DE69907307T2

DE69907307T2 - Verfahren zur Herstellung eines Substrats aus Aluminium-Legierung für lithographische Druckplatte sowie seine Verwendung

Info

Publication number: DE69907307T2
Application number: DE69907307T
Authority: DE
Inventors: Hideki Ihara-gun Suzuki; Yasuhisa Ihara-gun Nishikawa; Tomohide Inazawa-shi Yamagishi; Kazumitsu Inazawa-shi Mizushima; Hirokazu Haibara-gun Sawada; Hirokazu Haibara-gun Sakaki
Original assignee: Nippon Light Metal Co Ltd; Fuji Photo Film Co Ltd
Current assignee: Fujifilm Holdings Corp; Nippon Light Metal Co Ltd
Priority date: 1998-03-09
Filing date: 1999-02-12
Publication date: 2004-02-19
Anticipated expiration: 2019-02-13
Also published as: EP0942071A1; JP3693485B2; US6387198B1; DE69907307D1; EP0942071B1; JPH11256293A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG:
1. Gebiet der Erfindung:
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte, die die erforderliche Festigkeit und eine gleichförmig körnbare Oberfläche aufweist und die nach dem Körnen im wesentlichen keine durch Streifen usw. hervorgerufene Streifenmuster und ein gleichförmiges Erscheinungsbild zeigt.
2. Beschreibung des Standes der Technik:
Im allgemeinen wurde ein Aluminiumlegierungsblatt mit einer Dicke von 0,1–0,5 mm (JIS 1050 usw.) als Aluminiumlegierungssubstrat für eine Lithografiedruckplatte verwendet. Ein solches Aluminiumlegierungsblatt wurde üblicherweise hergestellt durch Schälen eines Barrens, der durch semikontinuierliches Giessen erhalten wurde, in einer solchen Weise, dass dessen Oberflächenbereich entfernt wurde, Homogenisieren des geschälten Barrens, Heisswalzen des homogenisierten Barrens, Kaltwalzen der heissgewalzten Platte, Zwischenglühen der kaltgewalzten Platte und schliesslich Kaltwalzen der geglühten Platte.
Das auf diese Weise hergestellte Aluminiumlegierungssubstrat für eine Lithografiedruckplatte wird durch einen oder eine Kombination von mindestens zwei der folgenden Schritte gekörnt: einen mechanischen Schritt, einen chemischen Schritt und einen elektrochemischen Schritt. Das gekörnte Aluminiumlegierungssubstrat wird ferner anodisiert und gegebenenfalls einer Hydrophilisierungsbehandlung unterworfen, wodurch ein Lithografiedruckplattenträger erhalten wird. Das Substrat wird ferner unter Ausbildung. einer fotoempfindlichen Schicht mit einem fotoempfindlichen Material beschichtet und wird gegebenenfalls einer Erwärmungs-/Brennbehandlung unterworfen, so dass die fotoempfindliche Schicht gefestigt wird, wodurch eine fotoempfindliche Lithografiedruckplatte erhalten wird.
Die Lithografiedruckplatte wird dann schrittweise der Behandlung zur Herstellung einer Druckplatte, wie beispielsweise der bildweisen Belichtung, Entwicklung, dann Waschen mit Wasser und Lackieren, unterworfen, wodurch eine Originaldruckplatte erhalten wird. Die fotoempfindliche Schicht, die nach der Entwicklung ungelöst zurückbleibt, ist wasserabstossend und bildet Bildflächen als tintenaufnehmenden Bereich, der selektiv nur Tinte annimmt; die Oberfläche des Aluminiumlegierungsträgers unter der fotoempfindlichen Schicht liegt in dem Bereich, in dem die fotoempfindliche Schicht gelöst wurde, frei und der Bereich bildet aufgrund seiner hydrophilen Eigenschaft Nicht-Bildflächen als wasseraufnehmender Bereich. Bei der Entwicklung wird die Entwicklungsqualität visuell durch Beobachtung der entwickelten Oberfläche beurteilt. Folglich ist ein Aluminiumlegierungssubstrat erforderlich, das eine sehr gleichförmige Oberfläche besitzt, die die visuelle Beurteilung nicht behindert.
Wenn der Druckvorgang durchgeführt werden soll, werden beide Endbereiche der Originaldruckplatte gebogen, von den Originalplattenfixierungen auf der Druckertrommel der Druckmaschine erfasst und fixiert. Folglich muss das Substrat der Lithografiedruckplatte eine exzellente Biegefähigkeit und Montierbarkeit auf einer Druckertrommel aufweisen und darf im gebogenen Bereich während des Druckens keine Risse ausbilden.
Wenn Befeuchtungswasser auf die Originalplatte gebracht wird, die wie oben erläutert fixiert ist, wird das Wasser nur in Nicht-Bildbereichen, in denen die fotoempfindliche Schicht entfernt ist und die hydrophile Legierungssubstratoberfläche freiliegt, festgehalten und wird nicht in den Bildbereichen festgehalten, wo noch eine wasserabstossende Oberfläche der fotoempfindlichen Schicht vorhanden ist. Wenn in diesem Zustand Tinte auf die Originalplattenoberfläche aufgebracht wird, haftet die Tinte nur in den Bildbereichen an und wird dort festgehalten. Die Tinte, die an den Bildbereichen anhaftet und dort gehalten wird, wird ferner auf einen Gummizylinder (bracket drum) übertragen und dann von dem Gummizylinder auf die zu druckende Oberfläche, wie beispielsweise die Oberfläche eines Papierblattes, wodurch der Druckvorgang durchgeführt wird.
Gelegentlich ist die Zahl der Drucke hoch, wie beispielsweise 100.000. Der Lithografiedruckplattenträger muss die Eigenschaft besitzen, dass er der Übertragung in der oben genannten Häufigkeit widersteht, d. h. er muss Druckbeständigkeit besitzen. Gleichzeitig darf die Originalplatte, wie oben erläutert, im gebogenen Bereich keine Risse bilden, und die nach dem Brennen verwendete Originalplatte muss eine hohe Dehngrenze besitzen und darf auf der Druckertrommel nicht verschoben werden. Fernere muss die Originalplatte ausreichende Wasserrückhalteeigenschaften zur hinreichenden Rückhaltung von Befeuchtungswasser aufweisen, so dass im Nicht-Bildbereich keine Tinte anhaftet. Wenn in Nicht-Bildbereichen durch das Befeuchtungswasser Lochfrasskorrosion auftritt, haftet die Tinte während des Druckens in den Nicht-Bildbereichen an,' was dazu führt, dass die Druckerzeugnisse getönt oder gefärbt werden. Ferner ist es zur Verhinderung der Tönung oder Verfärbung während des Druckens wichtig, dass sowohl Korrosionsbeständigkeit als auch Wasserrückhaltung der Originalplatte sichergestellt sind. Zur Sicherstellung dieser Eigenschaften ist es erforderlich, eine exzellente Gleichförmigkeit der gekörnten Oberfläche durch die Körnungsbehandlung, wie beispielsweise eine elektrochemische Behandlung, und Korrosionsbeständigkeit und eine defektfreie anodische Oxidschicht des Trägers zu erzielen.
JP-AS 5-28197 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte, die weniger Tönung oder Verfärbung zeigt und folgende Schritte umfasst: Halten eines Barrens bei einer Temperatur von 460–600°C, vorzugsweise 520–600°C, für mindestens 1 Stunde als Homogenisierungsbehandlung, Heisswalzen des Barrens mit mindestens mehreren Walzdurchgängen, so dass die Rekristallisation und Ausfällung wiederholt auftritt, wobei das Heisswalzen bei einer Temperatur von mindestens 300°C beendet wird, und Kaltwalzen der heissgewalzten Platte, wobei die kaltgewalzte Platte während des Kaltwalzens durch Erwärmen der Platte auf eine ausgewählte Temperatur von 400–600°C zwischengeglüht wird, und die Platte rasch mit einer Geschwindigkeit von mindestens 500°C/sek abgekühlt wird, wodurch die Ausfällung von metallischem Si inhibiert wird.
