JP7377395B2 - アルミニウム合金箔 - Google Patents
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Description
この発明は、包材などに用いることができるアルミニウム合金箔に関する。
本願は、２０２１年６月２９日に、日本に出願された特願２０２１－１０７７３４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６月２９日に、日本に出願された特願２０２１－１０７７３４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
電池外装などのようにアルミニウム箔を用いる包材は、両面ないしは片面に樹脂フィルムをラミネートした形態とするのが一般的である。アルミニウム箔はバリア性を担い、樹脂フィルムは主に製品の剛性を担っている。従来から包材に使用されるアルミニウム箔には純アルミニウムやＪＩＳ Ａ８０７９、８０２１等のＡｌ－Ｆｅ合金が用いられている。純アルミニウムやＡｌ－Ｆｅ合金の軟質箔は一般的に強度が低い為、例えば箔を薄肉化した場合にはシワや折れ曲がりなどによるハンドリング性の低下や、衝撃でアルミニウム箔にクラックやピンホールを生じる恐れがある。アルミニウム箔に関して、これらの懸念を改善するには、一般に高強度化が有効である。
例えば、特許文献１では、Ｍｎを積極的に含有したＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ合金の高強度箔が提案されている。
例えば、特許文献１では、Ｍｎを積極的に含有したＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ合金の高強度箔が提案されている。
しかしＡｌ－Ｆｅ合金へのＭｎの添加は金属間化合物の粗大化やＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の巨大晶出物が生成し、成形性を低下させるリスクが大きい。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、成形性と強度に優れたアルミニウム合金箔を提供することを目的とする。
すなわち、本発明の第１の態様は、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、後方散乱電子回折法により測定される単位面積あたりの大角粒界の長さＬ１と小角粒界の長さＬ２の比が、Ｌ１／Ｌ２＞３．０を満たし、引張強さが１８０ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔である。
第２の態様は、第１の態様のアルミニウム合金箔において、表面に１５．０原子％以上のＭｇを含み、且つ酸化皮膜厚さが１２０Å以上であることを特徴とする。
第３の態様は、第１または第２の態様のアルミニウム合金箔において、集合組織のＣｏｐｐｅｒ方位、Ｒ方位のそれぞれの方位密度が１５以下であることを特徴とする。
第４の態様は、第１または第２のいずれかの態様のアルミニウム合金箔において、前記不可避不純物としてＭｎ：０．１質量％以下を含むことを特徴とする。
第５の態様は、第３の態様のアルミニウム合金箔において、前記不可避不純物としてＭｎ：０．１質量％以下を含むことを特徴とする。
第５の態様は、第３の態様のアルミニウム合金箔において、前記不可避不純物としてＭｎ：０．１質量％以下を含むことを特徴とする。
第６の態様は、第１または第２の態様において、引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であることを特徴とする。
第７の態様は、第３の態様において、引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であることを特徴とする。
第８の態様は、第４の態様において、引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であることを特徴とする。
第７の態様は、第３の態様において、引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であることを特徴とする。
第８の態様は、第４の態様において、引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であることを特徴とする。
第９の態様は、第１または第２の態様において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする。
第１０の態様は、第３の態様において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする。
第１１の態様は、第４の態様において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする。
第１２の態様は、第６の態様において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする。
第１０の態様は、第３の態様において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする。
第１１の態様は、第４の態様において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする。
第１２の態様は、第６の態様において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする。
