JPS6056786B2

JPS6056786B2 - 箔圧延性に優れた箔地の製造方法

Info

Publication number: JPS6056786B2
Application number: JP17305582A
Authority: JP
Inventors: 晃三星野; 裕司津田; 徹高橋; 吉延北尾
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1982-10-01
Filing date: 1982-10-01
Publication date: 1985-12-11
Also published as: JPS5964754A

Description

【発明の詳細な説明】本発明は箔圧延性に優れた箔地の製造方法に関し、さら
に詳しくは、箔圧延時の圧延硬化を小さくした箔圧延性
の優れた箔地の製造方法に関するものである。

純Ａｌ箔地から１ｏｌＬｍ厚以下、例えば、７μｍ厚の
箔の製造には通常ダブル圧延が採用されているが、箔厚
の薄くなるにつれてピンホール数が指数関数的に増加し
てくる。

また、純に箔は近年になつて、より薄肉化する傾向があ
り、５．５μｍ）もしくは、それ以下の薄い厚さの箔が
要望されてきている。しかるに、上記のように、一般に
箔厚が減少するとピンホール数が指数関数的に増加する
ので、コイル切れが発生したり、また、ホンホール数が
多過ぎるため耐透湿性などが非常に悪化するようになる
。従つて、７μｍの厚さでのピンホール数が非常に少な
く、また、５．５μｍ）もしくは、それ以下の厚さの箔
においても、７μｍ箔と同程度以下のピンホール数とな
る圧延性の良好な箔地が要求されているのである。本発
明者は、上述の問題を解決するべく、箔の圧延性につい
て次のような知見を得て、既に特許出願を行なつている
（特願昭５５−１１２０７呵）。

即ち、（１）同一組成のＡｌ純度９９％以上の純Ｎては
、圧下率が９０％程度の強圧延材において圧延硬化が少
ない方が圧延性が良い。

（２）圧延硬化の程度を小とするためには、箔地の状態
（軟質材）において、マトリックス中の固溶元素量が少
ないことが必要であり、そのために固溶限の小さいＦｅ
を除き不純物元素は少ない方がよく、特に管理しなけれ
ばならないのは、ＳｉＮＭｇＮＭｎ）Ｃｕである。

（３）不純物として管理しなければならない５１は、Ｎ
地金中から不可避的に入るためこの悪影響をカバーする
ことが必要となり、本発明者は均質化条件、及び、以上
焼鈍条件を組合せることにより固溶Ｓｉを最小限とし圧
延硬化が少ない箔地が得られることがわかつた。

（４）箔地（軟質材）の結晶の粒径とダブル圧延時の重
合せ面（マット面）の粗度とに相関があ】一り、結晶
粒径が細かい方がマット面粗度が小となる。

例えば、結晶粒径が０．０４５Ｔｎ！ｎを越えるとマッ
ト面粒度が大となり過ぎ箔地として不適当になり、粗れ
＝欠陥となりピンホールが発生し易くなる。（５）圧延
性が良くなると７μｍまてのダブル圧延において圧延条
件の組合せを若干緩かなものにできるのでピンホール数
が少なくなる。

また、５．５μｍ以下の箔厚についても圧延条件の若干
の変更で７μｍ厚の箔と略同程度のピンホール数で圧延
可能となる。この発明はこのような知見に加えて更に、
熱間圧延等の加工工程に供される純Ｎ鋳塊の性状、特に
表面品質及び内部品質について検討を加えた結果、純Ａ
１鋳塊の表面層が均一な粒状組織であつて、かつ、鋳塊
内部のデンドライト●アーム●スペーシング（以）Ｔ）
ＡＳという。

）が平均４０Ｐ７ｎ以上てある鋳塊を使用することが、
箔圧延性を安定して向上せしめることを見出し、本発明
を完成しめた。即ち、本発明は、ＦｅＯ．ｌ〜０．８％
、ＴｌＯ．ＯＯ３〜０．０８％、ＢＯ．Ｏｌ％以下を含
有し、不純物としてＳｌＯ．２％以下、ＣＵＯ．Ｏ３％
以下、ＭｎＯ．ＯＯ８％以下、ＭｇＯ．ＯＯ８％以下に
抑えた純Ａｌであつて、鋳塊表面層が均一な粒状晶組織
であり、鋳塊内部のデンドライト・アーム・スペーシン
グが平均４０Ｐ７ＴＬ以上である純Ａ１鋳塊を５００〜
６００℃て均質化処理し、熱間圧延後５０％以上の加工
率て冷間圧延し、その後２８０〜３４０′Ｃで箔地焼鈍
を行なうことを特徴とする箔圧延性に優れた箔地の製造
方法である。