JP-OS 8-179496 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte mit exzellenten Eigenschaften bezüglich der Ausbildung eines sichtbaren Bildes bei der Belichtung und Entwicklung, worin die Homogenisierung bei Temperaturen von 500–600°C durchgeführt wird, das grobe Heisswalzen wird bei einer Temperatur von 430–480°C begonnen, das Heisswalzen wird mit einer Mehrzahl von Durchgängen wiederholt, so dass eine dynamische Rekristallisation hervorgerufen wird, das grobe Heisswalzen wird bei einer Temperatur von 380–430°C beendet, so dass eine Platte mit einer Dicke von 10–35 mm erhalten wird, und das Nachheisswalzen wird bei einer Temperatur von 260–350°C beendet, wodurch eine feine rekristallisierte Struktur ausgebildet wird.
JP-OS 62-148295 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte, das die folgende Vorgehensweise umfasst: Eine Aluminiumlegierung wird bei Temperaturen von 500–600°C für mindestens 3 Stunden homogenisiert und dann in einer Geschwindigkeit von bis zu 50°C/std. auf eine Temperatur bis zu 430°C abgekühlt, oder die Legierung wird für mindestens 30 Minuten bei Temperaturen von 350–450°C gehalten, so dass die Ausfällung von metallischem Si durch Ausfällung von Si, das in der Legierung enthalten ist, als Al-Fe-Si-Verbindungen inhibiert wird, und das Auftreten von Tönung oder Verfärbung verringert wirdö die Legierung wird bei Temperaturen von 450–200°C heissgewalzt, wodurch verhindert wird, dass die rekristallisierten Körner eine Grobheit von mindestens 100 μm zwischen den Durchgängen erreichen und die Ausbildung von Streifenmustern unterdrückt wird. Zusätzlich wird im Anschluss an das Heisswalzen eine Zwischenglühung durch Halten der Platte bei Temperaturen von 350–500°C für 2–5 Stunden oder durch Hindurchpassieren der Platte durch einen Temperaturbereich von 400–550°C in einem kontinuierlichen Glühofen für einen Zeitraum von bis zu 120 Sekunden durchgeführt.
JP-OS 61-201747 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte, worin der Kernbereich des Substrats eine streifenartige gewalzte Struktur erhält, wodurch die Festigkeitsabnahme der fotoempfindlichen Schicht im Anschluss an das Brennen verringert wird, indem das Heisswalzen bei einer Temperatur von 480 bis 550°C begonnen und das Heisswalzen bei einer Temperatur von mindestens 320°C in einer solchen Weise beendet wird, dass die heissgewalzte Platte eine Dicke von 2,5–3,5 mm aufweist.
Alle oben genannten herkömmlichen Technologien bilden eine feine und gleichförmige Kornstruktur in dem Substrat aus, indem die Rekristallisation während des Heisswalzens wiederholt wird.
Insbesondere wurde von einem Träger für eine Lithografiedruckplatte gefordert, dass er ein gleichförmiges Erscheinungsbild aufweist und im wesentlichen keine Streifenmuster, wie beispielsweise Streifen, beobachtet werden, so dass eine gleichförmig gekörnte Oberfläche durch elektrochemisches Körnen erhalten und die Qualität des Trägers sicher beurteilt werden kann, wenn nach der Belichtung die Entwicklung durchgeführt wird.
In den letzten Jahren wurde von den Substraten für Lithografiedruckplatte eine noch höhere Qualität gefordert, und die körnbare Oberfläche der Substrate muss insbesondere eine noch höhere Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes aufweisen.
Bei den oben genannten herkömmlichen Technologien bestanden jedoch Beschränkungen bezüglich der Raffinierung und Homogenisierung der Kornstruktur und es war schwierig, die Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der körnbaren Oberfläche zu verbessern.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG:
Ein erfindungsgemässes Ziel ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte, die die oben genannten Beschränkungen des Standes der Technik überwindet, die Raffinierung und Homogenisierung der Kornstruktur beschleunigt und insbesondere die Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der körnbaren Oberfläche verbessert.
Zum Erreichen des oben genannten Ziels wird erfindungsgemäss ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte bereitgestellt, das die folgenden Schritte umfasst:
Herstellung eines Aluminiumlegierungsbarrens, der 0,10–0,40 Gew.% Fe, 0,03–0,30 Gew.% Si, 0,004–0,050 Gew.% Cu, 0,01–0,05 Gew.% Ti, 0,0001–0,02 Gew.% B, Rest Aluminium und unvermeidliche Verunreinigungen umfasst, Homogenisieren des Barrens bei einer Temperatur von 350–480°C,
anschliessendes Heisswalzen des Barrens in einer Mehrzahl von Durchgängen, wodurch eine heissgewalzte Platte in einer solchen Weise gebildet wird, dass die Aluminiumlegierung nicht vor dem letzten Durchgang der Mehrzahl an Durchgängen rekristallisiert und nur im letzten Durchgang zumindest in einer Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte rekristallisiert, wodurch eine rekristallisierte Struktur mit einer durchschnittlichen rekristallisierten Korngrösse von weniger als 50 μm in zur Walzrichtung senkrechten Richtung gebildet wird, und
Kaltwalzen der heissgewalzten Platte.
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Die Reduktion beim Heisswalzen im letzten Durchgang beträgt vorzugsweise mindestens 55%.
Die maximale rekristallisierte Korngrösse der rekristallisierten Struktur in zur Walzrichtung senkrechter Richtung ist vorzugsweise weniger als 100 μm.
Eines der Merkmale des erfindungsgemässen Verfahrens ist die Homogenisierung des Barrens bei Temperaturen von 350–480°C, was niedriger ist als zuvor. Die Homogenisierungsbehandlung des Barrens führt zur gleichförmigen Ausfällung derjenigen Legierungselemente, die während des Giessens in Übersättigung gelöst vorlagen, als feine Intermetallverbindungen. Die gleichförmig dispergierten, feinen Ausfällungen haben einen Festlegungseffekt (pinning effect), indem sie durch das Heisswalzen eingeführte Dislokationen einfangen, und bewirken eine Verhinderung oder Verzögerung des Fortschreitens des Wiederherstellungs- und Rekristallisationsschrittes, der zwischen den Durchgängen im Verlauf des Heisswalzens stattfindet. Der Effekt der Festlegung von Dislokationen, der durch die gleichförmige Dispersion feiner Ausfällungen hervorgebracht wird, fördert auch die gleichförmige Raffinierung der rekristallisierten Kornstruktur in der Oberflächenschicht der Platte nach dem Heisswalzen im letzten Durchgang.
Ein weiteres Merkmal des erfindungsgemässen Verfahrens ist es, dass im Verlauf des Heisswalzens im wesentlichen keine Rekristallisation hervorgerufen und die Rekristallisation nur nach dem letzten Durchgang bewirkt wird. Die Rekristallisation, die in einer herkömmlichen Aluminiumlegierung beim herkömmlichen Heisswalzschritt erzielt wird, ist eine im wesentlichen statische Rekristallisation, die zwischen den Walzdurchläufen stattfindet. Die gleichförmig dispergierten, feinen Ausfällungen, wie oben erläutert, verhindern wirksam das Auftreten von Rekristallisation zwischen den Durchläufen. Als Ergebnis wird die in das Material während des gesamten Heisswalzschrittes eingeführte Bearbeitungsspannung bis nach dem letzten Durchgang akkumuliert und gehalten. In diesem Zustand erfährt das Material die Rekristallisation mit einem Mal nach dem letzten Durchlauf, und es wird eine extrem feine und hoch gleichförmige rekristallisierte Kornstruktur ausgebildet.
Bisher wurde die Rekristallisation des Materials eher in positiver Weise im Verlauf des Heisswalzens bewirkt und in jedem Durchlauf wiederholt; wodurch schliesslich eine gleichförmige und feine, rekristallisierte Kornstruktur gebildet wurde. Diese Vorgehensweise war jedoch nicht in der Lage, die Ausbildung von Streifen oder Streifenmustern in einem solchen Ausmass zu verhindern, dass das Produkt die gegenwärtigen hohen Qualitätsanforderungen erfüllt. Die Gründe für diese mangelnde Verhinderungswirkung sind vermutlich wie folgt.