本発明の態様のアルミニウム合金箔によれば、成形性を確保しつつ良好な伸び特性と強度を得ることができる。
以下に、本実施形態のアルミニウム合金箔を説明する。
・Ｆｅ：０．２質量％以上２．０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、結晶粒の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。Ｆｅの含有量が上限を超えると、結晶粒の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系金属間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。同様の理由でＦｅの含有量の下限を０．５質量％とするのが好ましく、さらに同様の理由でＦｅの含有量の下限を１．０質量％とし、上限を１．８質量％とすることが一層好ましい。
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、結晶粒の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。Ｆｅの含有量が上限を超えると、結晶粒の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系金属間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。同様の理由でＦｅの含有量の下限を０．５質量％とするのが好ましく、さらに同様の理由でＦｅの含有量の下限を１．０質量％とし、上限を１．８質量％とすることが一層好ましい。
・Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下
Ｍｇはアルミニウムに固溶し、固溶強化によって軟質箔の強度を高めることが出来る。またＭｇはアルミニウムに固溶し易い為、Ｆｅと共に含有しても、金属間化合物が粗大化して成形性や圧延性が低下する危険性は低い。Ｍｇの含有量が１．５質量％を超えると、箔は硬くなり成形性や圧延性は低下するが、非常に高い強度を有するアルミニウム軟質箔を得ることが出来る。Ｍｇの含有量が下限を下回ると、強度の向上が不十分となる。Ｍｇの含有量が上限を超えると、アルミニウム合金箔が極めて硬くなり圧延性や成形性の著しい低下を招く。同様の理由でＭｇの含有量を１．５質量％超４．５質量％以下の範囲とすることが望ましい。
またＭｇを添加することで、リチウムイオン二次電池の電解液に対する耐食性が向上することも確認された。メカニズムの詳細は明らかではないが、Ｍｇ添加量が多いほど、アルミニウム合金箔と電解液中のリチウムが反応しにくくなり、アルミニウム合金箔の微粉化や貫通孔の発生を抑制することが出来る。
Ｍｇはアルミニウムに固溶し、固溶強化によって軟質箔の強度を高めることが出来る。またＭｇはアルミニウムに固溶し易い為、Ｆｅと共に含有しても、金属間化合物が粗大化して成形性や圧延性が低下する危険性は低い。Ｍｇの含有量が１．５質量％を超えると、箔は硬くなり成形性や圧延性は低下するが、非常に高い強度を有するアルミニウム軟質箔を得ることが出来る。Ｍｇの含有量が下限を下回ると、強度の向上が不十分となる。Ｍｇの含有量が上限を超えると、アルミニウム合金箔が極めて硬くなり圧延性や成形性の著しい低下を招く。同様の理由でＭｇの含有量を１．５質量％超４．５質量％以下の範囲とすることが望ましい。
またＭｇを添加することで、リチウムイオン二次電池の電解液に対する耐食性が向上することも確認された。メカニズムの詳細は明らかではないが、Ｍｇ添加量が多いほど、アルミニウム合金箔と電解液中のリチウムが反応しにくくなり、アルミニウム合金箔の微粉化や貫通孔の発生を抑制することが出来る。
・Ｓｉ：０．５質量％以下
Ｓｉは微量であれば、箔の強度を高める目的で添加されることもあるが、本実施形態においてはＳｉの含有量が０．５質量％を超えると、鋳造時に生成されるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物のサイズが大きくなり、箔の伸びや成形性が低下し、箔厚さが薄い場合、金属間化合物を起点とした破断が生じ圧延性も低下する。また本発明品の様にＭｇ含有量の多い合金にＳｉを多量に添加すると、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が多くなり、圧延性の低下や、Ｍｇの固溶量が低下することによる強度の低下を招く恐れがある。同様の理由でＳｉの含有量を０．２質量％以下に抑えることが望ましい。なお、Ｓｉが低い程、成形性、圧延性、結晶粒の微細化の度合い、そして延性が良好という傾向を有する。
Ｓｉは微量であれば、箔の強度を高める目的で添加されることもあるが、本実施形態においてはＳｉの含有量が０．５質量％を超えると、鋳造時に生成されるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物のサイズが大きくなり、箔の伸びや成形性が低下し、箔厚さが薄い場合、金属間化合物を起点とした破断が生じ圧延性も低下する。また本発明品の様にＭｇ含有量の多い合金にＳｉを多量に添加すると、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が多くなり、圧延性の低下や、Ｍｇの固溶量が低下することによる強度の低下を招く恐れがある。同様の理由でＳｉの含有量を０．２質量％以下に抑えることが望ましい。なお、Ｓｉが低い程、成形性、圧延性、結晶粒の微細化の度合い、そして延性が良好という傾向を有する。
・不可避不純物
