサ
イズの金属間化合物の平均粒子間距離が２．５μｍを超
える場合には、重合圧延前パスでの転位整理は容易とな
り、単一セルでの変形ブロックとなるが、粗大セルが形
成され易いために、マット面が粗くなり、ピンホールが
多発する。従って、粒径が０．１乃至０．８μｍの金属
間化合物の平均粒子間距離は０．７乃至２．５μｍとす
る。
物の平均粒子間距離：０．７乃至２．５μｍ 粒径が０．１乃至０．８μｍの金属間化合物は、主に析
出物であり、均質化処理、熱間圧延及び中間焼鈍にて生
成する。これらの金属間化合物の分布は、箔圧延中の転
位蓄積及び整理に作用するために、その後の重合圧延に
おけるセルオーダーの変形ブロックサイズに影響を及ぼ
す。金属間化合物の平均粒子間距離が０．７μｍ未満の
場合には、重合圧延前パスで転位蓄積が過多となり、後
の重合圧延にて個々のセルがピン止めされ、複数の転位
セル単位での変形ブロックとなるために、マット面が粗
くなり、ピンホールが多発する。一方、変形ブロックサ
イズの金属間化合物の平均粒子間距離が２．５μｍを超
える場合には、重合圧延前パスでの転位整理は容易とな
り、単一セルでの変形ブロックとなるが、粗大セルが形
成され易いために、マット面が粗くなり、ピンホールが
多発する。従って、粒径が０．１乃至０．８μｍの金属
間化合物の平均粒子間距離は０．７乃至２．５μｍとす
る。
【００２１】平均結晶粒径：３５μｍ以下 箔地の結晶粒径は、中間焼鈍での結晶粒径である。この
結晶粒径は、重合圧延における変形ブロックサイズと軟
質強度に影響を及ぼす。平均結晶粒径が３５μｍを超え
る場合には、マット面粗度が粗くなり、ピンホールの多
発を招くと共に、軟質強度が不足する。
結晶粒径は、重合圧延における変形ブロックサイズと軟
質強度に影響を及ぼす。平均結晶粒径が３５μｍを超え
る場合には、マット面粗度が粗くなり、ピンホールの多
発を招くと共に、軟質強度が不足する。
【００２２】Ｃｕ：０．０２重量％以下 Ｃｕは、アルミニウム中に固溶する元素であり、固溶硬
化によるＯ材強度の向上に有効であり、必要に応じて添
加しても良い。Ｃｕ含有量が０．００５重量％未満の場
合には、固溶硬化が不十分であり、Ｏ材強度を向上する
強度を得にくい。一方、Ｃｕ含有量が０．０２重量％を
超える場合には、固溶硬化の程度が大きすぎ、箔圧延時
の変形抵抗が増大するため、圧延性が極端に低下する。
従って、Ｃｕは、０．０２重量％以下であれば、必要に
応じて添加しても良い。
化によるＯ材強度の向上に有効であり、必要に応じて添
加しても良い。Ｃｕ含有量が０．００５重量％未満の場
合には、固溶硬化が不十分であり、Ｏ材強度を向上する
強度を得にくい。一方、Ｃｕ含有量が０．０２重量％を
超える場合には、固溶硬化の程度が大きすぎ、箔圧延時
の変形抵抗が増大するため、圧延性が極端に低下する。
従って、Ｃｕは、０．０２重量％以下であれば、必要に
応じて添加しても良い。
【００２３】Ｔｉ：０．０３重量％以下 Ｔｉは、Ａｌ−Ｔｉ又はＡｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金として添
加され、鋳塊組織を微細化するために使用される。箔圧
延後に筋模様が問題となる場合には、０．０３重量％以
下の範囲で添加しても良いが、添加しないで羽毛状晶と
した方が鋳塊で晶出する金属間化合物が微細になるた
め、筋模様に支障がなければＴｉは少ない方が好まし
い。従ってＴｉは、０．０３重量％以下であれば、必要
に応じて添加しても良い。
加され、鋳塊組織を微細化するために使用される。箔圧
延後に筋模様が問題となる場合には、０．０３重量％以
下の範囲で添加しても良いが、添加しないで羽毛状晶と
した方が鋳塊で晶出する金属間化合物が微細になるた
め、筋模様に支障がなければＴｉは少ない方が好まし
い。従ってＴｉは、０．０３重量％以下であれば、必要
に応じて添加しても良い。
【００２４】不可避的不純物 アルミニウムに含有する前記以外の不可避的不純物とし
ては、Ｍｎ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒ，Ｂｉ，Ｓ
ｎ，Ｉｎ，Ｐｂ等が挙げられるが、ＪＩＳ１１００及Ｊ
ＩＳ１Ｎ３０程度の含有範囲であれば本発明の目的を損
なうものではない。
ては、Ｍｎ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒ，Ｂｉ，Ｓ