本発明に係る箔圧延性に優れた箔地の製造方法（以下本
発明に係る方法ということもある。）について詳細に説
明する。先ず、本発明に係る方法において使用する純Ｎ
の含有成分と成分割合について説明する。

Ｆｅは箔地の再結晶粒の微細化、及び、強度を高める元
素であるが、含有量が０．１％未満ではこの効果が少な
く、また、０．８％を越えて含有されると耐蝕性が低下
する。よつて、Ｆｅ含有量は０．１〜０．８％の範囲と
する。Ｔ１、Ｂは鋳塊組織を微細化するための元素であ
り、本発明に係る方法の他の条件と相まつて粒状晶組織
とするためには、Ａ１−５％Ｔｉ−０．１〜１％Ｂ等の
中間合金にて、Ｔｌ含有量として０．００３〜０．０８
％とする必要があり、含有量が０．０８％を越えると圧
延硬化が大きくなり、また、０．００３％未満では粒状
晶組織の鋳塊組織にはなり得ない。

この際、Ｔｉ単独含有ては粒状晶化の効果は少なく、Ｔ
ｉｌ：ニ．Ｂとの複合含有とする必要があり、この場合
、Ａｌ９４．Ｏ〜９４．９％−Ｔｉ５％−ＢＯ．ｌ〜１
％の割合になる合金を溶湯に添加すると効果的であるが
、なお、この合金を溶湯に添加溶解すると残留するＢは
極く微量の約０．０１％となる。ＳｉはＮ地金から不可
避的に混入してくる不純物元素であり、Ｎに対する固溶
度が大きいので通常の均質化条件、及び、仕上焼鈍条件
では固溶Ｓ１量が多く圧延硬化が大きくなり、また、含
有量が０．２％を越えるとＳｉを完全に析出させること
が困難となるので、Ｓｉ含有量は０．２％以下とする。

さらに、Ｓｉ含有量は少ない方が析出処理が容易であり
、かつ、圧延硬化も少ないので、Ｓｉ含有量は０．０８
％以下とすることが望ましいものてある。Ｍｇｌ■４ｎ
１及び、Ｃｕは圧延硬化を大きくする元素てあり、かつ
、ＳＩの析出処理時、及び、途中工程での析出量が少な
いので含有量は極力少なくすべきであり、Ｍｇ．Ｍｎ含
有量は０．００８％以下に抑える必要がある。しかし、
箔の軟質材としての使用時に強度不足を生じさせないた
めにＣｕを若干含有させる必要があるが、０．０３％を
越えて含有させる必要はなく、強度上問題がなければ圧
延硬化を少なくする意味においてもＣｕ含有量は０．０
１％以下とするのが望ましい。因に、Ｍｇは全量固溶し
たままである。次に、本発明に係る箔圧延性に優れた箔
地の製造方法の純Ｎ鋳塊について説明する。

本発明に係る方法の純Ａｌ鋳塊は、素材中のＦｅ．．Ｓ
ｉの固溶度を下げるためには鋳造時の凝固速度を小とす
ればよいのであるが、工業的なダイ・レクト・チル鋳造
法では鋳塊の大きさ、鋳込速度等の多くの点から鋳塊の
凝固速度が決定されてしまい、鋳塊の中心部においても
凝固速度を遅くすること（イ）．５部Ｃ１ｓｅｅ以下）
は極めて困難である。

