JP2019014940A - アルミニウム合金箔およびアルミニウム合金箔の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】アルミニウム合金箔は、Fe:1.0質量%以上1.8質量%以下、Si:0.10質量%超0.20質量%以下、Cu:0.005質量%以上0.05質量%以下を含有し、Mn:0.01質量%以下に規制し、残部がAl及び不可避不純物からなる組成を有し、後方散乱電子回折による単位面積あたりの結晶方位解析において、方位差が15°以上の粒界である大傾角粒界に囲まれた結晶粒について、平均粒径が10μm以下、かつ、最大粒径/平均粒径≦3.0であり、箔の厚みが30μmのときの圧延方向に対する0°、45°、90°方向の伸びがそれぞれ25%以上である。
【選択図】なし
Description
アルミニウム合金箔は一方向に変形されず、いわゆる張り出し成形が行われて複数の方向において変形が行われることが多いため、伸び特性については、一般的に伸び値として用いられる圧延方向の伸びの他に、圧延方向に対して45°、90°の伸びも高いことが求められている。また最近では、電池包材分野などで包材としての箔の薄肉化が進んでいる。そこで、箔厚が薄くても高い伸びを有するアルミニウム合金箔が求められている。
例えば、特許文献1では、平均結晶粒径が20μm以下で、円相当径1.0〜5.0μmの金属間化合物の数密度を所定の量以上とすることで、金属間化合物を再結晶時の核生成サイトとして機能させ、最終焼鈍後の結晶粒径を微細にしている。
特許文献2では、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、該結晶粒界に含まれる結晶粒について、結晶粒の平均値Dを12μm以下、かつ、20μmを超える結晶粒径を有する結晶粒の面積率を30%以下としたアルミニウム合金箔が提案されている。
特許文献3では、平均結晶粒径、サブグレインの平均粒径を所定値以下と規定しているほか、Al−Fe化合物の分散密度を所定値以上に規定している。
特許文献4では、集合組織(方位密度)を規定することで成形性を向上させるものとしている。
特許文献2では、非常に微細な結晶粒径を規定しているが、結晶粒界としては5°以上の方位差を有するものに限定されている。5°以上ということは、大傾角粒界と小傾角粒界とが混在しており、大傾角粒界で囲まれた結晶粒が微細であるかは定かではない。
特許文献3では、文献1、2とは異なり電池外装箔ではなく、厚さ10μm以下の薄箔に関するものであり、中間焼鈍なしによって製造されているため、集合組織が発達し、圧延方向に対する0°、45°、90°の方向において安定した伸びが得られない。そして、平均結晶粒径も10μm以上であり、箔の厚さが薄い場合には高い成形性を得ることが期待できない。
特許文献4では、伸び特性が十分ではなく、強度と伸びのバランスも十分ではない。
後方散乱電子回折による単位面積あたりの結晶方位解析において、方位差が15°以上の粒界である大傾角粒界に囲まれた結晶粒について、平均粒径が10μm以下、かつ、最大粒径/平均粒径≦3.0であり、箔の厚みが30μmのときの圧延方向に対する0°、45°、90°方向の伸びがそれぞれ25%以上であることを特徴とする。
第1の発明に記載の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊に460〜550℃で6時間以上保持する均質化処理を行い、均質化処理後に圧延仕上り温度が230℃以上300℃未満となるように熱間圧延を行い、冷間圧延の途中で300〜400℃の中間焼鈍を行い、冷間圧延開始から中間焼鈍までの冷間圧延率が30%以上70%以下、中間焼鈍後、最終厚みまでの最終冷間圧延率が97%以上であることを特徴とする。
・Fe:1.0質量%以上1.8質量%以下
Feは、鋳造時にAl−Fe系金属間化合物として晶出し、前記化合物のサイズが大きい場合は焼鈍時に再結晶のサイトとなるため、再結晶粒を微細化する効果がある。Feの含有量が下限を下回ると、粗大な金属間化合物の分布密度が低くなり、微細化の効果が低く、最終的な結晶粒径分布も不均一となる。含有量が上限を超えると、結晶粒微細化の効果が飽和もしくは却って低下し、さらに鋳造時に生成されるAl−Fe系化合物のサイズが非常に大きくなり、箔の伸びと圧延性が低下する。このため、Feの含有量を上記範囲に定める。
なお、同様の理由でFeの含有量の下限を1.3質量%、上限を1.6質量%とすることが好ましい。
