JP2014047372A - ラミネート後の成形性に優れたアルミニウム合金箔とその製造方法、および該アルミニウム合金箔を用いたラミネート箔 - Google Patents

Abstract

【目的】特にラミネート箔にした状態で最も良好な成形性を達成することができるアルミニウム合金箔を提供する。
【構成】Ｆｅ：０．６〜１．６％、Ｓｉ：０．０２〜０．２％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０１〜０．０５％の１種または２種を含有し、Ｍｎを０．１％以下、Ｍｇを０．１％以下、Ｃｕを０．１％以下、Ｚｎを０．２５％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、粒径１．０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数密度が５００００個／ｍｍ^２以下、ＥＢＳＰによる結晶方位解析で５°以上の方位差を有する境界を結晶粒界と規定し、該結晶粒界に囲まれる結晶粒について、結晶粒径の平均値Ｄが１２μｍ以下であり、且つ、２０μｍを超える結晶粒径を有する結晶粒の面積率が３０％以下、２０℃における電気抵抗をＥ［ｎΩｍ］、Ｆｅ含有量をＣ［ｍａｓｓ％］としたとき、（Ｅ−２６．５）／Ｃの値が３．８以下であることを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、食品、医薬品、電子部品等に利用されるラミネート箔に用いられる、ラミネート後の成形性に優れたアルミニウム合金箔とその製造方法、および該アルミニウム合金箔を用いたラミネート箔に関する。

従来、成形加工用のアルミニウム合金として、１０００系アルミニウム合金、３０００系アルミニウム合金、５０００系アルミニウム合金、６０００系アルミニウム合金、８０００系アルミニウム合金が使用されてきた。その中でも、圧延性に優れた８０００系アルミニウム合金が成形加工用のアルミニウム合金箔用として広く用いられ、ＪＩＳ Ｈ４１６０にＡ８０７９合金やＡ８０２１合金、Ａｌ−Ｆｅ系のアルミニウム合金が規定されている。

アルミニウム合金箔は、アルミニウム合金の鋳塊を均質化処理後、熱間圧延、冷間圧延を施すことにより製造され、必要に応じて冷間圧延途中の中間焼鈍や、冷間圧延後の最終焼鈍が行われる。このように作製されたアルミニウム合金箔は、例えば両面に熱可塑性樹脂をラミネートした状態で成形され、医薬品や電池のパッケージなど、包装材として用いられる。これら包装用ラミネート箔については、高成形性に対する要求が年々高まっており、難加工形状に成形されても破断やピンホールが発生しないことが求められている。

ラミネート箔の成形性を向上させるために、積層フィルムおよびアルミニウム合金箔の構成を検討し良好な冷間成形性を得るための条件が報告されているが、これらは最終製品としてのラミネート箔としての成形性を求めたものであり、ラミネート箔を構成するアルミニウム合金箔がラミネート後の成形性に与える影響については十分に検討されていない。

また、製造工程により材料組織を調整して、成形加工性を向上させた８０００系合金も提案されている。例えば、固溶元素量を調整することにより箔圧延性を高め、ピンホールを少なくすること、金属間化合物粒子の分散状態を制御することにより、優れた成形加工性を達成できることなどが提案されているが、これらの提案は、主に箔圧延性の点から素箔の成形性向上を追及したものであり、ラミネート箔の状態でのプレス成形性を向上させるものではない。

また、結晶方位を制御することにより、ラミネート箔の成形性を向上させるための好適なＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金箔が得られることも提案されているが、Ａｌ−Ｆｅ系合金において、ラミネート箔の成形性に重要な影響を及ぼす金属間化合物粒子についての検討が十分になされているとは言えず、ラミネート後における成形性は必ずしも十分ではない。

