JP7265895B2 - 成形用アルミニウム合金箔 - Google Patents
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Description
この発明は、成形加工に供される成形用アルミニウム合金箔に関する。
主に深絞り加工で製造される食品や薬品の容器としてアルミニウム合金箔が用いられている。その場合アルミニウム箔には高い成形性に加え、深絞り加工で発生する凹凸である”耳”や、さらに機械的性質の異方性が小さいことが求められる。
例えば、特許文献１では、成分範囲を規定することによって、深絞り耳を改善することが提案されている。
また、特許文献１では、成分範囲を規定するとともに、化合物粒子の分布を規定することで、連続成形に優れ、耳率が小さく、成形後の肌荒れや筋状欠陥のない良好な外観を得ることができるアルミニウム合金箔が提案されている。
さらに、特許文献３では、合成樹脂フィルムと積層されたアルミニウム箔積層体において、成分範囲を規定することによって、アルミニウム箔自体が伸びやすく、合成樹脂製フィルムの種類によらず、比較的良好な成型を行うことができるものが提案されている。
例えば、特許文献１では、成分範囲を規定することによって、深絞り耳を改善することが提案されている。
また、特許文献１では、成分範囲を規定するとともに、化合物粒子の分布を規定することで、連続成形に優れ、耳率が小さく、成形後の肌荒れや筋状欠陥のない良好な外観を得ることができるアルミニウム合金箔が提案されている。
さらに、特許文献３では、合成樹脂フィルムと積層されたアルミニウム箔積層体において、成分範囲を規定することによって、アルミニウム箔自体が伸びやすく、合成樹脂製フィルムの種類によらず、比較的良好な成型を行うことができるものが提案されている。
しかし、従来のアルミニウム箔では、成形性が十分とはいえず、耳や機械的性質の異方性が大きい場合、深絞り加工後の容器にシワ等が発生するだけでなく、トリミング量が多くなり製品の歩留まりも低下してしまうという課題がある。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、集合組織の異方性を小さくして、成形時の耳率の増加やシワの発生を抑えることを目的とする。
すなわち本発明の成形用アルミニウム合金箔のうち、第１の形態は、Ｓｉ：０．５～０．７質量％、Ｆｅ：０．７～０．９質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２０質量％を含有し、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、集合組織としてＣｕｂｅ方位密度１０以下、Ｃｕ方位密度５以下、Ｒ方位密度５以下であることを特徴とする。
他の形態の成形用アルミニウム合金箔の発明は、前記形態の発明において、平均結晶粒径が３０μｍ以下、且つ圧延方向に対する０°、４５°、９０°方向の引張強さにおいて、｛（最大引張強さ）－（最小引張強さ）｝／（最大引張強さ）×１００＜３％を満たすことを特徴とする。
他の形態の成形用アルミニウム合金箔の発明は、前記形態の発明において、さらに、前記組成に、Ｍｎ：０．００２０～０．０１０質量％を含有することを特徴とする。
本発明の成形用アルミニウム合金箔の製造方法は、前記形態のいずれかのアルミニウム合金箔の製造方法であって、前記形態に記載の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊に４８０～５４０℃で４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がり温度が２３０～３００℃となるように熱間圧延を行い、冷間圧延の途中で４００℃以上の中間焼鈍を行い、熱間圧延後から中間焼鈍までの冷間圧延率を３０～７０％とし、さらに中間焼鈍後から最終製品までの冷間圧延率を９１～９７％とし、冷間圧延後に最終焼鈍を行うことを特徴とする。
