(57)【要約】アルミニウム合金箔は、１.２重量％〜１.７重量％のＦｅおよび約０.３５重量％〜０.８０重量％のＳｉを含み、残りがアルミニウムおよび付随的な不純物を備える合金から形成される。合金は、連続的にストリップ鋳造され、厚さが約２５ｍｍ未満のストリップを形成する。ストリップは中間アニールゲージに冷間圧延されて、少なくとも４００℃の温度で中間アニールされる。中間アニールされたストリップは冷間圧延され、最終箔製品を形成するためにアニールされて、優れた圧延性とともに最終箔での高強度を有する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
製品が優れた圧延性とともに最終箔製品の高強度を示す連続ストリップ鋳造によってアルミ箔製品を製造するプロセスであって、
(a)１.２重量％〜１.７重量％のＦｅおよび０.３５重量％〜０.８０重量％のＳｉを含み、残りがアルミニウムおよび付随的な不純物を備えるアルミニウム合金を準備するステップと、
(b)前記合金を連続ストリップ鋳造して、厚さが約２５ｍｍ未満の鋳放しの鋳造ストリップを形成するステップと、
(c)前記鋳造ストリップを中間アニールゲージに冷間圧延するステップと、
(d)少なくとも４００℃の温度でストリップを中間アニールするステップと、
(e)前記中間アニールストリップを最終ゲージに冷間圧延するステップと、
(f)最終ゲージストリップを最終アニールするステップと、
を備えることを特徴とするプロセス。
【請求項２】
連続ストリップ鋳造がベルト鋳造機で処理されることを特徴とする、請求項１記載のプロセス。
【請求項３】
ストリップが約５ｍｍ〜約２５ｍｍ厚さの鋳放しに鋳造されることを特徴とする、請求項１または２記載のプロセス。
【請求項４】
鋳放しのストリップは冷間圧延に先立って熱間圧延されることを特徴とする、請求項１、２または３記載のプロセス。
【請求項５】
中間アニールが５２０℃以下の温度で行われる、請求項１〜４のいずれか１項記載のプロセス。
【請求項６】
中間アニールが、約４００℃〜約５２０℃の温度で約１時間〜約８時間処理されることを特徴とする、請求項５記載のプロセス。
【請求項７】
最終アニールが、約２５０℃〜約４００℃の温度で行われることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項記載のプロセス。
【請求項８】
最終アニールが、約２５０℃〜約４００℃の温度で約１〜約１２時間処理されることを特徴とする、請求項７記載のプロセス。
【請求項９】
ストリップ鋳造に続くステップでの冷却処理及び加熱処理が、約２０℃／ｈ〜約６０℃／ｈの冷却速度及び加熱速度であることを特徴とする、請求項１〜８のいずれか１項記載のプロセス。
【請求項１０】
中間アニール後のストリップが、１９０ＭＰａ未満の９０％冷間圧延後の最高引張強さ(最大抗張力)を有し、最終アニール後の箔が、９０ＭＰａより大きい０焼き戻しでの最高引張強さ(最大抗張力)を有していることを特徴とする、請求項１〜９のいずれか１項記載のプロセス。
【請求項１１】
１.２重量％〜１.７重量％のＦｅおよび０.３５重量％〜０.８０重量％のＳｉを含み、残りがアルミニウムおよび付随的な不純物を備えた合金から形成されたアルミニウム合金箔であって、最終ゲージでの箔が、９０ＭＰａより大きい０焼き戻しでの最高引張強さ(最大抗張力)を有することを特徴とするアルミニウム合金箔。
【請求項１２】
最終ゲージ箔に圧延されるのに先立つ合金が、１９０ＭＰａ未満の９０％冷間圧延後の最高引張強さ(最大抗張力)を有することを特徴とする、請求項１１記載のアルミニウム合金箔。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金箔製品の製造方法に関する。特に、本発明は、材料が最終の圧延するステップでの優れた圧延性と最終箔製品の良好な強度とを有する連続ストリップ鋳造プロセスを用いて、アルミニウム合金箔を製造するプロセスに関する。
[背景技術]
【０００２】