Durch das Auftreten der Rekristallisation des Materials in jedem Durchlauf wird die in dem Durchlauf in das Material eingeführte Bearbeitungsspannung durch die Rekristallisation zerstört. Eine grosse Spannung wird daher zu keiner Zeit aufgebaut. Obwohl die durch das Walzen in das Material eingeführte Spannung makroskopisch gleichförmig ist, ist sie ungleichförmig, wenn die Spannung mikroskopisch beobachtet wird, oder wenn die Spannung einzelner Körner beobachtet wird. Das Ausmass der Spannung unterscheidet sich von Bereich zu Bereich in der Grössenordnung eines Korns. Selbst wenn eine makroskopische Spannungsmenge, die zur ausreichenden Bewirkung der Rekristallisation des Materials ausreicht, eingeführt wurde, können einige mikroskopische Bereiche in der Grössenordnung eines Korns zurückbleiben, die die für die Rekristallisation des Materials notwendige Spannungsmenge nicht erfahren haben. Darüber hinaus liegen dadurch, dass während des Giessens in dem Barren Mikrosegregation ausgebildet wird, hier und dort folgende Bereiche innerhalb des Materials vor: Bereiche, worin die Rekristallisationstemperatur hoch ist, d. h. Bereiche, in denen die Bewirkung der Rekristallisation eine hohe Spannung erfordert; und Bereiche, worin die Festigkeit hoch ist und die Deformation des Materials im Vergleich mit den Randbereichen schwierig ist, d. h. Bereiche, in die schwierig Spannung einzutragen ist. Die Gegenwart von Bereichen, in denen die Ungleichförmigkeit der mikroskopischen Spannung und die Ungleichförmigkeit der Materialstruktur einander überlagern, bewirkt grobe rekristallisierte Körner und feine rekristallisierte Körner nach dem Heisswalzen im letzten Durchgang, wodurch eine ungleichförmige rekristallisierte Struktur gebildet wird, die nach dem Kaltwalzen als Streifen oder Streifenmuster zurückbleiben, die sich in Walzrichtung erstrecken und gross sind und deren Breiten in der Richtung senkrecht zur Walzrichtung regelmässig sind.
In dem erfindungsgemässen Verfahren wird im Verlauf des Heisswalzens im wesentlichen keine Rekristallisation hervorgerufen, und die bei jedem Durchlauf eingeführte Bearbeitungsspannung wird nicht zerstört, sondern akkumuliert und bis nach dem letzten Durchlauf gehalten, wodurch eine grosse Spannung aufgebaut werden kann. Selbst wenn Ungleichförmigkeiten der mikroskopischen Spannung und Ungleichförmigkeiten der Materialstruktur wie oben erläutert vorhanden sind, kann der Platte in einer solchen Menge Spannung verliehen werden, die zur Realisierung einer gleichförmigen und feinen Rekristallisation in allen Bereichen, insbesondere in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte, ausreicht. Folglich kann eine gleichförmige und feine rekristallisierte Kornstruktur erhalten werden, und Streifen oder Streifenmuster können deutlich verringert werden.
Erfindungsgemäss kann die Bewirkung der Rekristallisation zwischen den Durchläufen beim Heisswalzen verhindert werden durch gleichförmige Dispergierung feiner Ausfällungen, wie oben erläutert. Daher muss der Heisswalzschritt selbst nicht besonders verändert werden, und ein herkömmlicher Walzschritt ist zufriedenstellend. bwohl das Heisswalzen so gesteuert werden muss, dass der Zeitraum von Durchgang zu Durchgang nicht übermässig lange wird, ist es ausreichend, das Heisswalzen in herkömmlicher Weise in einem solchen Masse zu regulieren; dass die Materialtemperatur sichergestellt ist. Es besteht keine Notwendigkeit zur wesentlichen Erhöhung von Steuerungspunkten.
Wie oben erläutert, wird der Barren erfindungsgemäss bei Temperaturen homogenisiert, die niedriger sind als diejenigen bei herkömmlichen Vorgehensweisen, wodurch feine Intermetallverbindungen gleichförmig dispergiert werden. In diesem Zustand wird der Barren heissgewalzt und die Bewirkung der Rekristallisation, die normalerweise positiv ausgenutzt wurde, wird verhindert. Im Gegensatz dazu wird die Rekristallisation mit einem Mal im letzten Durchlauf hervorgerufen. Infolgedessen kann eine extrem feine und gleichförmige, rekristallisierte Kornstruktur mit einer durchschnittlichen Korngrösse von weniger als 50 μm in der zur Walzrichtung senkrechten Richtung in leichter Weise erzielt werden, insbesondere in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte. Ein Aluminiumlegierungssubstrat für eine Lithografiedruckplatte mit extrem hoher Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der körnbaren Oberfläche kann durch herkömmliches Kaltwalzen der heissgewalzten Platte hergestellt werden.
Die chemische Zusammensetzung der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung ist aus den nachfolgend erläuterten Gründen beschränkt.
Der Fe-Gehalt beträgt 0,10–0,40 Gew.%.
Fe ist ein Element, das zusätzlich zur Ausbildung von Intermetallverbindungen auf Al-Fe-Basis und Al-Fe-Si-Basis und der Bereitstellung von Festigkeit in dem Substrat zur Raffinierung der Körner der Gussstruktur notwendig ist.
Wenn der Fe-Gehalt 0,40 Gew.%. übersteigt, werden grobe Verbindungen auf Al-Fe-Basis und Al-Fe-Si-Basis gebildet, und die lokale Ungleichförmigkeit der chemischen Eigenschaften wird signifikant. Als Ergebnis werden die Formen der Vertiefungen auf der elektrochemisch gekörnten Oberfläche ungleichförmig. Wenn der Fe-Gehalt weniger als 0,10 Gew.% beträgt, kann der Effekt der Raffinierung der Körner der Gussstruktur nicht erzielt werden, und die Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der elektrochemisch gekörnten Oberfläche wird durch die Anwesenheit grober Körner verringert. Ferner ist Fe üblicherweise ein Element, das in einer Aluminiumlegierung als Verunreinigung vorhanden ist, und die Herstellungskosten des Substrats nehmen zu, wenn der Fe-Gehalt so definiert wird, dass er weniger als 0,10 Gew.% beträgt.
Der Si-Gehalt beträgt 0,03–0,30 Gew.%.
Si ist ein Element, das zur Ausbildung von Intermetallverbindungen auf Al-Fe-Si-Basis und zur Bereitstellung von Festigkeit in dem Substrat notwendig ist. Wenn der Si-Gehalt weniger als 0,03 Gew.% beträgt, wird die Wirkung unzureichend. Wenn andererseits der Si-Gehalt 0,30 Gew.% übersteigt, werden grobe Intermetallverbindungen auf Al-Fe-Si-Basis gebildet, und die lokale Ungleichförmigkeit der elektrochemischen Eigenschaften des Substrats wird signifikant. Folglich werden die Formen der Vertiefungen auf der elektrochemisch gekörnten Oberfläche ungleichförmig. Darüber hinaus wird metallisches Si gebildet, wodurch in unvorteilhafter Weise die Tönung oder Verfärbung in Nicht-Bildbereichen hervorgerufen wird. Weiterhin ist Si ein Element, das üblicherweise in einer Aluminiumlegierung als Verunreinigung enthalten ist. Wenn der Si-Gehalt auf weniger als 0,03 Gew.% festgelegt wird, nehmen die Herstellungskosten des Substrats zu.
Der Cu-Gehalt beträgt 0,004–0,05 Gew.%.
Cu ist ein Element, das die elektrochemische Körnung in starkem Masse beeinflusst. Wenn der Cu-Gehalt weniger als 0,004 Gew.% beträgt, wird die Vertiefungsdichte auf der elektrochemisch gekörnten Oberfläche hoch. Als Ergebnis wird die Vertiefungsgrösse übermässig gering oder die Vertiefungen werden verzerrt. Wenn andererseits der Cu-Gehalt 0,05 Gew.% übersteigt, wird die Vertiefungsdichte auf der elektrochemisch gekörnten Oberfläche verringert. Als Ergebnis wird die Vertiefungsgrösse übermässig gross oder es bleiben ungeätzte Bereiche (ungekörnte Bereiche) zurück. Infolgedessen wird die Wasserrückhaltung der Nicht-Bildflächen verringert, und die Verfärbung oder Tönung der Platte während des Druckens nimmt zu.
Der Ti-Gehalt beträgt 0,010–0,050 Gew.%.
