JPH09510504A - アルミニウム フォイル - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 アルミニウム フォイルが、Ｆe１.２−２.０％；Ｍn０.２−１.０％；Ｍg及び／又はＣu０.１−０.５％；Ｓi０.４％以下；Ｚn０.１％以下、残部が少なくとも商業的純度のＡlの組成の合金から構成される。フォイルは、５μm未満の平均クレインサイズを有し、実質的に圧延集合組織で連続的に再結晶されている。溶質元素Ｍg及び／又はＣuは連続的再結晶を抑制することなく強度を増加させる。

Description

【発明の詳細な説明】 アルミニウム フォイル 本発明は強度が改善されたアルミニウム フォイル(箔)に関する。当今のＡl −Ｆe−Ｍn系のフォイル合金、例えばＡＡ８００６及びＡＡ８０１４、に於いて は、最終焼鈍及び分散強化の後、微細なグレインサイズを組み合わせることによ り、薄いゲージフォイル(gauge foil)の強度と成形性とのバランスが良好に得ら れている。この発明は更に強度を増大するための強化機構の使用について述べる ものである。すなわち、これら合金の固溶体強化並びにこれら合金の無溶質と云 う形態と組み合った他の有益な諸特性のロスを避けるために、溶質レベルが制御 されねばならない範囲を特定するものである。 イギリス特許１ ４７９ ４２９明細書は分散強化型のＡl−Ｆe−Ｍn系のアル ミニウム合金につき述べた［国際合金仕様及び錬（成）アルミニウム及び同アル ミニウム合金の化学組成範囲の登録記録からは、ＡＡインコーポレーテッド、１ ９８７年５月となっている］。鋳放しのインゴットは一線上にない金属間化合物 の複数のロッドよりなる。これらは加工中に崩壊されて金属間化合物の粉粒を含 む錬アルミニウム合金製品を提供した。 この発明は、幾分異方性の圧延シートの生産に適用された。これはアルミ相内 に固溶体として残り、且つ強度付与性質のあると知られているＣu及びもしくは Ｍgを比較的少量導入することにより異方性を相対的釣合で低減することが可能 であった。異方性を喪失すると云うことは、再結晶の非連続性とグレインサイズ 制御の喪失を意味し、このような変化は主として直視され、且つ例証されるシー ト製品に於いては受容されるものであったであろう。 有益な性質をもったアルミニウム フォイルの生産の成功は幾つかの臨界的な パラメーターに依存する。圧延される金属は硬すぎてはならない、そうでないと １００μm未満の極めて薄いものが要求された際、圧延は商業上、実施不能とな る。圧延後、フォイルは圧延用潤滑剤を除くために十分に高い温度に、しかして 、隣り合うフォイルのシートが粘着し合うことのない高温に加熱されねばならな い。 この温度域は極めて狭く、通常２２０−３００℃であり、これはフォイルの最終 焼鈍温度に落着く。この焼鈍処理の間、再結晶が行なわれるが、小さなグレイン サイズが望まれる場合は結晶粒成長となるような不連続な再結晶と云うよりは、 小さなグレインサイズを得るための連続的再結晶とすることが必要となる。万一 、大きなグレインサイズがあると、フォイルは機械的性質を低下してしまう。こ れらの臨界的なパラメーターはＡl−Ｆe−Ｍn系合金の使用によって永きにわた って達成されてきた一方、これが固溶体強化と組み合って達成され得るかについ ては明らかではない。そして事実、本発明者らの知見によると、添加されるべき 溶質の性質及びその量は臨界的に制限されると云うことである。 本発明の一つの特徴は、以下の重量％の組成範囲の合金よりなるアルミニウム フォイルを提供するにある： Ｆe １.２−２.０％ Ｍn ０.２−１.０％ Ｍg及びもしくはＣu ０.１−０.５％ Ｓi 最大 ０.４％ Ｚn 最大 ０.１％ Ｔi 最大 ０.１％ 残部は商業的純度を有するＡlで当該フォイルは５μm未満の平均グレインサイズ を備えてなる。 