他の形態の成形用アルミニウム合金箔の製造方法の発明は、前記形態の製造方法において、前記最終焼鈍が、温度２００～４００℃で、３時間以上で行われることを特徴とする。
以下に、本発明で規定する内容とその作用について説明する。なお、以下の成分含有量はいずれも質量％で示される。
Ｓｉ：０．５～０．７質量％
Ｓｉはアルミニウム箔の強度を若干向上させ、Ａｌ－Ｆｅ合金箔の集合組織発達を抑制し、耳率の低減にも有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満ではその効果に乏しく、０．７％を超えると材料強度が高くなり、またＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系の粗大な金属間化合物が生成し成形性や箔圧延性の低下を招く。
なお、同様の理由により、Ｓｉ含有量の下限は０．６％、上限は０．７％とするのが望ましい。
Ｓｉはアルミニウム箔の強度を若干向上させ、Ａｌ－Ｆｅ合金箔の集合組織発達を抑制し、耳率の低減にも有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満ではその効果に乏しく、０．７％を超えると材料強度が高くなり、またＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系の粗大な金属間化合物が生成し成形性や箔圧延性の低下を招く。
なお、同様の理由により、Ｓｉ含有量の下限は０．６％、上限は０．７％とするのが望ましい。
Ｆｅ：０．７～０．９質量％
Ｆｅはアルミニウム箔の強度を向上させることの出来る元素である。またＡｌ－Ｆｅ系の第二相粒子が高密度に分布する事で、結晶粒が微細化し、成形性向上と深絞り時の肌荒れを抑制に効果がある。Ｆｅ含有量が０．７％未満ではそれらの効果に乏しく、０．９％を超えるとＡｌ－Ｆｅ系の粗大な金属間化合物が生成し成形性の低下を招くだけでなく、集合組織の発達により機械的性質の異方性や耳率が大きくなる。
なお、同様の理由により、Ｆｅ含有量の下限は０．７％、上限は０．８５％とするのが望ましい。
Ｆｅはアルミニウム箔の強度を向上させることの出来る元素である。またＡｌ－Ｆｅ系の第二相粒子が高密度に分布する事で、結晶粒が微細化し、成形性向上と深絞り時の肌荒れを抑制に効果がある。Ｆｅ含有量が０．７％未満ではそれらの効果に乏しく、０．９％を超えるとＡｌ－Ｆｅ系の粗大な金属間化合物が生成し成形性の低下を招くだけでなく、集合組織の発達により機械的性質の異方性や耳率が大きくなる。
なお、同様の理由により、Ｆｅ含有量の下限は０．７％、上限は０．８５％とするのが望ましい。
Ｃｕ：０．０５～０．２０質量％
Ｃｕはアルミニウム箔の強度を大きく向上させ、また集合組織にも寄与し機械的性質の異方性と耳率に影響を及ぼす元素である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではＣｕｂｅ方位密度が増加し機械的性質の異方性と耳率が大きくなる。Ｃｕ含有量が０．２０％を超えると材料強度が高くなりすぎ成形性や箔圧延性が大きく低下する。
なお、同様の理由により、Ｃｕ含有量の下限は０．１０％、上限は０．１５％とするのが望ましい。
Ｃｕはアルミニウム箔の強度を大きく向上させ、また集合組織にも寄与し機械的性質の異方性と耳率に影響を及ぼす元素である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではＣｕｂｅ方位密度が増加し機械的性質の異方性と耳率が大きくなる。Ｃｕ含有量が０．２０％を超えると材料強度が高くなりすぎ成形性や箔圧延性が大きく低下する。
なお、同様の理由により、Ｃｕ含有量の下限は０．１０％、上限は０．１５％とするのが望ましい。
Ｍｎ：０．００２０～０．０１０質量％
Ｍｎはアルミニウム箔の強度を向上させ、且つアルミニウム箔の再結晶を強く阻害する元素であるので所望により含有させる。Ｍｎ含有量が０．００２０％未満では冷間圧延中に回復・再結晶を起こしやすいＡｌ－Ｆｅ合金において強度低下のリスクが高まり、また高純度のアルミニウム地金を使用する必要がある為製造コストが増加する。一方、Ｍｎ含有量が０．０１０％を超えると、材料強度が高くなり成形性や圧延性が低下する。