薄いゲージ箔は、ＤＣすなわち直接冷間鋳造として知られているプロセスにおいてＡＡ８０２１のようなアルミニウム合金のインゴットを鋳造することにより一般に調製されている。そのインゴットは、一般に高温に加熱され、１ｍｍ〜１０ｍｍ厚さの再圧延ゲージに熱間圧延されて、その後、典型的に０.２ｍｍ〜０.４ｍｍ厚さの「箔ストック」ゲージに冷間圧延されている。ストリップは、冷間圧延プロセスの間に中間アニールステップにしばしばさらされる。約５ミクロン〜約１５０ミクロン厚さの最終の箔を製造するためにダブル圧延技術をしばしば用いて、「箔ストック」はさらなる冷間圧延操作にさらされる。
【０００３】
熱間圧延に先立って均質化が必要とされないし、また、再圧延加工ゲージを形成する熱間圧延量が大きく減じられるので、かかる箔の製造での始点時に連続ストリップ鋳造を用いることにコスト上の利点がある。高体積の連続鋳造が必要なところでは、一対のベルト鋳造が連続鋳造の好ましい方法である。しかしながら、連続ストリップ鋳造プロセスは、ＤＣ鋳造におけるものから固形化処理の間での異なった冷却条件を適用する。また、熱間圧延に先立つ高温均質化ステップが欠如している。従って、連続ストリップ鋳造プロセスが、ＤＣ鋳造および均質化によって通常調製されている合金と共に用いられるときに、これは、最終の箔ストック製品において、「モミ木影響」として知られている表面欠陥をもたらす、鋳造製品における異なった金属間(intermetallic)種の形成に帰着する。連続ストリップ鋳造では、鋳造中のストリップの冷却速度は、大きなＤＣインゴットにおける冷却速度より一般に速い(ある場合には非常に速い)。このように、連続ストリップ鋳造プロセスで処理されたかかる合金も、溶質元素のより高い過飽和を有しており、したがって、望ましくない硬化および軟化特性を有する箔ストックに帰着し、最終ゲージ厚さに箔ストックを圧延する際の困難さに帰着する。
【０００４】
連続ストリップ鋳造によってＡＡ８０２１タイプ合金からアルミ箔を製造することができることに、特別の関心がある。ＡＡ８０２１タイプ合金は０.２重量％未満のシリコンおよび１.２重量％〜１.７重量％の鉄を有し、残りがアルミニウムおよび付随的な不純物という標準組成を有している。この合金は、直接冷間鋳造によって通常鋳造される箔の製造において例えば日本で広く用いられる。同じＡＡ８０２１合金が連続ストリップ鋳造機で鋳造されるときに、得られたストリップは直接冷間鋳造によって得られたそれと同じ微細構造ではない。例えば、ベルト鋳造は、ＤＣ鋳造よりはるかに高速で固形化処理での冷却速度を作り出し、これによって、微細構造制御に悪影響を及ぼす金属間(intermetallic)のサイズ及び濃度が様々に変化する。したがって、最終アニールは、箔として所望の構造を作り出すことができない。
【０００５】
Ｍn、ＣｕおよびＳｉのような他の強化合金元素の追加によって強化されたＡＡ１２００タイプ合金を連続ストリップ鋳造することによって高強度アルミ箔を製造することが知られている。かかる合金は、連続ストリップ鋳造機に容易に鋳造され、最終製品は優れた強度を有している。しかしながら、追加された強化溶質元素のために、冷間圧延間での材料の加工硬化度合が高い。このように、この材料を最終の薄いゲージに圧延することは難しい。
【０００６】
高強度アルミ箔を製造するための双ロール鋳造プロセスは、古河アルミの日本国特許JP０１-０３４５４８において記述される。そのプロセスは、重量パーセントで、０.８％〜２％のＦｅ、０.１％〜１％のＳｉ、０.０１％〜０.５％のＣｕ、０.０１％〜０.５％のＭｇおよび０.０１％〜１％のＭｎを含むアルミニウム合金を用いた。ＴｉとＢも粒子精製レベルで含まれていた。合金は、０.５ｍｍ〜３ｍｍ厚さに双ロール鋳造されるとともに、箔に圧延された。２００℃〜４５０℃の熱処理も含まれていた。
【０００７】
ワードらの米国特許５,７２５,６９５は、双ロール鋳造で処理されたＡＡ８１１１合金(０.３０重量％〜１.０重量％のＳｉおよび０.４０重量％〜１.０重量％のＦｅを含んでいる)を利用し、最高４４１℃までの中間アニールと最終アニールで冷間圧延した。鉄の量に等しいか鉄の量より多いシリコンを含む合金が使用された。
【０００８】
Ａｌ-Ｆｅ-Ｓｉタイプのアルミニウム合金を使った連続ストリップ鋳造技術も、カタノらの国際特許出願９９／２３２６９に記述されている。連続鋳造材料は２つの異なった温度範囲を用いて、２ステップのプロセスで中間アニールされた。
【０００９】
Ａｌ-Ｆｅ-Ｓｉ合金を基にした高強度箔材料を作るための他の手順は、フルカワのJP０６-１０１００４に記述される。この手順では、合金は、５ｍｍ〜１０ｍｍの好ましい厚さにストリップ鋳造され、それに続いて中間アニール、冷間圧延および最終アニールが行われる。