ｎ，Ｉｎ，Ｐｂ等が挙げられるが、ＪＩＳ１１００及Ｊ
ＩＳ１Ｎ３０程度の含有範囲であれば本発明の目的を損
なうものではない。
【００２５】次に、本発明におけるアルミニウム箔地の
製造方法における条件処理の限定理由について説明す
る。
製造方法における条件処理の限定理由について説明す
る。
【００２６】凝固時の冷却速度：０．３乃至３．０℃／
ｓｅｃ 前述のように、箔として優れたピンホール特性を発現す
るためには、箔地で粒径が０．１乃至０．８μｍの金属
間化合物の平均粒子間距離を適性化する必要がある。こ
の平均粒子間距離の適性化は、従来行われてきた均質化
処理以降の製造条件の変更のみでは調整困難であり、鋳
造条件の適正化と均質化処理以降の箔地製造条件を組合
わせて制御することにより、その目的は達成される。即
ち、凝固時の冷却速度を適正化することは平均粒子間距
離を適正化することとなり、ピンホールの低減に寄与す
る。
ｓｅｃ 前述のように、箔として優れたピンホール特性を発現す
るためには、箔地で粒径が０．１乃至０．８μｍの金属
間化合物の平均粒子間距離を適性化する必要がある。こ
の平均粒子間距離の適性化は、従来行われてきた均質化
処理以降の製造条件の変更のみでは調整困難であり、鋳
造条件の適正化と均質化処理以降の箔地製造条件を組合
わせて制御することにより、その目的は達成される。即
ち、凝固時の冷却速度を適正化することは平均粒子間距
離を適正化することとなり、ピンホールの低減に寄与す
る。
【００２７】凝固時の冷却速度が３．０℃／ｓｅｃを超
えた場合には、造塊されたスラブは、その後の均質化処
理、熱間圧延処理及び中間焼鈍により、過飽和固溶した
Ｆｅが微細析出物として排出され、粒径が０．３μｍ以
下の析出物数を極端に増加させ、粒径が０．１乃至０．
８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離が狭くなり、ピ
ンホールの多発を招く。一方、０．３℃／ｓｅｃ未満の
場合には、グラススクリーン内で浮遊晶を生じるため、
圧延用スラブとして造塊することは困難となる。従っ
て、凝固時の冷却速度は０．３乃至３．０℃／ｓｅｃと
する。好ましくは、凝固時の冷却速度は０．３乃至２．
４℃／ｓｅｃである。
えた場合には、造塊されたスラブは、その後の均質化処
理、熱間圧延処理及び中間焼鈍により、過飽和固溶した
Ｆｅが微細析出物として排出され、粒径が０．３μｍ以
下の析出物数を極端に増加させ、粒径が０．１乃至０．
８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離が狭くなり、ピ
ンホールの多発を招く。一方、０．３℃／ｓｅｃ未満の
場合には、グラススクリーン内で浮遊晶を生じるため、
圧延用スラブとして造塊することは困難となる。従っ
て、凝固時の冷却速度は０．３乃至３．０℃／ｓｅｃと
する。好ましくは、凝固時の冷却速度は０．３乃至２．
４℃／ｓｅｃである。
【００２８】均質化処理：４００乃至６２０℃ 本発明の組成及び造塊条件のスラブを面削した後、均質
化処理を施す。この均質化処理は、固溶及び析出調整を
目的として行われ、粒径が０．１乃至０．８μｍの金属
間化合物の平均粒子間距離を適正化する重要な処理であ
り、ピンホールの低減に寄与する。均質化処理温度が４
００℃未満の場合には、固溶元素の析出による析出数が
不十分となり、平均粒子間距離を広くするため、ピンホ
ールの多発を招く。なお、長時間の焼鈍を行う場合には
均質化処理温度が４００℃未満でも固溶元素が充分に析
出するが、生産効率が悪くなるために好ましくない。一
方、均質化処理温度が６２０℃を超える場合には、固溶
元素の析出による析出数が不十分となり、平均粒子間距
離を広くするため、ピンホールの多発を招く。従って、
均質化処理温度は、４００乃至６２０℃とする。この均
質化処理時間は特に規定するものではないが、工業的な
生産を考慮すると２時間以上行うことが好ましい。
化処理を施す。この均質化処理は、固溶及び析出調整を
目的として行われ、粒径が０．１乃至０．８μｍの金属
間化合物の平均粒子間距離を適正化する重要な処理であ
り、ピンホールの低減に寄与する。均質化処理温度が４
００℃未満の場合には、固溶元素の析出による析出数が
不十分となり、平均粒子間距離を広くするため、ピンホ
