JP6496490B2 - アルミニウム合金軟質箔およびその製造方法 - Google Patents
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Description
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。
従来、高伸び化のために、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行うものが提案されており(特許文献1、2、3参照)、製造効率の観点から冷間圧延途中の中間焼鈍を省略したものも知られている(特許文献4)。
第3の本発明のアルミニウム合金軟質箔の製造方法は、質量%で、Fe:1.4%以上2.0%以下、Si:0.15%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、平均結晶粒径が5μm以下であり、且つ最大結晶粒径/平均結晶粒径比が3.5以下である軟質箔であって、圧延方向に対して0、45、90°の各方向の伸びが20%以上であるアルミニウム合金軟質箔の製造方法であって、
前記組成を有するアルミニウム合金を溶製した後、温度430〜530℃の範囲で3〜7時間加熱する均質化処理を行い、前記アルミニウム合金を冷間圧延し、かつ冷間圧延の途中で連続焼鈍によって、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℃/秒で中間焼鈍を行うことを特徴とする。
第4の本発明のアルミニウム合金軟質箔の製造方法は、前記形態の本発明において、アルミニウム合金軟質箔の板厚が15〜100μmである。
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。1.4%未満では、その微細化の効果が低く、さらに連続焼鈍ラインによる中間焼鈍と組み合わせた際に粗大な結晶粒が不均一に生成し伸びが低下する。一方、2.0%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。そこで、Feの含有量は、1.4%以上2.0%以下とする。なお、同様の理由により、Fe含有量は、1.5%以上が望ましく、1.8質量%以下が望ましい。
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、本発明においては0.15%を超えると、鋳造時に生成されるAl−Fe−Si系化合物のサイズが大きくなり、箔の伸びが低下し、箔厚みが薄い場合、化合物を起点とした破断が生じ圧延性が低下する。このため、Siの含有量は、0.15%以下に制限する。なお、同様の理由によりSi含有量は0.10%以下であるのが望ましい。
なお、Siは、上記のように含有量が所定値以下に制限されるものであり、意図的に含有されていても含有されていなくてもよい。
その他成分、例えばCuやMg等を添加する場合は合計で0.15%以下に制限する。0.15%を超えると材料が硬化し、伸びの低下も生じる懸念がある。
最終焼鈍後の平均結晶粒径を5μm以下に微細化する事で、成形時に箔が均一に変形し伸びが向上する。しかしその微細な結晶粒組織中に平均粒径の3.5倍を超える粗大な粒が存在する場合、その粒周辺での変形が不均一となり伸びが低下する。
上記製造に際し、溶製されたアルミニウム合金に対し、均質化処理を行うことができる。均質化処理の条件は、特に限定されるものではないが、例えば、温度を430〜550℃とし、保持時間を3〜7時間とすることができる。均質化処理により、Al−Fe系の析出物がマトリクス中に微細に分散し、中間焼鈍や最終焼鈍時に微細な再結晶粒が得られ、伸びの向上を図ることができる。さらに、均質化処理の温度を430〜530℃とすることにより、伸びの向上を一層図ることができる。
冷間圧延の途中には、連続焼鈍により中間焼鈍を行う。
中間焼鈍は、一般には主に材料のひずみを除去し圧延性を回復させるために行われる。
