(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、０．９％を超え１．７％以下のＦｅを含有し、残部が鋳造組織微細化剤、不可避的不純物およびＡｌからなり、鋳造組織微細化剤が０．０２％以下であり、鋳造組織微細化剤は０．００２〜０．０２％のＴｉまたは０．００２〜０．０２％のＴｉと０．０１％以下のＢであり、不可避的不純物としてのＳｉが０．１５％未満かつＣｕが０．０１％未満であるアルミニウム合金溶湯を、鋳造凝固時の冷却速度５〜１００℃／秒で鋳造し、得られた鋳造スラブを均質化処理せずに圧下率９０％以上で冷間圧延を行い、３５０〜４００℃の温度で中間焼鈍を施し、５０％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、２００〜４００℃の温度に加熱して再結晶させることを特徴とするアルミニウム軟質箔の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、箔圧延性に優れたアルミニウム箔地の製造方法および再結晶化材（軟質材）の強度の高いアルミニウム箔の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム箔には、例えばＪＩＳ  １Ｎ３０等の純アルミニウムおよび８０７９合金又は８０２１合金等のアルミニウム合金が使用されている。なお、本明細書では、純アルミニウムおよびアルミニウム合金を総称してアルミニウムという。アルミニウム箔の製造方法としては、一般的に、アルミニウム鋳塊に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を施して厚さ０．３mm前後の箔地とし、このアルミニウム箔地をさらに冷間圧延して厚さ６〜２００μｍ程度のアルミニウム箔としている。
【０００３】
包装等に用いられる家庭用一般箔は大きな変形を受けるため、伸びが大きく、しかも薄肉のものが要求されるようになり、より強度が高く、かつ生産性の向上のために箔圧延性に優れたアルミニウム箔地が必要となっている。
【０００４】
特開平６−１０１００３号公報には、特定量のＦｅ，Ｓｉを含有するアルミニウム溶湯を連続的に鋳造圧延し、得られた鋳造圧延板に４５０℃以上の温度で加熱処理し、冷間圧延後の中間焼鈍条件の調整により、強度と箔圧延性に優れるアルミニウム箔地の製造方法が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来の方法は、箔圧延性が低く、しかも再結晶後の箔強度の低いという問題があった。
本発明は、箔圧延性に優れ、かつ再結晶化した軟質材強度の高いアルミニウム箔を得るのに適したアルミニウム箔地の製造方法およびこの箔地から上記アルミニウム箔を製造する方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【発明が解決するための手段】
本発明者らは、前記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、Ｆｅ量を適性に調整したアルミニウム溶湯を鋳造凝固時の冷却速度５〜１００℃／秒の範囲で鋳造した鋳造スラブを均質化処理することなしに高圧下率で冷間圧延し、中間焼鈍し、必要により冷間圧延して製造した箔地は、箔圧延性に優れ、しかもこの箔地を高圧下率で箔圧延して得たアルミニウム箔は軟質化処理後の強度が極めて優れることを見出して本発明を完成したものである。
【０００７】
すなわち本発明は、質量％で、０．９％を超え１．７％以下のＦｅを含有し、残部が鋳造組織微細化剤、不可避的不純物およびＡｌからなり、鋳造組織微細化剤が０．０２％以下であり、鋳造組織微細化剤は０．００２〜０．０２％のＴｉまたは０．００２〜０．０２％のＴｉと０．０１％以下のＢであり、不可避的不純物としてのＳｉが０．１５％未満かつＣｕが０．０１％未満であるアルミニウム合金溶湯を、鋳造凝固時の冷却速度５〜１００℃／秒で鋳造し、得られた鋳造スラブを均質化処理せずに圧下率９０％以上で冷間圧延を行い、３５０〜４００℃の温度で中間焼鈍を施し、５０％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、２００〜４００℃の温度に加熱して再結晶させることを特徴とするアルミニウム軟質箔の製造方法を提供する。
【０００８】
更に、本発明は、上記のアルミニウム箔地を更に箔厚さまで冷間圧延し、然る後再結晶させてアルミニウム箔を製造するに際して、該再結晶前の冷間圧下率を５０％以上とすることを特徴とするアルミニウム箔の製造方法をも提供する。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明におけるアルミニウム箔地の製造方法およびアルミニウム箔の製造方法について説明する。以下、成分含有量を表示する「％」は「質量％」を意味する。
【００１０】
［Ｆｅ：０．９％を超え１．７％以下］