その他に、ＣｕやＭｎなどの不可避不純物を含むことができる。これらの不可避不純物の各元素の量は、例えば、０．１質量％以下とするのが望ましい。なお、本実施形態としては、前記不可避不純物の含有量の上限が上記数値に限定されるものではない。
ただし、Ｍｎはアルミニウムに固溶し難いため、Ｍｇと異なり固溶強化によって軟質箔の強度を大きく高めることは期待できない。またＦｅ含有量の多い合金にＭｎを多量に添加すると、金属間化合物の粗大化やＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の巨大金属間化合物が生成する危険性が高くなり、圧延性や成形性の低下を招く恐れがある。このため、Ｍｎ含有量は０．１質量％以下とするのが望ましい。
その他に、ＣｕやＭｎなどの不可避不純物を含むことができる。これらの不可避不純物の各元素の量は、例えば、０．１質量％以下とするのが望ましい。なお、本実施形態としては、前記不可避不純物の含有量の上限が上記数値に限定されるものではない。
ただし、Ｍｎはアルミニウムに固溶し難いため、Ｍｇと異なり固溶強化によって軟質箔の強度を大きく高めることは期待できない。またＦｅ含有量の多い合金にＭｎを多量に添加すると、金属間化合物の粗大化やＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の巨大金属間化合物が生成する危険性が高くなり、圧延性や成形性の低下を招く恐れがある。このため、Ｍｎ含有量は０．１質量％以下とするのが望ましい。
・後方散乱電子回折法により測定される単位面積あたりの大角粒界の長さをＬ１、小角粒界の長さをＬ２としたとき、Ｌ１／Ｌ２＞３．０
焼鈍後の再結晶粒組織における大角粒界（ＨＡＧＢ；Ｈｉｇｈ－Ａｎｇｌｅ Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ）と小角粒界（ＬＡＧＢ；Ｌｏｗ－Ａｎｇｌｅ Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ）の割合が箔の伸びや成形性に影響を及ぼす。最終焼鈍後の再結晶粒組織においてＬＡＧＢの割合が高い場合には、変形の局在化を生じやすくなり伸びや成形性が低下する。この為、大角粒界の長さをＬ１、小角粒界の長さをＬ２としたとき、Ｌ１／Ｌ２＞３．０としてＨＡＧＢの割合を高くすることで、高い伸びや良好な成形性が期待できる。より好ましくはＬ１／Ｌ２＞５．０である。
焼鈍後の再結晶粒組織における大角粒界（ＨＡＧＢ；Ｈｉｇｈ－Ａｎｇｌｅ Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ）と小角粒界（ＬＡＧＢ；Ｌｏｗ－Ａｎｇｌｅ Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ）の割合が箔の伸びや成形性に影響を及ぼす。最終焼鈍後の再結晶粒組織においてＬＡＧＢの割合が高い場合には、変形の局在化を生じやすくなり伸びや成形性が低下する。この為、大角粒界の長さをＬ１、小角粒界の長さをＬ２としたとき、Ｌ１／Ｌ２＞３．０としてＨＡＧＢの割合を高くすることで、高い伸びや良好な成形性が期待できる。より好ましくはＬ１／Ｌ２＞５．０である。
・集合組織のＣｏｐｐｅｒ方位、Ｒ方位のそれぞれの方位密度が１５以下
集合組織は箔の機械的性質や成形性に大きな影響を及ぼす。Ｃоｐｐｅｒ方位とＲ方位の密度のいずれかが１５を超えると、成形時に均一な変形が出来ず成形が低下する懸念がある。良好な成形性を得るためにＣоｐｐｅｒ方位とＲ方位の方位密度をそれぞれ１５以下に保つのが望ましい。より好ましくはそれぞれの方位密度が１０以下である。
集合組織は箔の機械的性質や成形性に大きな影響を及ぼす。Ｃоｐｐｅｒ方位とＲ方位の密度のいずれかが１５を超えると、成形時に均一な変形が出来ず成形が低下する懸念がある。良好な成形性を得るためにＣоｐｐｅｒ方位とＲ方位の方位密度をそれぞれ１５以下に保つのが望ましい。より好ましくはそれぞれの方位密度が１０以下である。
・表面のＭｇ濃度が１５．０原子％以上、且つ酸化皮膜厚さが１２０Å以上
メカニズムの詳細は明らかではないが、箔表面のＭｇ濃度と酸化皮膜厚さはリチウムイオン二次電池の電解液に対する耐食性に寄与することが確認されている。箔表面のＭｇ濃度が高く、且つ厚い酸化皮膜が形成されることで耐食性が向上する。このためアルミニウム箔表面のＭｇ濃度を１５．０原子％以上、且つ酸化皮膜厚さ１２０Å以上とするのが望ましい。より好ましくは表面のＭｇ濃度が２０．０原子％以上、且つ酸化皮膜厚さが２２０Å以上である。さらに望ましくは表面のＭｇ濃度が２５．０原子％以上である。
ここで、表面のＭｇ濃度は、最表面から深さ８ｎｍまでの表面部のＭｇ濃度であり、Ｍｇ濃度は、全ての元素の合計１００原子％に対する量である。
メカニズムの詳細は明らかではないが、箔表面のＭｇ濃度と酸化皮膜厚さはリチウムイオン二次電池の電解液に対する耐食性に寄与することが確認されている。箔表面のＭｇ濃度が高く、且つ厚い酸化皮膜が形成されることで耐食性が向上する。このためアルミニウム箔表面のＭｇ濃度を１５．０原子％以上、且つ酸化皮膜厚さ１２０Å以上とするのが望ましい。より好ましくは表面のＭｇ濃度が２０．０原子％以上、且つ酸化皮膜厚さが２２０Å以上である。さらに望ましくは表面のＭｇ濃度が２５．０原子％以上である。
ここで、表面のＭｇ濃度は、最表面から深さ８ｎｍまでの表面部のＭｇ濃度であり、Ｍｇ濃度は、全ての元素の合計１００原子％に対する量である。
・引張強さ：１８０ＭＰａ以上
既存のＪＩＳ Ａ８０７９や８０２１等の箔に対し、劇的に耐衝撃性や突き刺し強さを向上させるためには、１８０ＭＰａ以上の引張強度が必要である。同様の理由で引張強さは２００ＭＰａ以上であることが望ましい。ただし引張強さが高い程、成形性は低下する為、成形性を重視する場合は引張強さを抑えた方が良い。