SiはFeと共に金属間化合物を形成するが、過剰に添加した場合には化合物のサイズの粗大化、及び分布密度の低下を招く。含有量が上限を超えると、粗大な晶出物による圧延性、伸び特性の低下、さらには最終焼鈍後の再結晶粒サイズ分布の均一性が低下する懸念がある。また、SiはFeの析出を促進する効果がある為、Siを規制しすぎるとFeの固溶量が多くなり焼鈍時の再結晶を強く抑制し、その場再結晶を多く生じる。最終焼鈍時にその場再結晶を生じると、Cu方位やR方位の密度が増加する原因となる。これらの理由からSiの含有量を0.10質量%超0.20質量%に定める。
Cuはアルミニウム箔の強度を増加させ、伸びを低下させる元素である。一方では、冷間圧延中の過度な加工軟化を抑制する効果がある。含有量が0.005質量%未満の場合、加工軟化抑制の効果が低く、0.05質量%を超えると伸びが明瞭に低下する。このため、Cuの含有量を上記範囲とする。
なお、同様の理由でCuの含有量は、下限を0.008質量%、上限を0.012質量%とするのが好ましい。
Mnはアルミニウム母相中に固溶し、または/および非常に微細な化合物を形成し、アルミニウムの再結晶を抑制する働きがある。微量であればCuと同様に加工軟化の抑制が期待できるが、添加量が多いと中間焼鈍、及び最終焼鈍時の再結晶を遅延させ、微細で均一な結晶粒を得ることが困難となり、またCu方位とR方位密度も増加してしまう。そのため、Mnの含有量を0.01質量%以下に規制する。
なお、同様の理由でMnの含有量の上限を0.005質量%とするのがより好ましい。また加工軟化の抑制を積極的に期待する場合は0.002質量%以上添加する事が望ましい。
軟質アルミニウム箔は結晶粒が微細になることで、変形した際の箔表面の肌荒れを抑制することができ、高い伸びとそれに伴う高い成形性が期待できる。なお、この結晶粒径の影響は箔の厚みが薄い程大きくなる。高い伸び特性やそれに伴う高成形性を実現するには方位差15°以上の大傾角粒界に囲まれた結晶粒について、平均結晶粒径が10μm以下であることが望ましい。ただし平均結晶粒径が同じであっても、結晶粒の粒径分布が不均一である場合、局所的な変形を生じ易くなり伸びは低下する。そのため、平均結晶粒径を10μm以下とするだけでなく、最大粒径/平均粒径≦3.0とすることで高い伸び特性を得ることができる。
なお、平均粒径は8μm以下が好ましく、前記比は、2.5以下が好ましい。
後方散乱電子回折(EBSD;Electron BackScatter Diffraction)によって単位面積あたりの結晶方位解析によって方位差15°以上の大傾角粒界マップを得る事が出来る。
高成形性には箔の伸びが重要であり、特に圧延方向に平行な方向を0°とし、0°、45°、そして圧延方向の法線方向である90°の各方向で伸びが高いことが重要である。箔の伸び値は箔の厚さの影響を大きく受けるが、厚さ30μmにおいて伸び25%以上であれば高い成形性が期待できる。
集合組織は箔の伸びに大きな影響を及ぼす。Cu方位密度が40を超え、且つR方位密度も30を超えると、0、45、90°の伸び値に異方性が生じ、特に0、90°方向の伸び値が低下してしまう。伸びに異方性が生じると、成型時に均一な変形が出来ず成形性が低下する。その為Cu方位密度40以下、R方位密度30以下に保つことで3方向の伸びのバランスを保つ事が出来る。より好ましくはCu方位密度30以下、及びR方位密度20以下である。
ここでの均質化処理は鋳塊内のミクロ偏析の解消と金属間化合物の分布状態を調整する事を目的としており、最終的に微細で均一な結晶粒組織を得る為に非常に重要な処理である。均質化処理において、460℃未満の温度では鋳塊内のミクロ偏析を解消する為に非常に長い時間を要する為望ましくない。また550℃を超える温度では晶出物が成長し、再結晶の核生成サイトとなる粒径1μm以上3μm未満の粗大な金属間化合物の密度が低下する為、結晶粒径が粗大になりやすい。また中間焼鈍や最終焼鈍時に目指す集合組織を得るためには、Feを出来るだけ析出させる必要がある。550℃を超える高温では若干ではあるがFeの再固溶を生じる為、Feの固溶量を抑えるためには550℃以下が望ましい。均質化処理に必要な時間は温度によって変わるが、いずれの温度でも最低6時間以上は確保する必要がある。6時間未満ではミクロ偏析の解消やFeの析出が不十分となる懸念がある。