なお、同様の理由により、Ｍｎ含有量の下限は０．００２５％、上限は０．００５％とするのが望ましい。
なお、Ｍｎを積極的に含有しない場合に、０．００２０％未満でＭｎを不可避不純物として含有するものであってもよい。
Ｍｎはアルミニウム箔の強度を向上させ、且つアルミニウム箔の再結晶を強く阻害する元素であるので所望により含有させる。Ｍｎ含有量が０．００２０％未満では冷間圧延中に回復・再結晶を起こしやすいＡｌ－Ｆｅ合金において強度低下のリスクが高まり、また高純度のアルミニウム地金を使用する必要がある為製造コストが増加する。一方、Ｍｎ含有量が０．０１０％を超えると、材料強度が高くなり成形性や圧延性が低下する。
なお、同様の理由により、Ｍｎ含有量の下限は０．００２５％、上限は０．００５％とするのが望ましい。
なお、Ｍｎを積極的に含有しない場合に、０．００２０％未満でＭｎを不可避不純物として含有するものであってもよい。
Ｃｕｂｅ方位密度１０以下、Ｃｕ方位密度５位下、Ｒ方位密度５位下
集合組織の発達は機械的性質の異方性を増加させ、深絞り成形時の耳率の増加やシワの発生の要因となる。深絞り加工時に箔の圧延方向に対する０度と９０度方向に生成する耳に寄与するＣｕｂｅ方位密度、そして主に４５度方向に生成する耳に寄与するＣｕ方位とＲ方位密度を規定以下に制御する事でほぼ耳が発生せず、機械的性質の異方性も小さいアルミニウム合金箔を得る事が出来る。
集合組織の発達は機械的性質の異方性を増加させ、深絞り成形時の耳率の増加やシワの発生の要因となる。深絞り加工時に箔の圧延方向に対する０度と９０度方向に生成する耳に寄与するＣｕｂｅ方位密度、そして主に４５度方向に生成する耳に寄与するＣｕ方位とＲ方位密度を規定以下に制御する事でほぼ耳が発生せず、機械的性質の異方性も小さいアルミニウム合金箔を得る事が出来る。
平均結晶粒径が３０μｍ以下
平均結晶粒径が３０μｍを超えると深絞り成形性の低下を招き、また表面の肌荒れを生じるリスクが高まる。
平均結晶粒径は主に化学成分と製造工程の選択により変量することができる。Ｆｅは結晶粒を微細化する作用が強く、また中間焼鈍から最終厚みに至る冷間圧延率が高い程結晶粒は微細化される為、これらの最適化により平均結晶粒径３０μｍ以下を達成する事が出来る。ただし結晶粒径はＦｅの存在状態や、中間焼鈍条件の影響も受ける為、同じＦｅ添加量且つ同じ冷間圧延率であっても変化する事がある。
平均結晶粒径が３０μｍを超えると深絞り成形性の低下を招き、また表面の肌荒れを生じるリスクが高まる。
平均結晶粒径は主に化学成分と製造工程の選択により変量することができる。Ｆｅは結晶粒を微細化する作用が強く、また中間焼鈍から最終厚みに至る冷間圧延率が高い程結晶粒は微細化される為、これらの最適化により平均結晶粒径３０μｍ以下を達成する事が出来る。ただし結晶粒径はＦｅの存在状態や、中間焼鈍条件の影響も受ける為、同じＦｅ添加量且つ同じ冷間圧延率であっても変化する事がある。
圧延方向に対する０°、４５°、９０°方向の引張強さにおいて、｛（最大引張強さ）－（最小引張強さ）／（最大引張強さ）｝×１００＜３％
各方向の引張強さのバラツキが大きい場合、深絞り成形時のシワ発生や容器の真円性低下につながる。３％以下に制御することでこれらの問題発生を抑制出来る。
上記条件は、前記で記載したように、集合組織制御により達成することができる。
各方向の引張強さのバラツキが大きい場合、深絞り成形時のシワ発生や容器の真円性低下につながる。３％以下に制御することでこれらの問題発生を抑制出来る。
上記条件は、前記で記載したように、集合組織制御により達成することができる。
均質化処理工程：４８０～５４０℃で４時間以上保持する均質化処理
Ｆｅが析出しやすい温度で均質化処理を行う事で、Ｆｅの固溶量を低下させその後の製造工程におけるＣｕｂｅ方位の発達を促す事が出来る。また１μｍ以上のＡｌ－Ｆｅ系の第二相粒子の密度を増加させることで、結晶粒の微細化に繋がる。