本発明の別の特徴は、記述した組成のアルミニウム フォイルであって、少な くとも５０容量％の圧延のままの集合組織が最終焼鈍の後、残留してなるアルミ ニウム フォイルを提供することである。 本発明の更に別の特徴は、記述した組成のアルミニウム フォイルであって、 最終焼鈍後の製品の結晶集合組織が残留圧延集合組織からなるアルミニウム フ ォイルを提供するにある。 アルミニウム フォイルは好ましくは１００μm未満、とりわけ５−４０μmの 範囲、例えば１０−２０μmの厚みを有する。本発明のフォイルの改善された機 械的強度は市販される薄い規格を可能とする。 Ｆe及びＭnは、前述のイギリス特許１ ４７９ ４２９に述べられているように 分散強化の性質を付与するために存在する。望ましくはＦe含有量は１.４−１. ８％、Ｍn含有量は０.３−０.６％、そしてＦe＋Ｍnの含有量は１.８−２.１５ ％である。 溶融物のＦe＋Ｍnの濃度が２.１５の値を超えると、粗い初期の金属間化合物 粉粒(典型的には最大１００μmまでの長さ)が凝固の間出現するが、これは溶融 物の分布系のうち冷えた部分のＦe及びＭn相の核生成の結果による。これらの粗 い粉粒は後続する工程の間、幾分崩壊するが、なお比較的粗い非変形性の粉粒と して最終製品中に残る。シート製品の場合、これは重要な問題を惹起しないが、 フォイル製品の場合はロール加工されたストリップ中にピンホールを形成する問 題及び工程中過度のストリップ破壊の問題を惹き起す。この次第で初期の金属間 化合物粉粒を生じない組成物を鋳造することが望まれるわけで、これはフォイル 製品に向けられた本発明の使用にとってＦｅ及びＭｎのレベルの上限の制約を課 するのである。 Ｍg及びもしくはＣuは固溶体強化のため加えられるが、その量は０.１−０.５ ％、望ましくは０.１５−０.３５％である。この範囲の下限に於いては強化は殆 んど認められない。上限に於いては溶質が不連続な再結晶を助勢し、望まない結 晶粒成長を結果すると云う危険がある。この危険は特に比較的高温な焼鈍温度の 場合に判然としている。実施例に示したように、Ｍgは同一濃度のＣuに較べてよ り良い固溶体強化の結果を与えるので、望ましい。 本発明者は他の固溶体強化の要素についても試みてきたが、最終焼鈍の間、不 連続な再結晶を惹起する傾向があること或いはそうでなくとも不満足となること を知見した。ここよりＭg及びＣuのみが固溶体強化用に使える２つの添加物であ るものと考えている。 Ｓi及びＺnは、ＡＡ８００６及びＡＡ８０１４のＡＡ仕様に含まれている。し かし、Ｓi及びＺnはここでは故意に含まなくてもよい。本発明の利点の一つはリ サイクルされたスクラップメタルがフォイルを作るのに用いられると云うことで ある。フォイルは５μm未満、好ましくは３μm未満の平均グレインサイズを有す るよう特定される。グレインサイズはほぼ均等で最終焼鈍の間、連続再結晶の結 果として得られることが望まれる。これに代わって不均一なグレインサイズであ っても最終焼鈍の間に大きな不連続な再結晶の発生が避けられるのであれば差し 支えない。例えば、結晶粒の大多数が２−３μmのグレインサイズであって残る 少数が１０−３０μmである場合、この複合グレインサイズ構成はフォイルの延 性を低減するが、なお全体の性質は満足できる。 グレインサイズは平均線分切断長さ法(mean linear intercept method)によっ て決まる。供試合金の一断面の顕微鏡写真に関し、長さの知られた１本の線(例 えば、１本の直線もしくは円弧)を引き、結晶粒界に対して横切る線の数を計算 する。平均線分切断グレインサイズ(平均グレインサイズ)は上記の横切る切断の 数をもって当該線分の長さを除した値である。 フォイルは概して異方性である。冷間圧延は圧延のままの集合組織を典型的な 溶質希薄なるアルミ合金(dilute Ａl alloy)のそれに発展せしめる。 