【００１０】
本発明の目的は、低い加工硬化度合と良好な圧延性とを有するものの、最終箔製品で高強度を提供するというアルミ箔を、連続ストリップ鋳造を用いて製造することである。
【００１１】
本発明のさらなる目的は、高生産性の鋳造方法を用いて、低い加工硬化度合と良好な圧延性を有し、最終箔製品の強度が高いアルミ箔を製造することである。
【００１２】
本発明のさらなる目的、特徴および利点は、単に非限定的な例として提供されている以下の説明および添付図面から、明白になるであろう。
[発明の開示]
【００１３】
本発明によれば、連続ストリップ鋳造機を用いて高品質のアルミニウム合金箔を製造するという問題は、新しい合金組成および新しい処理ルートによって解決された。このように、用いられる合金は１.２ｗｔ％〜１.７ｗｔ％のＦｅおよび０.３５ｗｔ％〜０.８ｗｔ％のＳｉを含み、残りがアルミニウムおよび付随的な不純物を含む合金である。上記合金は、連続ストリップ鋳造機でストリップ厚さが約２５ｍｍ未満に、好ましくは約５ｍｍ〜約２５ｍｍに鋳造され、その後続けて中間アニールゲージに冷間圧延される。中間アニールは、少なくとも４００℃の温度で実行され、その後続けて最終ゲージに冷間圧延され且つ最終アニールされる。
【００１４】
中間アニールは、好ましくは、約１時間〜約８時間、約４００℃〜約５２０℃の温度で実行される。最終アニールは、好ましくは、約１時間〜約１２時間、約２５０℃〜約４００℃の温度であり、連続ストリップ鋳造は、好ましくはベルト鋳造機で処理される。
【００１５】
上記手順では、連続的に鋳造されたストリップは、中間アニールゲージに冷間圧延される前に、再圧延ゲージ(典型的に１ｍｍ〜５ｍｍ)に任意に熱間圧延されている。中間アニールに先立った冷間圧延圧下率は典型的に少なくとも４０％である。最良の結果について、中間アニール段階での加熱速度および冷却速度の両方が、約２０℃／ｈ〜約６０℃／ｈの範囲に維持される。
【００１６】
上記合金組成の使用は、「モミ木影響」を実質的に除去した。このモミ木影響の欠如は、最終箔の表面品質が改善され、最終箔中のピンホール頻度が減じられることを意味する。
【００１７】
驚いたことには、合金組成および処理ルートの上記組合せで、合金の加工硬化挙動が、完全に均質化された直接冷間鋳造ＡＡ８０２１のそれに類似していることが分かっている。この驚くべき効果が中間アニールプロセス中でのマトリックス合金における過飽和の合金元素の加速された分解の結果であると信じられている。
【００１８】
このように、本発明は、良好な品質で高強度の箔を作ることに不可欠な箔材料の構造および特性を提供するものである。すなわち、
(a)鋳放しの状態での均一な金属間(intermetallic)相分布(モミ木影響はない)、
(b)低い加工硬化度合および良好な圧延性(９０％の冷間圧延後の最大抗張力は１９０ＭＰａ未満である)、
(c)最終製品における高強度(０焼き戻し(最終アニール後)の最大抗張力は９０ＭＰａを越える)。
【００１９】
上記合金では、Ｆｅは第一の強化元素であり、その後の圧延段階の間でより小さな粒子に壊される鋳造中での金属間(intermetallic)粒子を含むＦｅを形成する。これらの粒子は、粒子強化により、および、最終アニール段階での粒子核生成の刺激により強化することに寄与し、最終製品における細粒構造に帰着する。Ｆｅが１.２ｗｔ％未満であるならば、強化は不十分である。また、Ｆｅが１.７ｗｔ％以上であるならば、圧延加工および箔製品の品質に有害な大きな第一の金属間(intermetallic)粒子は、鋳造中に形成する。
【００２０】
上記合金では、Ｓｉは、鋳造の間に非平衡の金属間化合物の形成を遅らせる。したがって、金属間化合物は、鋳造構造の均一性を改善する(「モミ木」影響を除去する)。また、それは圧延性を改善する。Ｓｉが０.３５ｗｔ％未満であるならば、鋳造構造の均一性を促進することは不十分である。しかし、Ｓｉが０.８ｗｔ％を超過するとき、それは加工硬化度合を増加させることができ、圧延に対する悪影響をもたらす。
【００２１】
