JP2000514140A

JP2000514140A - 缶材料用鋳造アルミニウム合金及び該合金の製造プロセス

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Publication number: JP2000514140A
Application number: JP10504607A
Authority: JP
Inventors: ジン，イルジューン; フィッツサイモン，ジョン
Original assignee: Alcan International Ltd Canada
Current assignee: Rio Tinto Alcan International Ltd
Priority date: 1996-07-08
Filing date: 1997-07-04
Publication date: 2000-10-24
Also published as: GB2333530B; GB2333530A; WO1998001592A1; CA2258546C; US6120621A; GB9900200D0; CA2258546A1; AU3252097A

Abstract

(57)【要約】缶材料に適したアルミニウム合金ストリップであって、約３０ｍｍより薄いか又は等しい厚さを有し、該ストリップ中に主要金属間化合物粒子として大きな（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆を含む。金属間化合物粒子は、ストリップの表面において平均の表面サイズを有し、ストリップのバルク中において平均バルクサイズを有する。平均表面サイズは、平均バルクサイズより大きい。ストリップ製品は、アルミニウムに加えて、本質的に重量で、０．０５％と０．１５％との間のＳｉ、０．３％と０．６％との間のＦｅ、０．６％と１．２％との間のＭｎ、１．１％と１．８％との間のＭｇ、０．２％と０．６％との間のＣｕ、及び、要素全体で最大０．２％、要素のそれぞれが０．０５％より少ないか等しい他の要素を含み、対向する移動鋳型表面を有する連続鋳造で溶融合金が鋳造され、鋳造後の厚みが３０ｍｍより小さいか等しくなる。移動鋳型表面は、本質的に鋭いピーク形状の４μｍと１３μｍとの間の表面粗さを有し、ストリップの表面において、１２μｍと１８μｍとの間の間隔の樹脂状晶間アームを製造するような速度で、熱流が金属から放出される。ストリップは、圧延又は焼きなまし工程により最終厚みに製造される。

Description

【発明の詳細な説明】缶材料用鋳造アルミニウム合金及び該合金の製造プロセス技術分野本発明は、缶材料に適した鋳造アルミニウム合金製品に関し、特に、該製品の製造プロセスに関する。背景技術アルミニウム飲料缶は、ＡＡ３００４、ＡＡ３１０４、及び主な合金要素としてＭｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｓｉを含む類似の合金にようなシート状合金から形成される。シートは、一般に、所望の成分のインゴット（典型的には５００から７５０ｍｍ厚）を直接チル鋳造（ＤＣキャスティング）し、そのインゴットを５８０から６１０℃の温度で２から１２時間、均一化し、そのインゴットを（約５５０℃の圧延温度で）熱間圧延し、それにより、約２から３．５ｍｍ厚の再圧延シートに薄くして形成される。再圧延シートは、それから、１又はそれ以上の工程で冷間圧延され、最終的な標準厚さ（０．２６から０．４０ｍｍ）になる。多くの焼きなまし工程が、冷間圧延と共に用いられても良い。合金と、加工条件は、十分に高い強度、高いガーリング（ｇａｌｌｉｎｇ）抵抗（スコーリング抵抗とも呼ばれる）、及び低い引抜き及びアイロニング（Ｄ＆Ｉ）により缶本体の形成を可能とする低いイアリング（ｅａｒｉｎｇ）を与えるように選択され、出来上がった缶が適当な強度を有するように塗料の焼き付けが行われた後に十分に高い強度保持が保持されるように選択される。ガーリング抵抗は、インゴット中に散らばり、最終圧延製品中に残る金属間化合物の粒子の存在に関係すると考えられる。適当な組成のＤＣキャストインゴットの均一化は、ガーリングを妨げると思われる粗大化したα−Ａｌ（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓｉ（アルファ）相粒子を発達させることが一般に認められている。一方で、他の証拠（例えば、日本特許公報ＪＰ５８−１２６９６７参照）によれば、均一化中の（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆金属間化合物の粒子の形成が、必要となれるガーリング抵抗を与えるとされている。再圧延シートを造るための、（本質的に、均一化を行わない連続プロセスである）スラブの直接熱間圧延に続く、（典型的には、最大厚み３０ｍｍの）合金スラブを製造するための連続鋳造を行うことは、シート製品の製造において明らかな利点を有し、その熱間圧延は、広いＤＣキャストインゴットの再加熱なしに行うことができる。例えば、缶性能に対する微細アルファ相粒子の重要性を教示している来国特許４，６１４，２２４では、そのようなプロセスが開示されているが、特にガーリング抵抗を与えるためではない。しかしながら、缶製造に適した最終シートの製造の最初の工程としてそのような連続プロセスを用いた場合、ＤＣキャスト材料がそのような必要性に出会う方法で、最近の缶製造に必要とされる性質の全てが、会うことはできない。そのような連続鋳造材料は、一般的に、缶製造操作中に、過剰なイアリング及び過剰なガーリング、又はスコーリング（ｓｃｏｒｉｎｇ）を有する。ストリップキャスト缶本体の原材料はスラブ中に散らばった大きな粒子を備えて製造されるが、ＤＣキャスティングにおいて、単に、熱間圧延に先立って均一化工程を加えることにより製造される。英国特許ＧＢ２１７２３０３は、キャストストリップの均一化を用いた、アルファ相粒子が生成され、ガーリングを妨げるのに適当な大きさに成長したストリップキャスト缶原材料について開示している。