特開昭６３−６２７２９号公報 特許第３８０８２７６号公報 特許第３５２９２６９号公報 特許第３７８７６９５号公報 特開２０１２−５２１５８号公報

本発明は、上記従来の問題点を解決するために、ラミネート箔にした状態で成形性向上を達成できるアルミニウム合金箔を得ることを目的として試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、素箔の状態でも高い成形性を示すとともに、特にラミネート箔にした状態で最も良好な成形性を達成することができる、ラミネート後の成形性に優れたアルミニウム合金箔および該アルミニウム合金箔を用いたラミネート箔を提供することにある。

上記の目的を達成するための請求項１によるラミネート後の成形性に優れたアルミニウム合金箔は、Ｆｅ：０．６〜１．６％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０２〜０．２％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０１〜０．０５％の１種または２種を含有し、Ｍｎを０．１％以下、Ｍｇを０．１％以下、Ｃｕを０．１％以下、Ｚｎを０．２５％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、粒径（円相当径、以下同じ）１．０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数密度が５００００個／ｍｍ^２以下、電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）による結晶方位解析で５°以上の方位差を有する境界を結晶粒界と規定し、該結晶粒界に囲まれる結晶粒について、結晶粒径（円相当径、以下同じ）の平均値Ｄが１２μｍ以下であり、且つ、２０μｍを超える結晶粒径を有する結晶粒の面積率が３０％以下、２０℃における電気抵抗をＥ［ｎΩｍ］、Ｆｅ含有量をＣ［ｍａｓｓ％］としたとき、（Ｅ−２６．５）／Ｃの値が３．８以下であることを特徴とする。

請求項２によるラミネート後の成形性に優れたアルミニウム合金箔の製造方法は、請求項１記載のアルミニウム合金箔を製造する方法であって、請求項１記載の組成を有するアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られた鋳塊を面削した後、５００〜６２０℃の温度で１時間以上保持する均質化処理を行い、続いて熱間粗圧延と熱間仕上圧延からなる熱間圧延を行い、熱間粗圧延は、熱間粗圧延中の温度範囲を３５０〜５５０℃とし、熱間粗圧延の圧延パス中、板厚が１５０ｍｍ未満となった圧延パス間で次の圧延まで３０秒以上保持する工程を１回以上行い、熱間粗圧延の最終パスの板厚減少率を４０％以上とし、熱間粗圧延後、熱間仕上圧延、冷間圧延を行い、最終焼鈍処理を施すことを特徴とする。

請求項３によるラミネート箔は、請求項１に記載のアルミニウム合金箔の両面に熱可塑性樹脂からなる延伸フィルムをそれぞれ１層または２層以上張り合わせたことを特徴とする。

本発明によれば、特にラミネート箔にした状態で最も良好な成形性を達成することができる、ラミネート後の成形性に優れたアルミニウム合金箔とその製造方法、および該アルミニウム合金箔を用いたラミネート箔が提供される。

実施例で行われるプレス成形において用いられるポンチの形状を示す図である。

本発明のアルミニウム合金箔の合金成分の意義および限定理由について説明する。
Ｆｅ：
Ｆｅは本合金系における主要な合金元素であり、金属間化合物として存在して、再結晶時の核生成を促し、結晶粒を微細にするよう機能する。Ｆｅの好ましい含有量は０．６〜１．６％の範囲であり、０．６％未満では、結晶粒を微細にするための金属間化合物が少なくなって微細粒が得られず、１．６％を超えると、過多に形成した金属間化合物がピンホールや成形加工中のラミネート剥離の起点となる。Ｆｅのより好ましい含有範囲は０．７５〜１．５５％、さらに好ましい含有範囲は０．９〜１．５％である。

Ｓｉ：
ＳｉはＦｅと共に金属間化合物を形成するが、Ｍｎが含有された場合、金属間化合物粒子の粒径が小さくなって結晶粒の発達を阻害し、混粒組織の形成を促すので、好ましいＳｉ含有量の上限は０．２％以下とする。Ｓｉ量に特に下限は定めないが、Ｓｉ量が少なくなると、高純度地金を使用することとなり、地金コストが高くなるため、通常は０．０２％以上とするのが好ましい。