Ｆｅが析出しやすい温度で均質化処理を行う事で、Ｆｅの固溶量を低下させその後の製造工程におけるＣｕｂｅ方位の発達を促す事が出来る。また１μｍ以上のＡｌ－Ｆｅ系の第二相粒子の密度を増加させることで、結晶粒の微細化に繋がる。
均質化処理温度が４８０℃未満では、微細な第二相粒子が多く析出し、結晶粒微細化の効果に乏しい。均質化処理温度が５４０℃超えると固溶Ｆｅ量が多くなり、再結晶挙動が変化する事でＣｕｂｅ方位密度が低下し、Ｃｕ、Ｒ方位密度が増加し易くなる。上記理由により、均質化処理温度は、好ましくは５００～５２０℃である。保持時間については４時間以上が好ましい。Ｆｅはアルミニウムマトリックス中で非常に拡散しにくい元素であり、４時間未満では均質化の効果が十分に得られない。上限は特に設けないが経済性の観点を考慮すると２０時間以下が望ましい。
熱間圧延工程：圧延仕上がり温度が２３０～３００℃
均質化処理後の鋳塊を熱間圧延する場合、その仕上がり温度が重要となる。３００℃を超えると熱間圧延後に板の一部で再結晶を生じ、最終製品における理想的な集合組織が得にくくなる。またファイバー粒と再結晶粒が混在する不均一な組織は、最終製品における結晶粒組織の不均一さにも寄与し、成形性の低下を招く恐れがある。圧延仕上がり温度が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。
均質化処理後の鋳塊を熱間圧延する場合、その仕上がり温度が重要となる。３００℃を超えると熱間圧延後に板の一部で再結晶を生じ、最終製品における理想的な集合組織が得にくくなる。またファイバー粒と再結晶粒が混在する不均一な組織は、最終製品における結晶粒組織の不均一さにも寄与し、成形性の低下を招く恐れがある。圧延仕上がり温度が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。
冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延
一般には冷間圧延を行う事で圧延集合組織と呼ばれるＣｕ方位やＳ方位が発達し、中間焼鈍で再結晶を生じる事で再結晶集合組織であるＣｕｂｅ方位が発達する事が知られている。冷間圧延率と中間焼鈍条件の制御は理想的な集合組織を得る上で極めて重要である。熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延率は、中間焼鈍後の集合組織の発達を抑制する為、３０～７０％とする事が望ましい。前記冷間圧延率が７０％を超えると、中間焼鈍後もＣｕｂｅ方位が発達せず圧延集合組織が維持されてしまい、また前記冷間圧延率が３０％未満では冷間圧延で導入されるひずみ量が低くなり、Ｃｕｂｅ方位の過度な発達や中間焼鈍時の再結晶粒の粗大化やサイズの不均一化を招く。
一般には冷間圧延を行う事で圧延集合組織と呼ばれるＣｕ方位やＳ方位が発達し、中間焼鈍で再結晶を生じる事で再結晶集合組織であるＣｕｂｅ方位が発達する事が知られている。冷間圧延率と中間焼鈍条件の制御は理想的な集合組織を得る上で極めて重要である。熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延率は、中間焼鈍後の集合組織の発達を抑制する為、３０～７０％とする事が望ましい。前記冷間圧延率が７０％を超えると、中間焼鈍後もＣｕｂｅ方位が発達せず圧延集合組織が維持されてしまい、また前記冷間圧延率が３０％未満では冷間圧延で導入されるひずみ量が低くなり、Ｃｕｂｅ方位の過度な発達や中間焼鈍時の再結晶粒の粗大化やサイズの不均一化を招く。
中間焼鈍では、工業的な中間焼鈍の方式としては、一般的に、コイルを炉に投入し一定時間保持するバッチ焼鈍（Ｂａｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ、ＢＡＣＨ）と、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ、 ＣＡＬ）により材料を急加熱・急冷するＣＡＬ焼鈍との２種類の方式が知られている。
