JP4989221B2 - ＡｌＦｅＳｉ合金製の箔あるいは薄いシート - Google Patents

Description

本発明は、２００μｍ未満また好ましくは５０μｍ未満の厚みの、実体的にマンガンのない、鉄およびシリコンを用いたアルミニウム合金製の箔あるいは薄いシート、並びにそのような箔あるいはシートの製造方法に関するものである。これらのシートは、従来の板の半連続鋳造あるいは連続鋳造、例えばベルト間での連続鋳造（「ツインベルト鋳造」）あるいはロール間での連続鋳造（「ツインロール鋳造」）によって得られる。

アルミニウム合金製の箔の市場の傾向は、高度な力学的特徴および優れた成形性を要求しながらも、ある特定の応用例のために利用される厚みの一定の減少をもたらす。

箔について、多くの場合、マンガン含有量の非常に少ない合金が利用されるが、例えばアルミニウム協会に記録される以下の組成（重量％）の８１１１合金のような合金である：
Ｓｉ：０．３０‐１．１、Ｆｅ：０．４０‐１．０、Ｃｕ＜０．１０、Ｍｎ＜０．１０

マンガンがないことで、最終焼きなましで再結晶をより容易に得ることができるが、しかし破断強さＲ_mは、１００μｍ未満の厚みについて不十分なままである。

したがって、市場の要求に応えるために、新しい合金を開発すること、および／または加工範囲を最適化することが必要である。

機械的強度を増すために、例えば８００６合金におけるように、マンガンを付加することが通常であり、該合金のアルミニウム協会に記録される組成は次のとおりである（重量％）：
Ｓｉ＜０．４０、Ｆｅ：１．２‐２．０、Ｃｕ＜０．３０、Ｍｎ：０．３０‐１．０、Ｍｇ＜０．１０

マンガンの付加は、すなわち、結果として材料を強化する。本出願人の米国特許第６５１７６４６号の場合において、組成：Ｓｉ＝０．２３％、Ｆｅ＝１．２６％、Ｃｕ＝０．０１７％、Ｍｎ＝０．３７％、Ｍｇ＝０．００３２％、Ｔｉ＝０．００８％の合金をもちいて、有利な加工範囲と組合せて得られる力学的特徴は、６．６μｍの厚みについて１０３ＭＰａのＲ_m値に導く。

鉄を含む８０００系の合金へのマンガンの少量の付加によって、力学的特徴を改善することもまたできる。国際公開第０２／６４８４８号パンフレット（Ａｌｃａｎ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ社）は、Ｆｅを１．２％から１．７％およびＳｉを０．３５％から０．８％含むＡｌＦｅＳｉ合金製の薄いシートの連続鋳造による製造を記述している。０．０７％から０．２０％のマンガンを合金に付加することによって高い機械的強度が得られる。このマンガンの付加は、最終焼きなましの後に小さな大きさの結晶粒を得るために必要であると認められている。

マンガンはしたがって、８０００合金の力学的特徴を増すことを可能にする元素として現れている。しかしながら、固溶体あるいは細かい析出物の形でのマンガンは、最終焼きなましの途中に再結晶を妨げるまたは遅くする可能性がある。したがって、範囲の各過程の途中でマンガンを含む相の析出を正確に検査することが必要であるが、このことは多くの場合難しいことが分かっている。加工範囲におけるあらゆる変動は、最終焼きなましの効果について無視できない影響をもつ。したがって、マンガンを含まないにもかかわらず高い力学的特徴を呈する合金を開発することが非常に興味深い。

米国特許第５５０３６８９号明細書（Ｒｅｙｎｏｌｄｓ Ｍｅｔａｌｓ社）は、Ｓｉを０．３０％から１．１％およびＦｅを０．４０％から１．０％、Ｃｕを０．２５％未満およびＭｎを０．１％未満含む、連続鋳造と中間焼きなましのない冷間圧延とによる合金製の薄いシートの製造方法を記述している。鉄およびシリコンの推奨含有量は、０．６％と０．７５％の間に位置する。