本発明において、Ｍｎ、Ｍｇ、ＣｕおよびＺｎは強度を向上させ、成形時の局部変形を抑制し、ラミネート後の成形性改善に寄与するが、これらの元素は以下の理由によりその含有量を制限することが必要であり、必ずしも含有させる必要はない。

Ｍｎは、ＦｅおよびＳｉと共に金属間化合物を形成するが、Ｍｎが含有された金属間化合物粒子はサイズが小さいため、結晶粒の発達を阻害して混粒組織の形成を促す。そのためＭｎの含有量は０．１％以下とするのが好ましい。Ｍｇ、ＣｕおよびＺｎは、アルミニウム合金箔に固溶して、最終焼鈍における再結晶を遅延させ、最終箔において粗大な結晶粒を生じさせ、成形性を低下させる原因となるため、これらの元素の含有量は、Ｍｇ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｚｎ：０．２５％以下とするのが好ましい。

ＴｉおよびＢは鋳造組織を微細化して、鋳造時に生成する晶出物の分散形態および結晶粒組織を均一にするよう機能する。好ましい含有量は、それぞれＴｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０１〜０．０５％の範囲であり、この上限を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が生成し、ピンホールや成形加工中のラミネート剥離が発生する。

本発明のアルミニウム合金箔における材料組織の限定理由について説明する。本発明においては、粒径１．０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数密度が５００００個／ｍｍ^２以下、電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）による結晶方位解析で５°以上の方位差を有する境界を結晶粒界と規定し、該結晶粒界に囲まれる結晶粒について、結晶粒径の平均値Ｄが１２μｍ以下であり、且つ、２０μｍを超える結晶粒径を有する結晶粒の面積率が３０％以下、２０℃における電気抵抗をＥ［ｎΩｍ］、Ｆｅ含有量をＣ［ｍａｓｓ％］としたとき、（Ｅ−２６．５）／Ｃの値が３．８以下であることを特徴とする。

粒径１．０μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子は、再結晶時の核生成を促し、結晶粒を微細にする働きがあるが、過多に存在すると、圧延時のピンホール発生や成形加工中のラミネート剥離の原因となるので、粒径が１．０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子の数密度は５００００個／ｍｍ^２以下とするのが好ましい。

結晶粒が粗大であると、成形加工中に微視的な肌荒れが発生し、破断の起点となる。本発明においては、電界放射型電子銃をそなえた走査型電子顕微鏡を用いて、電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）による結晶方位解析で５°以上の方位差を有する境界を結晶粒界と規定し、該結晶粒界に囲まれる結晶粒について、結晶粒径の平均値Ｄが１２μｍ以下であることが望ましい。

また、結晶粒の平均粒径が小さくても、粗大な結晶粒が混在する組織（混粒組織）である場合、粗大な結晶粒に変形が集中し、破断の起点になる。したがって、上記の方位差５°以上で規定される粒界に囲まれる結晶粒径２０μｍ以上の結晶粒の面積率が３０％以下であることが好ましい。

Ｆｅは金属間化合物として存在したとき結晶粒の微細化をもたらすが、固溶状態では成形加工中の加工硬化を促し、ネッキングによる破断を引き起こす。したがって、添加したＦｅ量に対し、固溶Ｆｅ原子が少ないほうがよく、２０℃における電気抵抗をＥ［ｎΩｍ］、Ｆｅ添加量をＣ［ｍａｓｓ％］としたとき、（Ｅ−２６．５）／Ｃの値が３．８以下であることが好ましい。

次いで、本発明のアルミニウム合金箔の製造方法について説明すると、前記の組成を有するアルミニウム合金を溶解し、例えばＤＣ鋳造によって造塊する。得られた鋳塊を面削した後、鋳塊の溶質原子の成分偏析を取り除き、晶出物を球状化させるとともに、Ｆｅ含有金属間化合物粒子を粗大化させるため、均質化処理を行う。