引張強さは、組成の選定と、結晶粒サイズの最適化により達成することができる。
既存のＪＩＳ Ａ８０７９や８０２１等の箔に対し、劇的に耐衝撃性や突き刺し強さを向上させるためには、１８０ＭＰａ以上の引張強度が必要である。同様の理由で引張強さは２００ＭＰａ以上であることが望ましい。ただし引張強さが高い程、成形性は低下する為、成形性を重視する場合は引張強さを抑えた方が良い。
引張強さは、組成の選定と、結晶粒サイズの最適化により達成することができる。
・伸び：１５％以上
成形性に対する伸びの影響はその成形方法によって大きく異なり、また伸びだけで成形性が決定されるわけではないが、アルミニウム包装材で良く用いられる張出し加工においては、アルミニウム合金箔の伸びが高い程、成形性は有利であり、１５％以上の伸びを有することが望ましい。
伸びの特性は、組成の選定と、結晶粒サイズの微細化により達成することができる。
成形性に対する伸びの影響はその成形方法によって大きく異なり、また伸びだけで成形性が決定されるわけではないが、アルミニウム包装材で良く用いられる張出し加工においては、アルミニウム合金箔の伸びが高い程、成形性は有利であり、１５％以上の伸びを有することが望ましい。
伸びの特性は、組成の選定と、結晶粒サイズの微細化により達成することができる。
・平均結晶粒径：２５μｍ以下
軟質アルミニウム合金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、箔の厚さが薄い程、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、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることが望ましい。
平均結晶粒径は、組成の選定と均質化処理や冷間圧延率の最適化を図った製造条件により達成することができる。
軟質アルミニウム合金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、箔の厚さが薄い程、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、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることが望ましい。
平均結晶粒径は、組成の選定と均質化処理や冷間圧延率の最適化を図った製造条件により達成することができる。
以下に、本実施形態のアルミニウム合金箔を製造する方法を説明する。
アルミニウム合金の鋳塊を、半連続鋳造法等の常法によって鋳造する。アルミニウム合金の鋳塊は、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有する。所望によりＭｎ含有量を０．１質量％以下とする。
得られた鋳塊に対しては、均質化処理を行う。
アルミニウム合金の鋳塊を、半連続鋳造法等の常法によって鋳造する。アルミニウム合金の鋳塊は、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有する。所望によりＭｎ含有量を０．１質量％以下とする。
得られた鋳塊に対しては、均質化処理を行う。
・均質化処理：４５０～５５０℃
一般にアルミニウム材料の均質化処理は４００～６００℃で長時間行われるが、本実施形態ではＦｅ添加による結晶粒の微細化を考慮する必要がある。
均質化処理において、４５０℃未満の温度では、Ｆｅの析出が不十分となり、最終焼鈍時に結晶粒の粗大化が懸念される。また、その場再結晶の割合が増加することでＬＡＧＢの割合が多くなり、Ｌ１／Ｌ２の低下が懸念される。また、Ｃｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度の増加による成形性の低下が懸念される。また５５０℃を超える温度では、晶出物が顕著に成長し、最終焼鈍時の結晶粒の粗大化や成形性の低下に繋がる。均質化処理の時間は、最低３時間以上確保する必要がある。３時間未満では、析出が十分でなく、微細な金属間化合物の密度が低下してしまう。望ましくは、温度は４８０～５２０℃で、時間は５時間以上である。
一般にアルミニウム材料の均質化処理は４００～６００℃で長時間行われるが、本実施形態ではＦｅ添加による結晶粒の微細化を考慮する必要がある。
均質化処理において、４５０℃未満の温度では、Ｆｅの析出が不十分となり、最終焼鈍時に結晶粒の粗大化が懸念される。また、その場再結晶の割合が増加することでＬＡＧＢの割合が多くなり、Ｌ１／Ｌ２の低下が懸念される。また、Ｃｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度の増加による成形性の低下が懸念される。また５５０℃を超える温度では、晶出物が顕著に成長し、最終焼鈍時の結晶粒の粗大化や成形性の低下に繋がる。均質化処理の時間は、最低３時間以上確保する必要がある。３時間未満では、析出が十分でなく、微細な金属間化合物の密度が低下してしまう。望ましくは、温度は４８０～５２０℃で、時間は５時間以上である。
均質化処理後、熱間圧延を行い、所望の厚さのアルミニウム合金板を得る。熱間圧延は常法によって行うことができるが、熱間圧延の巻取り温度は、再結晶温度以上、具体的には３００℃以上とすることが望ましい。３００℃未満では、０．３μｍ以下の微細なＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物が析出する。また、熱間圧延後に再結晶粒とファイバー粒が混在し、中間焼鈍や最終焼鈍の後の結晶粒サイズが不均一化し伸び特性が低下する懸念があり、望ましくない。