本発明では、中間焼鈍方法は特に限定しないが、Ｃｕｂｅ方位粒の成長を抑制する目的でＣＡＬ焼鈍が望ましい。バッチ焼鈍の場合は、好適には、温度３００～４００℃、ＣＡＬ焼鈍の場合は４２０～４７０℃が選択できる。バッチ焼鈍において、焼鈍温度が３００℃未満では再結晶が完了せず、４００℃を超えると再結晶粒の粗大化やＦｅ析出が不十分となる恐れがある。ＣＡＬ焼鈍においても焼鈍温度が４２０℃未満では再結晶が完了せず、４７０℃を超えると固溶Ｆｅ量が多くなり、最終製品においてＣｕ方位やＲ方位の発達が促進する恐れがある。
本発明では、中間焼鈍方法は特に限定しないが、Ｃｕｂｅ方位粒の成長を抑制する目的でＣＡＬ焼鈍が望ましい。バッチ焼鈍の場合は、好適には、温度３００～４００℃、ＣＡＬ焼鈍の場合は４２０～４７０℃が選択できる。バッチ焼鈍において、焼鈍温度が３００℃未満では再結晶が完了せず、４００℃を超えると再結晶粒の粗大化やＦｅ析出が不十分となる恐れがある。ＣＡＬ焼鈍においても焼鈍温度が４２０℃未満では再結晶が完了せず、４７０℃を超えると固溶Ｆｅ量が多くなり、最終製品においてＣｕ方位やＲ方位の発達が促進する恐れがある。
中間焼鈍後から最終製品までの最終冷間圧延率は９１～９７％とする事で、理想的な集合組織と微細な結晶粒組織を得る事が出来る。最終冷間圧延率が９１％未満では再結晶粒の粗大化、及びＣｕｂｅ方位密度の増加を招き、９７％を超えるとＣｕ方位とＲ方位密度が増加する。
最終焼鈍
最終焼鈍は箔を軟化させ、成形性を向上させると共に再結晶により各結晶方位密度のバランスを取る目的で行われる。最終焼鈍の条件は完全に再結晶を完了させる為に、温度２００～４００℃で３時間以上が好ましい。２００℃未満では再結晶が不完全となる恐れがあり、４００℃を超えると再結晶粒の粗大化や箔同士が密着しコイルが巻き出せなく可能性がある。好ましくは２４０～３００℃、時間は５～１０時間である。
最終焼鈍は箔を軟化させ、成形性を向上させると共に再結晶により各結晶方位密度のバランスを取る目的で行われる。最終焼鈍の条件は完全に再結晶を完了させる為に、温度２００～４００℃で３時間以上が好ましい。２００℃未満では再結晶が不完全となる恐れがあり、４００℃を超えると再結晶粒の粗大化や箔同士が密着しコイルが巻き出せなく可能性がある。好ましくは２４０～３００℃、時間は５～１０時間である。
本発明によれば、成形時の耳率の増加やシワの発生を抑えることができ、さらには成形時のトリミング量を小さくして製品の歩留まりを向上させることができる効果がある。
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
以下、本発明の一実施形態の成形用アルミニウム合金箔およびその製造方法について説明する。
本実施形態の成形用アルミニウム合金箔は、Ｓｉ：０．５～０．７質量％、Ｆｅ：０．７～０．９質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２０質量％を含有し、所望によりＭｎ：０．００２０～０．０１０質量％を含有し、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ている。
本実施形態の成形用アルミニウム合金箔は、集合組織としてＣｕｂｅ方位密度１０以下、Ｃｕ方位密度５以下、Ｒ方位密度５以下であり、優れた加工性を有している。
さらには、成形加工前において、結晶粒径が３０μｍ以下であり、圧延方向に対する０°、４５°、９０°方向の引張強さにおいて、｛（最大引張強さ）－（最小引張強さ）｝／（最大引張強さ）×１００＜３％を満たすのが望ましい。
以下、本発明の一実施形態の成形用アルミニウム合金箔およびその製造方法について説明する。
本実施形態の成形用アルミニウム合金箔は、Ｓｉ：０．５～０．７質量％、Ｆｅ：０．７～０．９質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２０質量％を含有し、所望によりＭｎ：０．００２０～０．０１０質量％を含有し、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ている。