Ti ist wirksam zur Raffinierung der Körner der Gussstruktur. Daher ist Ti nützlich zur Verhinderung der Rissbildung während des Giessens und wirksam zur Verhinderung der Streifenbildung auf der körnbaren Oberfläche, die durch Kornvergröberung der Gussstruktur hervorgerufen wird. Darüber hinaus ist Ti ein Element, das die elektrochemische Körnung stark beeinflusst. Wenn der Ti-Gehalt weniger als 0,010 Gew.% beträgt, ist die Auswirkung auf die Raffinierung der Körner der Gussstruktur nicht signifikant, und die Vertiefungsdichte auf der elektrochemisch gekörnten Oberfläche wird verringert, wodurch eine gleichförmig gekörnte Oberfläche nicht erhalten werden kann. Wenn der Ti-Gehalt andererseits 0,050 Gew.% übersteigt, wird nicht nur die Wirkung der Raffinierung der Körner der Gussstruktur gesättigt, sondern ferner werden grobe Verbindungen auf Al-Ti-Basis gebildet, wodurch die Körner der Gussstruktur ungleichförmig werden. Ferner wird dadurch, dass die Vertiefungsdichte auf der elektrochemisch gekörnten Oberfläche übermässig hoch wird, die Vertiefungsform verzerrt, und die gekörnte Oberfläche wird allgemein aufgelöst. Als Ergebnis wird die Wasserrückhaltung der Nicht-Bildflächen verringert und die Tönung oder Färbung während des Druckens nimmt zu.
Der B-Gehalt beträgt 0,0001–0,020 Gew.%.
B wird zusammen mit Ti zugegeben und ist wirksam zu Raffinierung der Körner der Gussstruktur. Die Wirkung ist stärker im Vergleich zu derjenigen der Zugabe von Ti alleine. Wenn der B-Gehalt weniger als 0,0001 Gew.% beträgt, ist die Wirkung nicht signifikant. Wenn andererseits der B-Gehalt 0,020 Gew.% übersteigt, wird nicht nur die Wirkung der Raffinierung der Körner der Gussstruktur gesättigt, sondern ferner werden auch grobe Verbindungen auf Ti-B-Basis gebildet, wodurch die Körner der Gussstruktur ungleichförmig werden. Als Ergebnis werden die Vertiefungsformen verzerrt und die Wasserrückhaltung der Nicht-Bildflächen werden verringert, wodurch die Tönung oder Verfärbung während des Druckens zunimmt.
Die Al-Legierung enthält gelegentlich Elemente, wie Mg, Mn, Cr, Zr, V, Zn, Ni, Ga, Li und Be als Verunreinigungen. Wenn der Gehalt jedes Elements gering ist, d. h. bis zu etwa 0,05 Gew.% beträgt, wird keine signifikante Auswirkung auf die Ergebnisse der vorliegenden Erfindung hervorgerufen.
Erfindungsgemäss wird die rekristallisierte Kornstruktur in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte wie nachfolgend erläutert reguliert.
Eine Aluminiumlegierungsschmelze mit einer wie oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung, die hergestellt wird durch ein Abschlackungsverfahren oder dergleichen, wird in herkömmlicher Weise zu einem Barren vergossen. Obwohl keine besondere Beschränkung hinsichtlich des Giessverfahrens besteht, ist ein semikontinuierliches Giessverfahren bevorzugt. Obwohl keine besondere Beschränkung bezüglich der Dicke des Barrens besteht, ist die Dicke üblicherweise etwa 500–600 mm.
Wenn der Barren abgeschält ist, wird er durch Halten bei einer Temperatur von 350–480°C homogenisiert. Eine Haltezeit von etwa 30 Minuten bis 12 Stunden ist für die Homogenisierungsbehandlung geeignet. Wie oben beschrieben ist ein erfindungsgemässes Merkmal, dass die Homogenisierungsbehandlung bei einer im Vergleich zur herkömmlichen Temperatur niedrigen Temperatur durchgeführt wird. Während der Niedertemperatur-Homogenisierungsbehandlung bilden diejenigen Legierungselemente, die während des Giessens in Übersättigung gelöst waren, gleichförmige und feine Ausfällungen in Form von Intermetallverbindungen. Die Ausfällungen verhindern das Stattfinden der Rekristallisation im Verlauf des anschliessenden Heisswalzens durch die festlegende Wirkung des Einfangens von Dislokationen, die durch die Bearbeitung im Heisswalzschritt eingeführt werden. Wenn die Homogenisierungstemperatur weniger als 350°C beträgt, wird die Ausfällung der Intermetallverbindungen unzureichend. Wenn andererseits die Homogenisierungstemperatur 480°C übersteigt, lösen sich die ausgefällten Intermetallverbindungen während des Erwärmens wieder auf und die feinen Intermetallverbindungen, die zum Einfangen von Dislokationen wirksam sind, werden verringert, wodurch das Auftreten von Rekristallisation im Verlauf des Heisswalzens nicht mit Sicherheit verhindert werden kann. Folglich wird es unmöglich, die Rekristallisation nur im letzten Durchlauf zu bewirken und im Ergebnis eine feine; rekristallisierte Kornstruktur in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte auszubilden. Wenn die Haltezeit für die Homogenisierungsbehandlung weniger als 30 Minuten beträgt, ist die Ausfällung der Intermetallverbindungen unzureichend. Wenn die Haltezeit andererseits 12 Stunden übersteigt, haben die ausgefällten Teilchen die Möglichkeit, selbst bei Haltetemperaturen im erfindungsgemässen Bereich auch wieder aufgelöst zu werden, wenn die Temperatur auf der Seite höherer Temperaturen liegen, und auch die Herstellungskosten nehmen zu. Da die Homogenisierungsbehandlung im erfindungsgemässen Verfahren bei einer niedrigeren Temperatur durchgeführt wird als in einem herkömmlichen Verfahren, wie oben erläutert, ist die vorliegende Erfindung auch im Hinblick auf die Energieeinsparung vorteilhaft.
Nach der Homogenisierungsbehandlung wird der Barren im allgemeinen in mindestens einigen Walzdurchläufen heissgewalzt. Erfindungsgemäss ist es wesentlich, dass die Rekristallisation der heissgewalzten Platte im Verlauf des Heisswalzens nicht stattfindet. Damit dieses Ziel erreicht wird, ist die Anwesenheit feiner Ausfällungen von Bedeutung, die durch die Homogenisirungsbehandlung gebildet wurden. Die feinen Ausfällungen verzögern das Stattfinden der Rekristallisation, da sie Dislokationen, die als Bearbeitungsspannung beim Heisswahzen in die heissgewalzte Platte eingeführt werden, einfangen oder festlegen, und den Beginn und den Fortschritt der Wiederherstellung und des Rekristallisationsprozesses verhindern. Wie oben erläutert, wird eine gleichförmige und feine, rekristallisierte Kornstruktur in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte ausgebildet, indem die Rekristallisation in der heissgewalzten Platte im Verlauf des Heisswalzens verhindert wird, so dass die Bearbeitungsspannung akkumuliert und bis nach dem Ende des letzten Durchlaufs gehalten wird, und die Rekristallisation auf einmal nach dem letzten Durchgang stattfindet.
Das Heisswalzen eines Barrens kann unmittelbar nach dessen Homogenisierung begonnen werden oder nach der Homogenisierung, Abschälung und anschliessenden erneuten Erwärmung auf eine ausgewählte Temperatur. Erfindungsgemäss ist es zur Regulierung der Struktur der Aluminiumlegierung zwischen den Durchläufen des Heisswalzens und nach dem Beenden des Heisswalzens wesentlich, die Homogenisierungsbedingungen zu steuern. Darüber hinaus kann das erfindungsgemässe Substrat in einfacher Weise hergestellt werden, wenn die Heisswalz-Start- und -Endtemperatur gesteuert werden.