均質化処理後に熱間圧延を行う。熱間圧延においては仕上がり温度を300℃未満とし、再結晶を抑制する事が望ましい。熱間圧延仕上がり温度を300℃未満とする事で、熱間圧延板は均一なファイバー組織となる。このように熱間圧延後の再結晶を抑制する事で、その後の中間焼鈍板厚までに蓄積されるひずみ量が大きくなり、中間焼鈍時に微細な再結晶粒組織を得る事が出来る。この事は最終的な結晶粒の微細に繋がる。300℃を超えると熱間圧延板の一部で再結晶を生じ、ファイバー組織と再結晶粒組織が混在する事になり、中間焼鈍時の再結晶粒径が不均一化し、それはそのまま最終的な結晶粒径の不均一化に繋がる。230℃未満で仕上げるには熱間圧延中の温度も極めて低温となる為、板のサイドにクラックが発生し生産性が大幅に低下する懸念がある。
中間焼鈍は冷間圧延を繰り返す事で硬化した材料を軟化させ圧延性を回復させ、またFeの析出を促進し固溶Fe量を低下させる。300℃未満では再結晶が完了せず結晶粒組織が不均一になるリスクがある、また400℃を超える高温では再結晶粒の粗大化を生じ、最終的な結晶粒サイズも大きくなる。さらに高温ではFeの析出量が低下し、固溶Fe量が多くなる。固溶Fe量が多いと最終焼鈍時の再結晶が抑制され、Cu方位とR方位の密度が大幅に増加してしまう。
Al−Fe合金の再結晶挙動は上述の中間焼鈍の項目で述べたFeの固溶状態以外に、熱処理までの冷間圧延率も大きく影響する。圧延率が高い程焼鈍後の再結晶粒は微細になるが、Cu方位とR方位が発達しやすくなる。熱間圧延後に冷間圧延を開始し、最終厚みまでの途中の板厚で中間焼鈍を行う事で最終焼鈍後のCu方位とR方位の発達を抑制する事が出来る。しかし冷間圧延開始から中間焼鈍までの冷間圧延率が30%未満の場合、熱間圧延仕上がり温度を低温にした材料であってもひずみ量が低く、再結晶が不完全あるいは結晶粒径が不均一な組織となる恐れがある。一方70%を超えると、期待する最終焼鈍後のCu方位とR方位密度が得られない。
中間焼鈍までの冷間圧延率が70%を超えた場合でも、最終冷間圧延率を93%以下にすれば最終焼鈍後のCu方位とR方位の発達を抑制出来る。しかし最終冷間圧延率97%未満とすると、最終焼鈍後の再結晶粒径が粗大化し平均粒径5μm以下の微細組織を得る事出来ず、高延性ひいては高成形性を達成できない。
アルミニウム合金として、Fe:1.0質量%以上1.8質量%以下、Si:0.10質量%超0.20質量%以下、Cu:0.005質量%以上0.05質量%以下を含有し、Mn:0.01質量%以下に規制し、残部がAl及びその他の不可避不純物からなる組成に調製してアルミニウム合金鋳塊を製造した。鋳塊の製造方法は特に限定されず、半連続鋳造などの常法により行うことが可能である。得られた鋳塊に対しては、460〜550℃で6時間以上保持する均質化処理を行う。
冷間圧延開始後、中間焼鈍までの冷間圧延率は、30%以上70%以下とする。
中間焼鈍以降の冷間圧延は最終冷間圧延に相当し、その際の最終冷間圧延率を97%以上とする。箔の厚さは特に限定されないが、例えば10μm〜40μmとすることができる。
・粒径1μm以上3μm未満のAl−Fe系金属間化合物の密度:1×104個/mm2以上
粒径1μm以上とは一般的に再結晶時に核生成サイトになると言われている粒径であり、このような金属間化合物が高密度に分布する事で焼鈍時に微細な再結晶粒を得やすくなる。粒径が1μm未満、あるいは密度が1×104個/mm2未満の場合は、再結晶時に核生成サイトとして有効に働きにくく、3μmを超えると圧延中のピンホールや伸びの低下につながり易くなる。このため、粒径1μm以上3μm未満のAl−Fe系金属間化合物の密度が上記範囲内であることが望ましい。
一般には再結晶時の核生成サイトとなりにくいと言われているサイズだが、結晶粒の微細化及び再結晶挙動に大きな影響を与えていると思われる結果が得られている。メカニズムの全体像は未だ明らかでないが、粒径1〜3μmの粗大な金属間化合物に加え、1μm未満の微細な化合物が高密度に存在する事で最終焼鈍後の再結晶粒微細化、及びHAGBsの長さ/LAGBsの長さの低下抑制が確認されている。冷間圧延中の結晶粒の分断(Grain subdivision機構)を促進している可能性もある。このため、粒径0.1μm以上1μm未満のAl−Fe系金属間化合物の密度が上記範囲であることが望ましい。
箔の厚さは30μmとした。
・引張強度、伸び