本実施形態の成形用アルミニウム合金箔は、集合組織としてＣｕｂｅ方位密度１０以下、Ｃｕ方位密度５以下、Ｒ方位密度５以下であり、優れた加工性を有している。
さらには、成形加工前において、結晶粒径が３０μｍ以下であり、圧延方向に対する０°、４５°、９０°方向の引張強さにおいて、｛（最大引張強さ）－（最小引張強さ）｝／（最大引張強さ）×１００＜３％を満たすのが望ましい。
また、本実施形態の成形用アルミニウム合金箔は、板厚が８０～２００μｍのものに好適に使用されるが、本発明としては特に板厚が限定されるものではない。
本実施形態の成形用アルミニウム合金箔は、深絞りなどの成形に供するものであり、例えば、絞り比１．７５でカップ状に成形した際には、カップの耳率を２％以下にすることができる。
なお、ここにいう耳率は、深絞り試験において、絞り比１．７５のときの山高さの平均と谷高さの平均との差を、谷高さの平均で割って求めた比率（％）として測定された値である。
なお、ここにいう耳率は、深絞り試験において、絞り比１．７５のときの山高さの平均と谷高さの平均との差を、谷高さの平均で割って求めた比率（％）として測定された値である。
深絞り後の耳率が高い場合、深絞り加工後の容器にシワ等が発生するだけでなく、トリミング量が多くなり製品の歩留まりも低下させる。耳率を２．０％以下に制御することで上記の問題を抑制することが出来る。
耳率に影響する因子は様々あるが、特には材料の集合組織により制御される。特定の結晶方位の密度が高くなり、集合組織が発達する事で高い耳が発生する。例えばＣｕｂｅ方位が発達すれば圧延方向に対して０°と９０°の４箇所に耳が立ち、Ｃｕ方位やＲ方位が発達すれば圧延方向に対し４５°方向の４箇所に耳が立ちやすくなる。Ｃｕｂｅ方位、Ｃｕ方位、そしてＲ方位のすべてが発達する状況では０°、４５°、９０°の８か所に耳が見られるようになる。そこでＣｕｂｅ方位密度１０以下、Ｃｕ方位密度５位下、Ｒ方位密度５位下をすべて満たす事で、絞り比１．７５で成形したカップの耳率が２．０％以下により達成することができる。
なお、上記絞り比は、特性を評価するために示されるものであり、本発明における加工時の絞り比が上記に限定されるものではない。
耳率に影響する因子は様々あるが、特には材料の集合組織により制御される。特定の結晶方位の密度が高くなり、集合組織が発達する事で高い耳が発生する。例えばＣｕｂｅ方位が発達すれば圧延方向に対して０°と９０°の４箇所に耳が立ち、Ｃｕ方位やＲ方位が発達すれば圧延方向に対し４５°方向の４箇所に耳が立ちやすくなる。Ｃｕｂｅ方位、Ｃｕ方位、そしてＲ方位のすべてが発達する状況では０°、４５°、９０°の８か所に耳が見られるようになる。そこでＣｕｂｅ方位密度１０以下、Ｃｕ方位密度５位下、Ｒ方位密度５位下をすべて満たす事で、絞り比１．７５で成形したカップの耳率が２．０％以下により達成することができる。
なお、上記絞り比は、特性を評価するために示されるものであり、本発明における加工時の絞り比が上記に限定されるものではない。
次に、上記成形用アルミニウム合金箔の製造方法について説明する。
成形用アルミニウム合金箔の材料となるアルミニウム合金の鋳塊は、常法により鋳造することができ、例えば前記成分範囲となるように成分調整し、鋳造することにより得ることができる。
成形用アルミニウム合金箔の材料となるアルミニウム合金の鋳塊は、常法により鋳造することができ、例えば前記成分範囲となるように成分調整し、鋳造することにより得ることができる。
次いで、得られたアルミニウム合金の鋳塊に対して均質化処理を実施する。均質化処理は、例えば４８０～５４０℃×３時間以上の条件で行い、均質化処理後、熱間圧延を行う。
熱間圧延の条件は、例えば熱間仕上り温度として２３０～３００℃の間に制御して行う。
上記熱間圧延では、アルミニウム合金板の仕上がり板厚を３～７ｍｍにすることが好ましい。また、上記熱間圧延後、最初の中間焼鈍までの冷間圧延率が、３０～７０％となるように仕上がり板厚を設定するのが望ましい。
熱間圧延の条件は、例えば熱間仕上り温度として２３０～３００℃の間に制御して行う。
