JP7334374B2 - アルミニウム合金箔およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、アルミニウム合金箔およびその製造方法に関する。
本願は、２０２１年３月５日に、日本に出願された特願２０２１－０３５４９５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２１年３月５日に、日本に出願された特願２０２１－０３５４９５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
食品やリチウムイオン電池等の包材に用いられるアルミニウム合金箔は、プレス成型等によって大きな変形が加えられて成形されるため、高い伸びを有していることが求められる。高い伸びと良好な成形性を有するアルミニウム合金箔は、結晶粒が微細でありかつ均一であること、及び集合組織のランダム性が重要と考えられる。
例えば、以下の特許文献１には、成形性に優れたアルミニウム合金箔として、Ｆｅ、Ｍｇを含有し、Ｓｉ含有量を０．１０％以下に規制したアルミニウム合金箔が開示されている。
また、以下の特許文献２では、Ｆｅ、Ｓｉを含有し、Ｃｕ、Ｍｎの含有量を０．２％を上限に規制し、結晶粒の大きさを規制したアルミニウム合金箔が開示されている。
また、以下の特許文献２では、Ｆｅ、Ｓｉを含有し、Ｃｕ、Ｍｎの含有量を０．２％を上限に規制し、結晶粒の大きさを規制したアルミニウム合金箔が開示されている。
前述の背景に鑑み、本発明者はリチウムイオン電池用外装箔として好適なアルミニウム合金箔について、研究開発を行っている。
包材用アルミニウム合金箔について本発明者が検討した場合、伸びについては、アルミニウム合金箔を一方向に変形させるわけではなく、いわゆる張出成形が行われることが多い。このため、一般的な材料の伸び値として用いられる圧延方向に対して平行な方向だけでなく、４５°や９０°といった各方向の伸びも高いことが求められる。また、最近では電池包材分野を含む包材分野では、包材厚みの薄肉化が進んでいる。
包材用アルミニウム合金箔について本発明者が検討した場合、伸びについては、アルミニウム合金箔を一方向に変形させるわけではなく、いわゆる張出成形が行われることが多い。このため、一般的な材料の伸び値として用いられる圧延方向に対して平行な方向だけでなく、４５°や９０°といった各方向の伸びも高いことが求められる。また、最近では電池包材分野を含む包材分野では、包材厚みの薄肉化が進んでいる。
しかし、特許文献１に記載されているアルミニウム合金箔は、各方向での伸びの均一性が十分ではなく、張出成形などで均一な変形が難しくなる問題がある。
また、特許文献２に記載されているアルミニウム合金箔において、伸びについては十分な値が示されているが、結晶粒の微細化のため、ＣｕとＭｎを０．２％を上限として添加している例が示されている。これらの元素は微量添加であっても圧延性の低下を招き、かつエッジクラック発生により圧延時破断のリスクが増加するため、生産性を低下させる懸念がある。
加えて、１．５％近いＦｅを含有するアルミニウム合金材では、微量であってもＭｎを添加することでＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系晶出物の粗大化が生じる為、箔厚みが薄い場合は圧延時の破断や成形時の穴発生の起点となるリスクが増大する懸念がある。
また、特許文献２に記載されているアルミニウム合金箔において、伸びについては十分な値が示されているが、結晶粒の微細化のため、ＣｕとＭｎを０．２％を上限として添加している例が示されている。これらの元素は微量添加であっても圧延性の低下を招き、かつエッジクラック発生により圧延時破断のリスクが増加するため、生産性を低下させる懸念がある。
加えて、１．５％近いＦｅを含有するアルミニウム合金材では、微量であってもＭｎを添加することでＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系晶出物の粗大化が生じる為、箔厚みが薄い場合は圧延時の破断や成形時の穴発生の起点となるリスクが増大する懸念がある。
本願発明は、加工性が良好であり、かつ高い成形性を有するアルミニウム合金箔の提供を目的とする。
本発明者は、包材用アルミニウム合金箔についてより詳細な構造解析を行い、その知見に基づき、合金の製造方法を根本的に見直すことで、目的のアルミニウム合金箔を提供できる技術を開発し、本願発明に到達した。
（１）本発明の一態様に係るアルミニウム合金箔は、Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金箔であり、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上であることを特徴とする。
（１）本発明の一態様に係るアルミニウム合金箔は、Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金箔であり、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上であることを特徴とする。