ールの多発を招く。なお、長時間の焼鈍を行う場合には
均質化処理温度が４００℃未満でも固溶元素が充分に析
出するが、生産効率が悪くなるために好ましくない。一
方、均質化処理温度が６２０℃を超える場合には、固溶
元素の析出による析出数が不十分となり、平均粒子間距
離を広くするため、ピンホールの多発を招く。従って、
均質化処理温度は、４００乃至６２０℃とする。この均
質化処理時間は特に規定するものではないが、工業的な
生産を考慮すると２時間以上行うことが好ましい。
【００２９】圧延率：５０％、中間焼鈍：３００乃至４
５０℃ 前述の均質処理の後、熱間圧延し、次に冷間圧延を施
し、更に中間焼鈍する。この焼鈍は固溶元素の析出及び
再結晶を目的として行われるものであるが、前述の平均
粒子間距離は、中間焼鈍温度と圧延率に影響される。圧
延率が５０％未満又は、中間焼鈍温度が３００℃未満の
場合には、固溶元素の析出による析出数が不十分とな
り、平均粒子間距離を広くするため、ピンホールの多発
を招く。なお、長時間の焼鈍を行う場合には中間焼鈍温
度が３００℃未満でも固溶元素が充分に析出するが、生
産効率が悪くなるために好ましくない。一方、中間焼鈍
温度が４５０℃を超える場合には、固溶元素の析出によ
る析出数が不十分となり、平均粒子間距離を広くするた
め、ピンホールの多発を招くと共に、平均結晶粒径が粗
大化し、Ｏ材強度も不足する。従って、中間焼鈍温度は
３００乃至４５０℃とする。この中間焼鈍時間は特に規
定するものではないが、２時間以上行うことが好まし
い。
５０℃ 前述の均質処理の後、熱間圧延し、次に冷間圧延を施
し、更に中間焼鈍する。この焼鈍は固溶元素の析出及び
再結晶を目的として行われるものであるが、前述の平均
粒子間距離は、中間焼鈍温度と圧延率に影響される。圧
延率が５０％未満又は、中間焼鈍温度が３００℃未満の
場合には、固溶元素の析出による析出数が不十分とな
り、平均粒子間距離を広くするため、ピンホールの多発
を招く。なお、長時間の焼鈍を行う場合には中間焼鈍温
度が３００℃未満でも固溶元素が充分に析出するが、生
産効率が悪くなるために好ましくない。一方、中間焼鈍
温度が４５０℃を超える場合には、固溶元素の析出によ
る析出数が不十分となり、平均粒子間距離を広くするた
め、ピンホールの多発を招くと共に、平均結晶粒径が粗
大化し、Ｏ材強度も不足する。従って、中間焼鈍温度は
３００乃至４５０℃とする。この中間焼鈍時間は特に規
定するものではないが、２時間以上行うことが好まし
い。
【００３０】仕上熱間圧延終了温度：２００乃至２６０
℃ 箔地の結晶粒微細化を図るには熱間仕上圧延を低温で終
了することにより、再結晶核を増加させることが有効で
ある。即ち、再結晶核の増加は、仕上熱間圧延温度によ
り変化し、熱間圧延終了温度を低温にすることでホット
コイルの厚みを厚くすることなくＲ方位を増加させ、中
間焼鈍での再結晶粒微細化を図ることができる。仕上熱
間圧延終了温度が２００℃未満の場合には、箔地として
必要なコイル形状が得られず、箔圧延での圧延性に劣
る。一方、仕上熱間圧延終了温度が２６０℃を超える場
合には、Ｒ方位強度が不足し、中間焼鈍であまり微細な
再結晶粒が得られない。従って、結晶粒微細化するため
に、仕上熱間圧延終了温度を２００乃至２６０℃の範囲
で終了する必要がある。
℃ 箔地の結晶粒微細化を図るには熱間仕上圧延を低温で終
了することにより、再結晶核を増加させることが有効で
ある。即ち、再結晶核の増加は、仕上熱間圧延温度によ
り変化し、熱間圧延終了温度を低温にすることでホット
コイルの厚みを厚くすることなくＲ方位を増加させ、中
間焼鈍での再結晶粒微細化を図ることができる。仕上熱
間圧延終了温度が２００℃未満の場合には、箔地として
必要なコイル形状が得られず、箔圧延での圧延性に劣
る。一方、仕上熱間圧延終了温度が２６０℃を超える場
合には、Ｒ方位強度が不足し、中間焼鈍であまり微細な
再結晶粒が得られない。従って、結晶粒微細化するため
に、仕上熱間圧延終了温度を２００乃至２６０℃の範囲
で終了する必要がある。
【００３１】熱間粗圧延：３２０乃至４５０℃、１パス
当たり圧延率：３７乃至６０％ Ｏ材強度の向上及びマット面粗度の低減には、結晶粒の
微細化も有効である。熱間粗圧延で確実な再結晶を繰り
返すことは、結晶粒微細化に有効であるために、必要に