上記熱間圧延では、アルミニウム合金板の仕上がり板厚を３～７ｍｍにすることが好ましい。また、上記熱間圧延後、最初の中間焼鈍までの冷間圧延率が、３０～７０％となるように仕上がり板厚を設定するのが望ましい。
上記熱間圧延後、熱間圧延材に対し冷間圧延を行う。
また、冷間圧延の途中には、少なくとも１回の中間焼鈍を実施する。
中間焼鈍の焼鈍炉として連続焼鈍炉やバッチ炉を使用し、焼鈍条件としては、例えば４００℃以上の到達温度で行うのが望ましい。
また、冷間圧延の途中には、少なくとも１回の中間焼鈍を実施する。
中間焼鈍の焼鈍炉として連続焼鈍炉やバッチ炉を使用し、焼鈍条件としては、例えば４００℃以上の到達温度で行うのが望ましい。
冷間圧延途中で中間焼鈍を行う場合、冷間圧延は熱間圧延仕上がり板厚、あるいは最初の中間焼鈍前の冷間圧延率が３０～７０％になるように行うのが望ましく、最終の中間焼鈍後、最終板厚に至るまでの最終冷間圧延率を９１～９７％とする。なお、いずれの冷間圧延率も、冷間圧延前の板厚を基準にしている。
上記冷間圧延により、例えば、８０～２００μｍ板厚の成形用アルミニウム合金箔を得る。なお、本発明としては、成形用アルミニウム合金箔の板厚が特定のものに限定されるものではない。
上記冷間圧延により、例えば、８０～２００μｍ板厚の成形用アルミニウム合金箔を得る。なお、本発明としては、成形用アルミニウム合金箔の板厚が特定のものに限定されるものではない。
冷間圧延終了後には、最終焼鈍を行うのが望ましい。最終焼鈍の条件は、例えば２００～４００℃×３時間以上とする。
以上では、成形用アルミニウム合金箔の製造方法について説明したが、上記工程は一つの形態を示すものであり、本発明としては、上記工程に限定されるものではない。
以上では、成形用アルミニウム合金箔の製造方法について説明したが、上記工程は一つの形態を示すものであり、本発明としては、上記工程に限定されるものではない。
本発明の成形用アルミニウム合金箔は、その化学成分と集合組織の最適化により高い深絞り成形性を損なわず、耳と機械的性質の異方性が極めて小さいアルミニウム合金箔を得ることができる。
上記成形用アルミニウム合金箔は、深絞りなどの成形に供することができ、耳率を小さくして成形を行うことができる。
例えば食品等の包装に用いることができる。この場合はアルミニウム箔の表面に樹脂を貼り合せ複合材でも使用される事がある。
例えば食品等の包装に用いることができる。この場合はアルミニウム箔の表面に樹脂を貼り合せ複合材でも使用される事がある。
次に、本発明について、比較例と比較しつつ実施例を説明する。
表１に示す組成（残部がＡｌと不可避不純物）の合金を溶製し、表１に示す条件で、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、最終焼鈍を行い、供試材を得た。
得られた供試材について、以下の項目についてそれぞれ評価を行い、評価結果を表２に示した。
表１に示す組成（残部がＡｌと不可避不純物）の合金を溶製し、表１に示す条件で、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、最終焼鈍を行い、供試材を得た。
得られた供試材について、以下の項目についてそれぞれ評価を行い、評価結果を表２に示した。
結晶方位密度
Ｃｕｂｅ方位は｛００１｝＜１００＞、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、各結晶方位密度の評価を行った。
Ｃｕｂｅ方位は｛００１｝＜１００＞、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、各結晶方位密度の評価を行った。
平均結晶粒径
最終焼鈍後のアルミニウム箔の供試材表面を２０容量％過塩素酸＋８０容量％エタノール混合溶液を用い、電圧２０Ｖで電解研磨を行った後、バーカー氏液中にて電圧３０Ｖの条件で陽極酸化処理した。処理後の供試材について、光学顕微鏡にて結晶粒を観察した。撮影した写真から切断法により平均結晶粒径を算出した。
