(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．８質量％以上１．８質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、不可避不純物中でＳｉ：０．０３質量％以下に規制された組成を有し、平均結晶粒径が６μｍ以下、且つ最大結晶粒径／平均結晶粒径比が２．５以下であり、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の伸びが２５％以上であることを特徴とする、伸び特性に優れたアルミニウム合金箔。
【請求項２】
前記組成における不可避不純物中で、Ｃｕ：０．０１質量％以下、Ｍｎ：０．０１質量％以下であることを特徴とする請求項１記載の伸び特性に優れたアルミニウム合金箔。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、伸び特性に優れたアルミニウム合金箔に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
食品やリチウムイオン二次電池等の電池用の包材などに用いられるアルミニウム箔は、プレス成型等により大きな変形が与えられる。そのため、従来伸びが大きい材料が求められており、１Ｎ３０等のＪＩＳ１０００系合金や８０７９、８０２１等の８０００系合金の軟質箔が使用されている。また、特許文献１では、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、特許文献２では、Ｆｅ、Ｓｉを含有し、Ｃｕ、Ｍｎ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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平３−１９１０４２号公報
【特許文献２】特開２０１４−６５９５６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
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ため、一般的に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ている。また最近では電池包材分野を初めとして包材厚みの薄肉化が進んでいる。
しかし、特許文献１で示され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。
また、特許文献２では伸びは十分な値が示されているが、結晶粒微細化の為ＣｕとＭｎが０．２％を上限とし添加されている例が示されており、これらの元素は微量であっても圧延性の低下を招き、且つエッジクラック発生による圧延時の破断のリスクが増加する為生産性を低下させる懸念がある。また１．５％近い高Ｆｅ材では微量であってもＭｎを添加する事で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。
【０００５】
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、各方向での伸びが高く、かつ均一であり、成形に際し均一な変形が可能になる、伸び特性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。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
すなわち、本発明の伸び特性に優れたアルミニウム合金箔のうち、第１の本発明は、Ｆｅ：０．８質量％以上１．８質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、不可避不純物中でＳｉ：０．０３質量％以下に規制された組成を有し、平均結晶粒径が６μｍ以下、且つ最大結晶粒径／平均結晶粒径比が２．５以下であり、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の伸びが２５％以上であることを特徴とする。
【０００７】
第２の本発明の伸び特性に優れたアルミニウム合金箔は、前記第１の本発明において、前記組成における不可避不純物中で、Ｃｕ：０．０１質量％以下、Ｍｎ：０．０１質量％以下であることを特徴とする。
【００１０】
次に、本発明で規定する内容について説明する。なお、以下で説明される成分含有量は、いずれも質量比で示される。
【００１１】
・Ｓｉ：０．０３％以下
高い成形性を特徴とするアルミニウム合金箔において、Ｓｉは鋳造時に粗大な金属間化合物を発生させるリスクを高めるため、元来積極的に添加する元素ではない。粗大な金属間化合物を防ぐだけであれば０．１％程度を上限とする規制でも良いが、本発明では、Ｆｅを添加しつＳｉを０．０３％以下に規制することで、微細な結晶粒と伸びの異方性を両立できる。また、Ｓｉの規制は、結晶粒のサイズを均一化させる効果も確認されており、Ｓｉが多い場合は平均結晶粒径は小さくできても、最大結晶粒径／平均結晶粒径比が大きくなり、均一な変形ができなくなる。同様の理由でさらにＳｉ含有量を０．０２％以下に規制するのが望ましい。
【００１２】
・Ｆｅ：０．８−１．８％
Ｆｅは、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物として晶出し、それが核となって結晶粒を微細化する効果がある。０．８質量％未満ではその微細化の効果が低く、また連続焼鈍ラインにて中間焼鈍を実施した場合、結晶粒サイズが不均ーとなり伸びが低下する懸念がある。１．８質量％超では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系化合物のサイズが大きくなり、箔の伸びと圧延性が低下する。特に、下限を１．０質量％とするのが望ましく、上限を１．６質量％とするのが望ましい。
【００１３】
・平均結晶粒径が６μｍ以下、且つ最大結晶粒径／平均結晶粒径比が２．５以下
箔の伸びには、結晶粒径と異方性が重要な関わりを有する。結晶粒径を微細化することで材料が均一に変形し易くなり、特に箔製品は厚みが薄い為この結晶粒微細化の寄与が大きい。しかし、微細な結晶粒の中に粗大な結晶粒が混在すると、成形時の応力集中が生じ、早期にくびれが発生し、破断に至る。平均結晶粒径が６μｍ以下で且つ最大結晶粒径／平均結晶粒径比が２．５以下とすることで、安定した高成形性を確保することができる。
【００１４】
・圧延方向に対し０°、４５°、９０°各方向の伸びが２５％以上
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、４５°、そして圧延方向の法線方向である９０°の各方で伸びが高いことが重要である。
例えばＳｉを０．０１％以下に規制せずにＡｌ−Ｆｅ合金箔を作製すると、０°と９０°伸びは低く、４５°伸びは高いという伸びの異方性が生まれてしまう。このような伸び異方性のある箔は成形が低い。