応じて熱間粗圧延を施しても良い。この再結晶粒径の適
正化には、熱間圧延での１パス当たりの圧延率と温度範
囲とを適正化する必要がある。１パス当たりの圧延率が
３７％未満又は、熱間粗圧延温度が３２０℃未満の場合
には、再結晶に至らず、結晶粒の微細化の程度が不足す
る。一方、１パス当たりの圧延率が６０％を超える又
は、熱間粗圧延温度が４５０℃を超える場合には、再結
晶に伴う粒成長が生じ、結晶粒が粗大化する。従って、
必要に応じて結晶粒を微細化する場合には、熱間粗圧延
を３２０乃至４５０℃で１パス当たりの圧延率を３７乃
至６０％で行っても良い。
当たり圧延率：３７乃至６０％ Ｏ材強度の向上及びマット面粗度の低減には、結晶粒の
微細化も有効である。熱間粗圧延で確実な再結晶を繰り
返すことは、結晶粒微細化に有効であるために、必要に
応じて熱間粗圧延を施しても良い。この再結晶粒径の適
正化には、熱間圧延での１パス当たりの圧延率と温度範
囲とを適正化する必要がある。１パス当たりの圧延率が
３７％未満又は、熱間粗圧延温度が３２０℃未満の場合
には、再結晶に至らず、結晶粒の微細化の程度が不足す
る。一方、１パス当たりの圧延率が６０％を超える又
は、熱間粗圧延温度が４５０℃を超える場合には、再結
晶に伴う粒成長が生じ、結晶粒が粗大化する。従って、
必要に応じて結晶粒を微細化する場合には、熱間粗圧延
を３２０乃至４５０℃で１パス当たりの圧延率を３７乃
至６０％で行っても良い。
【００３２】
【実施例】以下、本発明に係るアルミニウム箔地につい
てその比較例と比較して具体的に説明する。
てその比較例と比較して具体的に説明する。
【００３３】第１実施例 下記表１乃至２に示す組成を有するアルミニウム溶湯を
表１に示す凝固時の冷却速度で半連続鋳造し、スラブを
面削した後、５５０℃の温度で５時間の均質化処理を行
い、その直後に熱間圧延を開始し、２４０℃で熱間圧延
を終了し、板厚５ｍｍのアルミニウム板を得た。その
後、圧延率８６％で冷間圧延を行い、得た板を３７５℃
の温度で４時間の中間焼鈍を行った。更に、冷間圧延し
て、厚さが０．３ｍｍのアルミニウム箔地を製作した。
得られたアルミニウム箔地を表１に示す温度で箔圧延
し、最終焼鈍することにより厚さが６μｍのアルミニウ
ム箔を製作した。
表１に示す凝固時の冷却速度で半連続鋳造し、スラブを
面削した後、５５０℃の温度で５時間の均質化処理を行
い、その直後に熱間圧延を開始し、２４０℃で熱間圧延
を終了し、板厚５ｍｍのアルミニウム板を得た。その
後、圧延率８６％で冷間圧延を行い、得た板を３７５℃
の温度で４時間の中間焼鈍を行った。更に、冷間圧延し
て、厚さが０．３ｍｍのアルミニウム箔地を製作した。
得られたアルミニウム箔地を表１に示す温度で箔圧延
し、最終焼鈍することにより厚さが６μｍのアルミニウ
ム箔を製作した。
【００３４】得られたアルミニウム箔地を、箔圧延時に
おける圧延性について評価した。但し、圧延性評価欄に
おいて、○（良好）は圧延時において円滑に圧延できた
ことを示し、×（不良）は同一圧延条件において、薄肉
化が困難であるか、強度不足により圧延速度を速くでき
ない又は板厚分布等の平面性制御が困難等のトラブルが
発生する傾向が強いことを示す。また、造塊時に浮遊晶
の発生により、圧延用としてスラブが取れなかったもの
も×（不良）とした。
おける圧延性について評価した。但し、圧延性評価欄に
おいて、○（良好）は圧延時において円滑に圧延できた
ことを示し、×（不良）は同一圧延条件において、薄肉
化が困難であるか、強度不足により圧延速度を速くでき
ない又は板厚分布等の平面性制御が困難等のトラブルが
発生する傾向が強いことを示す。また、造塊時に浮遊晶
の発生により、圧延用としてスラブが取れなかったもの
も×（不良）とした。
【００３５】更に、最終焼鈍の６μｍのアルミニウム箔
を幅が１５ｍｍ、有効長さが１００ｍｍの短冊状に形成
した試験片を製作した。試験片をインストロン式の引張
試験機により引張強さを測定し、これをＯ材の強度とし
た。Ｏ材の強度は、６０ＭＰａ未満が劣り、６０乃至７
５ＭＰａが優れ、７５ＭＰａを超えるものが特に優れる
ことを示す。
を幅が１５ｍｍ、有効長さが１００ｍｍの短冊状に形成
した試験片を製作した。試験片をインストロン式の引張
試験機により引張強さを測定し、これをＯ材の強度とし
た。Ｏ材の強度は、６０ＭＰａ未満が劣り、６０乃至７