Ｆｅは、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物として晶出するもので、続く冷間圧延および箔圧延により分断し均一に粒子状に分散化させる。このＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物粒子は、再結晶の核となるため再結晶処理時に再結晶粒を微細化するので、再結晶処理後のアルミニウム箔の強度を高くする効果がある。これらの効果を得るには、Ｆｅ含有量を０．９％を超えて含有させる必要がある。ただし、Ｆｅ含有量が１．７％を超えると、鋳造時に粗大な金属間化合物が晶出し、続く冷間圧延および箔圧延により再結晶の核となるサイズに分断できず、粗大サイズの晶出物としても一部残存し、アルミニウム箔に穴あき欠陥が生じる。
【００１１】
［鋳造組織微細化剤：０．０２％以下］
鋳造組織微細化剤の添加形態としては、たとえばＴｉの単独添加またはＴｉとＢの同時添加があり、これらを含有させることによって、鋳造組織を微細化させることができる。含有量としては、単独添加の場合のＴｉは０．００２〜０．０２％でよく、０．０２％を超えると箔圧延性が劣り、箔圧延時箔が破断し易くなる。Ｔｉと同時にＢを添加してもよく、その場合のＢ添加量は０．０１％以下である。ＴｉとＢの同時添加の場合も上限はＴｉとＢの合計で０．０２％であり、上限を超えるとＴｉ単独添加の場合と同様に箔圧延性が劣り、箔圧延時に箔が破断し易くなる。
［不可避的不純物量：  Ｓｉ：０．１５％未満、Ｃｕ：０．０１％未満］
不純物としては、箔圧延性および耐食性を低下させないように、代表的なものとしてＳｉを０．１５％未満、Ｃｕを０．０１％未満とするが、その他の不純物としても各々０．０３％未満が好ましい。
【００１２】
［鋳造凝固時の冷却速度：５〜１００℃／秒］
鋳造凝固時の冷却速度は、鋳造時に晶出するＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物の大きさを制御し、続く冷間圧延および箔圧延により該晶出物を分断し再結晶核となるサイズに均一分散化させるために範囲を限定する。このＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子の大きさが略１μｍ以上であれば、粒子の周囲に再結晶の核となる転位の集積が可能となり、再結晶処理時に再結晶粒を微細化し、アルミニウム箔の再結晶化材（軟質材）強度を高くする。鋳造凝固時の冷却速度が５℃／秒未満では、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子の大きさが粗大となり、続く冷間圧延および箔圧延により分断できないために、アルミニウム箔に穴あきなどの欠陥が生じる。また、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子の分散数が少なくなり、再結晶処理時における再結晶の起点となる核数も少なくなり結晶粒を微細化する効果がなくなるために、アルミニウム箔の軟質材強度を高くする効果がなくなる。一方、鋳造凝固時の冷却速度が１００℃／秒を超えると、晶出するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子の大きさが微細となり、続く冷間圧延および箔圧延により更に分断小粒化し、転位の集積能が低く、再結晶処理における再結晶の起点となる核数が少なくなり再結晶粒が粗大化し、アルミニウム箔の再結晶後の強度を高くする効果がなくなる。なお、この鋳造凝固時の冷却速度が５〜１００℃／秒の範囲における鋳塊を得るための鋳造方法は、例えば連続鋳造法（ＣＣ）の場合は双ベルト鋳造法、ブロック鋳造法等により、半連続鋳造法（ＤＣ）の場合は厚さ２０mm以下の鋳造方法により本発明における鋳造スラブが得られるが、本発明はそれらの鋳造方法に限定されるものではない。このましい鋳造凝固時の冷却速度は５〜４０℃／秒である。
【００１３】
［鋳造スラブを均質化処理せずに］
均質化処理は、鋳造時の偏析を固溶させ解消することを目的として、鋳造スラブを通常４５０乃至５００℃以上の温度に加熱保持する処理である。このような処理を施すと晶出物も一部固溶して小さくなり、爾後の鋳造スラブの冷間圧延および箔地の箔圧延で更に細粒子化し、箔圧延で粒子周囲の転移の集積量が少なく再結晶核となり難く、箔の再結晶処理で再結晶粒を微細化できず、その結果再結晶処理した箔として強度の高い箔が得られない。本発明においては、鋳造スラブにこの均質化処理を施さないことにより、その後の鋳造スラブの冷間圧延および箔地の箔圧延で、晶出物をその周囲に転移が集積し易いサイズに分断することができる。
［鋳造スラブの冷間圧延の圧下率：９０％以上］