均質化処理の好ましい温度は５００〜６２０℃であり、好ましい保持時間は１時間以上である。均質化処理温度が５００℃未満では、固溶元素の析出が不十分となり、成形性が低下し易い。６２０℃を超えると、鋳塊表層に膨れや部分的な溶融が発生して微小欠陥となり、成形加工中の破断の起点となる。また、均質化処理時間が１時間未満では、固溶元素の析出が不十分となり、成形性が低下し易い。加熱時間の上限は特に定めないが、生産効率の点から、通常は２４時間程度である。

続いて熱間圧延を行う。熱間圧延は、リバース圧延の熱間粗圧延と、熱間粗圧延に引続き連続して３スタンドあるいは４スタンドにより一方向に圧延してコイルアップする熱間仕上圧延の組み合わせにより行う。熱間粗圧延においては、複数パスの熱間粗圧延を行って厚さ２０〜４０ｍｍとする。熱間粗圧延中の温度範囲は３５０〜５５０℃とするのが好ましい。３５０℃未満では熱間粗圧延中の回復および再結晶が不十分となり、５５０℃を超えると熱間粗圧延中に粗大な再結晶粒が形成し、いずれも最終箔における混粒組織の原因となる。

また、熱間粗圧延においては、板厚が１５０ｍｍ未満となった圧延パス間で、次の圧延を開始するまで３０秒以上保持する工程、すなわち次の圧延を開始するまで圧延材を３０秒以上待機させる工程を圧延中に１回以上含むことが好ましい。板厚が１５０ｍｍ以上の圧延パス間で３０秒以上保持する工程を行っても、内部まで均一な組織とならず、３０秒以上保持することにより逆に混粒組織が生じ易くなる。圧延パス間で３０秒以上保持する工程を１回も含まず、連続して複数パスの熱間粗圧延を終了した場合には、熱間粗圧延中の回復が不十分となり易く、最終箔に混粒組織が生じ易くなる。熱間粗圧延の最終パスの好ましい板厚減少率（加工度）は４０％以上である。板厚減少率が４０％未満では、加工組織の発達が不十分となり、最終箔の混粒組織の原因となる。

熱間粗圧延を終了後、出側温度を２００〜３８０℃とする熱間仕上圧延を行って厚さ１．６〜４．０ｍｍとし、続いて複数パスの冷間圧延により厚さ１０〜８０μｍとする。この場合、熱間仕上圧延後から冷間圧延のパス間に２５０〜４００℃で１時間以上の焼鈍を行ってもよい。所定の箔厚まで冷間圧延した後、２５０〜４００℃で１時間以上の最終焼鈍を行うことにより、本発明のアルミニウム合金箔が得られる。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、その効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施形態を説明するためのものであり、本発明はこれらに限定されない。

実施例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金（Ａ１〜Ａ１３）を常法により溶解し、半連続鋳造により造塊して、得られた鋳塊について、空気炉中で５５０℃で１０ｈの均質化処理を行った。その後、４７０℃より熱間粗圧延を開始し、圧延途中、板厚が１２０ｍｍとなった圧延パス間で３０秒以上保持する工程を１回行い、熱間粗圧延の最終パスの板厚減少率を５０％とし、終了温度が３５０〜４５０℃となるパススケジュールで熱間粗圧延を行った。

熱間粗圧延後、出側温度２１０〜２５０℃となるよう熱間仕上圧延を行い、２．５ｍｍの板材とした。次いで、冷間圧延により厚さ４０μｍの箔とし、３５０℃で１２ｈの最終焼鈍を行った。得られたアルミニウム合金箔を試験材（試験材１〜１３）として、以下に示す方法により特性を評価した。結果を表１に示す。

Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数密度（個／ｍｍ^２）：試験材をペーパーおよびバフ研磨により鏡面仕上した後、電界放射型電子銃を備えた走査型電子顕微鏡により、加速電圧１０ｋＶにて１０００倍にて観察した写真を画像解析して測定した。解析には１０視野以上の写真を用い、画像解析した総面積は６×１０^４μｍ^２以上である。