いずれも引張試験にて測定した。引張試験は、JIS Z2241に準拠し、圧延方向に対して0、45、90°の各方向の伸びを測定できるように、JIS5号試験片を試料から採取し、万能引張試験機(島津製作所社製 AGS−X 10kN)で引張り速度2mm/minにて試験を行った。伸び率の算出について以下の通りである。まず試験前に試験片長手中央に試験片垂直方向に2本の線を標点距離である50mm間隔でマークする。試験後にアルミニウム合金箔の破断面をつき合わせてマーク間距離を測定し、そこから標点距離(50mm)を引いた伸び量(mm)を、標点間距離(50mm)で除して伸び率(%)を求めた。
各方向における伸び(%)および引張強度(MPa)の測定結果を表2に示した。
箔表面を電解研磨した後、SEM(Scanning Electron Microscope)−EBSDにて結晶方位解析を行い、結晶粒間の方位差が15°以上の結晶粒界をHAGBs(大傾角粒界)と規定し、HAGBsで囲まれた結晶粒の大きさを測定した。倍率×1000で視野サイズ45×90μmを3視野測定し、平均結晶粒径、及び最大粒径/平均粒径を算出した。一つ一つの結晶粒径は円相当径にて算出し、平均結晶粒径の算出にはEBSDのArea法(Average by Area Fraction Method)を用いた。尚、解析にはTSL Solutions社のOIM Analysisを使用した。
Cu方位は{112}<111>、R方位は{123}<634>を代表方位とした。それぞれの方位密度はX線回折法において、{111}、{200}、{220}の不完全極点図を測定し、その結果を用いて3次元方位分布関数(ODF;Orientation Distribution Function)を計算し、評価を行った。その結果を表2に示す。
成型高さは角筒成形試験にて評価した。試験は万能薄板成形試験器(ERICHSEN社製 モデル142/20)にて行い、厚さ30μmのアルミ箔を図1に示す形状を有する角型ポンチ(一辺の長さL=37mm、角部の面取り径R=4.5mm)を用いて行った。試験条件として、シワ抑え力は10kN、ポンチの上昇速度(成形速度)の目盛は1とし、そして箔の片面(ポンチが当たる面)に鉱物油を潤滑剤として塗布した。箔に対し装置の下部から上昇するポンチが当たり、箔が成形されるが、3回連続成形した際に割れやピンホールがなく成形できた最大のポンチの上昇高さをその材料の限界成型高さ(mm)と規定した。ポンチの高さは0.5mm間隔で変化させた。
金属間化合物は箔の平行断面(RD−ND面)をCP(Cross section polisher)にて切断し、電界放出形走査電子顕微鏡(FE−SEM:Carl Zeiss社製 NVision40)にて観察を行った。「粒径1μm以上〜3μm未満のAl−Fe系金属間化合物」については、倍率×2000倍にて観察した5視野を画像解析し、密度を算出した。算出結果を表2に示した。
Claims (3)
- Fe:1.0質量%以上1.8質量%以下、Si:0.10質量%超0.20質量%以下、Cu:0.005質量%以上0.05質量%以下を含有し、Mn:0.01質量%以下に規制し、残部がAl及びその他の不可避不純物からなる組成を有し、
後方散乱電子回折による単位面積あたりの結晶方位解析において、方位差が15°以上の粒界である大傾角粒界に囲まれた結晶粒について、平均粒径が10μm以下、かつ、最大粒径/平均粒径≦3.0であり、箔の厚みが30μmのときの圧延方向に対する0°、45°、90°方向の伸びがそれぞれ25%以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔。 - 集合組織としてCu方位密度40以下、及びR方位密度30以下であることを特徴とする請求項1に記載のアルミニウム合金箔。
- 請求項1または2に記載のアルミニウム合金箔の製造方法であって、
請求項1に記載の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊に460〜550℃で6時間以上保持する均質化処理を行い、均質化処理後に圧延仕上り温度が230℃以上300℃未満となるように熱間圧延を行い、冷間圧延の途中で300〜400℃の中間焼鈍を行い、冷間圧延開始から中間焼鈍までの冷間圧延率が30%以上70%以下、中間焼鈍後、最終厚みまでの最終冷間圧延率が97%以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法。
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