米国特許４，１１１，７２１は、ガーリングを妨げるのに適した上記サイズに（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆を成長させるのにも均一化が用いられたストリップキャスト缶原材料が開示されている。それらの連続鋳造プロセスの双方は、所望の効果を得るのに、均一化工程が必要とされるという欠点を有する。これは、コイルにおいて行う必要があり、コイルの過剰酸化や、コイル層が互いに接着することを避けるために、温度制御が厳格である。更に、そのような工程が加わることは、連続鋳造に存在するコストの利点の多くをなくしてしまう。スコーリングの防止に適した大きな金属間化合物を製造するために、先に開発されたプロセスでは、大きな金属間化合物は、ストリップの表面においてのみガーリングを防止できる大きさである。他の場所では、それらは有害であるかもしれない。それゆえに、最近の缶及び缶製造に適合した性質を有したストリップの製造を可能とする連続鋳造プロセスに基づいたストリップ形成プロセスのために、本質を考える前に、（例えば、均一化のような）プロセスエ程の削除を通して、コスト効果を図る必要がある。発明の開示本発明の目的は、缶を造るのに必要な特性を有する缶原料の熱間及び冷間圧延に適した鋳造スラブ製品を提供することにある。本発明の他の目的は、缶材料の熱間及び冷間圧延に適したスラブの連続鋳造のプロセスを提供することにある。本発明の他の目的は、缶材料の冷間圧延に適した再圧延シート製品を提供することにある。本発明の他の目的は、Ｄ＆Ｉ操作により缶本体を造るのに適したシート製品を提供することにある。また、本発明の他の目的は、均一化を必要としない連続鋳造プロセスにより缶本体を造るのに適したシート製品の製造プロセスを提供することにある。本発明の第１の具体例では、厚さが約３０ｍｍより小さいか又は等しく、ストリップ中に主な金属間化合物として、大きな（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆金属間化合物を含むアルミニウム合金ストリップを提供する。金属間化合物の粒子は、ストリップの表面において平均の粒径を有し、ストリップのバルク内において平均の粒径を有し、ストリップの表面の平均粒径が、バルク中の平均粒径より大きくなっている。ストリップは、連続的に鋳造されたストリップ、又は５ｍｍより薄いか又は等しい厚さの圧延されたストリップであることが好ましい。ストリップが圧延されたストリップの場合、連続的なキャスティングストリップから、均一化プロセス無しに製造されたことが好ましい。圧延されたストリップは、熱間圧延であっても良く、０．８ｍｍと５．０ｍｍの間の厚みであることが好ましく、又は冷間圧延ストリップであることが好ましい。（ａ）厚さ０．８ｍｍと５．０ｍｍの間の再圧延ストリップを形成するために熱間圧延され、バッチ焼なまし、自己焼きなまし、及び連続焼きなましから選択された焼きなまし方法で、その再圧延ストリップが焼きなまされ、７０％と８０％の間の最終厚みに再圧延ストリップを冷間圧延するプロセス、および（ｂ）厚さ１．５ｍｍと５．０ｍｍの間の再圧延ストリップを形成するために熱間圧延され、その再圧延ストリップが、０．６ｍｍと１．５ｍｍの間の中間厚みのストリップを製造するために再圧延ストリップが冷間圧延され、バッチ焼きなまし、連続焼きなましから選択される焼きなまし方法により中間厚みのストリップが焼きなましされ、中間厚みのストリップが、４５％と７０％の間の減厚を用いた最終厚みに冷間圧延されるプロセス、から選択された圧延プロセスにから、冷間圧延されたストリップが形成されることが好ましい。本発明の他の具体例では、溶融金属アルミニウム合金を供給し、３０ｍｍより小さいか又は等しい鋳造された厚みの、対向する移動鋳型表面を有する連続鋳造装置で該溶融合金を鋳造する工程を含むプロセスにおいて、該移動鋳型表面が、（ａ）表面粗さが６から１６μｍ（Ｒａ）及び（ｂ）表面粗さが４から６μｍ（Ｒａ）であり、その表面粗さが本質的に狭いピークを形成するもの、からなる組から選択された表面仕上げを有し、熱が、該ストリップの表面において１２から１８μｍの間隔の第２の樹脂状アームを製造するような速度で金属から放出されるプロセスを提供するものである。この鋳造ストリップは、更に、より薄い厚みへの圧延が行われ、この圧延プロセスは均一化なしに行われることが好ましい。圧延プロセスは、（ａ）０．８から１．５ｍｍの厚さの再圧延ストリップを形成するために熱間圧延し、該再圧延ストリップをバッチ焼なまし、自己焼きなまし、又は連続焼きなましからなる組から選択された焼きなまし方法で焼きなまし、７０から８０％の減厚を用いた最終厚みに再圧延ストリップを冷間圧延するプロセス、又は（ｂ）１．５から５．０ｍｍの厚みに再圧延ストリップを熱間圧延し、該再圧延ストリップを０．６から１．５ｍｍの厚さの中間厚さストリップを製造するために冷間圧延し、該中間厚さストリップをバッチ焼なまし、又は連続焼きなましからなる組から選択される焼きなまし方法で焼きなまし、４５から７０％の減厚を用いて該中間厚さストリップを最終厚さに冷間圧延するプロセス、からなる組から選択された圧延プロセスであることが好ましい。更に、本発明の他の具体例では、３０ｍｍより小さいか等しい厚みにアルミニウム合金スラブを連続鋳造し、（ａ）熱間圧延して０．８から１．５ｍｍの厚みの再圧延ストリップを形成し、該再圧延ストリップを、焼きなまし、又は連続焼きなましから選択される焼きなまし方法で焼きなまし、該再圧延ストリップを７０から８０％の減厚を用いて最終厚みに冷間圧延するプロセス、又は（ｂ）該再圧延ストリップを１．５から５．０ｍｍ厚さに熱間圧延し、該再圧延ストリップを０．６から１．５ｍｍの厚さの中間厚さストリップを製造するために冷間圧延し、該中間厚さストリップをバッチ焼なまし、又は連続焼きなましからなる組から選択される焼きなまし方法で焼きなまし、４５から７０％の減厚を用いて該中間厚さストリップを最終厚さに冷間圧延するプロセス、からなる組から選択された圧延プロセスにより、該スラブを、均一化工程を行わずに圧延するプロセスを提供する。上記プロセス（ａ）として述べられた圧延プロセスにおいて、再圧延ストリップは１から３ｍｍの厚さであることが好ましく、該再圧延ストリップは７５から８０％の減厚を用いて最終厚みに圧延されることが好ましい。