【００１５】
・Ｃｕ：０．０１％以下
Ｃｕは微量であれば結晶粒の微細化に寄与するが、本合金は再結晶の核となるＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が高密度に分布しており、Ｃｕに頼らずとも十分に結晶粒の微細化が可能である。Ｃｕを０．０１％を超えて含有しても最終の軟質箔の強度には殆ど寄与しないが、冷間圧延時の加工硬化による圧延性の低下、またエッジクラック成長に伴う破断のリスクが高まる。したがって、Ｃｕを含有する場合、上限を０．０１％とするのが望ましい。
【００１６】
・Ｍｎ：０．０１％以下
ＭｎもＣｕ同様結晶粒の微細化に寄与するが、Ｆｅが０．８％以上添加された本願のような合金ではＭｎの添加によりＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の金属間化合物が粗大化し、圧延時の破断やピンホールの原因となり、また箔が薄い場合は成形時の割れに繋がる可能性がある。０．０１％以下であれば上記のような危険性はほぼ回避される。したがって、Ｍｎを含有する場合、上限を０．０１％とするのが望ましい。
【００１７】
・中間焼鈍
中間焼鈍は異方性の観点から必ず実施する必要がある。中間焼鈍の方式にはバッチとＣＡＬ（連続焼鈍）があり、伸びの異方性の観点から中間焼鈍はバッチ式が好ましい。
Ｓｉ含有量が０．００１％未満と極端に低い場合は、バッチ式では溶質元素の固溶量が低くなり、動的な同復も促進されるためか、最終冷間圧延率を高くしても結晶粒組織が微細化せず、最終焼鈍後に極めて粗大な再結晶粒組織（平均結晶粒径数十μｍ）となり、伸びが極端に低下する。そのためＳｉ含有量が０．００１％未満の場合は必ずＣＡＬ焼鈍を選択しなければならない。
尚、本願ではＳｉ含有量０．００１％〜０．０３％の範囲ではバッチとＣＡＬの両方が使用できるが、Ｓｉを本願発明ほどに規制しないＡｌ−Ｆｅ合金の中間焼鈍を、ＣＡＬで行うと、結晶粒は微細化するが、伸びの異方性が顕著になり、且つ最大結晶粒径／平均結晶粒径比が大きくなってしまう。
【発明の効果】
【００１８】
以上説明したように、本願発明によれば、アルミニウム合金箔は、伸びの異方性が小さい上に、優れた伸び特性を有し、良好な成形を行うことができる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
先ず、本願発明で規定する組成でアルミニウム合金を溶製する。Ｓｉの規制は材料の厳選などにより行うことができるが、特に方法は限定されない。
アルミニウム合金の溶製方法は、半連続鋳造方法などの適宜の方法を採用することができ、本発明としては特に限定されるものではない。アルミニウム合金鋳塊に対しては、例えば、温度５００〜５６０℃、保持時間６〜１２時間の条件で均質化処理を実施することができる。
【００２０】
均質化処理後または均質化処理未実施のアルミニウム合金の鋳塊に対し熱間圧延を実施してアルミニウム合金圧延材を得る。なお、連続鋳造によって熱間圧延材としたものであってもよい。
熱間圧延されたアルミニウム合金材に対し、例えば、最終厚み１０〜４０μｍのアルミニウム合金箔を得る冷間圧延を実施する。
なお、上記冷間圧延の途中には、アルミニウム合金材料に対して、中間焼鈍を実施する必要がある。中間焼鈍の方式は、コイルを炉に投入し一定時間保持するバッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ  Ａｎｎｅａｌｉｎｇ、ＢＡＴＣＨ）と、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ａｎｎｅａｌｉｎｇ  Ｌｉｎｅ、ＣＡＬ）により材料を急加熱・急冷する焼鈍との２種類の方式が知られているが、伸びの異方性の観点からバッチ式が好ましい。（ただしＳｉ含有量が０．００１％未満の合金の場合は、必ずＣＡＬ焼鈍を選択しなければならない。）
本実施形態でバッチ式の場合は温度３５０〜４５０℃で３〜６時間、ＣＡＬ焼鈍ならば、昇温速度：１００〜２５０℃／秒、加熱温度：４５０〜５５０℃、保持時間：なしまたは５秒以下、冷却速度：２０〜２００℃／秒とする。また中間焼鈍を２回以上行うことも可能である。
【００２１】
中間焼鈍後から最終厚みに至るまでの冷延率を、最終冷間圧延率として９３％以上とする事で最終焼鈍後の結晶粒が微細化し伸びが向上する。また熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延率については４０％以上確保する事で、中間焼鈍時の結晶粒サイズを均一化出来る。
【００２２】
得られたアルミニウム合金箔は、平均結晶粒径が５μｍ以下、且つ最大結晶粒径／平均結晶粒径比が２．５以下であり、引張強さ９０ＭＰａ以上、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の伸びが２５％以上である特性を有している。
【実施例１】
【００２３】
表１に示すアルミニウム合金（残部がＡｌと不可避不純物）を半連続鋳造方法により溶製し、温度５６０℃、保持時間６時間の均質化処理を実施した。その後、熱間圧延にて、７ｍｍのアルミニウム合金熱延板を製造し、アルミニウム合金熱延板を冷間圧延中途で、それぞれ後述する条件で中間焼鈍を実施した。
なお、中間焼鈍については、バッチ式では３６０℃×４時間の条件、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）においては、昇温速度：７０℃／秒、加熱温度：５００℃、保持時間：０秒、冷却速度：５０℃／秒の条件でそれぞれ実施した。
【００２４】
中間焼鈍後、表２に示す最終冷間圧延率で冷間圧延を実施、最終製品を幅１２００ｍｍ幅で、最終厚さ４０μｍのアルミニウム合金箔を作製した。アルミニウム合金箔に対し３５０℃×１０時間のバッチ焼鈍を実施し、供試材とした。
実施例Ｎｏ．１〜９、比較例Ｎｏ．１０〜１４の供試材に対し、引張試験を実施して伸びの評価を行った。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（島津製作所製）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本の線を標点間距離である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、そこから元の標点間距離（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。測定結果は、表２に示した。
【００２５】
【表１】
0006567293.tif 000002
【００２６】
【表２】
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