Die Heisswalz-Starttemperatur beträgt wünschenswert 300–480°C. Wenn die Heisswalz-Starttemperatur weniger als 300°C beträgt, ist aufgrund eines hohen Walzwiderstandes ein stabilisiertes Heisswalzen schwierig. Wenn andererseits die Heisswalz-Starttemperatur 480°C übersteigt, neigt die gewalzte Platte zwischen den Durschläufen bei einer üblichen Heisswalzgeschwindigkeit zur Rekristallisation. Darüber hinaus neigen die rekristallisierten Körner zum Wachstum und die Bearbeitungsspannung wird freigesetzt. Als Ergebnis wird es schwierig, durch Akkumulation und Halten der Bearbeitungsspannung bis nach dem letzten Durchlauf die Rekristallisation mit einem Mal zu bewirken. Insbesondere wird es schwierig, eine gleichförmige und feine, rekristallisierte Kornstruktur in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte auszubilden, und es besteht die Neigung zur Ausbildung grober rekristallisierter Körner
Die Heisswalz-Endtemperatur beträgt vorzugsweise 200–380°C. Ferner ist die Plattendicke am Ende des Heisswalzens vorzugsweise 2–10 mm. Wenn die Heisswalz-Endtemperatur und die Enddicke innerhalb der oben genannten Bereiche gesteuert werden, ist es nicht erforderlich, dass die heissgewalzte Platte im Anschluss an den letzten Durchlauf in besonderer Weise erwärmt und warmgelagert wird. Die heissgewalzte Platte wird einfach abgekühlt und die Rekristallisation in der Platte kann in einfacher Weise mit der Abwärme des Plattenmaterials selbst bewirkt werden. Auf diese Weise wird eine Plattendicke erhalten, die geeignet ist für das Nachwalzen im nachfolgenden Schritt. Eine Plattendicke von 3,5–7 mm zum Zeitpunkt der Beendigung des Heisswalzens ist weiter bevorzugt.
Die Reduktion beim Heisswalzen im letzten Durchlauf beträgt vorzugsweise mindestens 55%. Da die Rekristallisation der heissgewalzten Platte erfindüngsgemäss nach dem letzten Durchlauf bewirkt wird, beeinflusst die im letzten Durchlauf hervorgerufene Bearbeitungsspannung die Rekristallisation in höchst signifikanter Weise. Folglich ist die Einführung einer grossen Bearbeitungsspannung in die Platte im letzten Durchlauf mit der oben genannten Reduktion zur schlussendlichen Ausbildung einer gleichförmigen und feinen, rekristallisierten Struktur in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte sehr vorteilhaft. Das heisst, dass, wenn die Platte im letzten Durchlauf mit einer Reduktion von mindestens 55 heissgewalzt wird, eine durchschnittliche rekristallisierte Korngrösse von weniger als 50 μm und eine maximale Korngrösse von weniger als 100 μm in leichter Weise in einer zur Walzrichtung senkrechten Richtung zumindest in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte erhalten werden kann.
Obwohl die Oberflächenschicht der erfindungsgemässen heissgewalzten Platte einen Bereich kennzeichnet, der eine Tiefe von bis zu etwa 800 μm von der Plattenoberfläche aufweist, wenn die Platte eine Dicke von bis zu 10 mm besitzt, ist bei der Bestimmung des Bereichs die Tiefe zu berücksichtigen, die durch Ätzen während des elektrochemischen Körnens entfernt wird. Das heisst, die heissgewalzte Platte wird kaltgewalzt, wodurch ein Legierunssubstrat mit einer Enddicke von etwa 0,15–0,5 mm erhalten wird, und die kaltgewalzte Platte wird elektrochemisch gekörnt, so dass ein Oberflächenanteil von etwa 10–20 μm Dicke durch Ätzen entfernt wird. Als Ergebnis wird eine Fläche des anfänglichen Substrats, die in einer solchen Tiefe lokalisiert war, die dem Abtrag der Substratoberfläche durch Ätzen entspricht, als finale gekörnte Oberfläche freigelegt. Der Oberflächenbereich der heissgewalzten Platte wird wie folgt bestimmt: Die Ätzabtragtiefe des Substrats wird in die Tiefe von der Oberfläche der heissgewalzten Platte konvertiert und die Dicke wird in gewissem Masse so angenommen, dass die Unregelmässigkeiten der gekörnten Oberfläche vollständig eingeschlossen sind. Als ein typisches Beispiel kennzeichnet die Oberflächenschicht einen Bereich mit einer Tiefe von 200–800 μm für eine heissgewalzte Platte mit eine Dicke von 2–10 mm.
Da die rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht, wie oben festgestellt, in der Richtung der Dicke nicht wesentlich verändert wird, wenn die heissgewalzte Platte eine Dicke von bis zu 10 mm aufweist, kann eine Bestimmung der rekristallisierten Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte vorgenommen werden durch Messung der rekristallisierten Korngrösse auf der Oberfläche der heissgewalzten Platte.
Erfindungsgemäss ist die heissgewalzte Platte zufriedenstellend, wenn zumindest deren Oberflächenschicht mit einer gleichförmigen und feinen rekristallisierten Kornstruktur ausgebildet wird. Das heisst, dass es aus den nachfolgend erläuterten Gründen unerheblich ist, ob der Kernbereich der heissgewalzten Platte aus einer gleichförmigen und feinen rekristallisierten Struktur aufgebaut ist. Streifen oder Streifenmuster auf dem Lithografiedruckplattenträger werden durch elektrochemische Körnung offenkundig, und der Kernbereich der Platte steht nicht direkt in Verbindung mit der Ausbildung der Streifen oder Streifenmuster.
Ob die Rekristallisation in der Platte im Verlauf des Heisswalzens stattgefunden hat oder nicht, kann leicht festgestellt werden durch Beobachtung der Struktur des Materials unmittelbar vor dem letzten Durchlauf des Heisswalzens. Wenn die Rekristallisation im Verlauf des Heisswalzens nicht stattgefunden hat, nehmen die Körner der Gussstruktur eine faserige Verarbeitungsstruktur an, die sich in Walzrichtung erstreckt. Wenn im Gegensatz dazu die Rekristallisation im Verlauf des Heisswalzens stattfindet, verschwindetdie faserige Bearbeitungsstruktur, die vor der Rekristallisation ausgebildet wurde. Als Ergebnis ist die Ausdehnung der Bearbeitungsstruktur im Vergleich zu derjenigen der Bearbeitungsstruktur, in der die Rekristallisation im Verlauf des Heisswalzens nicht stattgefunden hat, gering oder die Bearbeitungsstruktur ist verschwunden.
Eines der Merkmale der mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemässen Aluminiumlegierungssubstrats ist es, dass die durch Kaltwalzen hervorgerufene Bearbeitungshärtung der Platte gering ist. Erfindungsgemäss bildet Fe, das während des Giessens in Übersättigung in dem Barren aufgelöst ist, durch Homogenisierung bei Temperaturen von 350–480°C, die im Vergleich zu herkömmlichen Homogenisierungstemperaturen gering ist, viele feine Ausfällungen in Form von Zntermetallverbindungen, und als Ergebnis nimmt die Menge an gelöstem Fe ab. Folglich findet auch dann, wenn ein Zwischenglühen und Endglühen in der Stufe des Kaltwalzens der heissgewalzten Platte nicht durchgeführt wird, keine deutliche Bearbeitungshärtung der Platte statt, und die Zugfestigkeit der kaltgewalzten Platte wird nicht signifikant erhöht. Daher wird auch dann, wenn das Kaltwalzen unter Auslassung einer Zwischenglühung und Endglühung durchgeführt wird, die Rissbildung des Trägers im befestigten Bereich auf einer Druckertrommel und im gebogenen Bereich während des Druckens verringert, da der Träger eine exzellente Montierbarkeit auf der Druckertrommel und Biegefähigkeit besitzt, und folglich ist die Druckbeständigkeit des Trägers verbessert.
In herkömmlichen Verfahren sind feine Ausfällungen nicht vorhanden, da die Homogenisierungstemperatur hoch ist. Als Ergebnis findet keine Abnahme der gelösten Fe-Menge durch Ausfällung von Fe statt. Die Auslassung der Zwischenglühung oder Endglühung beim Kaltwalzen resultiert daher in einer hohen Zugfestigkeit des Substrats. Demzufolge zeigt das Substrat als ein Träger eine verschlechterte Montierfähigkeit auf einer Druckertrommel und eine verringerte Biegefähigkeit und es besteht die Neigung zur Rissbildung im montierten Bereich und gebogenen Bereich während des Druckvorgangs, wodurch die Beständigkeit der Druckplatte gegenüber dem Druckvorgang verringert wird. Daher war es unmöglich, die Zwischenglühung im Kaltwalzschritt auszulassen.