（Ｅ−２６．５）／Ｃ値の測定：試験材について、ＪＩＳ Ｈ０５０５に基づき、２０℃にて電気抵抗を測定し、（Ｅ−２６．５）／Ｃ値を算出した。

結晶粒径：試験材について、ペーパーおよびバフ研磨により鏡面仕上した後、電界放射型電子銃を備えた走査型電子顕微鏡により、加速電圧１０ｋＶ、測定ステップサイズ０．１μｍにて、電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）による結晶方位解析を行い、解析結果より、５°以上の方位差を有する境界を結晶粒界と規定し、該結晶粒界に囲まれる結晶粒について結晶粒径を求め、平均値Ｄを算出した。また、円相当径が２０μｍを超える結晶粒の面積率を測定した。

成形性：試験材の両面にラミネート加工を施し、ナイロン２５μｍ／アルミニウム合金箔４０μｍ／ポリプロピレン５０μｍのラミネート箔を作製した。このラミネート箔のナイロン側を外面として、図１に示す形状のポンチ（幅５０ｍｍ×奥行き３０ｍｍ、Ｒ１．０ｍｍ）を用いて成形深さ５．０ｍｍのプレス成形を行い、成形可否により成形性を評価した。なお、プレスは成形速度を１０００ｍｍ／ｍｉｎとして無潤滑で行い、１条件につきｎ＝１０の試験を行って、全数が不具合無く成形できたものを合格（○）と評価し、破断を生じたものを不合格（×）と評価した。

比較例１
表２に示す組成を有するアルミニウム合金（Ａ１４〜Ａ２２）を常法により溶解し、実施例１と同様に造塊、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍を行ってアルミニウム合金箔を作製し、これを試験材（試験材１４〜２２）として、実施例１と同じ方法により特性を評価した。結果を表２に示す。なお、表２において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

表１にみられるように、本発明に従う試験材１〜１３はいずれも、ラミネート箔として良好な成形性を示した。

これに対して、表２に示すように、試験材１４はＦｅ含有量が少ないため、結晶粒が粗大となり成形時に破断が生じた。試験材１５はＦｅ含有量が多いため、１μｍ以上の金属間化合物粒子が増加し成形時に破断が生じた。試験材１６はＳｉ含有量が多いため、微細な金属間化合物が形成し、混粒組織となって成形時に破断が生じた。試験材１７はＭｎの含有量が多いため、微細な金属間化合物が形成し、混粒組織となって成形時に破断が生じた。

試験材１８、試験材１９および試験材２０は、それぞれＭｇ、ＣｕおよびＺｎの固溶量が増し、熱延中の回復および再結晶を阻害し、混粒組織となって成形時に破断が生じた。試験材２１および試験材２２は、それぞれＴｉおよびＢの含有量が多いため、粗大な金属間化合物が形成し成形時に破断が生じた。

実施例２
表１の合金Ａ３を常法により溶解し、半連続鋳造により造塊して、得られた鋳塊について、表３に示す製造条件で熱間粗圧延まで実施した後、出側温度２１０〜２５０℃となるよう厚さ２．５ｍｍまで熱間仕上圧延を行い、次いで、冷間圧延により厚さ４０μｍのアルミニウム合金箔とし、３５０℃で１２ｈの最終焼鈍を行った。なお、表３において、熱間粗圧延における圧延パス間の保持については、板厚が１２０ｍｍとなった圧延パス間で４０秒保持したものは（注１）、板厚が１２０ｍｍとなった圧延パス間で６０秒保持したものは（注２）、板厚が１２０ｍｍおよび１００ｍｍとなった圧延パス間でそれぞれ４０秒保持したものは（注３）で示した。得られたアルミニウム合金箔を試験材（試験材２３〜２８）として、実施例１と同様の方法で特性を評価した。評価結果を表３に示す。