熱間圧延の後には、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延を行い、厚さを５～１００μｍとすることで、本実施形態のアルミニウム合金箔を得る。最終冷間圧延率は９０％以上とすることが望ましい。
なお、冷間圧延途中での中間焼鈍は行わなくてもよいが、場合によっては実施しても良い。中間焼鈍には、コイルを炉に投入し一定時間保持するバッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）と、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ、以下ＣＡＬ焼鈍という）により材料を急加熱・急冷する２種類の方式がある。中間焼鈍を負荷する場合、いずれの方法でも良いが、結晶粒の微細化を図り高強度化をする場合はＣＡＬ焼鈍が望ましく、成形性を優先するならばバッチ焼鈍が好ましい。
例えば、バッチ焼鈍では、３００～４００℃で３時間以上の条件を採用することができる。ＣＡＬ焼鈍では、昇温速度：１０～２５０℃／秒、加熱温度：４００℃～５５０℃、保持時間なしまたは保持時間：５秒以下、冷却速度：２０～２００℃／秒の条件を採用することができる。ただし、本実施形態としては、中間焼鈍の有無、中間焼鈍を行う場合の条件等は特定のものに限定されるものではない。
なお、冷間圧延途中での中間焼鈍は行わなくてもよいが、場合によっては実施しても良い。中間焼鈍には、コイルを炉に投入し一定時間保持するバッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）と、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ、以下ＣＡＬ焼鈍という）により材料を急加熱・急冷する２種類の方式がある。中間焼鈍を負荷する場合、いずれの方法でも良いが、結晶粒の微細化を図り高強度化をする場合はＣＡＬ焼鈍が望ましく、成形性を優先するならばバッチ焼鈍が好ましい。
例えば、バッチ焼鈍では、３００～４００℃で３時間以上の条件を採用することができる。ＣＡＬ焼鈍では、昇温速度：１０～２５０℃／秒、加熱温度：４００℃～５５０℃、保持時間なしまたは保持時間：５秒以下、冷却速度：２０～２００℃／秒の条件を採用することができる。ただし、本実施形態としては、中間焼鈍の有無、中間焼鈍を行う場合の条件等は特定のものに限定されるものではない。
・最終冷間圧延率：８４．０％以上９７．０％以下
中間焼鈍後から最終厚さまでの最終冷間圧延率が高い程、材料に蓄積されるひずみ量が多くなり、最終焼鈍後の再結晶粒が微細化される。またその場再結晶を抑制する効果もあり、Ｌ１／Ｌ２の増加に伴う成形性の向上も期待される。具体的には、最終冷間圧延率を８４．０％以上とすることが望ましい。しかし最終冷間圧延率が高すぎる場合には、最終焼鈍後でもＣｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度の増加による成形性の低下が懸念される。またその結果としてＬ１／Ｌ２の低下も生じることから、具体的には最終冷間圧延率９７．０％以下とすることが望ましい。また最終冷間圧延率が低い場合には、結晶粒の粗大化やＬ１／Ｌ２の低下に伴う成形性の低下が懸念される。同様の理由でさらに望ましい最終冷間圧延率の範囲は９０．０％以上９３．０％以下である。
中間焼鈍後から最終厚さまでの最終冷間圧延率が高い程、材料に蓄積されるひずみ量が多くなり、最終焼鈍後の再結晶粒が微細化される。またその場再結晶を抑制する効果もあり、Ｌ１／Ｌ２の増加に伴う成形性の向上も期待される。具体的には、最終冷間圧延率を８４．０％以上とすることが望ましい。しかし最終冷間圧延率が高すぎる場合には、最終焼鈍後でもＣｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度の増加による成形性の低下が懸念される。またその結果としてＬ１／Ｌ２の低下も生じることから、具体的には最終冷間圧延率９７．０％以下とすることが望ましい。また最終冷間圧延率が低い場合には、結晶粒の粗大化やＬ１／Ｌ２の低下に伴う成形性の低下が懸念される。同様の理由でさらに望ましい最終冷間圧延率の範囲は９０．０％以上９３．０％以下である。
箔圧延後には、最終焼鈍を行って軟質箔とする。箔圧延後の最終焼鈍は一般に２５０℃～４００℃で実施すればよい。しかしＭｇによる耐食性の効果をより高める場合には、３５０℃以上の高温で５時間以上保持することが望ましい。
最終焼鈍の温度が低いと、軟質化が不十分であり、Ｌ１／Ｌ２の低下やＣｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度が増加する懸念がある。またＭｇの箔表面への濃化や酸化皮膜の成長も不十分となり、耐食性も低下する懸念がある。４００℃を超えると、箔表面へＭｇが過度に濃化し、箔の変色や、酸化皮膜の性質が変化して微小なクラックを生じることで耐食性が低下する懸念がある。最終焼鈍の時間は、５時間未満では、最終焼鈍の効果が不十分である。
最終焼鈍の温度が低いと、軟質化が不十分であり、Ｌ１／Ｌ２の低下やＣｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度が増加する懸念がある。またＭｇの箔表面への濃化や酸化皮膜の成長も不十分となり、耐食性も低下する懸念がある。４００℃を超えると、箔表面へＭｇが過度に濃化し、箔の変色や、酸化皮膜の性質が変化して微小なクラックを生じることで耐食性が低下する懸念がある。最終焼鈍の時間は、５時間未満では、最終焼鈍の効果が不十分である。
得られたアルミニウム合金箔は、室温において、引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上である。また、平均結晶粒径は、２５μｍ以下である。平均結晶粒径は、ＪＩＳ Ｇ０５５１で規定された切断法により求めることができる。