上記のように鋳造凝固時の冷却速度５〜１００℃／秒で鋳造することにより得られた鋳造スラブを、均質化処理せずに圧下率９０％以上の冷間圧延を施す。冷間圧延は、鋳造時に晶出したＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を均一に粒子状に分散化させる。また、冷間圧延により加工歪み即ち転位を蓄積させ、続く下記に詳述する中間焼鈍時にＦｅの析出を促進させ、Ｆｅの固溶量を低減することにより、箔圧延時の加工硬化を抑制し、箔圧延性を良好にする。これらの作用を得るには、鋳造スラブの冷間圧延の圧下率を９０％以上にする必要がある。圧下率９０％未満では、鋳造時に晶出したＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を均一に粒子状に分散化させる効果がなく、さらに冷間圧延により十分に転位を蓄積させることができない。したがって、続く中間焼鈍時にＦｅの析出が促進せず、固溶量が低減しないから、箔圧延時の加工硬化が大きくなり、箔圧延性が低下する。
【００１４】
［中間焼鈍温度：３００〜４００℃］
上記圧下率で９０％以上の冷間圧延を行った後、３００〜４００℃の中間焼鈍を施す。この中間焼鈍は、固溶しているＦｅを析出させ、固溶量を低減することにより、箔圧延時の加工硬化を抑制し、箔圧延性を良好とさせるためのものである。このような作用を得るには、中間焼鈍の温度を３００℃以上にする必要がある。中間焼鈍の温度が３００℃未満では、Ｆｅの析出を促進させることができず、箔圧延性が低下する。一方、中間焼鈍の温度が４００℃を超えるとＦｅが再固溶するために、箔圧延時の加工硬化が大きくなり、箔圧延性が低下する。また、鋳造時に晶出したＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物の分散数が減少し、軟質化焼鈍すなわち再結晶化処理の際に再結晶の起点となる核数も少なくなり再結晶粒を微細化する効果がなくなるために、アルミニウム箔の軟質材強度を高くする効果がなくなる。
【００１５】
なお、中間焼鈍における保持は、０．５時間〜３時間程度行えばよい。保持時間が０．５時間未満では、Ｆｅの析出が十分でなく、また３時間を超えると、不純物元素としてのＭｇ，Ｃｕ等の微量元素が板表面に拡散し、腐食の原因となり易い。
【００１６】
本発明においては、３００〜４００℃の中間焼鈍を行った状態で箔地としてもよく、また中間焼鈍後更に冷間圧延を施した状態で箔地とすることもできる。この中間焼鈍後の冷間圧延における圧下率は、特に限定するものでなく、必要に応じて適宜ユーザーの求める箔地厚さに準じて設定すればよい。
箔地の厚さは限定するものではないが、通常０．２〜０．３mmである。従って鋳造スラブを均質化処理することなしに圧下率９０％以上で冷間圧延し、その冷間圧延板の厚さが例えば０．２〜０．３mmであれば爾後本発明に係る中間焼鈍を施して箔地としても良く、また冷間圧延板の厚さが厚ければ中間焼鈍後にさらに圧延し、例えば厚さ０．２〜０．３mmの箔地とすればよい。
このようにして得られた箔地を更に冷間圧延即ち箔圧延して所期の厚さの箔とし、次いで再結晶処理して軟質化する。この再結晶処理の条件は、例えば２００〜４００℃の温度に加熱することによって得られる。再結晶粒の成長が生じると箔の強度を低下させるので５００℃を超えるような過度の温度に加熱することは避ける方がよい。再結晶処理による軟質化で強度の高いアルミニウム箔を確実に得るためには、再結晶処理の前に行なう冷間圧延は圧下率５０％以上とする必要がある。
【００１７】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明する。表１に示した合金組成のアルミニウム合金記号Ａ〜Ｈの溶湯を表２に示した条件により鋳造した鋳造スラブを冷間圧延し、中間焼鈍を施して、更に冷間圧延により０．２５mm厚さの箔地とした。また、従来例として、厚さ５００mmの半連続鋳造鋳塊を通常の方法で面削、均質化処理した後、熱間圧延を行って、６mm厚さとした。これを冷間圧延し、表２に示した条件で中間焼鈍を施し、更に冷間圧延により０．２５mm厚さの箔地とした。これらの箔地を３パスで２５μｍ厚さまで箔圧延し、これらを２枚重ね合せて仕上げ箔圧延して１２μｍ厚さの箔とした。破断しなかった１２μｍ箔を３５０℃で１時間保持による最終焼鈍を行い、再結晶させて軟質材とした。この箔について強度を測定した。これらの結果を表２に併記する。なお、凝固時の冷却速度は、ＤＡＳ（デンドライトアームスペーシング、以下ＤＡＳと記す）からの計算により算出したものである。
【００１８】
【表１】
0003767492.tif 000002
【００１９】
【表２】
0003767492.tif 000003
【００２０】
表２から明らかなように本発明による箔地Ｎｏ．２〜４は、箔圧延性に優れて、かつ軟質材強度は、従来例より１０％以上高く優れる。製造条件が本発明と異なる比較例Ｎｏ．１、５〜１３は、箔圧延性、軟質材強度のいずれかが良好でない。一方、従来例Ｎｏ．１４は、軟質材強度が低いことが判る。
【００２１】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、箔の圧延性が良好で、かつ軟質材強度に優れたアルミニウム箔の得られるアルミニウム箔地の製造方法および優れたアルミニウム箔の製造方法を提供することができ、工業上顕著な効果を奏するものである。