ところが、本発明者は鋳塊組織が粒状晶組織であｊる場
合のＤｕｐｌｅｘＳｔｒｕｃｔｕｒｅ中のＤＡＳの大き
い部分（所謂浮遊晶組織）に注目してみると、この浮遊
晶組織を積極的に多数作ることにより、平均の局部凝固
速度を極めて遅くてき、実際の凝固速度を極めて遅くし
たのと同じことになることを見出した。この結果、鋳塊
中心部の平均冷却速度は約０．ｒＣＩｓｅｅ以下と著し
く遅くなり、鋳塊表面から１００ＴＷＬの部位において
も０．６℃Ｉｓｅｅ以下の平均冷却速度が得られること
になる。このような効果を得るためには、上述のＤＡＳ
は平均で４０μｍ以上であることが必要であり、それ未
満ではＦｅ．Ｓｉの固溶度を充分下げるこてができない
。また、鋳塊表面層（表面より１００＝の部位まで）の
組織を均一な粒状晶組織とすることは、箔圧延時のピン
ホールを低減するために必要なことである。

即ち、鋳塊表面層が羽毛状晶組織てある場合には、鋳塊
の面削時に面削が均一に行なわれず、疵となり易く、箔
圧延時のピンホールとなり易いため、鋳塊表面は粒状晶
組織とする必要がある。上述の糾Ａ１鋳塊を得るには、
Ｔｉ．．Ｂの複合含有と共に高速鋳塊することが望まし
く、特に純Ｎ溶湯を厚さ４００〜６００喘の鋳塊に鋳造
速度５０〜１００ＴＷｔ１ｍ１ｎ１鋳造温度６８０〜７
１０℃の条件て高速鋳造することが望ましい。

このようにして得られた、純Ｎ鋳塊の熱処理、加工条件
について説明する。

先ず、均質化処理は５００〜６００℃で行なわれるが、
この均質化処理温度が５００゜Ｃ未満では箔地焼鈍時の
結晶粒径が粗大化し、かつ、不均一となる。

また、箔地の結晶粒径と１０μ以下の箔のダブル圧延時
の重合せ面（マット面）の粗度とは粗関があり、結晶粒
径が０．０４５Ｔｆ＄ｔを越えるとマット面の粗度が急
激に大きくなり、その結果ピンホール、圧延切れの原因
となる。従つて、均質化処理温度は５００′Ｃ以上とす
る必要がある。また、均質化処理温度が６００℃を越え
ると、鋳造時に充分析出（晶出）させたＦｅ．．Ｓｉが
再び固溶してくるので、６００℃以下とする必要がある
。なお処理時間は１〜化時間が適当である。このように
均質化処理した鋳造を熱間圧延してから、冷間圧延を行
なうのであるが、この冷間圧延はその加工率（圧下率）
が大きい方が、素材中の転位密度が大きくなり箔地焼鈍
（＝析出処理）時のＳｌの析出程度が大きくなるので、
この効果を達成するには少なくとも冷間圧延の圧下率は
５０％以上としなければならない。

また、マット面粗度が大きくなり過ぎないために、結晶
粒径を０．０４５朗以下とする必要があり、そのために
も冷間圧延の加工率は５０％以上とする。この冷間圧延
を行なつた箔地を焼鈍するのであるが、この箔地焼鈍は
箔地を箔圧延の容易な軟質材とするのに普通行なわれて
いることてある。

しかし、本発明に係る方法においては、鋳造条件、均質
化処理条件、及び、箔地焼鈍条件の組合せにより固溶Ｓ
１を析出させ、圧延硬化の程度を少なくすることが重要
なことである。そのために、上記の均質化処理条件に対
して、２８０〜３４０℃の温度において箔地焼鈍を行な
うのである。

焼鈍時間は２〜４時間の範囲て行なうのがよい。しかし
て、焼鈍温度２８０℃未満ては完全軟質材となり難く、
また、３４０℃を越える温度てはＦｅｌ及び、Ｓｉ特に
Ｓｊの析出量が少なくなる。よつて、箔地焼鈍温度は２
８０〜３４０゜Ｃの範囲とする。次に、本発明に係る箔
圧延性に優れた箔地の製造方法の実施例を比較例と共に
説明する。実施例第１表のＮＯ．ｌ〜３に示す組成の純Ａ１溶湯（各々Ｎ
−５％Ｔｉ−０．２％Ｂ中間合金にてＴｉ含有量０．０
１５％、０．０１３％、０．０１５％となるよう含有さ
せたもの）をフィルター通過後鋳造温度７００℃、鋳造
速度５５ｗｒｍＩｍｉｎで鋳造し、厚さ５００Ｔｎ１幅
１３２０醜の鋳塊を得た。

