JP2004522585A

JP2004522585A - 高強度アルミニウム合金箔の製造方法

Info

Publication number: JP2004522585A
Application number: JP2002564160A
Authority: JP
Inventors: イルジューン・ジン; ケビン・ゲイテンビー; クリストファー・ガブリエル
Original assignee: Alcan International Ltd Canada
Current assignee: Rio Tinto Alcan International Ltd
Priority date: 2001-02-13
Filing date: 2002-02-13
Publication date: 2004-07-29
Anticipated expiration: 2022-02-13
Also published as: JP4099395B2; BR0207208A; ATE335865T1; DE60213761D1; WO2002064848A1; BR0207208B1; US20020153069A1; US6531006B2; EP1360341A1; KR20030096258A; KR100850615B1; CA2434841A1; CA2434841C; DE60213761T2; CN1289701C; CN1491289A; EP1360341B1

Abstract

１．２〜１．７ｗｔ％のＦｅ、０．４〜０．８ｗｔ％のＳｉ及び０．０７〜０．２０ｗｔ％のＭｎを含み、残りがアルミニウムと付随的な不純物である合金から形成されたアルミニウム合金箔であり、その箔は、その合金が２５ｍｍ以下の厚さのストリップを形成するために、例えば、ベルト鋳造機で連続ストリップ鋳造され、続いて、中間焼きなまし規格寸法に冷圧延され、その中間焼きなましが２８０℃〜３５０℃の範囲で実行されており、続いて、最終規格寸法に冷圧延されて、最終焼きなましされてなり、高い強度と優れた特性を有する。