比較例２
表１の合金Ａ３を常法により溶解し、半連続鋳造により造塊して、得られた鋳塊について、表４に示す製造条件で熱間粗圧延まで実施した後、出側温度２１０〜２５０℃となるよう厚さ２．５ｍｍまで熱間仕上圧延を行い、次いで、冷間圧延により厚さ４０μｍのアルミニウム合金箔とし、３５０℃で１２ｈの最終焼鈍を行った。得られたアルミニウム合金箔を試験材（試験材２９〜３６）として、実施例１と同様の方法で特性を評価した。評価結果を表４に示す。試験材３６については、熱間粗圧延において、板厚が２００ｍｍとなった圧延パス間で４０秒保持した（注４）。なお、表４において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

表３にみられるように、本発明に従う試験材２３〜２８はいずれも、ラミネート箔として良好な成形性を示した。

これに対して、表４に示すように、試験材２９は均質化処理温度が低く、したがって析出が十分に進行せず、（Ｅ−２６．５）／Ｃの値が本発明の範囲外となり、成形性が低下した。試験材３０は均質化処理温度が高く、鋳塊表層にフクレを生じ、その結果、箔圧延時に箔切れを起こした。試験材３１は均質化処理時間が短く、析出が十分に進行せず、（Ｅ−２６．５）／Ｃの値が本発明の範囲外となり、成形性が低下した。

試験材３２は熱間粗圧延の温度が低く混粒組織となり、成形性が低下した。試験材３３は熱間粗圧延の温度が高く混粒組織となり、成形性が低下した。試験材３４は熱間粗圧延中の圧延パス間に３０秒以上保持する工程を含まないため混粒組織となり、成形性が低下した。試験材３５は熱間粗圧延の最終パスの加工度が低く混粒組織となり、成形性が低下した。試験材３６は、熱間粗圧延において、内部まで均一な加工組織となっていない板厚２００ｍｍの段階の圧延パス間で保持を行ったため混粒組織となり、成形性が低下した。

Claims (3)

1. Ｆｅ：０．６〜１．６％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０２〜０．２％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０１〜０．０５％の１種または２種を含有し、Ｍｎを０．１％以下、Ｍｇを０．１％以下、Ｃｕを０．１％以下、Ｚｎを０．２５％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、粒径（円相当径、以下同じ）１．０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数密度が５００００個／ｍｍ^２以下、電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）による結晶方位解析で５°以上の方位差を有する境界を結晶粒界と規定し、該結晶粒界に囲まれる結晶粒について、結晶粒径（円相当径、以下同じ）の平均値Ｄが１２μｍ以下であり、且つ、２０μｍを超える結晶粒径を有する結晶粒の面積率が３０％以下、２０℃における電気抵抗をＥ［ｎΩｍ］、Ｆｅ含有量をＣ［ｍａｓｓ％］としたとき、（Ｅ−２６．５）／Ｃの値が３．８以下であることを特徴とするラミネート後の成形性に優れたアルミニウム合金箔。
2. 請求項１記載のアルミニウム合金箔を製造する方法であって、請求項１記載の組成を有するアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られた鋳塊を面削した後、５００〜６２０℃の温度で１時間以上保持する均質化処理を行い、続いて熱間粗圧延と熱間仕上圧延からなる熱間圧延を行い、熱間粗圧延は、熱間粗圧延中の温度範囲を３５０〜５５０℃とし、熱間粗圧延の圧延パス中、板厚が１５０ｍｍ未満となった圧延パス間で次の圧延まで３０秒以上保持する工程を１回以上行い、熱間粗圧延の最終パスの板厚減少率を４０％以上とし、熱間粗圧延後、熱間仕上圧延、冷間圧延を行い、最終焼鈍処理を施すことを特徴とするラミネート後の成形性に優れたアルミニウム合金箔の製造方法。
3. 請求項１に記載のアルミニウム合金箔の両面に熱可塑性樹脂からなる延伸フィルムをそれぞれ１層または２層以上張り合わせたことを特徴とするラミネート箔。

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