（２）本発明の一態様に係るアルミニウム合金箔において、前記圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２５％以上であることが好ましい。
（３）本発明の一態様に係るアルミニウム合金箔において、前記箔の平均結晶粒径が８μｍ以上１２μｍ未満であることが好ましい。
（３）本発明の一態様に係るアルミニウム合金箔において、前記箔の平均結晶粒径が８μｍ以上１２μｍ未満であることが好ましい。
（４）本発明の一態様に係るアルミニウム合金箔において、前記Ｃｕ方位密度が１５以上２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上２０未満、Ｒ方位密度が１０以上１５未満であることが好ましい。
（５）本発明の一態様に係るアルミニウム合金箔の製造方法は、タンディシュに設けたノズルから、アルミニウム合金の溶湯を搬送冷却装置に注湯し、冷却して鋳造板を連続鋳造する工程と、前記鋳造板を５６０℃～６２０℃にて２時間以上加熱する均質化処理工程と、前記鋳造板を冷間圧延し、アルミニウム合金箔を製造する工程と、前記アルミニウム合金箔を２２０℃～３５０℃にて３０分以上加熱する最終焼鈍工程と、を有し、前記アルミニウム合金は、Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物である組成を有し、前記連続鋳造の工程では、前記溶湯の冷却速度を５０～５００℃／秒に設定し、前記工程により、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上であるアルミニウム合金箔を得ることを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法。
（５）本発明の一態様に係るアルミニウム合金箔の製造方法は、タンディシュに設けたノズルから、アルミニウム合金の溶湯を搬送冷却装置に注湯し、冷却して鋳造板を連続鋳造する工程と、前記鋳造板を５６０℃～６２０℃にて２時間以上加熱する均質化処理工程と、前記鋳造板を冷間圧延し、アルミニウム合金箔を製造する工程と、前記アルミニウム合金箔を２２０℃～３５０℃にて３０分以上加熱する最終焼鈍工程と、を有し、前記アルミニウム合金は、Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物である組成を有し、前記連続鋳造の工程では、前記溶湯の冷却速度を５０～５００℃／秒に設定し、前記工程により、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上であるアルミニウム合金箔を得ることを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法。
本発明の一態様によれば、加工性が良好であり、かつ高い成形性を有するアルミニウム合金箔を提供することができる。
以下、添付図面に基づき、本発明の実施形態の一例について詳細に説明する。なお、以下の説明で用いる図面は、特徴をわかりやすくするために、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合がある。
図１は、本発明に係るアルミニウム合金箔の一実施形態を示す平面図である。
図１に示すアルミニウム合金箔１は、後述する連続鋳造法により得られた鋳造板を冷間圧延して得られた箔であり、図１のアルミニウム合金箔１は一定幅を有し長さ方向を左右に向けた帯状体として描かれている。
このアルミニウム合金箔１の圧延方向は図１に示す左右方向（帯状の箔１の長さ方向）であり、便宜的に圧延方向に対し０°の方向は図１の左右方向を意味し、圧延方向に対し４５°方向とは図１に示す４５°と記載した矢印方向を意味し、圧延方向に対し９０°方向とは図１に示す９０°と記載した矢印方向を意味する。アルミニウム合金箔１において圧延方向に対し９０°方向とは、換言すると帯状のアルミニウム合金箔１の幅方向（図１の紙面上下方向）を意味する。
図１に示すアルミニウム合金箔１は、後述する連続鋳造法により得られた鋳造板を冷間圧延して得られた箔であり、図１のアルミニウム合金箔１は一定幅を有し長さ方向を左右に向けた帯状体として描かれている。
このアルミニウム合金箔１の圧延方向は図１に示す左右方向（帯状の箔１の長さ方向）であり、便宜的に圧延方向に対し０°の方向は図１の左右方向を意味し、圧延方向に対し４５°方向とは図１に示す４５°と記載した矢印方向を意味し、圧延方向に対し９０°方向とは図１に示す９０°と記載した矢印方向を意味する。アルミニウム合金箔１において圧延方向に対し９０°方向とは、換言すると帯状のアルミニウム合金箔１の幅方向（図１の紙面上下方向）を意味する。
図１に示すアルミニウム合金箔１は、例えば、０．１μｍ～０．２ｍｍ程度の厚さに形成されている。アルミニウム合金箔１の厚さは箔として用いる一般的な厚さで差し支えない。
このアルミニウム合金箔１は、一例として、Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物である組成を有するアルミニウム合金からなる。