５ＭＰａが優れ、７５ＭＰａを超えるものが特に優れる
ことを示す。
【００３６】また、最終焼鈍の６μｍのアルミニウム箔
について、ピンホール検知機により１ｍ3当たりのピン
ホール数（直径５μｍ以上のもの）を測定した。ピンホ
ールは１００個／ｍ2以下が優れる。
について、ピンホール検知機により１ｍ3当たりのピン
ホール数（直径５μｍ以上のもの）を測定した。ピンホ
ールは１００個／ｍ2以下が優れる。
【００３７】なお、表中の凝固時の冷却速度、平均粒子
間距離及び平均結晶粒径は以下により測定した。凝固時
の冷却速度は、造塊後の鋳塊により湯底側の定常部を採
取し、次に長辺面中央部の表皮より１００ｍｍの位置よ
り小片を採取し、更に電解研磨の後に交線法と二次枝法
にてＤＡＳを測定することにより算出した。詳細には、
軽金属学会の研究報告書No.２０「アルミニウムのデン
トライトアームスペーシングと冷却速度の測定法」に記
載の方法にて行い、交線法と二次枝法との測定値補正は
数式１に示される経験式を使用した。凝固時の冷却速度
の算出については、Ｆｅ量が０．６５重量％以下の場合
は数式２を用い、Ｆｅ量が０．６５重量％を超える場合
は数式３を用いて算出する。
間距離及び平均結晶粒径は以下により測定した。凝固時
の冷却速度は、造塊後の鋳塊により湯底側の定常部を採
取し、次に長辺面中央部の表皮より１００ｍｍの位置よ
り小片を採取し、更に電解研磨の後に交線法と二次枝法
にてＤＡＳを測定することにより算出した。詳細には、
軽金属学会の研究報告書No.２０「アルミニウムのデン
トライトアームスペーシングと冷却速度の測定法」に記
載の方法にて行い、交線法と二次枝法との測定値補正は
数式１に示される経験式を使用した。凝固時の冷却速度
の算出については、Ｆｅ量が０．６５重量％以下の場合
は数式２を用い、Ｆｅ量が０．６５重量％を超える場合
は数式３を用いて算出する。
【００３８】
【数１】ｄｒ＝１．４９×ｄｓ ｄｒ：交線法によるＤＡＳ、ｄｓ：二次枝法によるＤＡ
Ｓ
Ｓ
【００３９】
【数２】 ｄｓ＝３３．４×Ｃ-0.33 Ｃ：凝固時の冷却速度
【００４０】
【数３】ｄｓ＝７７×Ｃ-0.42 Ｃ：凝固時の冷却速度
【００４１】平均粒子間距離は、粒径が０．１乃至０．
８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離である。この平
均粒子間距離は、透過型電子顕微鏡と画像処理装置を使
用し、測定した。即ち、アルミニウム箔地より７．５ｍ
ｍ角の小片を採取し、箔厚０．１ｍｍに研磨後、直径３
ｍｍの円盤状に打ち抜く。これを温度３５０℃、時間５
分の条件で転位除去処理を行い、次に、ジェット研磨に
より箔厚が５μｍの観察サンプルを作製した。これらを
倍率１００００倍にて析出物の観察をし、総面積が３５
１２μｍ2になる視野数の写真を撮影した。また、この
観察の際に、フリンジ法により観察点の厚さも測定する
ことにより、観察体積を算出した。更に、この観察体積
と画像処理によりカウントした粒径が０．１乃至０．８
μｍの総金属間化合物の数とにより平均粒子間距離を算
出した。
８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離である。この平
均粒子間距離は、透過型電子顕微鏡と画像処理装置を使
用し、測定した。即ち、アルミニウム箔地より７．５ｍ
ｍ角の小片を採取し、箔厚０．１ｍｍに研磨後、直径３
ｍｍの円盤状に打ち抜く。これを温度３５０℃、時間５
分の条件で転位除去処理を行い、次に、ジェット研磨に
より箔厚が５μｍの観察サンプルを作製した。これらを
倍率１００００倍にて析出物の観察をし、総面積が３５
１２μｍ2になる視野数の写真を撮影した。また、この
観察の際に、フリンジ法により観察点の厚さも測定する
ことにより、観察体積を算出した。更に、この観察体積
と画像処理によりカウントした粒径が０．１乃至０．８
μｍの総金属間化合物の数とにより平均粒子間距離を算
出した。
【００４２】平均結晶粒径は、中間焼鈍を施した部材よ
り小片を採取し、電解研磨後に偏光光学顕微鏡により倍
率１００倍で撮影した写真から、交線法を用いて算出し
た。
り小片を採取し、電解研磨後に偏光光学顕微鏡により倍
率１００倍で撮影した写真から、交線法を用いて算出し
た。
【００４３】上述の圧延評価基準、ピンホール特性及び