本発明の（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ₆金属間化合物の粒子サイズは以下のように限定される。本発明の鉄、マンガン、アルミ金属間化合物の粒子サイズは、以下のように限定される。アズキャストストリップにおいて、粒子サイズは、しばしば伸びた粒子の形状をとる。そのサイズは、それらの粒子の厚みにより表わされる。そのような厚みは、最も簡単には、金属組織学的断面の光学試験により特定される。圧延されたシートでは、その伸びた粒子は、しばしば最初の厚みと同じ厚み又は最初の粒子の厚みとほぼ同じディメンジョンを有する等軸の粒子の、より小さな粒子に砕かされる。圧延シートでは、粒子はより等軸に近く、粒子サイズは、例えばコントロン(kontron)IBASソフトウェアを用いた画像分析システムを用いた定量組織学的技術を用いて特定することができる。表面粗さ値（Ｒａ）は、表面粗さを数学的に表わす手段である。粗さのこの測定は、例えば、米国のメタルパーク、ＯＨ４４０７３のＡＳＭインターナショナルにより出版されたメタルハンドブック、第９版、１６巻、１９８９年の１９頁から２３頁のマイケルシールドらの論文に表わされている。かかる論文は、リファレンスとして本願に添付する。表面粗さは、好ましくは１３μｍ以下又はこれに等しい。で行うことができ、それは表面トポグラフィープロットのみならず、粗さの計算をも行うことができる（アリスマティック、ＲＭＳ、等）。第２の樹脂状品アームの間隔は、例えば、米国、イリノイ、デスプレインズのアメリカンファウンドリーメンズソサイエティにより出版されたアメリカンファウンドリーメンズソサイエティの第６７回定例会議の会報、１９６３年、第７１巻の２０９頁から２１５頁のＲ.Ｅ.スペアの論文に記載された標準的な測定方法で表示されている。その内容については、リファレンスとして本願に添付する。本発明は、ＤＣ法により製造された缶材料として、缶形成のために必要とされる全ての特性を本質的に有する缶材料の製造を可能とするものである。図面の説明図１ａ、１ｂ、１ｃは、それぞれ凝固中の異なった段階における本発明の鋳造表面金属インターフェースの模式断面図であり、発生していると考えられるプロセスを示す。図２は、５００倍の顕微鏡写真であり、本発明に係る鋳造ストリップの表面近傍の断面図を示す。図３は、２００倍の顕微鏡写真であり、本発明の鋳造ストリップの表面を示す。図４ａ及び４ｂは、１０００倍の顕微鏡写真であり、最終厚さに圧延した後の、本願発明のストリップの表面（図４ａ）及び内部（図４ｂ）を示す。図５a及び５ｂは、１０００倍の顕微鏡写真であり、ＤＣ鋳造、スカルピング、均一化、熱間および冷間圧延により最終厚さにした缶本体材料のストリップの表面（図５ａ）及び内部（図５ｂ）を示す。図６ａ及び６ｂは、１０００倍の顕微鏡写真であり、従来技術の方法および冷間圧延により最終厚さにした缶本体材料のストリップの表面（図６ａ）及び内部（図６ｂ）を示す。図７は、本発明の第２の具体例により準備されたストリップの表面近傍の鋳造ストリップの断面図である。図８は、本願発明の領域の外の組成領域及びベルト特性を用いて準備した鋳造ストリップの断面図の顕微鏡写真である。図９は、本願発明の組成領域であるが、本願発明の外のベルト特性を用いて準備した鋳造ストリップの断面図の顕微鏡写真である。図１０は、本願発明の組成領域を用い、かつ本願発明の中の平坦性を有するが、本願発明の領域ではないベルト特性を用いて準備した鋳造ストリップの断面の顕微鏡写真である。本願発明の実施のための最良の具体例本願発明のアルミニウム合金は、本質的には、重量％で（アルミニウムに加えて）以下のような組成を有することが好ましい。Ｓｉ０．０５〜０．１５％Ｆｅ０．３〜０．６％Ｍｎ０．６〜１．２％Ｍｇ１．１〜１．８％Ｃｕ０．２〜０．６％それぞれの要素は、０.０５％より少ないか又は等しく、かつ他の要素の総量は最大で０.２％である。マンガン濃度は０.７〜１.２％、シリコン濃度は０.０７〜０.１３％、マグネシウム濃度は１.２〜１.６％、銅濃度は０.２〜０.５％であることが、より好ましい。クロム、ジルコニウム、及びバナジウムの濃度は、それぞれ０.０３％より少ないか、又は等しいことが更に好ましい。（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆金属間化合物は、存在する金属間化合物の体積の少なくとも６０％を含むことが好ましい。これらの金属間化合物は、鋳造の合金ストリップの最初の凝固中に形成され、圧延されたシート中に残り、上述のように小さいな粒子に破壊され、光学的顕微鏡方法を用いて観察することが可能である。表面における金属間化合物の平均的な粒子のサイズ（上述のように測定）は、バルク中の金属間化合物の平均粒子サイズより少なくとも１.５倍大きいことが更に好ましい。上記具体例の鋳造ストリップは、９〜２５mmの厚みであることが更に好ましい。上記具体例のアズキャストストリップの表面における第２の樹脂状晶のアームの間隔は、約１２〜１８μｍであることが好ましく、更には、１４〜１７μｍであることが好ましい。アズキャストストリップは、また、表面偏析層を有し、金属間化合物の上記平均表面サイズは、かかる表面偏析層の中の平均サイズとして表わされ、平均バルクサイズは、かかる表面偏析層の外の平均サイズとして表わされる。金属間化合物の濃度は、鋳造ストリップの表面においてバルク中より高いことが好ましい。アズキャストストリップの表面偏析層中の金属間化合物は、その厚みで定義されたサイズとして約２〜１５μｍである。粒子サイズは、その長さが１０〜１００μｍであってもよい。表面偏析層は、好ましくは約１０〜１００μｍの厚みであり、更に好ましくは、３０〜６０μｍの厚みである。アズキャストストリップの表面は、針状の金属間化合物を含む構造を有する。アズキャストストリップは気孔がないことが好ましい。表面偏析層は、主要鋳造要素（Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，ＭｇおよびＣｕ）の濃度が、ストリップの他の部分より高い。