また、アルミニウム合金箔１は、一例として、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上である。
このアルミニウム合金箔１は、一例として、Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物である組成を有するアルミニウム合金からなる。
また、アルミニウム合金箔１は、一例として、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上である。
以下、アルミニウム合金箔１を構成するアルミニウム合金の組成の限定理由と特性の限定理由、組織の限定理由について説明する。
・Ｆｅ：１．２質量％以上２．５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、それら化合物のサイズが適している場合は、焼鈍時に再結晶のサイトとなって再結晶粒を微細化する効果がある。Ｆｅの含有量を１．２質量％未満にすると、金属間化合物の分布密度が低くなり、結晶粒の微細化効果が低くなり、最終的な結晶粒分布も不均一となる。Ｆｅの含有量を２．５質量％超にすると、結晶粒微細化の効果が飽和もしくは低下し、さらに鋳造時に生成されるＡｌ－Ｆｅ金属間化合物のサイズが非常に大きくなり、合金箔の伸びや成形性、圧延性が低下する。特に好ましいＦｅ含有量の範囲は、１．２質量％以上１．８質量％以下である。
・Ｓｉ：０．１０質量％以下
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伸びや成形性の低下、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。これらの理由からＳｉの含有量を０．１０質量％以下に定める。なお、同様の理由により、Ｓｉ含有量の上限を０．０４質量％とするのが望ましい。Ｓｉの含有量の下限値は特に限定されないが、０．０１質量％以上が好ましい。
・Ｆｅ：１．２質量％以上２．５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、それら化合物のサイズが適している場合は、焼鈍時に再結晶のサイトとなって再結晶粒を微細化する効果がある。Ｆｅの含有量を１．２質量％未満にすると、金属間化合物の分布密度が低くなり、結晶粒の微細化効果が低くなり、最終的な結晶粒分布も不均一となる。Ｆｅの含有量を２．５質量％超にすると、結晶粒微細化の効果が飽和もしくは低下し、さらに鋳造時に生成されるＡｌ－Ｆｅ金属間化合物のサイズが非常に大きくなり、合金箔の伸びや成形性、圧延性が低下する。特に好ましいＦｅ含有量の範囲は、１．２質量％以上１．８質量％以下である。
・Ｓｉ：０．１０質量％以下
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伸びや成形性の低下、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。これらの理由からＳｉの含有量を０．１０質量％以下に定める。なお、同様の理由により、Ｓｉ含有量の上限を０．０４質量％とするのが望ましい。Ｓｉの含有量の下限値は特に限定されないが、０．０１質量％以上が好ましい。
・圧延方向に対して０°方向の伸び、４５゜方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上
包材に用いられるアルミニウム合金箔１は、プレス成形によって３次元的な変形が加えられる。そのため、圧延方向の伸びのみではなく、種々の方向に対する良好な伸びを有することが求められる。上述の何れかの方向に対する伸びが２０％未満である場合、その方向の伸びが律束となりアルミニウム合金箔１の成形性が低下する。
アルミニウム合金箔１の成形性を保つためには、圧延方向に対し全ての方向において伸びが２０％以上であることを要する。本実施形態のアルミニウム合金箔１において、全ての方向の伸びが優れることの例示として、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５゜方向の伸び、９０°方向の伸びが優れることを意図する。
アルミニウム合金箔１において圧延方向に対し０°方向の伸び、４５゜方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２５％以上であることがより好ましい。
圧延方向に対し０°方向の伸び、４５゜方向の伸び、９０°方向の伸びの上限値は特に限定されないが、いずれも４５％以下が好ましい。
包材に用いられるアルミニウム合金箔１は、プレス成形によって３次元的な変形が加えられる。そのため、圧延方向の伸びのみではなく、種々の方向に対する良好な伸びを有することが求められる。上述の何れかの方向に対する伸びが２０％未満である場合、その方向の伸びが律束となりアルミニウム合金箔１の成形性が低下する。