連続鋳造ステップは、好ましくは一対のベルト鋳造機で処理される。ストリップの最終特性は、微粒子サイズの達成に依存する。また、本発明の合金およびその後の処理が用いられるときに、双ロール鋳造はベルト鋳造ほどの微粒子サイズを達成することができない。更に、ベルト鋳造機は、双ロール鋳造機より実質的に高速での製造が可能である。
【００２２】
ベルト鋳造は、動いていて可撓性で冷却されたベルトの間で実行された連続ストリップ鋳造の方式である。ベルトは適切な冷却を保証するためにストリップ上に力を働かせるが、好ましくは、ストリップが凝固している間、力はストリップを圧縮させるには不十分である。典型的に、ベルト鋳造機は、約２５ｍｍ未満の厚さの、好ましくは約５ｍｍを越える厚さのストリップを鋳造するだろう。本発明の合金を鋳造するための冷却速度は、一般に、約２０℃／秒〜約３００℃／秒である。
[発明を実施するための最良の形態]
【００２３】
以下、本発明のアルミニウム合金箔について図面を参照しながら説明する。
[実施例]
【００２４】
一連のテストは、表１に示した６つの合金で行なわれた。
表１
2004523654.tif 000002
【００２５】
表１の合金は、実験室レベルの双ベルト鋳造機で約７.３ｍｍの厚さに鋳造された。用いられるベルトは、１.５ｍＷ／ｍ２〜２.５ｍＷ／ｍ２の熱流束を与えるために操作された織りスチールベルトだった。これは、ストリップの厚さを通して平均で１５０℃／s〜２７５℃／sの冷却速度と等価である。
【００２６】
鋳放しのストリップ試料は、金属組織学的に調製され、横断面の鋳造構造が調べられた。
図１は、鋳造１、３および４から試料用に陽極処理された断面の表面を示す。これは、金属間(intermetallic)粒子不均一性の程度を明らかにしている。金属間(intermetallic)相の均一性が合金のＳｉ含有量に明確に関連していることは明白である。この検査から、高いＦｅ合金(創造性のある範囲でＦｅを備えた)がベルト鋳造機に鋳造されるときに、０.２９ｗｔ％のレベルのＳｉ(創造性のある範囲より下)が、非同一の鋳造構造に帰着することは理解される。６つの合金はすべて同じ方法によって検査された。また、合金１、５および６だけが均一の微細構造(モミ木影響がない)を有していた。合金２、３および４は構造上堅固でなかった(モミ木影響)。表２に記述されるように、合金１、５および６はさらに処理された。
【００２７】
鋳造番号１からの合金ストリップは、多くの異なった処理ルートを用いて処理された。得られた試料の加工硬化挙動が調べられた。図２は、最大抗張力と、３つの異なった中間アニール条件によって処理された試料の加工硬化挙動を示す％冷間加工との関係をプロットしている。第一の試料が４００℃、４時間で中間アニールされる一方、第二の試料が５００℃、４時間で中間アニールされた。第三の試料は５００℃、４時間に続いて４００℃、２時間で中間アニールされた。図３は、最大抗張力と、５００℃で中間アニールされたベルト鋳造合金及びＤＣ鋳造ＡＡ８０２１合金の加工硬化挙動の比較を与える％冷間加工との関係をプロットしている。これらの結果から、本発明によるベルト鋳造材料が、直接冷間鋳造ＡＡ８０２１と同じ加工硬化挙動を本質的に行っていることは理解される。
【００２８】
材料が最終製品の目標強度(０焼き戻しで９０ＭＰａ以上の最大抗張力)に合致するかどうかをテストするために、ベルト鋳造(鋳造番号１、５および６)およびＤＣ鋳造材料の両方は、最終ゲージに処理され、０焼き戻しアニールされ、最終アニール前後の圧延試料は、引張試験された。処理条件および得られた結果は、表２に示している。
表２
2004523654.tif 000003
*処理時間は４時間
【００２９】
合金１が本発明の好適に制御された中間アニールプロセス(加熱速度及び冷却速度が２５℃／ｈ)で処理されるとき、シートが有していた均一な微細構造(モミ木はない)および９０％減少で最終アニール後(O焼き戻し)の強度は、ＤＣ鋳造特性(上記の表のＡＡ８０２１に対する)に匹敵した。しかしながら、同じ合金がベルト鋳造されるが、好ましい範囲より中間アニール時に早く加熱・冷却処理されるとき、９０％減少後の強度は、好ましいルートによって処理された同じ合金の強度より高くなった。
【００３０】
合金５は、創造性のある範囲より低いＦｅおよびＳｉを有している。ベルト鋳造によって処理されたときに、好ましい中間アニールプロセスは、O焼き戻し状態で(最終アニール後)非常に低い強度を与えた。