鋳造プロセスは、粗さが好ましくは６μｍ以下で、また好ましくはサンドブラスティング又はショットブラスティングにより形成された金属鋳造表面又は（プラズマスプレーされたセラミック又は金属コーティングが用いられる）金属鋳造表面をコーティングして鋳造されることが好ましい。そのような表面は、粗い区域中にシャープなピークを有することが好ましい。それらは、いくつかの第２の研ぎまたはグラインド操作により、すり減らして形成されることが好ましい。研いで又はグラインドして、そのピークは平坦に成り、全体の粗さが少なくとも６ μｍとなるまで、好ましい鋳造表面を提供することができない。表面粗さは、４ μｍ程度に低く、シャープなピークを有することが好ましい。そのような金属鋳造表面をサンドブラスティング又はショットブラスティングして作られることが好ましい。スラブは、米国特許４，０６１，１７７に開示されたようなツインベルトキャスターを用いて鋳造されることが好ましく、かかる米国特許は、リファレンスとして添付する。そのようなキャスターは、ショットブラスト又はサンドブラストされた金属ベルトが用いられ、又は所望の粗さ特性を備えたセラミックコートされた金属ベルトが用いられる。圧延されたストリップは、上述の方法で測定した圧延（熱間圧延または冷間圧延の双方）後に存在する２〜１０μｍの範囲の平均表面サイズの金属間化合物粒子を有する。平均バルクサイズは、圧延されたストリップの中心の平均サイズとして与えられる。上記具体例の連続鋳造工程は、約１２０秒以内に室温に焼入れした後に、５００〜５５０℃の温度で１０〜１８０秒焼きなまし工程を備えることが好ましい。バッチ焼きなまし工程は、４００〜４５０℃の間の温度で０.２５〜６時間焼きなましする工程を含む。これは、温度にさらす時間を示し、コイルを昇温し、及び焼入れ後にコイルを降温する時間は含まれない。自己焼きなまし工程は、少なくとも４００℃の温度で熱間圧延された後に、ストリップをコイル状に巻く工程と、そのコイルを室温まで自然冷却する工程とを含む。特に、バッチ焼入れが上記具体例で用いられる。冷間圧延後の最終厚みのストリップは、好ましくは０.２６〜０.４０mmの間の厚みを有する。最終厚みでは、金属間化合物は、約７５００粒子／mm²の表面密度で存在することが好ましい。最終厚みのストリップは、約３％より少ない４５ ℃イヤリングを有し、約４％より大きい長さを有し、１９５℃で１０分間のストービングの後のイールド強度が、少なくとも３６ｋｓｉであり、より好ましくは少なくとも３９ｋｓｉである。最終ストリップは、引き抜きやアイロニング工程に基本的にガーリングを伴わずにかけることができる。このように、最終厚みのストリップは、最新の缶および缶形成工程に必要とされる特性に適合する。ガーリング抵抗は、Ｄ＆Ｉ缶形成装置を通して缶本体材料を行う能力を言い、すなわち、缶本体表面上に表面切り掻き傷又は同様の傷の形成を伴うことなく、長い時間缶形成ができる能力をいう。合金要素の役割シリコン鋳造が十分に低い熱流量のもとで行われた場合、重量で０.１５％より少ないシリコン（好ましくは重量で０．１３％より少ない）は形成された主な金属間化合物層が（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆層であることを確実にする（単に少ない量のＡｌ −Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉα相の存在を伴う）。もし、重量で０.１５％をシリコンが超えた場合、上記α相は低い熱流でさえも支配的となる。重量で０.０５％（好ましくは重量で０.０７％）とシリコンの低い限界はアルミ金属の商業的入手により表わされる実務的な最低限界を表わすものである。マンガンクレームされたマンガンの領域は、ストービング後に細かい生産物を形成し、適当な強度になることを確実にし、さらに所望の金属間化合物の適当な数を形成することができる。もし、マンガンが上限を超えた場合、多くの分散質（大変細かい粒子）が形成され、最終製品の過剰なイヤリングを招くこととなる。もし、マンガンが下限より少ない場合、最終製品はストービングの後の強度に欠け、不十分な金属間化合物粒子が形成され、最終製品のガーリングを妨げることと成る。鉄クレームされた範囲領域の鉄は、要求される（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆化合物の適当な量の金属間化合物の粒子を確実にし、鋳造された粒界構造の制御を与える。もし、鉄が少なすぎた場合、鋳造粒子サイズは大変大きくなり、圧延中に困難が発生する。もし、鉄が多い場合、イヤリング特性が乏しくなる。マグネシウムと鉄は、本発明の多くの部分において、金属間化合物の中で互いに代理し合うことができる。しかしながら、金属間化合物は、マグネシウムベースの金属間化合物の大きさと形状特性（モホロジー）を有することが好ましく、それ故に、マンガンの鉄に対する合金中の比は、１.０を超えることが好ましく、更には、２.０を超えることが好ましい。もし、鉄が支配的であるのならば、その金属間化合物はより細かくなり、そしてより望ましくないようになる。マグネシウムクレームされた領域のマグネシウムは、銅およびマンガンと共に細かい生成物で適当な強度を提供する。銅に代えてマグネシウムは、合金の冷却速度に影響を与え、それにより、鋳造固体中の表面偏析層の形成に影響を与える。もし、マグネシウムが大変多い場合、最終製品は、引き抜き及びアイロニング中に過剰な加工硬化を起こし、所望よりも高いガーリングとなってしまう。もし、マグネシウムが大変少ない場合、最終製品は不十分な強度を有することと成る。銅クレームされた範囲の銅は製品の強度に寄与し、それは分散強化メカニズムにより行われ、ストービングの後に強度を保持するのに寄与する。またそれはマグネシウムと共に合金の冷却範囲に寄与し、それ故に、表面の偏析ゾーンを制御することができる。もし、銅が多い場合、最終製品は腐食を受けやすい。もし、銅が少ない場合、分散強化の量が不十分であり、所望のストーブ強度に達成することができない。