一方、ＮＯ．４につては、Ａ１−５％Ｔｉ中間金合のみ
でＴｉ含有量０．０１３％となるように添加溶解し、フ
ィルター通過後、鋳造温度７１５℃、鋳造温度４５種１
ｍｉｎで鋳造し、厚さ５０ｈ１幅１３２『の鋳塊を得た
。これら両者についての、鋳塊中心部の顕微鏡組織写真
を第１図に示す。

第１図ａはＮＯ．ｌ材であり、粒状晶組織を呈している
。なお、ＮＯ．ｌ材の鋳塊表面層組織も同様に粒状晶組
織てあつた。またＮＯ．２、３材についても同様であつ
た。一方、第１図ｂはＮＯ．４材てあり、羽毛状晶組織
を呈している。また、ＮＯ．ｌ〜４鋳塊についてＤＡＳ
の測定、及び、鋳塊中心部の固溶Ｆｅ量のＥＰＭＡ分析
結果を第２表に示す。この第２表から知られるように、
ＮＯ．ｌ〜３材のＤＡＳはＮＯ．４材のそれより大きく
、その結果、固溶Ｆｅ量をみるとＮＯ．ｌ〜３材ではＮ
Ｏ．４材よりも小さい値となつている。

この結果後述するように、ＮＯ．ｌ〜３材の圧延硬化は
より小さいものとなる。上述のＮＯ．ｌ〜４の鋳造を面
削後、５４０℃×８時間の均質化処理を行ない、熱間圧
延を５ｗｔ厚まで行ない、熱間圧延終了温度を３５０℃
とした。

次いで、冷却圧延を０．７７朗厚まで行ない、３００℃
×４時間の仕上焼鈍を行ない、０．３５ｗｒｍ厚まで再
び圧延して箔地とした。これらの圧延硬化の程度を第２
図に、箔圧延の結果を第３表に示す。

第２図、第３表から本発明に係る方法においては、圧延
硬化の程度が小であり、重合せ圧延の結果も良好である
ことがわかる。

なお、ＮＯ．ｌ〜３材で最終到達強度レベルが異なるが
、それは、箔地圧延の速度を速く設定する場合にはＮＯ
３程度の強度レベルが必要であり、また、箔圧延速度を
遅く設定する場合には、ＮＯ．ｌ〜２材程度の強度レベ
ルとなる箔地が必要であるからである。因に、表面光沢
の良い箔を得るためには、ロール目粗度を小とし、かつ
、圧延速度を小とする必要があり、また、薄箔圧延時の
１回当りの圧下量は圧延速度て略決定され、従つて、同
一圧下量で表面光沢の良い薄箔を得るためには、圧延硬
化の少ない箔地を使用する必要がある。そして、圧延硬
化の少ないもの程同一箔圧延条件で薄くなるのである。

【図面の簡単な説明】第１図Ａ，ｂはＮＯ．ｌとＮＯ．４の金属組織を示す顕
微鏡写真（倍率５咋）、第２図は箔厚と抗張力との関係
を示す箔圧延時の圧延硬化特性図である。

Claims

【特許請求の範囲】

１Ｆｅ０．１〜０．８％、Ｔｉ０．００３〜０．０８
％、Ｂ０．０１％以下を含有し、不純物としてＳｉ０．
２％以下、Ｃｕ０．０３％以下、Ｍｎ０．００８％以下
、Ｍｇ０．００８％以下に抑えた純Ａｌであつて、鋳塊
表面層が均一な粒状晶組織であり、鋳塊内部のデンドラ
イト・アーム・スペーシングが平均４０μｍ以上である
純Ａｌ鋳塊を５００〜６００℃で均質化処理し、熱間圧
延後５０％以上の加工率で冷間圧延し、その後２８０〜
３４０℃で箔地焼鈍を行なうことを特徴とする箔圧延性
に優れた箔地の製造方法。