Wie oben erläutert, wird ein Aluminiumlegierungssubstrat für eine Lithografiedruckplatte hergestellt durch die erfindungsgemässen Schritte des Giessens, Abschälens, Homogenisierens, Heisswalzens und Kaltwalzens. Bei Bedarf kann jedoch eine Zwischenglühung im Verlauf des Kaltwalzens und/oder eine Endglühung nach Beendigung des Kaltwalzens durchgeführt werden. Ferner kann zur Verbesserung der Ebenheit des Substrats eine Nivellierung mit einem Nivellierer nach Beendigung des Kaltwalzens durchgeführt werden.
Bei Bedarf kann eine Zwischenglühung im Verlauf des Kaltwalzens oder eine Endglühung durchgeführt werden. Das Glühverfahren kann entweder ein diskontinuierliches oder kontinuierliches Glühen sein.
Das diskontinuierliche Glühen wird typischerweise bei Temperaturen von 200–600°C für eine Haltezeit von 1–24 Stunden durchgeführt. Wenn die Haltetemperatur weniger als 200°C beträgt, ist die Glühwirkung auf die Entfernung von Bearbeitungshärtung, die durch das Kaltwalzen hervorgerufen wird, unzureichend. Wenn die Haltetemperatur 600°C übersteigt, werden die rekristallisierten Körner vergröbert, und eine gekörnte Oberfläche mit einer hohen Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes kann mit einem elektrochemischen Verfahren nicht erhalten werden. Ferner werden die mechanischen Eigenschaften ebenfalls verschlechtert und es kann keine gute Druckbeständigkeit erzielt werden. Wenn die Haltezeit weniger als 1 Stunde beträgt, ist die Glühwirkung zur Entfernung von Bearbeitungshärtung unzureichend. Wenn die Haltezeit 24 Stunden übersteigt, ist die Glühwirkung gesättigt und das Verfahren wird schlicht unwirtschaftlich.
Typischerweise wird das kontinuierliche Glühen unter Verwendung einer kontinuierlichen Glühvorrichtung durch Erwärmen der kaltgewalzten Platte auf eine Temperatur von 350–600°C mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 1°C/sek und Abkühlen der Platte auf eine Temperatur von bis zu 100°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 1°C/sek, vorzugsweise mindestens 500°C/sek durch Wasserkühlung, wenn die Platte auf eine ausgewählte Temperatur erwärmt ist, durchgeführt. Obwohl bezüglich der kontinuierlichen Glühvorrichtung keine sonderliche Beschränkung besteht, ist ein Transversfluss-Induktionsheizsystem, dessen Heizverfahren die Wärmeerzeugung der Aluminiumlegierung selbst ausnutzt, bevorzugt, da die Menge der Oxidschichtbildung auf der Aluminiumlegierungs-Plattenoberfläche gering ist, und nachteilige Effekte auf die Plattenoberfläche unerheblich sind.
BEISPIELE
BEISPIEL 1
Es wurden Ahuminiumlegierungsschmelzen hergestellt, die jeweils eine chemische Zusammensetzung aufwiesen, wie in Tabelle 1 gezeigt. In Tabelle 1 wiesen die Legierungen A–H jeweils eine chemische Zusammensetzung im erfindungsgemässen Bereich auf, und die Legierungen I–L wiesen jeweils eine chemische Zusammensetzung ausserhalb des erfindungsgemässen Bereichs auf.
Jede der Aluminiumlegierungsschmelzen wurde semikontinuierlich gegossen, wodurch ein Barren mit einer Dicke von 560 mm erhalten wurde. Beide Oberflächen des Barrens wurden abgeschält, so dass die Dicke pro Seite um 10 mm verringert wurde und der Barren eine Dicke von 540 mm aufwies.
Der Barren wurde für 4 Stunden homogenisiert und auf einer Umkehrwalzstrasse heissgewalzt, wodurch eine heissgewalzte Platte mit einer Dicke von 6 mm erhalten wurde. Die Platte wurden in 15 Durchläufen heissgewalzt und die Zeit zwischen einem Durchlauf und dem nachfolgenden Durchlauf lag im Bereich von 10 Sekunden bis 1,5 Minuten. Tabelle 2 zeigt die Homogenisierungstemperatur, die Start- und Endtemperatur des Heisswalzens und die Reduktion im letzten Durchlauf. In Tabelle 2 lagen die Bedingungen der Homogenisierungsbehandlung und des Heisswalzens bei allen Proben Nrn. 1–5 innerhalb des erfindungsgemässen Bereichs. Bei der Herstellung der Proben Nrn. 6–12 war mindestens eine der Bedingungen ausserhalb des erfindungsgemässen Bereichs.
Anschliessend wurde jede heissgewalzte Platte kaltgewalzt, wodurch eine kaltgewalzte Platte mit einer Dicke von 0,24 mm als Substrat erhalten wurde.
Bei jeder der unter den in Tabelle 2 angegebenen Herstellungsbedingungen erhaltenen Legierungssubstraten der Beispiele (Proben Nrn. 2–5) und Vergleichsbeispiele (Proben Nrn. 6–12) wurde die rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte, die Gleichförmigkeit der Vertiefungsformen und die Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der elektrochemisch gekörnten Oberfläche sowie die gelöste Menge an Fe, die Zugfestigkeit und die Dehngrenze nach der Brennbehandlung der kaltgewalzten Platte gemessen, und die Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 2 angegeben. Die Messungen wurden wie nachfolgend erläutert durchgeführt.
(1) Rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte:
Eine Oberfläche der heissgewalzten Platte wurde spiegelpoliert und mit einer Barker-Lösung (Lösung, die 11 ml Tetrafluorborsäure/l enthielt) anodisiert. Die Körner wurden mit einem Polarisationsmikroskop beobachtet und die Korngrösse wurde nach dem Linearlinienverfahren in der zur Walzrichtung senkrechten Richtung gemessen. Tabelle 2 zeigt ferner den minimalen Wert, den maximalen Wert und den Durchschnittswert der so erhaltenen Korngrösse.
Ferner wurde die Kornstruktur der heissgewalzten Platte direkt vordem letzten Durchlauf des Heisswalzens nach dem gleichen Prinzip wie oben genannt beobachtet.
(2) Gleichförmigkeit der Vertiefungen auf der elektrochemisch gekörnten Oberfläche:
Die durch Kaltwalzen erhaltenen Legierungssubstrate wurden in einer Bimsstein-Wasser-Suspension bürstengekörnt, alkaligeätzt und gereinigt.
Anschliessend wurde eine elektrochemische Körnung durch elektrolytisches Ätzen in 1% Salpetersäure unter Verwendung einer Stromquelle durchgeführt, die eine elektrolytische Wellenform mit alternierender Polarität mit einer Anodenstrommenge von 150 Coulomb/dm² lieferte.
Die behandelten Substrate wurden in Schwefelsäure gereinigt, und ihre gekörnte Oberfläche wurde unter einem Rasterelektronenmikroskop (SEM) beobachtet. Die Oberfläche wurde als "gut (O)" eingestuft, wenn Sie Ätzvertiefungen gleichförmig waren, und als "durchgefallen (X)" wenn zahlreiche nicht-geätzte Bereiche gefunden wurden oder die Körnung ungleichförmig war.
(3) Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der elektrochemisch gekörnten Oberfläche:
Die Substrate wurden nach der gleichen Vorgehensweise wie in (2) elektrolytisch gekörnt und in Schwefelsäure gereinigt. Dann wurde in Schwefelsäure ein anodischer xidfilm ausgebildet und die gekörnte Oberfläche der Substrate wurde mit dem blossen Auge beobachtet und die Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes bewertet. Das Erscheinungsbild wurde als "gut (O)" bewertet, wenn das Erscheinungsbild in einem solchen Ausmass gleichförmig war, dass die Oberfläche im wesentlichen keine Streifen und Streifenmuster aufwiesen, als "etwas schlecht (Δ)", wenn das Erscheinungsbild in einem solchen Ausmass nicht zulässig gleichförmig war, dass die Oberfläche in einem gewissen Ausmass leichte Streifen und Streifenmuster aufwies, und als "durchgefallen (X)", wenn das Erscheinungsbild in solchem Masse ungleichförmig war, dass die Oberfläche zahlreiche Streifen aufwies und deutliche Streifenmuster gefunden wurden.