【００３１】
合金６は、創造性のある範囲内の組成を有しており、中間アニール温度が好ましい範囲より下であるという点を除いて、本発明の条件に従って処理された。これは、９０％の冷間圧延後に過度の高強度を備えた材料に導いた。
【００３２】
本発明の材料が従来の高強度ＤＣ材料に匹敵する特性を有しており、９０％冷間圧延および０焼き戻しでの目標強度に合致していることは、表２に明確に示されている。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】様々なシリコン含有量での鋳放しストリップの横断面の鋳造構造を示す。
【図２】異なった中間アニール条件に対するパーセント冷間加工と最大抗張力（UTS）との関係を示すグラフである。
【図３】本発明および直接冷間鋳造ＡＡ８０２１の製品に対するパーセント冷間加工と最大抗張力（UTS）との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際公開パンフレット】
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【手続補正書】
【提出日】平成15年8月12日(2003.8.12)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
製品が優れた圧延性とともに最終箔製品の高強度を示す連続ストリップ鋳造によってアルミ箔製品を製造するプロセスであって、
(a)１.２重量％〜１.７重量％のＦｅおよび０.３５重量％〜０.８０重量％のＳｉを含み、残りがアルミニウムおよび付随的な不純物を備えるアルミニウム合金を準備するステップと、
(b)前記合金を連続ストリップ鋳造して、厚さが約２５ｍｍ未満の鋳放しの鋳造ストリップを形成するステップと、
(c)前記鋳造ストリップを中間アニールゲージに冷間圧延するステップと、
(d)少なくとも４００℃の温度でストリップを中間アニールし、ストリップの冷却速度及び加熱速度が、２０℃／ｈ〜６０℃／ｈに維持されるステップと、
(e)前記中間アニールストリップを最終ゲージに冷間圧延するステップと、
(f)最終ゲージストリップを最終アニールするステップと、
を備えることを特徴とするプロセス。
【請求項２】
連続ストリップ鋳造がベルト鋳造機で処理されることを特徴とする、請求項１記載のプロセス。
【請求項３】
ストリップが約５ｍｍ〜約２５ｍｍ厚さの鋳放しに鋳造されることを特徴とする、請求項１または２記載のプロセス。
【請求項４】
鋳放しのストリップは冷間圧延に先立って熱間圧延されることを特徴とする、請求項１、２または３記載のプロセス。
【請求項５】
中間アニールが５２０℃以下の温度で行われる、請求項１〜４のいずれか１項記載のプロセス。
【請求項６】
中間アニールが、約４００℃〜約５２０℃の温度で約１時間〜約８時間処理されることを特徴とする、請求項５記載のプロセス。
【請求項７】
最終アニールが、約２５０℃〜約４００℃の温度で行われることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項記載のプロセス。
【請求項８】
最終アニールが、約２５０℃〜約４００℃の温度で約１〜約１２時間処理されることを特徴とする、請求項７記載のプロセス。
【請求項９】
中間アニール後のストリップが、１９０ＭＰａ未満の９０％冷間圧延後の最高引張強さ(最大抗張力)を有し、最終アニール後の箔が、９０ＭＰａより大きい０焼き戻しでの最高引張強さ(最大抗張力)を有していることを特徴とする、請求項１〜８のいずれか１項記載のプロセス。
【請求項１０】
１.２重量％〜１.７重量％のＦｅおよび０.３５重量％〜０.８０重量％のＳｉを含み、残りがアルミニウムおよび付随的な不純物を備えた合金から形成されたアルミニウム合金箔であって、最終ゲージでの箔が、９０ＭＰａより大きい０焼き戻しでの最高引張強さ(最大抗張力)を有することを特徴とするアルミニウム合金箔。
【請求項１１】
最終ゲージ箔に圧延されるのに先立つ合金が、１９０ＭＰａ未満の９０％冷間圧延後の最高引張強さ(最大抗張力)を有することを特徴とする、請求項１０記載のアルミニウム合金箔。
【国際調査報告】
2004523654.tif 000023
2004523654.tif 000024
2004523654.tif 000025