Ｏ材強度の測定条件に基づいて評価し、又は測定した結
果を表２に示す。
Ｏ材強度の測定条件に基づいて評価し、又は測定した結
果を表２に示す。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】上記表２に示すように、実施例のNo.１乃
至６は、良好な圧延性を得た。また、ピンホール数及び
Ｏ材強度に関しても実施例No.１乃至６は、好ましい値
であり、全体に亘って良好なアルミニウム箔を得ること
ができた。
至６は、良好な圧延性を得た。また、ピンホール数及び
Ｏ材強度に関しても実施例No.１乃至６は、好ましい値
であり、全体に亘って良好なアルミニウム箔を得ること
ができた。
【００４７】一方、比較例No.２０は、ピンホール数及
びＯ材強度は良好であるものの、過剰なＦｅの添加によ
り圧延性が低下した。比較例No.２１は、圧延性は、良
好であったが、Ｆｅの添加不足により結晶粒を微細にす
ることができないために、ピンホール数及びＯ材強度が
実施例に比べて劣った。比較例２２及び２４は、圧延性
及びＯ材強度は良好であったが、比較例No.２２は過剰
なＳｉの添加により、比較例No.２４は過剰なＴｉの添
加により、多量のピンホールが発生した。比較例No.２
３は、Ｏ材強度は良好なものの、過剰なＣｕの添加によ
り、圧延性が不良で及びピンホールの発生量が多かっ
た。
びＯ材強度は良好であるものの、過剰なＦｅの添加によ
り圧延性が低下した。比較例No.２１は、圧延性は、良
好であったが、Ｆｅの添加不足により結晶粒を微細にす
ることができないために、ピンホール数及びＯ材強度が
実施例に比べて劣った。比較例２２及び２４は、圧延性
及びＯ材強度は良好であったが、比較例No.２２は過剰
なＳｉの添加により、比較例No.２４は過剰なＴｉの添
加により、多量のピンホールが発生した。比較例No.２
３は、Ｏ材強度は良好なものの、過剰なＣｕの添加によ
り、圧延性が不良で及びピンホールの発生量が多かっ
た。
【００４８】比較例２６、２８、３０及び３２は、圧延
性及びＯ材強度は良好であるものの、凝固時の冷却速度
が請求項に規定される範囲よりも速すぎ、平均粒子間距
離が狭くなった。このためにマット面が粗くなり、極め
て多量のピンホールが発生した。比較例２５、２７、２
９及び３１は、凝固時の冷却速度が請求項に規定される
範囲よりも遅すぎ、グラススクリーン内で浮遊晶を生じ
たために、圧延用スラブが製作できなかったものであ
る。
性及びＯ材強度は良好であるものの、凝固時の冷却速度
が請求項に規定される範囲よりも速すぎ、平均粒子間距
離が狭くなった。このためにマット面が粗くなり、極め
て多量のピンホールが発生した。比較例２５、２７、２
９及び３１は、凝固時の冷却速度が請求項に規定される
範囲よりも遅すぎ、グラススクリーン内で浮遊晶を生じ
たために、圧延用スラブが製作できなかったものであ
る。
【００４９】第２実施例 表１及び表２に示す実施例No.１、４及び６と組成及び
凝固時の冷却速度がそれぞれ同じ鋳塊について、面削し
た後、表３に示す均質化処理を施し、その直後に仕上熱
間圧延を開始し表３に示す温度で圧延を終了し、板厚５
ｍｍのアルミニウム板を得た。その後、表３に示す圧延
率及び焼鈍温度で冷間圧延及び中間焼鈍を行った。更
に、冷間圧延して、厚さ０．３ｍｍのアルミニウム箔地
を製作した。得られたアルミニウム箔地を箔圧延し、最
終焼鈍することにより、厚さが６μｍのアルミニウム箔
を製作した。
凝固時の冷却速度がそれぞれ同じ鋳塊について、面削し
た後、表３に示す均質化処理を施し、その直後に仕上熱
間圧延を開始し表３に示す温度で圧延を終了し、板厚５
ｍｍのアルミニウム板を得た。その後、表３に示す圧延
率及び焼鈍温度で冷間圧延及び中間焼鈍を行った。更
に、冷間圧延して、厚さ０．３ｍｍのアルミニウム箔地
を製作した。得られたアルミニウム箔地を箔圧延し、最
終焼鈍することにより、厚さが６μｍのアルミニウム箔
を製作した。
【００５０】前述の第１実施例と同様に平均粒子間距離
及び圧延評価基準並びにピンホール特性及びＯ材強度の
測定条件に基づいて評価及び測定した結果を表４に示
す。
及び圧延評価基準並びにピンホール特性及びＯ材強度の
測定条件に基づいて評価及び測定した結果を表４に示
す。
【００５１】
【表３】
【００５２】
【表４】
【００５３】表４に示すように、本実施例の実施例No.