アルミニウム合金箔１の成形性を保つためには、圧延方向に対し全ての方向において伸びが２０％以上であることを要する。本実施形態のアルミニウム合金箔１において、全ての方向の伸びが優れることの例示として、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５゜方向の伸び、９０°方向の伸びが優れることを意図する。
アルミニウム合金箔１において圧延方向に対し０°方向の伸び、４５゜方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２５％以上であることがより好ましい。
圧延方向に対し０°方向の伸び、４５゜方向の伸び、９０°方向の伸びの上限値は特に限定されないが、いずれも４５％以下が好ましい。
・箔の平均結晶粒径が２０μｍ未満
アルミニウム合金箔１の平均結晶粒径は、２０μｍ未満であり、好ましくは８μｍ以上２０μｍ未満である。本実施形態のアルミニウム合金箔１にあっては、その結晶粒を微細化す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る。このため、高い伸びとそれに伴う高い成形性を期待できる。アルミニウム合金箔１の平均結晶粒径が２０μｍ以上では、結晶粒が粗大なため、成形時に箔表面に肌荒れを生じ易く、成形性の低下をもたらす。アルミニウム合金箔１の平均結晶粒径が８μｍ未満では、結晶粒が微細になりすぎて材料が硬くなり、またｎ値が低下することにより伸びが低下する懸念がある。
アルミニウム合金箔１の平均結晶粒径は、２０μｍ未満であり、好ましくは８μｍ以上２０μｍ未満である。本実施形態のアルミニウム合金箔１にあっては、その結晶粒を微細化す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る。このため、高い伸びとそれに伴う高い成形性を期待できる。アルミニウム合金箔１の平均結晶粒径が２０μｍ以上では、結晶粒が粗大なため、成形時に箔表面に肌荒れを生じ易く、成形性の低下をもたらす。アルミニウム合金箔１の平均結晶粒径が８μｍ未満では、結晶粒が微細になりすぎて材料が硬くなり、またｎ値が低下することにより伸びが低下する懸念がある。
・Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上
集合組織は、アルミニウム合金箔１の成形性に大きな影響を及ぼす。Ｃｕ方位密度が２５以上、Ｃｕｂｅ方位密度が１０未満、Ｒ方位密度が１０未満であると、アルミニウム合金箔１の伸びに顕著な異方性が生じ易くなり、圧延方向に対し４５°伸びが向上する反面、０°伸び、９０°伸びがいずれも低下する。そのため、Ｃｕ方位密度を２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度を１０以上、Ｒ方位密度を１０以上とすることで、上述の３つの方向の伸びのバランスを保つことができ、成形性が低下しない。
前記Ｃｕ方位密度が１５以上２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上２０未満、Ｒ方位密度が１０以上１５未満であることがより好ましい。
集合組織は、アルミニウム合金箔１の成形性に大きな影響を及ぼす。Ｃｕ方位密度が２５以上、Ｃｕｂｅ方位密度が１０未満、Ｒ方位密度が１０未満であると、アルミニウム合金箔１の伸びに顕著な異方性が生じ易くなり、圧延方向に対し４５°伸びが向上する反面、０°伸び、９０°伸びがいずれも低下する。そのため、Ｃｕ方位密度を２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度を１０以上、Ｒ方位密度を１０以上とすることで、上述の３つの方向の伸びのバランスを保つことができ、成形性が低下しない。
前記Ｃｕ方位密度が１５以上２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上２０未満、Ｒ方位密度が１０以上１５未満であることがより好ましい。
「アルミニウム合金箔の製造方法」
図１に示すアルミニウム合金箔１を製造するには、上述の組成を満足するアルミニウム合金溶湯Ｍを作製し、このアルミニウム合金溶湯Ｍを用いて連続鋳造法によりアルミニウム合金鋳造板１０を得る。次に、アルミニウム合金鋳造板１０を５６０℃～６２０℃にて２時間以上加熱する（均質化処理工程）。次に、このアルミニウム合金鋳造板１０を冷間圧延により目的の厚さに加工することでアルミニウム合金箔を得る。次に、アルミニウム合金箔を２２０℃～３５０℃にて３０分以上加熱する（最終焼鈍工程）。以上により、本実施形態のアルミニウム合金箔１を得ることができる。
図１に示すアルミニウム合金箔１を製造するには、上述の組成を満足するアルミニウム合金溶湯Ｍを作製し、このアルミニウム合金溶湯Ｍを用いて連続鋳造法によりアルミニウム合金鋳造板１０を得る。次に、アルミニウム合金鋳造板１０を５６０℃～６２０℃にて２時間以上加熱する（均質化処理工程）。次に、このアルミニウム合金鋳造板１０を冷間圧延により目的の厚さに加工することでアルミニウム合金箔を得る。次に、アルミニウム合金箔を２２０℃～３５０℃にて３０分以上加熱する（最終焼鈍工程）。以上により、本実施形態のアルミニウム合金箔１を得ることができる。