集合組織は通常６つのパラメーター[キューブ(cube)、ゴス(goss)、カッパー( copper)、エス(Ｓ)、ブラス(brass)及びランダム(random)]による結晶方位分布 関数(orientation distribution function)に基づいて測定される。 通常、これらパラメーターは適性なミラー指数(Ｍiller indices)の廻りに± １５°の広がりで方向付けられている結晶の体積分率によって通常測定され、上 記ミラー指数は各々｛００１｝〈１００〉，｛１１０｝〈００１〉，｛１１２｝ 〈１１１〉，｛１２３｝〈６３４〉，｛０１１｝〈２１１〉(残りの体積分率は ランダム成分)である。 カッパー、エス及びブラス成分は、冷間圧延によって発生する。不連続な再結 晶は圧延のままの集合組織を破壊したり、キューブ及びもしくはゴス及びもしく はランダムの形成を援助する傾向にある。本発明のフォイルに於いてはカッパー 、エス及びブラス成分により代表される加工集合組織の５０容量％、望ましくは ７ ５容量％が最終焼鈍後に残留している。この最終焼鈍品の結晶集合組織は望まし くは圧延製品とほぼ同一であって、再結晶集合組織成分の重要な基準を持たない ことである。 本発明のフォイルが溶質不在の対応物に較べて表面粗度を大きく取れると云う ことは意外な知見である。この粗度の増加はサブストレートの表面縦断面の光学 的測定［Ｐrofilometry(Ｐerthometre・・・この測定を実施する市販の器具、商 品名)］を用いて、本発明(実施例２)のフォイルについてはＲa（中心線平均粗さ ）を０.３８とし、一方、Ｍgを含まない市販の対応フォイルについては、Ｒaを ０.２４として比較した。粗い方の表面はフォイルのつや消しを良くしている。 本発明のアルミニウム フォイルを製造するには、所望の組成のアルミニウム 溶融物が、例えばダイレクト チル鋳造(Ｄ.Ｃ)或いはこれに代わってロール鋳 造、ベルト鋳造又は他の知られた鋳造技術によって鋳造される。鋳造金属はこれ に続く圧延工程で、通常の方法をもって圧延され要求されたフォイル厚みに薄化 される。これらの工程は典型的には、熱間圧延、これに続く冷間圧延、恐らく１ つもしくはそれ以上の中間焼鈍工程を含む。最後に、フォイルは圧延用潤滑剤を 除去するに十分な温度に加熱される。加熱速度は、望むらくは時間当たり１℃− １００℃である。上述より気付かれるように、この温度は典型的には２２０−３ ００℃の範囲、望ましくは２３０−２８０℃、更に望ましくは２３０−２５０℃ であり、またこの温度はフォイルの連続再結晶をもたらす。 本発明アルミニウム フォイルは圧延用潤滑剤による表面汚れが実質的にない ことが好ましい。本発明の技術的基礎は、本発明者の当今の理解によると、以下 の文章によって説明される。 最終焼鈍の後、冷間圧延された基体(substructure)の順次の粗大化、これはと きには連続再結晶と呼ばれて強度と成形性の良き組み合わせを達成するものであ るが、これによって達成すべき微細なグレインサイズをもたらすアルミニウム合 金の範囲は知られている。アルミニウム フォイル製品の最終焼鈍の間、成形性 を著しく低減し、荷重をかけている間、歪みの偏りの結果、しばしば早期の破損 を導く大きな再結晶グレインサイズの発生を避けることが重要である。 これらの結晶粒は第１級の不連続態様にて形成され、これによって個々の結晶 粒が核となって大きなサイズに成長する。この種の合金に於いて、不連続から連 続した再結晶への移行は冷間圧延のレベルがフォイル圧延に典型的な臨界レベル より上にあるとき現出する。 もし、成形性のない金属間粒子の濃度が十分に高い場合、例えば、ＡＡ８００ ６やＡＡ８０１４のようなＡl−Ｆe-Ｍn合金の凝固過程で生成するＦeＡl₆及び ／又は(ＦeＭn)Ａl₆の共晶棒状粒子があるならば、高変形の加工後では、これら の粒子は、アルミニウム／粒子界面の連続性を維持するためにこれらの粒子に関 連した転位の活動を増加させるに違いない。