クロム、バナジウム及びジルコニウムこれらの要素は、合金の熱安定性を増加させ、もし、過剰に存在した場合、ガーリング制御を逆転させてしまう。これらは好ましくは０.０３％以下とすべきである。熱流及び鋳造表面粗さいかなる議論よっても拘束されたくはないのであるが、鉄、マンガン及びシリコンがクレームされた範囲だけ含まれた缶合金が、表面の第２の樹脂状晶のアームの間隔が１２〜１８μｍとなるような熱流の範囲内で鋳造操作で連続鋳造された場合、（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆金属間化合物の形成がαＡｌ（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓｉ（α相）を超えて十分に増幅して形成される。それらの金属間化合物は、鋳造スラブ中にずんぐりした粒子を形成する。鋳型表面が適当に粗れた状態である場合、金属間化合物は、金属のバルク中よりも表面において大きな粒子として形成される。もし、その粗さ（Ｒａ）が約６ μｍを超えた場合、粗さの型は、この効果を達成するのにあまり重要でなく、粗い粗さ表面の特徴は、正か又はゼロの歪みを有し、シャープなピーク（丸いよりもむしろ）からなることが好ましい。（４μｍのＲａ以下）のような低い粗さにおいて、粗い形状はクリティカルになり、ゼロま又はシャープなピークを有する正の歪みが本質的な特徴となる。表面性質のこの歪みは、例えば、Ｊ.Ｆ.ソングとT.V.ボウバーガーのＡＳＭハンドブックの表面構造の第１８巻、１９９２年、３３４頁から３４５頁により限定される。かかる記述は、リファレンスとして本願に添付する。典型的なゼロの歪みでは、本文献の図３（ｃ）に示されるように、シャープなピーク表面を有する。図１ａ、１ｂ及び１ｃは、凝固プロセスにおける表面粗さの影響を示すものである。図１ａでは、金属２０と鋳型表面２１の間の最初の接触が示されている。熱は、矢印２２の方向に取り除かれる。金属２３と表面粗さ２４の間のコンタクトは、高度に偏っている。図１ｂに示されるように、金属スラブが凝固をはじめた場合、金属間化合物の溶液と共にアルミニウム樹脂状晶２５が形成され、それらの偏ったポイント２６から収縮する。表面層は、図１ｃに示されるように、再加熱工程に付される。この再加熱は、溶質中の樹脂状晶間の液体を表面２７において均一な方法で排出することを招く。このようなプロセスは、これらが基本的に表面に偏析層を形成することから、一般には望まれないものである。平坦な表面又は低い粗さを有する表面又は何らかのポリッシンググライディング又はこする工程により減少された鋭いピークを有するような平坦な表面の使用は、しばしばそのような偏析層を最小限にする場合に用いられる。そのような表面粗さは、マイナスの歪みを有するといわれる。ＤＣキャスティングにおいて、表面偏析層は、熱間圧延の前に表面からルーチン的に剥ぎ取られる。鋳造工程は、ＤＣ鋳造又は連続鋳造のいずれにおいても、一般に偏析層の厚さが最低になるように行われる。本願発明では、表面偏析層の形成プロセスが、この表面ゾーンにおいて（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆金属間化合物の数を本質的に増加させて形成するために促進される。そして、冷却速度を適当に遅くし、凝固温度領域を十分に広くし、金属間化合物が金属のバルク中においてよりも大きなサイズに成長させることにより、これが確実に行われる。表面偏析ゾーンは、また合金の凝固範囲によっても影響され、クレームされた範囲の銅およびマグネシウムの使用は、適当な凝固範囲が得られ、表面偏析層が形成されることを正確に許容される。スラブは、均一化処理なしに行われるために、更なる金属間化合物の変化は起こらない。それ故に、拡張された金属間化合物（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆の表面における大きさは、熱間圧延及び冷間圧延の双方を通じて保持され、中心よりもストリップ表面において大きな金属間化合物サイズを形成する再圧延および最終厚みの製品となり、Ｄ＆Ｉ間製造操作を用いたときに優れたガーリング抵抗を有することと成る。金属間化合物の最終厚み製品における存在は、原則的にガーリング抵抗（または、スコーリング抵抗とも呼ばれる）に影響を与え、バルク中よりもむしろ表面の所望のより大きな粒子が存在することは有用である。適当な、より大きな表面金属間化合物は、鋳造工程において形成されない限り、それらは本質的に形成されることはない。もし、熱流が上述の表面冷却速度及び第２の樹脂状晶アーム間隔を与えるのに必要とされるよりも低い場合、そして、もし表面粗さ（Ｒａ）が、約１３μｍを超える場合、所望の金属間化合物にもかかわらず、鋳造製品が有孔となると考えられる。しかしながら、１６μｍを超える荒さ（Ｒａ）は完全に受け入れることができない有孔及び有用な缶材料にとって望ましい量を超えて金属間化合物の成長を促す。もし、熱流が所望の第２樹脂状品のアーム間隔を与えるのに必要な量を超えた場合、α相の形成が起こり、もし、加えて表面粗さがクレームしたよりも小さい場合、表面偏析ゾーンは形成されず、所望の金属間化合物の表面サイズも得ることができない。熱間圧延及び焼戻し条件は、正六面体状の粒の結晶構造を改めるのに必要であると言われており、それは最終製品シートの低い４５℃イヤリングを確実にするために重要である。機械的加工及び熱処理の間のバランスは、所望のイヤリングを得るために必要である。そのようなプロセスの多くが用いられた場合、熱間圧延の減厚の増加及び遅い焼戻し中の加熱の組み合せは、最良の結果を生じ、本ケースにおいて最も大きくイヤリングを減少させると考えられる。本発明は以下の具体例において更に詳しく述べられる。それらの具体例は、本願発明の検知を限定するものではなく、単に例を提示するに過ぎない。例１０.１０％シリコン、０.９１％マンガン、０.３２％Ｆｅ、０.４３％Ｃｕ、１ .４８％Ｍｇの組成のアルミニウム合金が、ショットブラスティングにより荒らされた鋼のベルトを備えた商業的なツインベルトキャスターによって、１５.４m mの厚みに鋳造された。ベルト厚さ（Ｒａ）は１２.３μｍであった。２.