７乃至１２については、良好な圧延性を得た。また、ピ
ンホール数及びＯ材強度についても同様に実施例No.７
乃至１２については、好ましい値であり、全体に亘って
良好な箔を得ることができた。
７乃至１２については、良好な圧延性を得た。また、ピ
ンホール数及びＯ材強度についても同様に実施例No.７
乃至１２については、好ましい値であり、全体に亘って
良好な箔を得ることができた。
【００５４】一方、比較例No.３３乃至４４は、圧延性
については良好であった。しかしながら、比較例No.３
３乃至４４においては、均質化処理温度、仕上熱間圧延
終了温度又は中間焼鈍温度若しくは圧延率が請求項に規
定する範囲から外れているために、平均粒子間距離が広
くなり、マット面が粗くなり、ピンホールが多発した。
については良好であった。しかしながら、比較例No.３
３乃至４４においては、均質化処理温度、仕上熱間圧延
終了温度又は中間焼鈍温度若しくは圧延率が請求項に規
定する範囲から外れているために、平均粒子間距離が広
くなり、マット面が粗くなり、ピンホールが多発した。
【００５５】第３実施例 表１及び表２に示す実施例No.１、４及び６と組成及び
凝固時の冷却速度がそれぞれ同じ鋳塊について、面削し
た後、温度６００℃で８時間の均質化処理を行い、その
直後に熱間圧延を開始し表３に示す熱間粗圧延及び熱間
仕上圧延を行い、板厚５ｍｍのアルミニウム板を得た。
その後、圧延率８６％で冷間圧延を行い、得た板を温度
３５０℃で６時間の中間焼鈍を行った。更に、冷間圧延
をして、厚さ０．３ｍｍのアルミニウム箔地を製作し
た。得られたアルミニウム箔地を箔圧延し、最終焼鈍す
ることにより、厚さが６μｍのアルミニウム箔を製作し
た。
凝固時の冷却速度がそれぞれ同じ鋳塊について、面削し
た後、温度６００℃で８時間の均質化処理を行い、その
直後に熱間圧延を開始し表３に示す熱間粗圧延及び熱間
仕上圧延を行い、板厚５ｍｍのアルミニウム板を得た。
その後、圧延率８６％で冷間圧延を行い、得た板を温度
３５０℃で６時間の中間焼鈍を行った。更に、冷間圧延
をして、厚さ０．３ｍｍのアルミニウム箔地を製作し
た。得られたアルミニウム箔地を箔圧延し、最終焼鈍す
ることにより、厚さが６μｍのアルミニウム箔を製作し
た。
【００５６】前述の第１実施例と同様に平均粒子間距離
及び圧延評価基準並びにピンホール特性及びＯ材強度の
測定条件に基づいて評価及び測定した結果を表６に示
す。
及び圧延評価基準並びにピンホール特性及びＯ材強度の
測定条件に基づいて評価及び測定した結果を表６に示
す。
【００５７】
【表５】
【００５８】
【表６】
【００５９】表６に示すように、本実施例の実施例No.
１３乃至１５については、良好な圧延性を得た。また、
ピンホール数及びＯ材強度についても同様に実施例No.
１３乃至１５については、好ましい値であり、第１実施
例及び第２実施例に示す実施例No.１乃至１２と比較し
て化学成分が同一であっても、８０ＭＰａ以上の高いレ
ベルのＯ材強度を得ることができ、全体に亘って良好な
箔を得ることができた。
１３乃至１５については、良好な圧延性を得た。また、
ピンホール数及びＯ材強度についても同様に実施例No.
１３乃至１５については、好ましい値であり、第１実施
例及び第２実施例に示す実施例No.１乃至１２と比較し
て化学成分が同一であっても、８０ＭＰａ以上の高いレ
ベルのＯ材強度を得ることができ、全体に亘って良好な
箔を得ることができた。
【００６０】一方、比較例No.４５については、Ｏ材強
度は良好であったが、仕上熱間圧延終了温度が請求項に
規定する範囲よりも終了温度が低い。このために、良好
なコイル形状を得ることができないと共に、箔圧延性及
びピンホール特性に劣る。比較例No.４６、４７及び４
８は、箔圧延性、ピンホール数及びＯ材強度は良好であ
るが、第１実施例及び第２実施例に示される実施例No.
１乃至１２と比較しても評価項目の特性は同等であり、
特に優れたものではない。比較例No.４７及び４９は、
圧延性及びピンホール数は良好であったが、熱間粗圧延
の温度範囲又は圧延率が請求項に規定する範囲より高い
ために、結晶粒成長が促進されて結晶粒が粗大化して、
Ｏ材強度が優れることはない。従って、第１実施例及び
第２実施例に示される実施例No.１乃至１２と比較して
も評価項目の特性は同等であり、特に優れたものではな
い。
度は良好であったが、仕上熱間圧延終了温度が請求項に
規定する範囲よりも終了温度が低い。このために、良好
なコイル形状を得ることができないと共に、箔圧延性及
びピンホール特性に劣る。比較例No.４６、４７及び４
８は、箔圧延性、ピンホール数及びＯ材強度は良好であ
るが、第１実施例及び第２実施例に示される実施例No.