通常の溶質の無い条件下では、これ らの転位は、それ自身、転位壁あるいは亜粒界中に再配列することができる。加 工が進行すると圧延過程で生成した幾何学的に必要な転位は亜粒界に移動し、そ こで回復し続け、亜粒界間の結晶方位のずれを増加し続ける。その結果、これら の亜粒界は、隣接の亜粒界とは大きな方位のずれに、即ち、大傾角粒界になるで あろう。これらの亜粒界が焼鈍されると、それらは同じ速度で全部移動すること ができ、こうして連続的な再結晶を促進する。さらに、これは新たに破砕された 共晶の棒状粒子が結晶粒界をピン止めして、高速の結晶粒成長を防止する可能性 によっても援助される。インゴットの熱間工程で形成されたディスパーソイド(d ispersoid)もまたピン止め過程を助ける。 このようにして、通常の(溶質無し)ＡＡ８００６は、焼鈍後に微細なグレイン サイズを達成し、微細グレインサイズが、これの合金に強度と靭性の良好なバラ ンスを与えている。強度は、グレインサイズ(または、サブーグレインサイズ)と 逆比例し、d^-1関係に従う。 本発明は、この強化機構を、固溶体強化の付加的な強化機構を使用しながら、 維持している。もし、溶質の添加量が高すぎると、最終の焼鈍でグレインサイズ を制御する可能性が失われ、グレインサイズによる強化と成形性とが低下する。 多分これが、動的な回復が圧延中で妨げられ、これにより不連続再結晶への駆動 力(driving force)が増加するからである。これはまた、圧延後の強度が大きく なるから必要な薄さ規格寸法にフォイルを圧延することを益々困難にし、このタ イプの溶質無し合金に通常見られる圧延軟化が失われる。 圧延過程での大傾角結晶粒界への転位の再配列の別の特徴は、大抵のアルミニ ウム合金と関連した通常の圧延硬化の代わりに、圧延変形量が増加するほどフォ イルの強度が低下すること(圧延軟化)である。合金へ溶質を添加することは、転 位が亜粒界中の低エネルギー形態に再配列する可能性を妨げ、起こるはずの圧延 軟化を妨げることになろう。こうして、もし、多量の溶質が添加されれば、フォ イルの冷間圧延後の強度は非常に増加し(４００μmから５μmの範囲で)、家庭用 フォイルの包装への適用に必要とされる規格寸法に材料を圧延することの可能性 がなくなるであろう。 添付図面を参照すると、 図１は、１４０μmに圧延した実験室的処理合金の引張強さに及ぼす焼鈍温度 の影響を示す。 図２は、１４０μmに圧延した実験室的処理合金の引張降伏力に及ぼす焼鈍温 度の影響を示す。 図３は、１４０μmに圧延した実験室的処理合金の引張伸びに及ぼす焼鈍温度 の影響を示す。 図４aと図４bは、焼鈍前後のフォイル試料の極点図を示す。 実施例１実験室処理 種々のレベルの銅とマグネシウムの添加量の効果が、１.６％Ｆe、０.４０％ Ｍn、０.１５％Ｓiの合金(図中で８００６と表示)と、０.２％及び０.４％のＣu 又はＭgを含有して一部変更した合金との断面２００mm×７５mmＤＣインゴット の実験室処理を使用して調査された。 このインゴット断面についての冷却温度では、溶質の添加は、好ましい共晶棒 状粒子が生成するのを妨げず、極く僅かの粗大化が見られるだけである。 上記インゴットは、商業用の熱間処理と同様に、５２５℃に加熱されて２０mm に熱間圧延され、３３０℃で３時間で焼鈍された。その後、その材料は、４.５m mに冷間圧延され、３６０℃で中間焼鈍され、１４５μmにまで冷間圧延された。 これは、１４μmの家庭用のフォイルの圧延で到達する変形量の水準を再現して いる。表１は、材料の引張強さに及ぼす圧延の圧下率の効果を示している。固溶 体強化剤の添加は、ＡＡ８００６について起こるべき通常の圧延軟化を妨げ、従 って、添加することができて、しかも薄い寸法の生産物を商業的に圧延できるよ うな溶質の添加量に上限を強いる。 １４０μmのフォイルは、２５℃／時間の昇温を含むバッチ式焼鈍のシュミレ ーションを利用した温度範囲で２時間焼鈍され、長手方向の引張特性が測定され た。