１Ｍｗ／m ² の熱流がベルトキャスターの部分に沿って使用され、そこにおいて凝固が行われた。アズキャストストリップの試料が取り出され、顕微鏡により観察された。キャストストリップの断面の顕微鏡写真が図２に示される。図２ａにおいて厚さ約３０μｍの表面偏析層が観察される。第２の樹脂状晶アーム間隔はこの領域内で約１５.３μｍである。金属間化合物は（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆型であり、この表面層において約４.２μｍのサイズである（上で定義した膜厚において）。ストリップのバルクは小さな裸の領域によりこの表面領域から分離されている。ストリップのバルクにおいて、金属間化合物は同じタイプであるが、しかし、約１. ８μｍの平均サイズ（厚さ）を有する。キャストストリップの表面を図３の顕微鏡写真に示す。上記組成の金属間化合物が針状結晶として存在する。上記スラブは、その後２つの標準的なホットミルを通して圧延され、再圧延の厚さ２.３mmになり巻かれる。このコイルは４２５℃で２時間焼戻しされ、その後、冷間圧延で中間厚さ０.８mmにされ、その後４２５℃で２時間中間焼きなましされ、それから最終厚みである０.２７４mmまで冷間圧延される。最終厚さの材料の試料が取られ、その顕微鏡写真が図４ａおよび４ｂに示される。表面は定量金属組織学技術により測定して３.５μｍのサイズを備えた（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆粒子を有する。内部領域における粒子は平均サイズ１.７μｍを有する。一般的なＤＣ鋳造法を用いてＡＡ３０１４で形成した缶材料の典型的な試料を比較例として図５a及び５ｂに示す。ストリップの表面及び内部における金属間化合物粒子の大きさは同じである。この場合の金属間化合物は、ＤＣキャスト材料では典型的なことであるが、α相に本質的に変態している。これらの粒子の大きさはおおよそ３.７μｍである。図６ａ及び６ｂに典型的な従来技術の連続鋳造で作製した缶材料で得られる金属間化合物粒子の分布を示す。用いられた合金はＳｉ０．１３％、Ｆｅ０.４６％、Ｍｇ１.８５％、Ｍｎ０. ６９％、Ｃｕ０.０８％、平衡状態のアルミ及び避けられない不純物を含み、ベルトキャスター上で鋳造され、米国特許４６１４２２４に示された方法を用いて熱間圧延および冷間圧延された。多くの粒子はα相であり、表面および内部において同じサイズである。そのサイズは典型的に約１．５μｍである。この具体例に準備された本願発明のストリップキャスト材料は、Ｄ＆Ｉ缶形成テストに付された。少なくとも５００００の缶本体が表面に引っ掻き傷が少ないか無い状態で形成された。この性質は、ＤＣキャスト材料で示されるのに類似している。従来技術のストリップキャスト材料は、上述のように、その試料がＤ＆Ｉ操作にかけられた。約１０００の缶本体が形成された後、表面の引っ掻き線やこすれが認められ、Ｄ＆Ｉ操作が続けることができなくなり、大表面上に破片が形成されるのが認められた。例２例１で述べたのと同様の組成の合金が同様の商業的なベルトキャスターではあるが、フレームスプレー及びＨａｚｅｌｅｔｔＭａｔｒｉｘＹコーティングとして知られる方法で作られたセラミックコートされたベルトを用いて鋳造された。粗さ（Ｒａ）は１０.１μｍであり、最初の凝固中の熱流は２ＭＷ／ｍ²であった。図７は、その鋳造スラブの断面の顕微鏡写真を示す。表面偏析層は、約６０μｍの厚みで観察され、平均サイズ（厚み）が４.５μｍである（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ₆金属間化合物を含んでいた。第２の樹脂状晶アーム間隔は、かかる表面層で１５.５μｍであった。試料のバルク中では、粒子の平均サイズ（厚み）は約２μｍであった。例３０.２％Ｃｕ、０.３５％Ｆｅ、１.４１％Ｍｇ、０.９１％Ｍｎ、０.２１％Ｓｉ，の組成を有する合金が粗さファクター（Ｒａ）が、１.２７μｍであるスムースなベルトを有するパイロットスケールベルトキャスター上でスラブの凝固中の熱流が２.２ＭＷ／ｍ²を用いて鋳造された。図８は、アズキャストスラブの断面の顕微鏡写真を示す。金属間化合物はα相であり、表面及び内部の間に十分なサイズの違い（粒子の厚さ）は認められない。粒子サイズ（厚み）は約１.５μ ｍであった。第２の樹脂状晶アーム間隔は、表面において１４μｍであった。これは、好ましい範囲外のシリコンを備えた従来技術の連続鋳造スラブの実例となる。例４シリコンがＯ００７％（本発明の好ましい組成ないではある）であることを除き、試料３と類似した合金が試料３と同じキャスターおよびベルトで鋳造された。このベルトは、それ故に粗さの好ましい範囲よりも少ない粗さを有している。図９は顕微鏡写真を示す。金属間化合物は（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ₆であり、約１.７μ ｍのサイズ（厚み）を有する。しかしながら、そのサイズはスラブ（表面層ではない）を通して均一である。第２の樹脂状品アーム間隔は表面において１４μｍであった。例５例１と同じ組成の合金がセラミックコーティングを備え、１５.２μｍの粗さファクター（Ｒａ）を有するベルトを備えたパイロットスケールベルトキャスターで鋳造された。この表面粗さは本発明の広い範囲内にあるが、好ましい範囲ではない。凝固中０.８ＭＷ／ｍ²の熱流が用いられた。表面偏析層は１００〜５１５０μｍの厚さであり、７.６μｍの平均サイズ（厚み）の（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ₂ 金属間化合物を含み、一方、バルク領域の金属間化合物は約２.４μｍの平均厚みであった。表面偏析層は第２の樹脂状晶アーム間隔約１８μｍを有していた。表面偏析層はまたいくつかの表面気孔を備えていた。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ６７３６７３６８６６８６Ｂ６９１６９１Ｂ６９１Ｃ６９４６９４Ａ 1/047 1/047 (81)指定国ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＥ，ＧＨ，ＨＵ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者フィッツサイモン，ジョンカナダ、ケイ７エル・４ブイ１、オンタリオ、キングストン、フェアクレスト・ブールバード47番【要約の続き】る。ストリップは、圧延又は焼きなまし工程により最終厚みに製造される。