得られたアルミニウム合金箔は、高強度と高成形性を両立し、各種の成形材料として包装材などに用いることができる。特にリチウムイオン電池用の外装材や集電体として用いる際には、電解液に対する良好な耐食性を発揮する。
以下に、本発明の実施例を説明する。
表１に示す各組成（残部はＡｌおよび不可避不純物）からなるアルミニウム合金の鋳塊を用意した。表２に示す条件で均質化処理を施し、次いで仕上がり温度３３０℃での熱間圧延にて厚さ３ｍｍの板材とした。その後、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、最終焼鈍を経て、厚さ４０μｍ、幅１２００ｍｍのアルミニウム合金箔の試料を作製した。なお、中間焼鈍と最終焼鈍の条件については表２に示した。実施例１１では、中間焼鈍として、ＣＡＬ焼鈍を行った。ＣＡＬ焼鈍は、昇温速度：７０℃／秒、加熱温度：４２０℃、保持時間：０秒、冷却速度：５０℃／秒の条件で実施した。表２の冷間圧延の項目では、中間焼鈍直前の板厚および前記板厚までの冷間圧延率を示している。
作製したアルミニウム合金箔に対して以下の試験または測定を行い、その結果を表３，４に示した。
表１に示す各組成（残部はＡｌおよび不可避不純物）からなるアルミニウム合金の鋳塊を用意した。表２に示す条件で均質化処理を施し、次いで仕上がり温度３３０℃での熱間圧延にて厚さ３ｍｍの板材とした。その後、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、最終焼鈍を経て、厚さ４０μｍ、幅１２００ｍｍのアルミニウム合金箔の試料を作製した。なお、中間焼鈍と最終焼鈍の条件については表２に示した。実施例１１では、中間焼鈍として、ＣＡＬ焼鈍を行った。ＣＡＬ焼鈍は、昇温速度：７０℃／秒、加熱温度：４２０℃、保持時間：０秒、冷却速度：５０℃／秒の条件で実施した。表２の冷間圧延の項目では、中間焼鈍直前の板厚および前記板厚までの冷間圧延率を示している。
作製したアルミニウム合金箔に対して以下の試験または測定を行い、その結果を表３，４に示した。
・引張強度、伸び
引張強度、伸びの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°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。
伸びは破断伸びであり、以下の方法で算出した。まず試験前に試験片の長手中央に試験片の垂直方向に２本の線を標点距離である５０ｍｍ間隔でマークした。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の距離を測定した。そのマーク間の距離から標点距離（５０ｍｍ）を引いて伸び量（ｍｍ）を算出し、伸び量を標点間距離（５０ｍｍ）で除して伸び（％）を求めた。
引張強度、伸びの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°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。
伸びは破断伸びであり、以下の方法で算出した。まず試験前に試験片の長手中央に試験片の垂直方向に２本の線を標点距離である５０ｍｍ間隔でマークした。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の距離を測定した。そのマーク間の距離から標点距離（５０ｍｍ）を引いて伸び量（ｍｍ）を算出し、伸び量を標点間距離（５０ｍｍ）で除して伸び（％）を求めた。
・平均結晶粒径
アルミニウム合金箔の表面に対して、２０容量％過塩素酸＋８０容量％エタノールの混合溶液を用い、電圧２０Ｖで電解研磨を行った。次いで、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ＪＩＳ Ｇ０５５１で規定された切断法により平均結晶粒径を算出した。
アルミニウム合金箔の表面に対して、２０容量％過塩素酸＋８０容量％エタノールの混合溶液を用い、電圧２０Ｖで電解研磨を行った。次いで、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ＪＩＳ Ｇ０５５１で規定された切断法により平均結晶粒径を算出した。
・Ｌ１（ＨＡＧＢ長さ）／Ｌ２（ＬＡＧＢ長さ）
箔表面を電解研磨し、次いでＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置にて結晶方位の解析を行い、結晶粒間の方位差が１５°以上の大角粒界（ＨＡＧＢ）と、方位差２°以上１５°未満の小角粒界（ＬＡＧＢ）を観察した。倍率×５００で視野サイズ１７０×３４０μｍを４視野測定し、視野内の単位面積あたりのＨＡＧＢの長さ（Ｌ１）とＬＡＧＢの長さ（Ｌ２）を求め、その比を算出した。算出した比はＬ１／Ｌ２として表３に示した。
箔表面を電解研磨し、次いでＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置にて結晶方位の解析を行い、結晶粒間の方位差が１５°以上の大角粒界（ＨＡＧＢ）と、方位差２°以上１５°未満の小角粒界（ＬＡＧＢ）を観察した。倍率×５００で視野サイズ１７０×３４０μｍを４視野測定し、視野内の単位面積あたりのＨＡＧＢの長さ（Ｌ１）とＬＡＧＢの長さ（Ｌ２）を求め、その比を算出した。算出した比はＬ１／Ｌ２として表３に示した。
・結晶方位