最終焼鈍後のアルミニウム箔の供試材表面を２０容量％過塩素酸＋８０容量％エタノール混合溶液を用い、電圧２０Ｖで電解研磨を行った後、バーカー氏液中にて電圧３０Ｖの条件で陽極酸化処理した。処理後の供試材について、光学顕微鏡にて結晶粒を観察した。撮影した写真から切断法により平均結晶粒径を算出した。
引張強さ
引張強さは引張試験にて測定した。圧延方向に対し０、４５、９０°の各方向のＪＩＳ５号試験片を採取し、万能引張試験機（島津製作所社製 ＡＧＳ－Ｘ １０ｋＮ）で引張り速度５ｍｍ／ｍｉｎ．にて試験を行った。
引張強さは引張試験にて測定した。圧延方向に対し０、４５、９０°の各方向のＪＩＳ５号試験片を採取し、万能引張試験機（島津製作所社製 ＡＧＳ－Ｘ １０ｋＮ）で引張り速度５ｍｍ／ｍｉｎ．にて試験を行った。
耳率
絞り比１．７５にて深絞りを行い、成形カップ全周の凹凸形状測定を行った後下記の式にて耳率を算出した。
耳率＝｛山の平均高さ－谷の平均高さ｝／｛（山の平均高さ+谷の平均高さ）／２｝×１００（％）
絞り比１．７５にて深絞りを行い、成形カップ全周の凹凸形状測定を行った後下記の式にて耳率を算出した。
耳率＝｛山の平均高さ－谷の平均高さ｝／｛（山の平均高さ+谷の平均高さ）／２｝×１００（％）
実施例に示すように、本発明の供試材は、良好な組織異方性と機械的性質を示し、成形時の耳率が小さく、深い絞り加工性に適した成形性を発揮する。
一方、比較例では、結晶組織および強度のバランスが崩れた結果、絞り加工における耳率の悪化や割れを招き、成形用アルミニウム合金箔として不十分な性能となっている。
一方、比較例では、結晶組織および強度のバランスが崩れた結果、絞り加工における耳率の悪化や割れを招き、成形用アルミニウム合金箔として不十分な性能となっている。
以上本発明について、上記実施形態および実施例に基づいて説明を行ったが、本発明の技術的範囲は上記説明の内容に限定されるものではなく、本発明の範囲を逸脱しない限りは、上記実施形態に対する適宜の変更が可能である。
Claims (5)
- Ｓｉ：０．５～０．７質量％、Ｆｅ：０．７～０．９質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２０質量％を含有し、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、集合組織としてＣｕｂｅ方位密度１０以下、Ｃｕ方位密度５以下、Ｒ方位密度５以下であることを特徴とする成形用アルミニウム合金箔。
- さらに、前記組成に、Ｍｎ：０．００２０～０．０１０質量％を含有することを特徴とする請求項１記載の成形用アルミニウム合金箔。
- 平均結晶粒径が３０μｍ以下、且つ圧延方向に対する０°、４５°、９０°方向の引張強さにおいて、｛（最大引張強さ）－（最小引張強さ）｝／（最大引張強さ）×１００＜３％を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の成形用アルミニウム合金箔。
- 請求項１～３のいずれか１項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または２に記載の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊に４８０～５４０℃で４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がり温度が２３０～３００℃となるように熱間圧延を行い、冷間圧延の途中で４００℃以上の中間焼鈍を行い、熱間圧延後から中間焼鈍までの冷間圧延率を３０～７０％とし、さらに中間焼鈍後から最終製品までの冷間圧延率を９１～９７％とし、冷間圧延後に最終焼鈍を行うことを特徴とする成形用アルミニウム合金箔の製造方法。 - 前記最終焼鈍が、温度２００～４００℃で、３時間以上で行われることを特徴とする請求項４記載の成形用アルミニウム合金箔の製造方法。
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