米国特許第５７２５６９５号明細書（Ｒｅｙｎｏｌｄｓ Ｍｅｔａｌｓ社）は、同じ組成の領域について、４００℃と４４０℃の間（７５０‐８２５°Ｆ）の中間焼きなましおよび２８８℃（５５０°Ｆ）での再結晶の最終焼きなましをともなう範囲を記述している。Ｓｉ／Ｆｅ含有量の比率は１以上である。例において、取得される最大破断強さは９０ＭＰａ（１３．１３ｋｓｉ）であり、最大弾性限界は３９．１ＭＰａ（５．６８ｋｓｉ）であり、また伸びは４６μｍの厚みについて１１．３７％である（０．００１８５’）。これらの力学的特徴は、特定の応用例について相変わらず低いままである。

連続鋳造によって得られる合金について、多くの場合、析出の堆積を取り除いて厚みのなかで構造を均質にして、偏析の有害性を減らすために高い温度での熱処理を実行する必要がある。６００℃での均質化効果は、Ｙ．Ｂｉｒｏｌ氏の論文「Ｃｅｎｔｅｒｌｉｎｅ Ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｉｎ ａ Ｔｗｉｎ−Ｒｏｌｌ Ｃａｓｔ ＡＡ８０１１ Ａｌｌｏｙ」Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ、７４巻、１９９８年、３１８‐３２１ページ、の中で、ロール間での鋳造によって得られる８０１１合金（組成：Ｆｅ０．７１％、Ｓｉ０．７７％、Ｃｕ０．０３８％、Ｍｎ０．００６％、Ａｌ９８．４５％）について記述されている。析出相の改良処理および不均一性の減少が得られる。中心の偏析の減少は、後に、非常に薄い箔の多孔質巣を制限すること、またそれらの成形性を改善することを可能にする。

経済的な理由により、熱処理の温度を制限することが興味深い。組成が：Ｆｅ０．７％、Ｓｉ０．７％、Ｍｎ＜０．０２、Ｚｎ＜０．０２、Ｃｕ＜０．０２の８１１１合金について、たとえ５５０‐５８０℃での焼きなましがより完璧な加工を得るために必要であるとしても、４６０℃からすぐに相の変化の始まりおよび完全な再結晶が観察される（Ｍ．Ｓｌａｍｏｖａ氏その他著「Ｒｅｓｐｏｎｓｅ ｏｆ ＡＡ８００６ ａｎｄ ＡＡ８１１１ Ｓｔｒｉｐ‐Ｃａｓｔ Ｒｏｌｌｅｄ Ａｌｌｏｙｓ ｔｏ Ｈｉｇｈ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ」、ＩＣＡＡ‐６、１９９８年を参照）。低い温度での均質化は、したがって、マンガンなしの合金について考えられる。

別の面では、薄い厚みまでの、均質化に継起する加工において、金属を軟化させるために、中間焼きなましの過程を導入することが通常である。マンガンを用いた合金について、中間焼きなましの制御は、一般的に、再結晶を得るために高い温度（４００℃以上）での熱処理を必要とする。

マンガンなしの８０００タイプの合金について、８００６タイプの合金についてよりも低い温度での熱処理を実現することを検討することができる。

国際公開第９９／２３２６９号パンフレット（日本軽金属株式会社およびＡｌｃａｎ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ社）は、０．２％から１％のＳｉおよび０．３％から１．２％のＦｅを、０．４と１．２の間に含まれるＳｉ／Ｆｅの比率を伴って含むＡｌＦｅＳｉ合金に適用できる方法を記述しており、該方法において中間焼きなましは二つの過程、３５０℃と４５０℃の間の第一の過程、２００℃と３３０℃の間の第二の過程で実行される。この方法の目的は、箔の表面の欠陥を減らすことである。力学的特徴は記載されていない。

本発明は、優れた成形性を保ちながらも高い機械的強度を呈し、出来る限り経済的な工業生産範囲をともなう、マンガンの付加のないＡｌＦｅＳｉ合金製の箔あるいは薄いシートを得ることを目的とする。