５種類の合金について、引張強度(ＵＴＳ)、０.２％耐力、及び破断に至る 伸びの変化がそれぞれ図１、２及び３に示してある。溶質添加物を含む全ての合 金は、溶質無しのＡＡ８００６よりＵＴＳの改善を示して、その改善は、２２０ 〜２６０℃の範囲の温度で商業的に利用可能な焼鈍後で、２０ないし４０ＭＰa のオーダにある。しかしながら、調査された最高温度(３００℃)での焼鈍後は、 ０.２％添加よりも高い濃度の合金であるほど、強度が低くなる。このことは、 耐力のデータ中でより明白であり、高い濃度の合金には、不連続的再結晶に起因 したグレインサイズの制御の喪失の結果として強度の低下がある。このことはま た、焼鈍後の結晶粒組織の光学顕微鏡観察によっても確認されており、最高温度 で焼鈍した溶質含有合金には粗粒域が存在している。グレインサイズ制御の喪失 は、しばしば加工性と靭性に関連する。もっとも、ここで試験したかなりの厚み 寸法(１４０μm対１４μm)が歪みの局在化を妨げる結果として、靭性はここでは 何の低下も示さない。０.４％含有合金で高温側でグレインサイズの制御を喪失 することは、粗大な再結晶粒に起因した強度の低下(特に、降伏強度)の問題に立 ち入ることなく、固溶体強化のために添加できる溶質の量に上限があることを示 す。 実施例２プラント試験 標準のＡＡ８００６組成を超える十分な強度増加を達するように希望して、フ ルスケールの処理試験が、ＡＡ８００６に０.２wt％Ｍgを加えた合金でなされた 。これは、１６００mm×６００mm断面のインゴットとして、ＤＣ鋳造さされた。 インゴットは、３mmへの熱間圧延と、４５０μmへの冷間圧延と、３６０℃での 中間焼鈍とから成る処理経路で処理された。 圧延のままのフォイルの引張試験は、標準的なＭg無し型よりも際立った高い 降伏応力を示した。 商業的バッチ式焼鈍は、室温から焼鈍温度まで少なくとも８時間の加熱サイク ル中で２２０〜２６０℃で実施されている。好ましくは、金属は少なくとも３０ 分間はその温度範囲に保持される。全サイクル時間は、コイルの幅に依存する。 そのプラントで焼鈍されたフォイルの引張特性が表２に示され、この表は、ＡＡ ８００６を超える際立った強度改善がなされたことを示している。プラント試験 の結果は、明らかに、大断面のＤＣ鋳造インゴットに添加でき、且つ、連続的な 再結晶のために要求されるミクロ組織を得るにはマグネシウム量に上限があるこ とを証明している。 圧延の過程は、結晶塑性の結果としての高度の異方性であり、優先結晶方位あ るいは結晶学的集合組織を備えた製品に必然的に導くものである。結晶学的集合 組織を記述するために、あるシステムが考案されており、これは、試料上の参照 方位を大多数の結晶粒の結晶学的方位と極点図と呼ばれる簡単な図表上で関係づ けるのを可能にするものである。金属中の結晶学的集合組織を測定する技術は、 よく確立されており、優れた参考書には、ＨatherleyとＨutchinsonの“Ａn Ｉn troduction to Ｔextures in Ｍetals”(Ｔhe Ｉnstitute of Ｍetallurgists， Ｍonograph，Ｎo．５，１９７９)がある。 焼鈍前後のフォイル試料の結晶がある集合組織は、１４μmフォイルから作っ た積層体からのＸ線回析を利用して決定された。図４aと図４bとは、圧延方向( 垂直)、幅方向(水平)及びフォイル面法線(紙面内)に相対的に向けられたアルミ ニ ウム｛１１１｝面から形成した極点図を示している。図４aは、圧延のままのフ ォイルである。図４bは、焼鈍放しのフォイルである。等高線のレベルは、１.０ ０、１.６２、２.２２、２.８０、３.４０、４.００、４.６０である。これは、 結晶学的集合組織が基本的には焼鈍によって変化しないこと、即ち、その組織は 、残留した圧延集合組織であることを示す。他のアルミニウム反射に対応する極 点図も得られており、それから圧延と焼鈍との条件で、結晶方位分布関数(ＯＤ Ｆ)が作られている。特定の集合組織成分の体積分率がＯＤＦから導き出されて おり、これらは表３に示してある。 １４μmフォイルのグレインサイズが、商業的焼鈍後において、平均線分切断 長さ法を使用して決定された。これは、透過型電子顕微鏡(ＴＥＭ)で得られる顕 微鏡写真上で実施された。全長１mmの線分長さが試験され、平均線分切断長さに よるグレインサイズは３.１μmと決定された。