図２はアルミニウム合金箔１を製造する場合に用いられる好適な連続鋳造装置の一例を示す。図２に示す連続鋳造装置Ａは、目的組成の合金溶湯Ｍを貯留したタンディッシュ３と、タンディッシュ３の側壁３Ａに横向きに設けられた耐火物製のノズル５と、ノズル５の先端側に配置された上ロール（搬送冷却装置）６と下ロール（搬送冷却装置）７を備えている。また、タンディッシュ３の上方には合金溶湯Ｍを補給するための樋８が設けられている。樋８の下部には供給管９が設けられ、供給管９を介し合金溶湯Ｍをタンディッシュ３に補給できるようになっている。
図２において上ロール６と下ロール７は簡略的に記載されているが、これらのロールはロールコアとロールシェルを有する２重構造とされ、ロールコアとロールシェルとの間に図示略の冷却媒体の流路が形成され、各ロールを内部側から冷却できるように構成されている。図２ではロールシェルの一部のみ破断線で描き、各ロールの詳細は略している。
ノズル５の先端から合金溶湯Ｍを上ロール６と下ロール７の間に供給できるので、合金溶湯Ｍを供給しつつ上ロール６と下ロール７を回転駆動することで図２に符号１０で示すアルミニウム合金鋳造板を鋳造することができる。
桶８からタンディッシュ３に合金溶湯を供給してタンディッシュ３内の合金溶湯量を調整し、アルミニウム合金溶湯をタンディッシュ３からノズル５を介しロール６、７間に連続供給することで、アルミニウム合金鋳造板１０を連続的に鋳造することができる。
桶８からタンディッシュ３に合金溶湯を供給してタンディッシュ３内の合金溶湯量を調整し、アルミニウム合金溶湯をタンディッシュ３からノズル５を介しロール６、７間に連続供給することで、アルミニウム合金鋳造板１０を連続的に鋳造することができる。
図２に示す連続鋳造装置Ａにより５０～５００℃／秒程度の冷却速度でアルミニウム合金鋳造板１０を製造することができる。この鋳造板１０の板厚は４ｍｍ～１０ｍｍ程度、例えば７ｍｍ程度とすることができる。
この範囲の冷却速度を採用することで後述するアルミニウム合金箔１における、集合組織のＣｕ方位密度２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度１０以上、Ｒ方位密度１０以上を得やすくなる。
得られたアルミニウム合金鋳造板１０に対し均質化処理を施す。均質化処理では、アルミニウム合金鋳造板１０を５６０℃～６２０℃で２時間以上加熱する。加熱時間は、好ましくは６時間～１０時間である。例えば５９５℃で８時間加熱する。
この範囲の冷却速度を採用することで後述するアルミニウム合金箔１における、集合組織のＣｕ方位密度２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度１０以上、Ｒ方位密度１０以上を得やすくなる。
得られたアルミニウム合金鋳造板１０に対し均質化処理を施す。均質化処理では、アルミニウム合金鋳造板１０を５６０℃～６２０℃で２時間以上加熱する。加熱時間は、好ましくは６時間～１０時間である。例えば５９５℃で８時間加熱する。
アルミニウム合金鋳造板１０を製造したならば、必要な加工率で冷間圧延を必要回数行うことで厚さ１０μｍ～０．２ｍｍ程度、例えば厚さ４０μｍのアルミニウム合金箔を得ることができる。冷間圧延の最終パスでの加工率は、８５～９５％が好ましい。
複数回冷間圧延を行い、その冷間圧延の間に中間焼鈍を施すことが好ましい。中間焼鈍では、２００℃～４００℃に数十分～数時間程度加熱することが好ましい。例えば、３６０℃に３時間程度加熱し、次いで徐冷することが好ましい。
冷間圧延後に最終焼鈍を行う。最終焼鈍の条件としては、２２０℃～３５０℃にて３０分以上加熱する。加熱時間は、好ましくは３０分～１０時間である。次いで徐冷することが望ましい。
複数回冷間圧延を行い、その冷間圧延の間に中間焼鈍を施すことが好ましい。中間焼鈍では、２００℃～４００℃に数十分～数時間程度加熱することが好ましい。例えば、３６０℃に３時間程度加熱し、次いで徐冷することが好ましい。
冷間圧延後に最終焼鈍を行う。最終焼鈍の条件としては、２２０℃～３５０℃にて３０分以上加熱する。加熱時間は、好ましくは３０分～１０時間である。次いで徐冷することが望ましい。
上述の冷却速度で鋳造板を製造する連続鋳造工程と、均質化処理工程と、冷間圧延工程と、最終焼鈍工程を上述の条件で行うことで、目的の方位密度のアルミニウム合金箔１を得ることができる。
得られたアルミニウム合金箔１において、Ｆｅを所定量含んでいるが、Ｆｅはアルミニウム合金の集合組織に影響して結晶粒径の微細化に寄与する。Ｆｅを１．２～２．５質量％の量で含有しているアルミニウム合金であるが、連続鋳造法により鋳造板とすることで上述の範囲のＦｅ含有量としても、良好な伸びを有することとなる。
なお、ここで用いるアルミニウム合金には、Ｆｅに加えてＳｉを０．１０質量％以下程度の量で含んでいても良い。本実施形態のアルミニウム合金箔１においてＳｉを上述の範囲含んでいても目的を達成できるアルミニウム合金箔が得られる。