本発明は、６μｍと２００μｍの間、また好ましくは６μｍと５０μｍの間に含まれる厚みをもつ、以下の組成（重量％）の合金製の箔を対象とし：
Ｓｉ：１．０‐１．５、Ｆｅ：１．０‐１．５、Ｃｕ＜０．２、Ｍｎ＜０．１、他の元素はそれぞれ０．０５未満で合計で０．１５未満、残りはＡｌであって、好ましくはＳｉ／Ｆｅ≧０．９５の条件をともなう。該箔は、焼きなまされた状態で、９μｍより厚い厚みについて１１０ＭＰａを超える、また６μｍから９μｍの厚みについて１００ＭＰａを超える破断強さＲ_mを呈する。箔は、好ましくは、７０ＭＰａを超える弾性限界Ｒ_0.2（せん断試験片について測定）をもつ。破断伸びは、箔の厚みに応じて次の値を超える。

合金は、好ましくは、１．１％と１．３％の間に含まれるシリコン含有量および１．０％と１．２％の間に含まれる鉄含有量をもつ。

本発明はまた、２００μｍ未満の厚みをもつ、以下の組成（重量％）の、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ合金製の薄いシートの製造方法をも対象とし：
Ｓｉ：１．０‐１．５、Ｆｅ：１．０‐１．５、Ｃｕ＜０．２、Ｍｎ＜０．１、他の元素はそれぞれ０．０５未満で合計で０．１５未満、残りはＡｌであって、好ましくはＳｉ／Ｆｅ≧０．９５の条件をともなう。
該製造方法は、板の垂直の半連続鋳造および熱間圧延によるか、あるいは場合によっては続いて熱間圧延がくる連続鋳造かによる第一のシートの調製、２５０℃と３５０℃の間、また好ましくは２８０℃と３４０℃の間に含まれる温度での、２時間から２０時間の中間焼きなましを場合によってはともなう最終厚みまでのこの第一のシートの冷間圧延、および、２００℃と３７０℃の間に含まれる温度での最終焼きなましを含む。

本発明による箔あるいは薄いシートは、ほとんどマンガンのない、典型的には０．１％未満の含有量であるＡｌＳｉＦｅ８０００合金から製造される。鉄およびシリコンの含有量は、もっとも一般に利用される、マンガンのない箔用のＡｌＳｉＦｅ合金である８０１１合金および８１１１合金よりも明らかに高い。推奨される組成の領域は、シリコン１．１％から１．３％および鉄１．０％から１．２％を含む合金である。

本発明による合金は、好ましくは、シリコンと鉄のそれぞれの含有量の比率Ｓｉ／Ｆｅが０．９５以上であるような組成をもたなければならない。該合金は、焼きなましされた状態（質別Ｏ）で、この組成の合金について通常と異なる機械的強度を呈し、９μｍより厚い厚みについて、１１０ＭＰａを超える、さらに１１５ＭＰａを超える破断強さＲ_m、また６から９μｍの厚みについて１００ＭＰａを超える破断強さ、および７０ＭＰａを超える０．２％の従来の弾性限界Ｒ_0.2をともなう。この高い機械的強度は、成形性を犠牲にして得られるものではない、というのも、８０１１合金や８１１１合金と比べて、伸びは少なくとも同じであり、また破裂圧力は増すからである。

これらの高い力学的特性は、従来の垂直の半連続鋳造および熱間圧延によって得られる板から生産されるシートについても、ベルト間にせよ（「ベルト鋳造」）ロール間にせよ（「ロール鋳造」）、連続鋳造から出るシートについても得られる。ベルト間の連続鋳造はまた、熱間圧延も続いてくる。

ロール間の連続鋳造の場合において、熱間圧延されたあるいは未加工の鋳造のシートは、場合によっては、最終厚みでの成形性の低下の原因であり得る中心の偏析を減らすために、低温均質化（４５０℃と５００℃の間）を受ける。この低温熱処理は、マンガンのないこれらの合金において場合によっては起こりうる中心の偏析を取り除くのに十分である。シートは、そのあとで最終厚みまで、あるいはシートが中間焼きなましを受ける０．５ｍｍと５ｍｍの間に含まれる中間の厚みまで冷間圧延される。マンガンを含む合金に反して、２５０℃と３５０℃の間、好ましくは２８０℃と３４０℃の間に含まれる比較的低い温度で、２時間を超える継続時間の間、この中間焼きなましを行うことが可能である。このような領域の温度は、文献、とりわけ先に記載された国際公開第０２／０６４８４８号パンフレットにおいて記述されてはいるが、４００℃を超える通常の領域よりも下に位置する。