Claims

【特許請求の範囲】１．約３０ｍｍより小さいか又は等しい厚みを有し、主要な金属間化合物として大きな（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｌ₆をその中に含むアルミニウム合金ストリップであって、該金属間化合物粒子が、該ストリップの表面において平均表面サイズを有し、該ストリップのバルク中において平均バルクサイズを有し、該平均表面サイズが、該平均バルクサイズより大きいアルミニウム合金ストリップ。２．上記主要な金属間化合物が、上記ストリップ中に存在する全金属間化合物粒子の少なくとも６０％を含む請求項１のアルミニウム合金ストリップ。３．上記平均表面サイズが、上記平均バルクサイズの少なくとも１．５倍より大きい請求項１のアルミニウム合金ストリップ。４．上記アルミニウム合金が、アルミニウムに加えて、本質的に重量で：Ｓｉ０．０５と０．１５％の間Ｆｅ０．３と０．６％の間Ｍｎ０．６と１．２％の間Ｍｇ１．１と１．８％の間Ｃｕ０．２と０．６％の間他の要素０．０５％より少ないか又は等しい（他の要素の全量は０．２％より少ないか又は等しい）からなる請求項１のアルミニウム合金ストリップ。５．上記Ｍｎが、重量で０．７と１．２％の間にあり、上記Ｓｉが、重量で０．０７と０．１３％の間にある請求項１のアルミニウム合金ストリップ。６．他の要素が、Ｃｒ、Ｚｒ及びＶからなる組から選択され、その重量が夫々０．０３％より少ないか又は等しい請求項４のアルミニウム合金ストリップ。７．上記ストリップが、約９ｍｍと２５ｍｍの間の厚みを有する連続鋳造ストリップであり、該ストリップが表面偏析層を有し、上記平均表面サイズが該表面偏析層内で限定され、上記平均バルクサイズが該ストリップのバルク層中の該表面偏析層の外で限定された請求項４のアルミニウム合金ストリップ。８．上記キャストストリップの表面において、１２μｍと１８μｍの間の第２の樹脂状晶のアーム間隔を有する請求項７のアルミニウム合金ストリップ。９．上記第２の樹脂状晶のアーム間隔が、１４μｍと１７μｍの間である請求項８のアルミニウム合金ストリップ。１０．上記大きな金属間化合物が、上記表面偏析層中より、上記バルク層中において、より大きな平均濃度で存在する請求項７のアルミニウム合金ストリップ。１１．上記表面偏析層中の上記金属間化合物粒子が、約２μｍから１５μｍの厚みで、１０μｍから１００μｍの長さである請求項７のアルミニウム合金ストリップ。１２．上記表面偏析層が、約１０μｍから６０μｍの厚みである請求項７のアルミニウム合金ストリップ。１３．上記ストリップが、実質的に気孔を有しない請求項７のアルミニウム合金ストリップ。１４．上記ストリップが、溶融合金が４μｍと１５μｍとの間の表面粗さを有する表面の間で鋳造される連続鋳造プロセスの製品であり、該表面粗さが実質的に鋭いピーク形状である請求項７のアルミニウム合金ストリップ。１５．上記連続鋳造プロセスが、ツインベルトキャスター内で行われる請求項１４のアルミニウム合金ストリップ。１６．上記ストリップが、約５ｍｍより小さいか又は等しい厚みを有する圧延されたストリップの形状であり、上記バルク中の上記金属間化合物粒子の小さい方の平均サイズが、上記ストリップの中央で限定される請求項５のアルミニウム合金ストリップ。１７．上記ストリップの上記表面における上記金属間化合物が、２μｍと１０μ ｍとの間の平均サイズを有する請求項１６のアルミニウム合金ストリップ。１８．上記ストリップが、約０．８ｍｍと約５．０ｍｍの間の厚みを有し、該ストリップが、鋳造合金から均一化工程を有さずに該ストリップを熱間圧延して製造された製品である請求項１６のアルミニウム合金ストリップ。１９．上記ストリップが、約０．２６ｍｍと約０．４０ｍｍの間の厚みを有し、該ストリップが、冷間圧延が続く、従来の均一化工程を行わない熱間圧延を含むプロセスにより鋳造合金から製造された製品である請求項１６のアルミニウム合金ストリップ。２０．上記冷間圧延プロセスが、（ａ）熱間圧延の後で、冷間圧延の前において、上記ストリップを、バッチ焼なまし、自己焼きなまし、及び連続焼きなましからなる組から選択された焼きなましをし、それから、７０％と８０％の間の減厚を用いて最終厚みに冷間圧延する工程；および（ｂ）中間厚みに熱間圧延した後に該ストリップを冷間圧延し、中間厚みの該ストリップをバッチ焼きなまし又は連続焼きなましし、それから、４５％と７０％の間の減厚を用いて該ストリップを最終厚みに冷間圧延する工程、からなる組から選択される請求項１９のアルミニウム合金ストリップ。２１．上記バッチ焼きなまし工程が、上記ストリップを４００℃と４５０℃の間の温度で、０．２５から６時間の範囲の時間行う焼きなましする工程を含む請求項２０のアルミニウム合金ストリップ。２２．上記連続焼きなまし工程が、該ストリップ製品を５００℃と５５０℃の間の温度で、１０から１８０秒の範囲の時間加熱し、それから、該ストリップを１２０秒より短い時間で室温まで冷却する工程を含む請求項２０のアルミニウム合金ストリップ。２３．上記自己焼きなまし工程が、上記ストリップを少なくとも４００℃の温度で巻いてコイルにし、該コイルを自然冷却により室温まで冷却する工程を含む請求項２０のアルミニウム合金ストリップ。２４．上記ストリップが、約３％より小さい４５度イアリング、約４％より大きい伸び、及び１９５℃で１０分の加熱の後に少なくとも３６ｋｓｉの降伏強度を有する請求項２０のアルミニウム合金ストリップ。２５．上記降伏強度が、加熱後に、少なくとも３９ｋｓｉである請求項２４のアルミニウム合金ストリップ。２６．表面を有するストリップ品物の製造プロセスであって、アルミニウムに加えて、本質的に重量で: Ｓｉ０．０５と０．１５％の間Ｆｅ０．３と０．６％の間Ｍｎ０．