１乃至１２と比較しても評価項目の特性は同等であり、
特に優れたものではない。比較例No.４７及び４９は、
圧延性及びピンホール数は良好であったが、熱間粗圧延
の温度範囲又は圧延率が請求項に規定する範囲より高い
ために、結晶粒成長が促進されて結晶粒が粗大化して、
Ｏ材強度が優れることはない。従って、第１実施例及び
第２実施例に示される実施例No.１乃至１２と比較して
も評価項目の特性は同等であり、特に優れたものではな
い。
【００６１】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、鋳
造凝固時の冷却速度、均質化処理条件、仕上熱間圧延終
了温度、冷間圧延率及び中間焼鈍条件の制御により平均
粒子間距離の適正化を図ることにより、箔圧延性に優
れ、箔圧延後、ピンホールの発生数が少ないアルミニウ
ム箔地を得ることができる。
造凝固時の冷却速度、均質化処理条件、仕上熱間圧延終
了温度、冷間圧延率及び中間焼鈍条件の制御により平均
粒子間距離の適正化を図ることにより、箔圧延性に優
れ、箔圧延後、ピンホールの発生数が少ないアルミニウ
ム箔地を得ることができる。
【００６２】更に、本発明によれば、熱間粗圧延におけ
る温度範囲及び１パス当たりの圧延率並びに仕上熱間圧
延の終了温度を適正化に組み合わせることにより、結晶
粒の微細化が図れ、箔圧延性が優れ、箔圧延後のピンホ
ールの発生数が少ないと共に、Ｏ材強度にも優れるアル
ミニウム箔地を得ることができる。
る温度範囲及び１パス当たりの圧延率並びに仕上熱間圧
延の終了温度を適正化に組み合わせることにより、結晶
粒の微細化が図れ、箔圧延性が優れ、箔圧延後のピンホ
ールの発生数が少ないと共に、Ｏ材強度にも優れるアル
ミニウム箔地を得ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６７３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６７３ ６８１ ６８１ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ｂ ６９４Ａ
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％、Ｓｉ：
０．１５重量％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可避的
不純物からなるアルミニウム合金において、粒径が０．
１乃至０．８μｍの金属間化合物の平均粒子間距離が
０．７乃至２．５μｍであると共に、前記アルミニウム
合金の平均結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴と
する薄箔用アルミニウム箔地。 - 【請求項２】 前記アルミニウム合金に添加するＣｕの
添加量が０．０２重量％以下であることを特徴とする請
求項１に記載の薄箔用アルミニウム箔地。 - 【請求項３】 前記アルミニウム合金に添加するＴｉの
添加量が０．０３重量％以下であることを特徴とする請
求項１又は２に記載の薄箔用アルミニウム箔地。 - 【請求項４】 Ｆｅ：０．３乃至１．０重量％、Ｓｉ：
０．１５重量％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可避的
不純物である組成のアルミニウム合金の溶湯を、凝固時
の冷却速度を０．３乃至３．０℃／ｓｅｃで半連続鋳造
し、面削した後、４００乃至６２０℃の温度範囲で均質
化処理を施し、終了温度が２００乃至２６０℃の温度範
囲となるように仕上熱間圧延し、前記仕上熱間圧延終了
後に圧延率５０％以上の冷間圧延を行い、３００乃至４
５０℃で中間焼鈍を施し、更に冷間圧延をすることによ
り、粒径が０．１乃至０．８μｍ以下の金属間化合物の
平均粒子間距離が０．７乃至２．５μｍであると共に、
平均結晶粒径が３５μｍ以下であるアルミニウム箔地を
製作することを特徴とする薄箔用アルミニウム箔地の製
造方法。 - 【請求項５】 ３２０乃至４５０℃の温度範囲で、１パ
ス当たり３７乃至６０％の圧延率で熱間粗圧延を行うこ
とを特徴とする請求項４に記載の薄箔用アルミニウム箔
地の製造方法。 - 【請求項６】 前記アルミニウム合金に添加するＣｕの
添加量が０．０２重量％以下であることを特徴とする請
求項４又は５に記載の薄箔用アルミニウム箔地の製造方
法。 - 【請求項７】 前記アルミニウム合金に添加するＴｉの
添加量が０．０３重量％以下であることを特徴とする請
求項４乃至６のいずれか１項に記載の薄箔用アルミニウ
ム箔地の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22501298A JP3529273B2 (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | 薄箔用アルミニウム箔地及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22501298A JP3529273B2 (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | 薄箔用アルミニウム箔地及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000054046A true JP2000054046A (ja) | 2000-02-22 |
| JP3529273B2 JP3529273B2 (ja) | 2004-05-24 |
Family
ID=16822701
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22501298A Expired - Lifetime JP3529273B2 (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | 薄箔用アルミニウム箔地及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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| JP (1) | JP3529273B2 (ja) |
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-
1998
- 1998-08-07 JP JP22501298A patent/JP3529273B2/ja not_active Expired - Lifetime
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