本出願人は、より特徴的にはＳｉ／Ｆｅ≧０．９５のような組成のＡｌＦｅＳｉ合金への、技術的に可能な際に中間焼きなましの除去を場合によってはともなう低温熱処理の適用が、通常の中間焼きなましと比べて少なくとも１５％、明らかに改善される機械的強度に導くことを確認した。このより優れた機械的強度は、ＩＳＯ規格２７５８にしたがって破裂圧力あるいはドームの高さによって測られる成形性を改善しながらも取得される。

最終焼きなましは、２００℃と３７０℃の間に含まれる温度で、１時間と７２時間の間に含まれる継続時間の間で行われる。焼きなましの継続時間は、箔の脱脂の質によって条件づけられる。最終焼きなましのあと、走査型電子顕微鏡での画像分析によって測定すると結晶粒の平均の大きさが３μｍ未満である、細かい結晶粒の構造が得られる。

低い温度での均質化あるいは均質化のないことと、低い温度でのあるいは完全になくされる中間焼きなましとの結合は、その経済的利点に加えて、結晶粒の細かい大きさの取得に有利であることが明らかになっている。結晶粒の大きさは、より高い温度での熱処理と比較しておよそ３０％減少し、このことはしたがって、薄い厚みについて結晶粒界の数に関連する力学的特徴Ｒ_0.2およびＲ_mの増加に導く。この結晶粒は、伸びを犠牲にして作られるわけではない、というのも、厚みの中の結晶粒の数の増加は、箔の厚みのただ一つあるいは二つの結晶粒における局部的な損傷のおそれも制限するからである。

本発明による箔は、優れた機械的強度および高い成形性を同時に必要とする応用例にとりわけ適合されるが、それはたとえば、とりわけ生の製品の包装用のふたのための多層の積層複合材、上栓用キャップ、あるいは家庭用アルミニウムの製造のようなものである。

合金の組成の影響を示す目的で、表１に示される組成（重量％）の、本発明による合金Ａ製および８１１１タイプの合金Ｂ製の６．１ｍｍの厚みの二つのシートを、ロール間で連続鋳造で製造した。

シートは、２ｍｍの厚みまで冷間圧延され、ついで３２０℃で５時間の中間焼きなましを受けた。シートはそのあとで、３８μｍの最終厚みまで複数の工程で冷間圧延された。シートはそのあとで、２７０℃で４０時間の最終焼きなましを受けた。

それぞれの場合において力学的特徴を測定した。規格ＮＦ‐ＥＮ５４６‐２にしたがった破断強さＲ_m（単位はＭＰａ）、０．２％の従来の弾性限界Ｒ_0.2、および伸びＡ（単位は％）、並びに規格ＩＳＯ２７５８にしたがって測定される空気の破裂圧力Ｐｅ（単位はｋＰａ）、およびドームの高さＨｄ（単位はｍｍ）。結果は表２に示される。

８１１１タイプの合金Ｂに反して、合金Ａ製シートの破断強さは、１１０ＭＰａをはるかに超えていること、また弾性限界は７０ＭＰａを超えていることが確認される。さらに、破裂圧力および伸びもまたより優れており、したがって、この合金は強度があると同時に成形性がある。

ロール間の連続鋳造で、６．１ｍｍの厚みの実施例１の合金Ａ製のシートを鋳造した。シートはそのあとで、２ｍｍの厚みまで冷間圧延された。シートの一部は、このタイプの合金について通常の、５００℃で５時間の中間焼きなましを受けた。シートのその他の部分は、本発明による、３２０℃で５時間の中間焼きなましを受けた。シートの両方の部分はそのあとで、１０．５μｍの最終厚みまで複数の工程で冷間圧延された。シートの両方の部分はそのあとで、２７０℃で４０時間の最終焼きなましを受けた。

実施例１におけるのと同じ特性を測定したが、その値は表３に示される。

中間焼きなましの温度の低下が、機械的強度、伸び、破裂強度、および成形性の増加に同時に導くことが確認される。

走査型電子顕微鏡での画像分析によって測定される結晶粒の平均の大きさは、４７０℃での焼きなましについて３．６μｍ、そして３２０℃の焼きなましについて２．３μｍである。低い温度での焼きなましについての力学的特徴の増加は、したがって、最終焼きなましの後に得られる結晶粒の大きさの減少に関係する。