【手続補正書】特許法第１８４条の８ 【提出日】１９９６年４月２日 【補正内容】 この温度域は極めて狭く、通常２２０−３００℃であり、これはフォイルの最終 焼鈍温度に落着く。この焼鈍処理の間、再結晶が行なわれるが、小さなグレイン サイズが望まれる場合は結晶粒成長となるような不連続な再結晶と云うよりは、 小さなグレインサイズを得るための連続的再結晶とすることが必要となる。万一 、大きなグレインサイズがあると、フォイルは機械的性質を低下してしまう。こ れらの臨界的なパラメーターはＡl−Ｆe-Ｍn系合金の使用によって永きにわたっ て達成されてきた一方、これが固溶体強化と組み合って達成され得るかについて は明らかではない。そして事実、本発明者らの知見によると、添加されるべき溶 質の性質及びその量は臨界的に制限されると云うことである。 本発明の一つの特徴は、以下の重量％の組成範囲の合金よりなるアルミニウム フォイルを提供するにある： Ｆe １.２−２.０％ Ｍn ０.２−１.０％ Ｍg及びもしくはＣu ０.１−０.５％ Ｓi 最大 ０.４％ Ｚn 最大 ０.１％ Ｔi 最大 ０.１％ 残部は商業的純度を有するＡ1で、焼鈍後の当該フォイルは５μm未満の平均グレ インサイズを備えてなる。 本発明の別の特徴は、記述した組成のアルミニウム フォイルであって、少な くとも５０容量％の圧延のままの集合組織が最終焼鈍の後、残留してなるアルミ ニウム フォイルを提供することである。 本発明の更に別の特徴は、記述した組成のアルミニウム フォイルであって、 最終焼鈍後の製品の結晶集合組織が残留圧延集合組織からなるアルミニウム フ ォイルを提供するにある。 アルミニウム フォイルは好ましくは１００μm未満、とりわけ５−４０μmの 範囲、例えば１０−２０μmの厚みを有する。本発明のフォイルの改善された機 請求の範囲 １．重量％で以下の組成範囲の合金より成るアルミニウム フォイル： Ｆe １.２−２.０％ Ｍn ０.２−１.０％ Ｍg及び／もしくはＣu ０.１−０.５％ Ｓi 最大 ０.４％ Ｚn 最大 ０.１％ Ｔi 最大 ０.１％ 残部は少なくとも商業的純度のＡlで、焼鈍後の上記フォイルが５μm未満の平均 グレインサイズを備えている。 ２．重量％で以下の組成範囲の合金より成るアルミニウム フォイル： Ｆe １.２−２.０％ Ｍn ０.２−１.０％ Ｍg及び／もしくはＣu ０.１−０.５％ Ｓi 最大 ０.４％ Ｚn 最大 ０.１％ Ｔi 最大 ０.１％ 残部は少なくとも商業的純度のＡlで、圧延及びこれに続く最終焼鈍にて製造さ れ、この焼鈍後に少なくとも５０容量％の圧延のままの集合組織が残留してなる 。 ３．重量％で以下の組成範囲の合金より成るアルミニウム フォイル： Ｆe １.２−２.０％ Ｍn ０.２−１.０％ Ｍg及び／もしくはＣu ０.１−０.５％ Ｓi 最大 ０.４％ Ｚn 最大 ０.１％ Ｔi 最大 ０.１％ 残部は少なくとも商業的純度のＡlで、最終焼鈍品の結晶集合組織が残留圧延組 織からなる。 ４．請求の範囲１乃至３のいずれかに於いて、フォイルの厚みが４０μmもし くはそれ未満であるアルミニウム フォイル。 ５．請求の範囲１乃至４のいずれかに於いて、合金組成が、 Ｆe １.４−１.８％ Ｍn ０.３−０.６％ Ｆe＋Ｍn １.８−２.１５％ Ｍg ０.１５−０.３５％ Ｓi 最大 ０.４％ 残部が商業的純度のＡlより成るアルミニウム フォイル。 ６．