得られたアルミニウム合金箔１において、Ｆｅを所定量含んでいるが、Ｆｅはアルミニウム合金の集合組織に影響して結晶粒径の微細化に寄与する。Ｆｅを１．２～２．５質量％の量で含有しているアルミニウム合金であるが、連続鋳造法により鋳造板とすることで上述の範囲のＦｅ含有量としても、良好な伸びを有することとなる。
なお、ここで用いるアルミニウム合金には、Ｆｅに加えてＳｉを０．１０質量％以下程度の量で含んでいても良い。本実施形態のアルミニウム合金箔１においてＳｉを上述の範囲含んでいても目的を達成できるアルミニウム合金箔が得られる。
以上説明の製造方法により、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上であるアルミニウム合金箔１を得ることができる。
以上説明のアルミニウム合金箔１であるならば、食品包装用、あるいは、リチウムイオン電池の成形包材用として好適であり、プレス成形によって大きな変形を施す用途、高い伸び、成形性が要求される用途に好適なアルミニウム合金箔を提供できる。
以上説明のアルミニウム合金箔１であるならば、食品包装用、あるいは、リチウムイオン電池の成形包材用として好適であり、プレス成形によって大きな変形を施す用途、高い伸び、成形性が要求される用途に好適なアルミニウム合金箔を提供できる。
なお、本実施形態に係るアルミニウム合金箔１を製造する場合に用いる連続鋳造装置は、図２に示す双ロール型に限るものではない。アルミニウム合金の連続鋳造用の他の連続鋳造装置として、Hunter法、Lauener Caster I（Alusuisse Caster I）、Davey McKee Twin-roll sheet caster、Twin bele casterなどの方法や装置も知られているので、これらのいずれを用いても良い。
表１に示すＩ～Ｘの合金組成となるようにアルミニウム合金溶湯を調整し、図２に示す双ロール型の連続鋳造装置を用いて冷却速度５０～５００℃／秒の条件で厚さ７ｍｍのアルミニウム合金鋳造板を製造した。得られたアルミニウム合金鋳造板をロール巻きして加熱炉に収容し、５４０～６２０℃にて８時間加熱する均質化処理を施した。
次に、冷間圧延処理を行い、また２００～４００℃で３時間加熱する中間焼鈍を施した。これにより目的の厚さ４０μｍのアルミニウム合金箔を得た。得られたアルミニウム合金箔に２２０～３５０℃にて８時間で最終焼鈍を行い、最終製品とした。
表２に、前述の範囲の均質化温度と時間、中間焼鈍温度と時間、最終焼鈍温度と時間の詳細について、製造工程Ａ～Ｊとして示す。
次に、冷間圧延処理を行い、また２００～４００℃で３時間加熱する中間焼鈍を施した。これにより目的の厚さ４０μｍのアルミニウム合金箔を得た。得られたアルミニウム合金箔に２２０～３５０℃にて８時間で最終焼鈍を行い、最終製品とした。
表２に、前述の範囲の均質化温度と時間、中間焼鈍温度と時間、最終焼鈍温度と時間の詳細について、製造工程Ａ～Ｊとして示す。
・引張強度、伸びの測定
いずれも引張試験にて測定した（箔厚４０μｍ）。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号試験片を各試料から採取し、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、試験前に短冊状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。
伸び率については、得られたアルミニウム合金箔について、圧延方向に対し０°方向の伸びを測定するための短冊状試料片と、圧延方向に対し４５°方向の伸びを測定するための短冊状試料片と、圧延方向に対し９０°方向の伸びを測定するための短冊状試料片を採取し、測定した。
いずれも引張試験にて測定した（箔厚４０μｍ）。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号試験片を各試料から採取し、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、試験前に短冊状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。
伸び率については、得られたアルミニウム合金箔について、圧延方向に対し０°方向の伸びを測定するための短冊状試料片と、圧延方向に対し４５°方向の伸びを測定するための短冊状試料片と、圧延方向に対し９０°方向の伸びを測定するための短冊状試料片を採取し、測定した。
・平均結晶粒径の測定
アルミニウム合金箔の表面を電解研磨した。次いで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。１０００倍の倍率で視野サイズ４５×９０μｍを３視野測定し、平均結晶粒径を算出した。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。
アルミニウム合金箔の表面を電解研磨した。次いで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。１０００倍の倍率で視野サイズ４５×９０μｍを３視野測定し、平均結晶粒径を算出した。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。