高圧下率の冷間圧延を行うと材料の圧延集合組織が発達し、箔の伸び異方性が顕著になってしまう。しかし、冷間圧延途中に中間焼鈍を行うことで、再結晶組織を発達させ、箔の伸び異方性を改善することができる。中間焼鈍の方式としては、一般的に、コイルを炉に投入し一定時間保持するバッチ焼鈍(Bach Annealing、BACH)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。いずれの方式も、伸び異方性の改善への効果はある。しかし、バッチ焼鈍は、連続焼鈍による焼鈍に比べ結晶粒サイズが大きくなる傾向にあり、特に、FeやSiの含有量制限の効果が著しく低下する。FeとSiを制限した上で、連続焼鈍により中間焼鈍を実施することにより、結晶粒サイズの均一化と微細化との両立を達成することができ、従来にない効果が得られる。
昇温速度が10℃/秒より遅い場合、昇温過程で冷間圧延時に導入された蓄積エネルギーが解放されるため、再結晶核生成率が低下して焼鈍後の結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍後の箔の伸びが低下してしまう。一方、昇温速度を250℃/秒より速くしても、それ以上の効果はほとんど得られず、却って高価な加熱設備が必要となってアルミニウム合金板の生産コストが増加する。このため、昇温速度は、10〜250℃/秒とするのが望ましい。同様の理由により、下限を20℃/秒、上限を200℃/秒とするのが一層望ましい。
また、保持時間は特に設ける必要はないが、保持時間が5秒を超えると再結晶粒の粗大化が懸念される。このため、保持時間なしまたは保持時間:5秒以下とすることが望ましい。同様の理由により、上限を3秒以下とするのが一層望ましい。連続焼鈍ラインは入側から投入された材料を急加熱し、目標温度に到達した後にすぐ冷却を開始するため、保持時間と呼べるものがないこともある(保持時間0秒)。
アルミニウム合金軟質箔の材料となるアルミニウム合金は、本発明の成分範囲となる、Fe:1.4%以上2.0%以下、Si含有量:0.15%以下を含有し、残部がAlおよび不可避不純物からなる組成が得られるように、例えば半連続鋳造法などの常法により鋳造して溶製することができる。
また、熱間圧延では、仕上がり温度を上記アルミニウム合金の再結晶温度以下である280℃以下とするのが望ましい。再結晶温度以下で仕上げることにより、熱間圧延後の結晶粒組織が均一かつ微細なファイバー組織となり、最終冷間圧延の安定性が向上し、最終製品である箔の伸びのばらつきが抑制される。
ただし、本発明としては熱間圧延における各条件は、特に限定されるものではない。
冷間圧延における仕上げ圧延では、仕上げ板厚としたアルミニウム合金板を重ねて圧延をし、最終板厚として例えば、15〜100μmとする。
なお、後述する中間焼鈍後に行う最終冷間圧延(仕上げ圧延を含む)では、後述する最終焼鈍後の結晶粒組織微細化を図るため、圧延率は80%以上とするのが望ましい。
最終焼鈍は、バッチ焼鈍により行うことができる。
最終焼鈍は、比較例8を除き350℃、5時間の条件でバッチ焼鈍を実施し、比較例8では300℃×5時間の条件でバッチ焼鈍を実施して供試材を得た。
Claims (4)
- 質量%で、Fe:1.4%以上2.0%以下、Si:0.15%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、平均結晶粒径が5μm以下であり、且つ最大結晶粒径/平均結晶粒径比が3.5以下である軟質箔であって、圧延方向に対して0、45、90°の各方向の伸びが20%以上であることを特徴とするアルミニウム合金軟質箔。
- 板厚が15〜100μmである請求項1記載のアルミニウム合金軟質箔。
- 質量%で、Fe:1.4%以上2.0%以下、Si:0.15%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、平均結晶粒径が5μm以下であり、且つ最大結晶粒径/平均結晶粒径比が3.5以下である軟質箔であって、圧延方向に対して0、45、90°の各方向の伸びが20%以上であるアルミニウム合金軟質箔の製造方法であって、
前記組成を有するアルミニウム合金を溶製した後、温度430〜530℃の範囲で3〜7時間加熱する均質化処理を行い、前記アルミニウム合金を冷間圧延し、かつ冷間圧延の途中で連続焼鈍によって、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℃/秒で中間焼鈍を行うことを特徴とするアルミニウム合金軟質箔の製造方法。 - アルミニウム合金軟質箔の板厚が15〜100μmである請求項3記載のアルミニウム合金軟質箔の製造方法。
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