Ｃｏｐｐｅｒ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、以下の方法により得た。Ｘ線回折法にて｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝の不完全極点図を測定した。その結果を用いて結晶方位分布関数（ＯＤＦ；Orientation Distribution Function）を求め、Ｃｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の方位密度を得た。
Ｃｏｐｐｅｒ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、以下の方法により得た。Ｘ線回折法にて｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝の不完全極点図を測定した。その結果を用いて結晶方位分布関数（ＯＤＦ；Orientation Distribution Function）を求め、Ｃｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の方位密度を得た。
・表面分析
箔表面のＭｇ濃度はＸＰＳ（X-ray Photoelectron Spectroscopy）にて見積もった。最表面から深さ８ｎｍまでの表面部において、ナロースキャン測定で得られたナロースペクトルを波形分離し、各元素の原子濃度を定量した。尚、Ｍｇ量の定量ではＭｇ２ｐスペクトルを用いた。分析条件の詳細は以下のとおりである。
測定装置：アルバックファイ社製PHI5000-VersaProbeIII
入射Ｘ線：Ａｌ Ｋα 単色化Ｘ線、ｈν＝１４８６．６ｅｖ
Ｘ線出力：１００Ｗ、２０ｋＶ、５．８ｍＡ
パスエネルギー：２６eＶ
ステップ：０．０５eＶ
分析領域（ビーム径）：１００μｍ×１．４ｍｍ
検出角度：４５°
光電子取込角度：４５度
測定領域：１００μφでＸ方向に１．４ｍｍ
ピークシフト補正：Ｃ１ｓピークにおいて、Ｃ－Ｃのピークが２８５．０ｅＶとなるように補正
帯電中和：Ａｒイオンと電子線によるデュアルビームで帯電中和
箔表面のＭｇ濃度はＸＰＳ（X-ray Photoelectron Spectroscopy）にて見積もった。最表面から深さ８ｎｍまでの表面部において、ナロースキャン測定で得られたナロースペクトルを波形分離し、各元素の原子濃度を定量した。尚、Ｍｇ量の定量ではＭｇ２ｐスペクトルを用いた。分析条件の詳細は以下のとおりである。
測定装置：アルバックファイ社製PHI5000-VersaProbeIII
入射Ｘ線：Ａｌ Ｋα 単色化Ｘ線、ｈν＝１４８６．６ｅｖ
Ｘ線出力：１００Ｗ、２０ｋＶ、５．８ｍＡ
パスエネルギー：２６eＶ
ステップ：０．０５eＶ
分析領域（ビーム径）：１００μｍ×１．４ｍｍ
検出角度：４５°
光電子取込角度：４５度
測定領域：１００μφでＸ方向に１．４ｍｍ
ピークシフト補正：Ｃ１ｓピークにおいて、Ｃ－Ｃのピークが２８５．０ｅＶとなるように補正
帯電中和：Ａｒイオンと電子線によるデュアルビームで帯電中和
・酸化皮膜厚さ測定
酸化皮膜厚さはＦＥ－ＥＰＭＡ（Field Emission - Electron Probe Micro Analyzer）装置にて測定した。元々厚さの分かっている酸化皮膜サンプルにて得られたＸ線強度の検量線を用いて試料の酸化皮膜厚さを算出した。使用したＦＥ－ＥＰＭＡは日本電子社のＪＸＡ－８５３０Ｆであった。分析条件は加速電圧１０ｋＶ、照射電流１００ｎＡ、ビーム径５０μｍであった。
酸化皮膜厚さはＦＥ－ＥＰＭＡ（Field Emission - Electron Probe Micro Analyzer）装置にて測定した。元々厚さの分かっている酸化皮膜サンプルにて得られたＸ線強度の検量線を用いて試料の酸化皮膜厚さを算出した。使用したＦＥ－ＥＰＭＡは日本電子社のＪＸＡ－８５３０Ｆであった。分析条件は加速電圧１０ｋＶ、照射電流１００ｎＡ、ビーム径５０μｍであった。
・突き刺し強さ
アルミニウム合金箔に対し、直径１．０ｍｍ、先端形状半径０．５ｍｍの針を５０ｍｍ／ｍｉｎの速度で突き刺し、針が箔を貫通するまでの最大荷重（Ｎ）を突き刺し強さとして測定した。ここでは、突き刺し強さが１１．０Ｎ以上の場合を耐突き刺し性が良好と判定し、表４にて“〇”（good）と示した。突き刺し強さが１１．０Ｎ未満の場合を耐突き刺し性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。
アルミニウム合金箔に対し、直径１．０ｍｍ、先端形状半径０．５ｍｍの針を５０ｍｍ／ｍｉｎの速度で突き刺し、針が箔を貫通するまでの最大荷重（Ｎ）を突き刺し強さとして測定した。ここでは、突き刺し強さが１１．０Ｎ以上の場合を耐突き刺し性が良好と判定し、表４にて“〇”（good）と示した。突き刺し強さが１１．０Ｎ未満の場合を耐突き刺し性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。
・限界成形高さ
成形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４０μｍのアルミニウム合金箔を図１に示す形状を有する角型ポンチ（一辺の長さＤ＝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形高さ（ｍｍ）と規定した。ポンチの高さは０．５ｍｍ間隔で変化させた。ここでは成形高さが５．０ｍｍ以上の場合を成形性が良好と判定し、表４にて“○”（good）と示した。成形高さが５．０ｍｍ未満の場合を成形性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。