・結晶方位の測定
Ｃｕ方位は｛１１２｝＜１１１＞、Ｒ方位は｛１２３｝＜６３４＞を代表方位とした。Ｃｕｂｅ方位は｛００１｝＜１００＞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。
Ｃｕ方位は｛１１２｝＜１１１＞、Ｒ方位は｛１２３｝＜６３４＞を代表方位とした。Ｃｕｂｅ方位は｛００１｝＜１００＞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。
・限界成型高さ
成型高さは角筒成型試験にて評価した。試験は万能薄板成型試験器（ＥＲＩＣＨＳＥＮ社製 モデル１４２／２０）にて行い、厚さ４０μｍで図１に示す形状を有するアルミニウム箔を角型ポンチ（一辺の長さＬ＝３７ｍｍ、角部の面取り径Ｒ＝４．５ｍｍ）を用いて成型することで行った。試験条件として、シワ抑え力は１０ｋＮ、ポンチの上昇速度（成型速度）の目盛は１とし、そしてアルミニウム箔の片面（ポンチが当たる面）に鉱物油を潤滑剤として塗布した。アルミニウム箔に対し装置の下部から上昇するポンチが当たり、アルミニウム箔が成型されるが、３回連続成型した際に割れやピンホールがなく成型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。ここでは張出高さ（限界成型高さ）が７．０ｍｍ以上の場合を成型性が良好（good）と判定し、“Ｂ”と記載した。張出高さ（限界成型高さ）が９．５ｍｍ以上の場合を成型性が特に良好（excellent）と判定し、“Ａ”と記載した。張出高さ（限界成型高さ）が７．０ｍｍ未満の場合を成型性が乏しい（poor）と判定し、“Ｃ”と記載した。
成型高さは角筒成型試験にて評価した。試験は万能薄板成型試験器（ＥＲＩＣＨＳＥＮ社製 モデル１４２／２０）にて行い、厚さ４０μｍで図１に示す形状を有するアルミニウム箔を角型ポンチ（一辺の長さＬ＝３７ｍｍ、角部の面取り径Ｒ＝４．５ｍｍ）を用いて成型することで行った。試験条件として、シワ抑え力は１０ｋＮ、ポンチの上昇速度（成型速度）の目盛は１とし、そしてアルミニウム箔の片面（ポンチが当たる面）に鉱物油を潤滑剤として塗布した。アルミニウム箔に対し装置の下部から上昇するポンチが当たり、アルミニウム箔が成型されるが、３回連続成型した際に割れやピンホールがなく成型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。ここでは張出高さ（限界成型高さ）が７．０ｍｍ以上の場合を成型性が良好（good）と判定し、“Ｂ”と記載した。張出高さ（限界成型高さ）が９．５ｍｍ以上の場合を成型性が特に良好（excellent）と判定し、“Ａ”と記載した。張出高さ（限界成型高さ）が７．０ｍｍ未満の場合を成型性が乏しい（poor）と判定し、“Ｃ”と記載した。
表１に示す合金組成と表２に示す製造工程のいずれかを採用し、表３，４に示すＮｏ．１～２７の実施例を作製した。実施例はいずれも前述した望ましい組成あるいは製造条件を満たす例である。
表１に示す合金組成と表２に示す製造工程のいずれかを採用し、表５に示すＮｏ．２８～３７の比較例を作製した。比較例はいずれも前述した望ましい組成あるいは製造条件のいずれかを満たしていない例である。
Ｎｏ．１～２７の実施例とＮｏ．２８～３７の比較例について、平均結晶粒径、０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸び、Ｃｕ方位密度、Ｃｕｂｅ方位密度、Ｒ方位密度、限界成型高さを測定し、それらの結果を以下の表３～５に記載する。
表１に示す合金組成と表２に示す製造工程のいずれかを採用し、表５に示すＮｏ．２８～３７の比較例を作製した。比較例はいずれも前述した望ましい組成あるいは製造条件のいずれかを満たしていない例である。
Ｎｏ．１～２７の実施例とＮｏ．２８～３７の比較例について、平均結晶粒径、０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸び、Ｃｕ方位密度、Ｃｕｂｅ方位密度、Ｒ方位密度、限界成型高さを測定し、それらの結果を以下の表３～５に記載する。
表３，４に示す結果が示すように、Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物である組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金箔であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上であるアルミニウム合金箔は、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であった。
具体的に表３，４に示すＮｏ．１～２７の実施例では、平均結晶粒径８．５～１９．３μｍの範囲であり、０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びが２１～３５％の優れた値を示し、限界成型高さもいずれも７．０ｍｍ以上であった。特に圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２５％以上の実施例は限界成型高さが９．５ｍｍ以上であった。