Claims (16)

1. １１０ＭＰａを超える破断強さＲ _m を呈するように焼きなまされた、重量％で、Ｓｉ：１．０‐１．５、Ｆｅ：１．０‐１．５、Ｃｕ＜０．２、Ｍｎ＜０．１、他の元素はそれぞれ０．０５未満で合計で０．１５未満、残りはＡｌからなる合金である、９μｍより厚く、２００μｍ以下の厚みの箔又はシート。
2. １００ＭＰａを超える破断強さＲ _m を呈するように焼きなまされた、重量％で、Ｓｉ：１．０‐１．５、Ｆｅ：１．０‐１．５、Ｃｕ＜０．２、Ｍｎ＜０．１、他の元素はそれぞれ０．０５未満で合計で０．１５未満、残りはＡｌからなる合金である、６μｍから９μｍの厚みの箔又はシート。
3. ９μｍと５０μｍの間に含まれる厚みをもつことを特徴とする、請求項１に記載の箔又はシート。
4. １１５ＭＰａを超える破断強さＲ_mを呈するように焼きなまされたことを特徴とする、請求項１に記載の箔又はシート。
5. ７０ＭＰａを超える弾性限界Ｒ_0.2を呈することを特徴とする、請求項１から４のいずれか一つに記載の箔又はシート。
6. ９μｍから１５μｍの厚みについて５％を超える破断伸びＡを呈し、１５μｍから２５μｍの厚みについて１０％を超える破断伸びＡを呈し、２５μｍから５０μｍの厚みについて１８％を超える破断伸びＡを呈し、５０μｍから２００μｍの厚みについて２０％を超える破断伸びＡを呈することを特徴とする、請求項１、４、５のいずれか一つに記載の箔又はシート。
7. ６μｍから９μｍの厚みについて３％を超える破断伸びＡを呈することを特徴とする、請求項２または５に記載の箔又はシート。
8. ９μｍから１５μｍの厚みについて７％を超える破断伸びＡを呈し、１５μｍから２５μｍの厚みについて１５％を超える破断伸びＡを呈し、２５μｍから２００μｍの厚みについて２５％を超える破断伸びＡを呈することを特徴とする、請求項６に記載の箔又はシート。
9. ６μｍから９μｍの厚みについて４％を超える破断伸びＡを呈することを特徴とする、請求項７に記載の箔又はシート。
10. 合金が、Ｓｉ／Ｆｅ≧０．９５の組成をもつことを特徴とする、請求項１〜９のいずれか一つに記載の箔又はシート。
11. 合金が、１．１％と１．３％の間に含まれるシリコン含有量および１．０％と１．２％の間に含まれる鉄含有量をもつことを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか一つに記載の箔又はシート。
12. ２００μｍ未満の厚みをもつ、以下の組成（重量％）の、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ合金製の薄いシートの製造方法であって：
    Ｓｉ：１．０‐１．５、Ｆｅ：１．０‐１．５、Ｃｕ＜０．２、Ｍｎ＜０．１、他の元素はそれぞれ０．０５未満で合計で０．１５未満、残りはＡｌであり、
    板の垂直の半連続鋳造を行い続いて熱間圧延するか、あるいは、連続鋳造を行い続いて熱間圧延をして第一のシートの調製、２５０℃と３５０℃の間に含まれる温度での中間焼きなましをともなう最終厚みまでのこの第一のシートの冷間圧延、および、２００℃と３７０℃の間に含まれる温度での最終焼きなましを含む製造方法。
13. ２８０℃と３４０℃の間に含まれる温度での中間焼きなましを含むことを特徴とする、請求項１２に記載の方法。
14. 合金が、Ｓｉ／Ｆｅ≧０．９５の組成をもつことを特徴とする、請求項１２または１３に記載の方法。
15. 冷間圧延の前に、第一のシートが、４５０℃と５００℃の間に含まれる温度での均質化を受けることを特徴とする、請求項１２〜１４のいずれか一つに記載の方法。
16. シートが、ロール間の連続鋳造によって調製されることを特徴とする、請求項１２〜１５のいずれか一つに記載の方法。