成形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４０μｍのアルミニウム合金箔を図１に示す形状を有する角型ポンチ（一辺の長さＤ＝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形高さ（ｍｍ）と規定した。ポンチの高さは０．５ｍｍ間隔で変化させた。ここでは成形高さが５．０ｍｍ以上の場合を成形性が良好と判定し、表４にて“○”（good）と示した。成形高さが５．０ｍｍ未満の場合を成形性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。
・耐腐食性の評価
ヘキサフルオロリン酸リチウム１５２ｇをプロピレンカーボネート／ジエチレンカーボネート＝１／１（体積比）の溶液１Ｌに溶解し、１モル／Ｌの電解液を作製した。次に２００ｍＬの二極ビーカーセルの正極に実施例１～１９及び比較例２０～２７で使用した各アルミニウム合金箔をセットし、負極に金属リチウムをセットし、前述の電解液を投入した。この状態で、０．１Ｖの電位差を３時間及び１０時間印加した。その後、アルミニウム合金箔の表面を顕微鏡による目視により観察した。図２の顕微鏡写真（観察倍率２００倍）に示すように、表面が腐食したものを耐腐食性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。表面が変化しなかったものを耐腐食性が良好と判定し、表４にて“○”（good）と示した。またごく一部分で表面が変化したものについては、実用上問題ないが耐食性はやや低いと判定し、表４にて“△”（fair）と示した。腐食したアルミニウム合金箔の表面（判定：×）には、アルミニウムとリチウムとの化合物が生成し、体積膨張により表面が盛り上がっている様子が観察された。各供試材の結果を表３，４に示す。
ヘキサフルオロリン酸リチウム１５２ｇをプロピレンカーボネート／ジエチレンカーボネート＝１／１（体積比）の溶液１Ｌに溶解し、１モル／Ｌの電解液を作製した。次に２００ｍＬの二極ビーカーセルの正極に実施例１～１９及び比較例２０～２７で使用した各アルミニウム合金箔をセットし、負極に金属リチウムをセットし、前述の電解液を投入した。この状態で、０．１Ｖの電位差を３時間及び１０時間印加した。その後、アルミニウム合金箔の表面を顕微鏡による目視により観察した。図２の顕微鏡写真（観察倍率２００倍）に示すように、表面が腐食したものを耐腐食性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。表面が変化しなかったものを耐腐食性が良好と判定し、表４にて“○”（good）と示した。またごく一部分で表面が変化したものについては、実用上問題ないが耐食性はやや低いと判定し、表４にて“△”（fair）と示した。腐食したアルミニウム合金箔の表面（判定：×）には、アルミニウムとリチウムとの化合物が生成し、体積膨張により表面が盛り上がっている様子が観察された。各供試材の結果を表３，４に示す。
以上、本発明について、上記実施形態と実施例に基づいて説明を行ったが、本発明は、上記実施形態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前記実施形態に対する適宜の変更が可能である。
本実施形態のアルミニウム合金箔は、成形性と強度に優れ、電池外装などの包材として好適に適用される。
Claims (12)
- Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、後方散乱電子回折法により測定される単位面積あたりの大角粒界の長さＬ１と小角粒界の長さＬ２の比が、Ｌ１／Ｌ２＞３．０を満たし、引張強さが１８０ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔。
- 表面に１５．０原子％以上のＭｇを含み、且つ酸化皮膜厚さが１２０Å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。
- 集合組織のＣｏｐｐｅｒ方位、Ｒ方位のそれぞれの方位密度が１５以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金箔。
- 前記不可避不純物としてＭｎ：０．１質量％以下を含むことを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金箔。
- 前記不可避不純物としてＭｎ：０．１質量％以下を含むことを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金箔。
- 伸びが１５％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金箔。
- 伸びが１５％以上であることを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金箔。
- 伸びが１５％以上であることを特徴とする請求項４に記載のアルミニウム合金箔。
- 平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２記載のアルミニウム合金箔。
- 平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金箔。
- 平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする請求項４に記載のアルミニウム合金箔。
- 平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする請求項６に記載のアルミニウム合金箔。
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