(4) Menge an gelöstem Fe:
Das durch Kaltwalzen erhaltene Legierungssubstrat wurde in heissem Phenol aufgelöst und die gelöste Matrix wurde von den Intermetallverbindungen als Rückstand durch Filtration abgetrennt. Feine Intermetallverbindungen, die durch den Filter hindurchpassiert waren, wurden durch Extraktion mit einer Lösung, die 10% Zitronensäure enthielt, aus dem Filtrat abgetrennt. Die in der Lösung aufgelöste Menge an Fe wurde als ein in dem Substrat aufgelöstes Element mittels einer ICP-Spektralanalysevorrichtung gemessen.
(5) Zugfestigkeit:
Aus dem durch Kaltwalzen erhaltenen Legierungssubstrat wurde ein Zugfestigkeitsteststück (JIS Nr. 13 B) hergestellt, und die Zugfestigkeit σ_B wurde gemessen.
(6) Dehngrenze nach der Brennbehandlung:
Das durch Kaltwalzen erhaltene Legierungssubstrat wurde einer Brennbehandlung unterworfen, worin das Substrat für 7 Minuten auf 270°C erwärmt wurde. Aus dem behandelten Substrat wurde eine Teststück (JIS Nr. 13 B) hergestellt, und die Dehngrenze σ_0,2 wurde gemessen.
Ferner wurde zur Beurteilung, ob die Rekristallisation der Platte im Verlauf des Heisswalzens stattgefunden hat, die Struktur einer heissgewalzten Platte mit 6 mm Dicke beobachtet, die bis zum Schritt des Heisswalzens unmittelbar vor dem letzten Durchgang des Heisswalzens unter den gleichen Herstellungsbedingungen hergestellt wurde wie die numerierten Proben aus Tabelle 2. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass die heissgewalzte Platte, die unter den gleichen Herstellungsbedingungen wie jede der Proben Nrn. 1–5 der Beispiele und eine heissgewalzte Platte, die unter-den gleichen Herstellungsbedingungen wie Probe Nr. 6 aus den Vergleichsbeispielen hergestellt wurde, unmittelbar vor dem letzten Durchgang des Heisswalzens eine fasrige Verarbeitungsstruktur aufwies, die aus Körnern, die signidfikant in der Walzrichtung gedehnt waren, gebildet wurde, und folglich keine Rekristallisation im Verlauf des Heisswalzens in den heissgewalzten Platten stattgefunden hatte. Es wurde bestätigt, dass im Gegensatz zu den oben genannten heissgewalzten Platten die heissgewalzten Platten, die unter den gleichen Herstellungsbedingungen wie die Proben Nr. 7 oder Nr. 8 hergestellt wurden, unmittelbar vor dem letzten Durchlauf des Heisswalzens eine geringe Dehnung der Körner aufwies, und dass daher im Verlauf des Heisswalzens in den heissgewalzten Platten Rekristallisation stattgefunden hatte.
Aus den Ergebnissen in Tabelle 2 ist ersichtlich, dass die Vertiefungsformen der elektrochemisch gekörnten Oberfläche der Proben Nrn. 9–12 (Legierungen I–L), deren chemische Zusammensetzungen innerhalb des erfindungsgemässen Bereichs lagen, nicht gleichförmig waren.
Da die Proben Nrn. 1–5 der Beispiele im Verlauf des Heisswalzens nicht rekristallisierten, wie oben erläutert, waren ferner die durchschnittlichen Korngrössen der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platten kleiner als 50 μm und die maximalen Korngrössen betrugen bis zu 95 μm. Die heissgewalzten Platten zeigten daher eine feine und gleichförmige rekristallisierte Kornstruktur. Als Ergebnis zeigten die heissgewalzten Platten keine Streifenmuster der elektrochemisch gekörnten Oberfläche und eine gute Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes. Da die heissgewalzten Platten eine niedrige Zugfestigkeit aufwiesen, konnten ferner eine gute Montierbarkeit auf einer Druckertrommel und eine gute Biegefähigkeit sichergestellt werden.
Da die heissgewalzten Platten eine hohe 0,2%-Dehngrenze nach der Brennbehandlung aufweisen, kann ferner eine ausreichende Druckbeständigkeit der Platten sichergestellt werden, selbst wenn ein Typ verwendet wird, der die Brennbehandlung benötigt.
Die Probe Nr. 6 aus den Vergleichsbeispielen wurde im Verlauf des Heisswalzens nicht rekristallisiert. Da jedoch die Reduktion im letzten Durchlauf des Heisswalzens nur 30% betrug, war die durchschnittliche rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte mit 150 μm hoch. Folglich wurden deutliche Streifenmuster auf der gekörnten Oberfläche der kaltgewalzten Platte (Substrat) beobachtet und es konnte keine Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes erzielt werden. Da die Platte eine hohe Zugfestigkeit besass, konnten ferner eine gute Montierfähigkeit auf einer Druckertrommel und eine gute Biegefähigkeit der Platte nicht gewährleistet werden.
Da die Homogenisierungstemperatur und die Start- und Endtemperatur des Heisswalzens bei Probe Nr. 7 aus den Vergleichsbeispielen hoch waren, fand im Verlauf des Heisswalzens eine Rekristallisation statt und die durchschnittliche rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewaizten Platte war mit 250 μm gross. Folglich wurden deutliche Streifenmuster auf der gekörnten Oberfläche der kaltgewalzten Platte (Substrat) beobachtet und es konnte keine Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes erzielt werden. Da die Platte eine hohe Zufestigkeit besass, konnten ferner eine gute Montierfähigkeit auf einer Druckertrommel und eine gute Biegefähigkeit der Platte nicht gewährleistet werden.
Da die Homogenisierungstemperatur der Probe Nr. 8 aus den Vergleichsbeispielen hoch war, fand im Verlauf des Heisswalzens eine Rekristallisation statt und die durchschnittliche rekristall sierte Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte war mit 130 μm gross. Folglich wurden deutliche Streifenmuster auf der gekörnten Oberfläche der kaltgewalzten Platte (Substrat) beobachtet und es konnte keine Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes erzielt werden. Da die Platte eine hohe Zugfestigkeit besass, konnten ferner eine gute Montierfähigkeit auf einer Druckertrommel und eine gute Biegefähigkeit der Platte nicht gewährleistet werden.
Da die chemischen Zusammensetzungen der Legierungen der Proben Nrn. 9–12 aus den Vergleichsbeispielen ausserhalb des erfindungsgemässen Bereichs lagen, waren die Vertiefungsformen der elektrochemisch gekörnten Oberfläche jeder Probe ungleichförmig. Es war daher ersichtlich, dass die Platten als Substrate ungeeignet waren. Demzufolge wurde keine Messung der rekristallisierten Kornstruktur der heissgewalzten Platten, der Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der gekörnten Oberfläche, der Menge an gelöstem Fe, der Zugfestigkeit und der Dehngrenze nach der Brennbehandlung der kaltgewalzten Platten (Substrate) durchgeführt.
BEISPIEL 2
Unter Verwendung der in Beispiel 1 gezeigten Legierungen A–H, die alle eine chemische Zusammensetzung innerhalb des erfindungsgemässen Bereichs aufwiesen, wurden bis zum Schritt des Heisswalzens 6 mm dicke, heissgewalzte Platten unter den gleichen Herstellungsbedingungen wie bei den Proben Nrn. 1–8 aus Beispiel 1 wie in Tabelle 2 gezeigt hergestellt. Die heissgewalzten Platten wurden kaltgewalzt, wodurch kaltgewalzte Platten mit einer Dicke von 1 mm erhalten wurden. Die kaltgewalzten Platten wurden zwischengeglüht und schliesslich kaltgewalzt, wodurch kaltgewalzte Platten (Substrate) mit einer Dicke von 0,24 mm erhalten wurden. Das Zwischenglühen wurde entweder durch diskontinuierliches oderkontinuierliches Glühen bewirkt. Das diskontinuierliche Glühen wurde durch Erwärmen der kaltgewalzten Platte mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 50°C/sek, 1-stündigem Halten bei einer ausgewählten Temperatur und Luftkühlung auf Raumtemperatur durchgeführt. Das kontinuierliche Glühen wurde durchgeführt durch rasches Aufheizen der kaltgewalzten Platte mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 300°C/sek mit einem Transversfluss-Induktionssystem, und Wasserkühlung der erwärmten Platte unmittelbar nach dem Erreichen einer ausgewählten Temperatur. Die Bedingungen der jeweiligen Plattenbehandlungsschritte wie oben angegeben, sind in Tabelle 3 zusammengefasst.