６と１．２％の間Ｍｇ１．１と１．８％の間Ｃｕ０．２と０．６％の間他の要素各要素は０．０５％より少ないか又は等しく、他の要素の全量は最大０．２％からなる組成を有する溶融アルミニウムを供給する工程と；該溶融合金を、３０ｍｍより小さいか又は等しいアズキャスト厚みにする対向した移動鋳型表面を有する連続鋳造装置で鋳造する工程と；を含み、該移動鋳型表面が、４μｍと１３μｍの間の表面粗さを有し、該表面粗さが実質的に完全に鋭いピーク形状であり、熱流量が、該ストリップの表面で、１２μｍと１８μｍの間の間隔の樹脂状晶間アームが製造されるような速さで該金属から放出されるプロセス。２７．上記Ｍｎの含有量が、重量で０．７％と１．２％の間であり、Ｓｉの量が、重量で０．０７％と０．１３％の間である請求項２６のプロセス。２８．Ｃｒ、Ｚｒ及びＶを含む他の要素の量が、重量で、夫々の要素について、０．０３％より少ないか又は等しい請求項２６のプロセス。２９．上記熱流量が、最初の２５から５０％の凝固中に、１ＭＷ／ｍ²と３ＭＷ／ｍ²の間の最高熱流量を含む請求項２３のプロセス。３０．上記樹脂状晶のアーム間隔が、１４μｍから１７μｍの間である請求項２６のプロセス。３１．上記表面粗さが、（ａ）上記移動鋳型の表面をサンドブラスト又はショットブラストする手段、（ｂ）上記移動鋳型表面をセラミックコーティングする手段、及び（ｃ）上記移動鋳型に固体セラミック材料を採りつける手段、からなる組から選択される手段によって造られた請求項２６のプロセス。３２．更に、上記鋳造ストリップを熱間圧延及び冷間圧延工程を含み、該熱間圧延及び冷間圧延工程が、該鋳造ストリップの均一化無しに行われる請求故意２６のプロセス。３３．上記熱間圧延及び冷間圧工程が、（ａ）熱間圧延して、０．８ｍｍと１．５ｍｍの間の厚みの再圧延ストリップを形成し、該再圧延ストリップをバッチ焼きなまし、自己焼きなまし及び連続焼きなましからなる組から選択された焼きなまし方法で焼きなましし、７０％と８０％の間の減厚を用いて該再圧延ストリップを最終厚みに冷間圧延する工程、（ｂ）０．５ｍｍと５．０ｍｍの間の厚みの再圧延ストリップに熱間圧延し、該再圧延ストリップを冷間圧延して０．６ｍｍと１．５ｍｍの間の厚みの中間厚みストリップを製造し、バッチ焼きなまし及び連続焼きなましからなる組から選択された焼きなまし方法により該中間厚みストリップを焼きなましし、４５％と７０％の間の減厚を用いて該中間厚みストリップを最終厚みに冷間圧延する工程、からなる組から選択された工程である請求項３２のプロセス。３４．上記バッチ焼きなましプロセスが、４００℃と４５０℃の間の温度で、０．２５から６時間の範囲の時間の焼きなまし工程を含む請求項３３のプロセス。３５．上記連続焼きなましプロセスが、該ストリップ製品を５００℃と５５０℃ の間の温度で、１０から１８０秒の範囲の時間加熱し、それから、該ストリップを１２０秒より短い時間で室温まで冷却する工程を含む請求項３３のアルミニウム合金ストリップ。３６．上記自己焼きなまし工程が、上記ストリップを少なくとも４００℃の温度で巻いてコイルにし、該コイルを自然冷却により室温まで冷却する工程を含む請求項３３のアルミニウム合金ストリップ。３７．上記連続鋳造装置が、ツインベルトキャスターである請求項２６のプロセス。３８．引抜き、及びアイロニング操作により缶本体を形成するのに適したストリップを造るプロセスであって、アルミニウムに加えて、本質的に重量で: Ｓｉ０．０５と０．１５％の間Ｆｅ０．３と０．６％の間Ｍｎ０．６と１．２％の間Ｍｇ１．１と１．８％の間Ｃｕ０．２と０．６％の間他の要素各要素は０．０５％より少ないか又は等しく、他の要素の全量は最大０．２％からなる組成を有するアルミニウム合金スラブを、３０ｍｍより少ないか形は等しい厚みに連続鋳造する工程と；（ａ）熱間圧延して、０．８ｍｍと１．５ｍｍの間の厚みの再圧延ストリップを形成し、該再圧延ストリッブをバッチ焼きなまし、自己焼きなまし及び連続焼きなましからなる組から選択された焼きなまし方法で焼きなましし、７０％と８０％の間の減厚を用いて該再圧延ストリップを最終厚みに冷間圧延する工程、（ｂ）０．５ｍｍと５．０ｍｍの間の厚みの再圧延ストリップに熱間圧延し、該再圧延ストリップを冷間圧延して０．６ｍｍと１．５ｍｍの間の厚みの中間厚みストリップを製造し、バッチ焼きなまし及び連続焼きなましからなる組から選択された焼きなまし方法により該中間厚みストリップを焼きなましし、４５％と７０％の間の減厚を用いて該中間厚みストリップを最終厚みに冷間圧延する工程、からなる組から選択されたプロセスにより、該スラブを均一化無しに最終厚みに圧延する工程と、を含むプロセス。３９．上記他の要素が、夫々が０．０３％より少ない量のＣｒ、Ｚｒ及びＶを含む請求項３９のプロセス。４０．上記Ｍｎが、０．７と１．２％の間にあり、上記Ｓｉが、０．０７と０．１３％の間にある請求項３８のプロセス。４１．上記バッチ焼きなましプロセスが、４００℃と４５０℃の間の温度で、加熱、冷却時間を含まない時間で０．２５から６時間、焼きなましする工程を含む請求項３８のプロセス。４２．上記連続焼きなましプロセスが、該ストリップ製品を５００℃と５５０℃ の間の温度で、１０から１８０秒の間の時間加熱し、それから、１２０秒より短い時間で室温まで冷却する工程を含む請求項３８のプロセス。４３．上記自己焼きなまし工程が、上記ストリップを少なくとも４００℃の温度で巻いてコイルにし、該コイルを自然冷却により室温まで冷却する工程を含む請求項３８のプロセス。４４．上記連続鋳造が、対向した移動鋳型表面を有する連続鋳造装置で上記溶融金属を鋳造する工程を含み、該移動鋳型表面が、４μｍと１３μｍの間の表面粗さを有し、該表面粗さは本質的に鋭いピーク形状であり、該ストリップの表面において、１２μｍと１８μｍの間の間隔で樹脂状晶アームが形成される速度で、該金属からの熱流量の放出が行われる請求項３８のプロセス。４５．上記連続鋳造装置が、ツインベルトキャスターである請求項４４のプロセス。４６．最終厚みの上記ストリップが、その中に分散された（Ｍｎ，Ｆｅ）Ａｉ₆ 金属間化合物を有し、粒子の平均サイズが、その表面においてその中心より大きい請求項３８のプロセス。