請求の範囲１乃至５いずれかのアルミニウム フォイルの製造方法であっ て、所望の組成のビレットを用意すること、このビレットをフォイルに変換する こと、及びこのフォイルを２２０℃−３００℃で焼鈍することより成る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ， ＤＫ，ＥＳ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，Ｍ Ｃ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ， ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＫＥ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ)， ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，Ｃ Ｈ，ＣＮ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ ，ＧＥ，ＨＵ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ， ＬＫ，ＬＲ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＮ，Ｍ Ｗ，ＭＸ，ＮＬ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＴＪ，ＴＴ，ＵＡ， ＵＧ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ (72)発明者 マーシャル，グリーム・ジョン イギリス、オーエックス17・２ディワイ、 ノーサンプトンシャー、エヌアール・バン ベリー、グレートワース、ザ・シーダーズ ２番 (72)発明者 リックス，リッキー・アーサー イギリス、オーエックス８・８エイキュ ー、オクスフォードシャー、フリーラン ド、ロスリン・ロード（番地の表示なし) “トレジェッツ"

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．重量％で以下の組成範囲の合金より成るアルミニウム フォイル： Ｆe １.２−２.０％ Ｍn ０.２−１.０％ Ｍg及び／もしくはＣu ０.１−０.５％ Ｓi 最大 ０.４％ Ｚn 最大 ０.１％ Ｔi 最大 ０.１％ 残部は少なくとも商業的純度のＡlで、上記フォイルが５μm未満の平均グレイン サイズを備えてなる。 ２．重量％で以下の組成範囲の合金より成るアルミニウム フォイル： Ｆe １.２−２.０％ Ｍn ０.２−１.０％ Ｍg及び／もしくはＣu ０.１−０.５％ Ｓi 最大 ０.４％ Ｚn 最大 ０.１％ Ｔi 最大 ０.１％ 残部は少なくとも商業的純度のＡlで、圧延及びこれに続く最終焼鈍にて製造さ れ、この焼鈍後に少なくとも５０容量％の圧延のままの集合組織が残留してなる 。 ３．重量％で以下の組成範囲の合金より成るアルミニウム フォイル： Ｆe １.２−２.０％ Ｍn ０.２−１.０％ Ｍg及び／もしくはＣu ０.１−０.５％ Ｓi 最大 ０.４％ Ｚn 最大 ０.１％ Ｔi 最大 ０.１％ 残部は少なくとも商業的純度のＡlで、最終焼鈍製品の結晶集合組織が残留圧延 組織からなる。 ４．請求の範囲１乃至３のいずれかに於いて、フォイルの厚みが４０ｐmもし くはそれ未満であるアルミニウム フォイル。 ５．請求の範囲１乃至４のいずれかに於いて、合金組成が、 Ｆe １.４−１.８％ Ｍn ０.３−０.６％ Ｆe＋Ｍn １.８−２.１５％ Ｍg ０.１５−０.３５％ 残部が商業的純度のＡlより成るアルミニウム フォイル。 ６．請求の範囲１乃至５いずれかのアルミニウム フォイルの製造方法であっ て、所望の組成のビレットを用意すること、このビレットをフォイルに変換する こと、及びこのフォイルを２２０℃−３００℃で焼鈍することより成る。