Die Messungen der Gleichförmigkeit der Vertiefungsformen und der Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der elektrochemisch gekörnten Oberfläche, der Menge an gelöstem Fe, der Zugfestigkeit der Dehngrenze nach der Brennbehandlung wurden mit jedem der Legierungssubstrate der Proben Nrn. 13–22 der Beispiele und den Proben Nrn. 23–28 der Vergleichsbeispiele, die durch die Plattenherstellungsschritte aus Tabelle 3 erhalten wurden, nach den gleichen Verfahren und den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Messergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 3 angegeben.
Aus den Ergebnissen in Tabelle 3 ist ersichtlich, dass aufgrund der Tatsache, dass die Proben Nrn. 13–22 der Beispiele und der Proben Nrn. 23–28 der Vergleichsbeispiele jeweils eine chemische Legierungszusammensetzung innerhalb des erfindungsgemässen Bereichs aufwiesen, die Gleichförmigkeit der Vertiefungsformen der elektrochemisch gekörnten Oberfläche gut war.
Ferner waren die Herstellungsbedingungen der Proben Nrn. 13–22 der Beispiele bis zum Schritt des Heisswalzens die gleichen wie die Herstellungsbedingungen der Proben Nrn. 1–5 der Beispiele aus Beispiel 1. Da die Proben im Verlauf des Heisswalzens nicht rekristallisierten, waren die durchschnittlichen rekristallisierten Korngrössen in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platten mit weniger als 50 μm fein, und auf der gekörnten Oberfläche der kaltgewalzten Platten (Substrate) wurden keine Streifenmuster beobachtet. Folglich wurde eine gute Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes der Platten beobachtet. Da die Zugfestigkeit der Platten gering war, konnten ferner eine gute Montierbarkeit auf einer Druckertrommel und eine gute Biegefähigkeit der Platten gewährleistet werden. Da darüber hinaus die 0,2%-Dehngrenze der Platten nach der Brennbehandlung hoch war, konnte eine ausreichende Druckbeständigkeit auch dann gewährleistet werden, wenn die Platten für einen Typ verwendet wurden, der eine Brennbehandlung benötigte.
Im Gegensatz zu den Proben Nrn. 13–22 waren die Herstellungsbedingungen der Proben Nrn. 23 und 24 der Vergleichsbeispiele bis zum Schritt des Heisswalzens die gleichen wie die Herstellungsbedingungen der Probe Nr. 6 aus Beispiel 1. Die Proben Nrn. 23 und 24 wurden im Verlauf des Heisswalzens nicht rekristallisiert. Da jedoch die Reduktion im letzten Durchgang des Heisswalzens nur 30% betrug, war die durchschnittliche rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platten mit 150 μm hoch. Als Ergebnis wurden klare Streifenmuster auf der gekörnten Oberfläche der kaltgewalzten Platten (Substrate) beobachtet, obwohl eine Zwischenglühung im Kaltwalzschritt durchgeführt wurde, und es konnte keine gute Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes erhalten werden.
Die Herstellungsbedingungen der Proben Nrn. 25 und 26 der Vergleichsbeispiele entsprachen denjenigen der Probe Nr. 7 aus Beispiel 1 bis zum Sehritt des Heisswalzens, und die Proben wurden im Verlauf des Heisswalzens rekristallisiert. Folglich war die durchschnittliche rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platten mit 250 μm gross. Daher wurden klare Streifenmuster auf der gekörnten Oberfläche der kaltgewalzten Platten (Substrate) beobachtet, obwohl eine Zwischenglühung im Kaltwalzschritt durchgeführt wurde, und eine gute Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes konnte nicht erzielt werden.
Die Herstellungsbedingungen der Proben Nrn. 27 und 28 der Vergleichsbeispiele entsprachen denjenigen der Probe Nr. 8 aus Beispiel 1 bis zum Schritt des Heisswalzens, und die Proben wurden im Verlauf des Heisswalzens rekristallisiert. Folglich war die durchschnittliche rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht der heissgewalzten Platten mit 130 μm gross. Daher wurden klare Streifenmuster auf der gekörnten Oberfläche der kaltgewalzten Platten (Substrate) beobachtet, obwohl eine Zwischenglühung im Kaltwalzschritt durchgeführt wurde, und eine gute Gleichförmigkeit des Erscheinungsbildes konnte nicht erzielt werden.
Wie oben erläutert, kann erfindungsgemäss die rekristallisierte Korngrösse in der Oberflächenschicht einer heissgewalzten Platte gleichförmig und fein reguliert werden durch Homogenisieren des Barrens bei Temperaturen, die niedriger sind als diejenigen in einem herkömmlichen Verfahren, wodurch feine Intermetallverbindungen ausgefällt werden, und folglich das Stattfinden der Rekristallisation im Verlauf des Heisswalzens verhindert werden kann, so dass das heissgewalzte Material auf ein Mal nach dem letzten Durchlauf des Heisswalzens rekristallisiert. Wenn die heissgewalzte Plätte nach einem herkömmlichen Verfahren kaltgewalzt wird, kann ein Aluminiumlegierungssubstrat für eine Lithografiedruckplatte hergestellt werden, dessen elektrochemisch gekörnte Oberfläche gleichförmige Vertiefungsformen, keine Streifenmuster und ein gleichförmiges Erscheinungsbild aufweist.
Da die Mengen an gelösten Elementen (insbesondere Fe) in dem erfindungsgemässen Aluminiumlegierungssubstrat durch Ausfällung der Elemente als Intermetallverbindungen verringert ist, zeigt das Substrat ferner eine niedrige Zugfestigkeit. Als Ergebnis zeigt das Substrat eine gute Montierbarkeit auf einer Druckertrommel und eine gute Biegefähigkeit. Da das Substrat eine hohe Dehngrenze nach einer Brennbehandlung besitzt, kann darüber hinaus eine ausreichende Druckbeständigkeit des Substrats auch dann gewährleistet werden, wenn das Substrat der Brennbehandlung unterworfen werden muss.
Die Homogenisierung des Barrens bei einer niedrigen Temperatur ist auch im Hinblick auf die Energieeinsparung vorteilhaft.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte, das die folgenden Schritte umfasst: Herstellung eines Aluminiumlegierungsbarrens, der 0,10–0,40 Gew.% Fe, 0,03–0,30 Gew.% Si, 0,004–0,050 Gew.% Cu, 0,01–0,05 Gew.% Ti, 0,0001–0,02 Gew.% B, Rest Aluminium und unvermeidliche Verunreinigungen umfasst, Homogenisieren des Barrens bei einer Temperatur von 350–480°C, anschliessendes Heisswalzen des Barrens in einer Mehrzahl von Durchgängen, wodurch eine heissgewalzte Platte in einer solchen Weise gebildet wird, dass die Aluminiumlegierung nicht vor dem letzten Durchgang der Mehrzahl an Durchgängen rekristallisiert und nur im letzten Durchgang zumindest in einer Oberflächenschicht der heissgewalzten Platte rekristailisiert, wodurch eine rekristallisierte Struktur mit einer durchschnittlichen rekristallisierten Korngrösse von weniger als 50 μm in zur Walzrichtung senkrechten Richtung gebildet wird, und Kaltwalzen der heissgewalzten Platte.
Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats für eine Lithografiedruckplatte gemäss Anspruch 1, worin die Reduktion beim Heisswalzen im letzten Durchgang mindestens 55% beträgt.
Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungssubstrats gemäss Anspruch 1 oder 2, worin die rekristallisierte Struktur eine maximale rekristallisierte Korngrösse von weniger als 100 μm in zur Walzrichtung senkrechten Richtung aufweist.
Verwendung eines Aluminiumlegierungssubstrats, das nach einem Verfahren wie in mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3 definiert erhältlich ist, für eine Lithografiedruckplatte.