具体的に表３，４に示すＮｏ．１～２７の実施例では、平均結晶粒径８．５～１９．３μｍの範囲であり、０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びが２１～３５％の優れた値を示し、限界成型高さもいずれも７．０ｍｍ以上であった。特に圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２５％以上の実施例は限界成型高さが９．５ｍｍ以上であった。
これら実施例に対し、Ｎｏ．２８、２９の比較例では、鋳造冷却速度が５℃／秒以下であり、Ｃｕ方位密度が大きくなり、Ｃｕｂｅ方位密度とＲ方位密度が小さくなり、０°方向の伸びが低くなった。また、Ｎｏ．３０、３１の比較例では、本実施形態の合金組成に係る要件を満たしているが、均質化温度が低いため、結晶粒が２０μｍ以上と大きくなり、伸びが低くなった。Ｎｏ．３２、３３の比較例は、１．０質量％のＦｅを含み、平均結晶粒が２０μｍを超え、伸びが低くなった。
Ｎｏ．３４～３６の比較例は、２．８質量％のＦｅを含み、Ｃｕ方位密度が大きくなり、０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも少なくなった。
Ｎｏ．３７の比較例は、０．１０質量％超のＳｉを含み、平均結晶粒径が２０μｍ以上となり、０°方向の伸びが少なくなった。これらの比較例はいずれも限界成型高さが７．０ｍｍ未満であった。
Ｎｏ．３４～３６の比較例は、２．８質量％のＦｅを含み、Ｃｕ方位密度が大きくなり、０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも少なくなった。
Ｎｏ．３７の比較例は、０．１０質量％超のＳｉを含み、平均結晶粒径が２０μｍ以上となり、０°方向の伸びが少なくなった。これらの比較例はいずれも限界成型高さが７．０ｍｍ未満であった。
本実施形態のアルミニウム合金箔は、食品やリチウムイオン電池の包材として好適に適用される。
１…アルミニウム合金箔、Ａ…連続鋳造装置、３…タンディッシュ、５…ノズル、６…上ロール（搬送冷却手段）、７…下ロール（搬送冷却手段）、８…樋、１０…アルミニウム合金鋳造板。
Claims (5)
- Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物である組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金箔であり、
圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、
平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔。 - 前記圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２５％以上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。
- 前記平均結晶粒径が８μｍ以上２０μｍ未満であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金箔。
- 前記Ｃｕ方位密度が１５以上２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上２０未満、Ｒ方位密度が１０以上１５未満であることを特徴とする請求項１～請求項３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金箔。
- タンディシュに設けたノズルから、アルミニウム合金の溶湯を搬送冷却装置に注湯し、冷却して鋳造板を連続鋳造する工程と、
前記鋳造板を５６０℃～６２０℃にて２時間以上加熱する均質化処理工程と、
前記鋳造板を冷間圧延し、アルミニウム合金箔を製造する工程と、
前記アルミニウム合金箔を２２０℃～３５０℃にて３０分以上加熱する最終焼鈍工程と、を有し、
前記アルミニウム合金は、Ｆｅ：１．２質量％以上２．５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物である組成を有し、
前記連続鋳造の工程では、前記溶湯の冷却速度を５０～５００℃／秒に設定し、
前記工程により、圧延方向に対し０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であり、平均結晶粒径が２０μｍ未満、Ｃｕ方位密度が２５未満、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｒ方位密度が１０以上であるアルミニウム合金箔を得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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