Description

【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度アルミニウム合金箔製品の製造方法に関する。特に、連続ベルト鋳造プロセスを用いた新しいアルミニウム合金箔の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
薄い標準規格箔は、通常、ＤＣ又は直接チルキャスティングのような知られたプロセスでアルミニウム合金インゴットを鋳造（キャスティング）することによって作成される。そのインゴットは、通常高温に熱せられて、１〜１０ｍｍの間の再圧延規格厚に熱圧延され、通常０．２〜０．４ｍｍの箔素材規格厚に冷圧延される。そのストリップ（細長い片）は、しばしば冷圧延プロセス中に中間焼きなまし処理される。その箔素材は、５〜１５０ミクロンの最終箔厚にするためにさらに冷圧延処理される。
【０００３】
そのような箔を製造する原点である連続ストリップ鋳造を使用すると、熱圧延の前の均質化が必要でなく、再圧延規格寸法を形成するための熱還元の量が極めて減少するので、コスト面で有利である。高容量連続鋳造が必要とされる場合には、ツインベルト鋳造が好ましい連続鋳造である。しかしながら、連続ストリップ鋳造プロセスは、固化中にＤＣ鋳造における状態とは異なる冷却状態を利用し、熱圧延の前の高温均質化ステップがない。結果として、連続ストリップ鋳造プロセスは、通常、ＤＣ鋳造及び均質化によって準備された合金に使用される場合、異なる金属間種の形成をもたらす。連続ストリップ鋳造においては、鋳造中におけるストリップの冷却率は、大型のインゴットの冷却率より通常は高い（場合によっては非常に高い）。連続ストリップ鋳造プロセスで処理されるそのような合金はまた、溶解成分が高い過飽和状態にある箔材料となり、望ましくない硬化性又は軟化性を有し、最終規格厚にするための箔素材の圧延、及び最終規格厚製品の性質の制御が困難になる。
【０００４】
例えば、１３０ＭＰａ又はそれより高い究極の引っ張り強度（ＵＴＳ）レベルを有する超高強度箔といわれるものはどのようなものか非常に興味がある。この強度は、普通のＡＡ１ｘｘｘ合金箔（６０−９０ＭＰａ）又はより高いＡＡ８０２１−タイプ合金箔（９０−１２０ＭＰａ）の強度に比較しても非常に高い。超高強度箔を生産する１つの方法では、ＡＡ８００６−タイプ合金がツイン圧延鋳造機で鋳造され、圧延鋳造材料が次の特定された処理ルートにぴったり合うように処理される。ＡＡ８００６−タイプ合金は、シリコンが０．４重量パーセント以下、鉄が１．２重量％〜２．０重量％、マンガンが０．３重量％〜１．０重量％であり、残りがアルミニウムと普通の不純物からなる規格組成を有している。ＡＡ８００６合金がベルト鋳造機で鋳造される場合、得られるストリップは、ツイン圧延鋳造ストリップと同じ微細構造にはならない。例えば、過酷なシェル歪みが金属間サイズ及び微細構造の制御にマイナスの影響を与える濃度の広範囲な変化を発生させる。それゆえ、望ましい構造が最終焼きなましによって得られない。このように、ベルト鋳造方法では超高強度箔を製造することができなかった。
【０００５】
ツイン圧延鋳造を用いた高強度アルミニウム箔を製造するプロセスは、古川アルミの特許（日本）第１０３４５４８に記載されている。そのプロセスは、０．８〜２ｗｔ％のＦｅ、０．１〜１ｗｔ％のＳｉ、０．０１〜０．５ｗｔ％のＣｕ、０．０１〜０．５ｗｔ％のＭｇ及び０．０１〜１ｗｔ％のＭｎを含むアルミニウム合金を使用している。Ｔｉ及びＢがまた、結晶に精製レベルで含まれていた。その合金は、０．５〜３ｍｍにツイン圧延鋳造され、そして箔に鋳造される。２００〜４５０℃の熱処理もまた含まれていた。
【０００６】
三菱の特開平３−１５３８３５号公報には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ合金で作製されたフィン材料が記載されている。その合金は、３０ｍｍの厚さに鋳造され、中間焼きなましとともに熱圧延及び冷圧延されるが、最終焼きなましはない。
【０００７】
アルコアは、米国特許第５，３８０，３７９で、約１．３５〜１．６ｗｔ％の鉄、約０．３〜０．６ｗｔ％のマンガン、約０．１〜０．４ｗｔ％の銅、約０．０５〜０．１ｗｔ％のチタン、約０．０１〜０．０２ｗｔ％のホウ素、約０．２ｗｔ％までのシリコン、約０．０２ｗｔ％のクロム、約０．００５ｗｔ％のマグネシウム及び約０．０５ｗｔ％の亜鉛を含むアルミニウム合金から、ツイン圧延鋳造機を使用して箔を作る方法を開示している。その合金は、鋳造され、それから冷圧延の前に約４６０〜５００℃で熱処理されていた。
【０００８】
アルミニウム箔を製造する他の方法は、昭和の特許（日本）第６２２５０１４４に開示されている。ここでは、０．７〜１．８ｗｔ％のＦｅ、０．２〜０．５ｗｔ％のＳｉ及び０．１〜１．５ｗｔ％のＭｎを含むアルミニウム合金が使用されていた。その手順には、直接チル鋳造、均質化、冷圧延の前の熱圧延ステップを含む。
【０００９】
スイスアルミニウムの米国特許第４，６７１，９８５には、０〜０．５ｗｔ％のＳｉ、０．８〜１．５ｗｔ％のＦｅ及び０〜０．５ｗｔ％のＭｎを含むアルミニウム箔が開示されている。熱圧延されたストリップ鋳造の後、中間焼きなましをすることなく冷圧延される。
【００１０】
ＷＯ９８４５４９２は、０．２〜０．５ｗｔ％のＳｉ、０．４〜０．８ｗｔ％のＦｅ、０．１〜０．３ｗｔ％のＣｕ及び０．０５〜０．３ｗｔ％のＭｎを含むアルミニウム合金から作られたアルミニウム箔を開示している。その合金は、連続鋳造され、冷圧延され、２５０〜４５０℃の温度で中間焼きなましされ、最終規格厚に冷圧延され、約３３０℃で最終焼きなましされる。
【００１１】
本発明の目的は、ＡＡ８００６を直接チル又はツイン圧延鋳造することによって製造された高強度アルミニウム箔と同等の性質を有する新規の高強度アルミニウム箔を、連続ストリップ鋳造を使用して製造することにある。
【００１２】
本発明の別の目的は、高い生産効率を有する連続鋳造手順によって高強度合金を製造することにある。
【発明の開示】
【００１３】
本発明によれば、連続ストリップ鋳造を使用して高強度アルミニウム合金箔を製造する問題は、新しい合金組成と新しいプロセス手順によって解決された。使用された合金は、１．２〜１．７ｗｔ％のＦｅ、０．４〜０．８ｗｔ％のＳｉ及び０．０７〜０．２０ｗｔ％のＭｎを含み、残りがアルミニウムと付随的な不純物であるものである。上記合金は、それから、２５ｍｍ以下、好ましくは、５〜２５ｍｍの鋳造厚に、連続ストリップ鋳造機で鋳造され、続いて、中間焼きなまし規格寸法に冷圧延される。その中間焼きなましは、２８０℃〜３５０℃の範囲で実行され、続いて、最終規格寸法に冷圧延されて、最終焼きなましされる。
【００１４】
その中間焼きなましは、通常、２〜８時間継続され、最終焼きなましは、好ましくは、２５０〜３００℃の温度で１〜６時間行われる。連続ストリップ鋳造は、好ましくはベルト鋳造機で行われ、中間焼きなまし規格寸法は、典型的には、約０．５〜３．０ｍｍである。
【００１５】
上記合金において、従来のＡＡ８００６合金に比較して、Ｓｉ含有量は多く、Ｍｎ含有量は少なくなっている。これによりＡＡ８００６合金の局在不均一冷却の問題が解決され、中間焼きなまし温度範囲を注意深く選択することにより安定した回復された構造が得られる。この安定した回復された構造の結晶粒径は、通常、１〜７μｍレンジである。
【００１６】
合金中の鉄は、強度を強くする成分であり、プロセス中の、鋳造中に金属間粒子（それらは通常、圧延によってより小さい粒径になる）を、続く熱処理で分散質（通常、０．１ミクロン又はそれ以下の微粒子である）を形成する。もし、Ｆｅが１．２ｗｔ％より少ないと、強い箔を作るという鉄の効果は十分でなく、もし、Ｆｅが１．７ｗｔ％を超えると、鋳造中に、圧延及び箔製品の品質に有害な大きな一次の金属間粒子を形成する危険がある。
【００１７】
合金中のＳｉは、鋳造ステージにおける鋳造性と鋳造構造の均一性を改善する。それはまた、焼きなましステージ中において、溶解された溶解元素の沈殿を加速させる。もし、Ｓｉが０．４ｗｔ％より少ないと、鋳造が困難となり鋳造構造の均一性が劣化する。もし、Ｓｉが０．８ｗｔ％を超えると、再結晶化温度が低くなり、最終焼きなまし温度範囲が狭くなりすぎる。
【００１８】
合金中のＭｎは、回復プロセスを制御、それゆえ、最終焼きなまし後の箔の結晶粒径の制御のために必要とされる。もし、Ｍｎが０．０７ｗｔ％より少ないと、その成分の効果が十分でなく、安定した回復構造が得られない。もし、Ｍｎが０．２０ｗｔ％を超えると、最終焼きなまし後の材料の延性が低くなりすぎる。
【００１９】
連続鋳造ストリップは、中間焼きなましが行われる中間焼きなまし規格寸法に冷圧延される前に約１〜５ｍｍの規格厚に熱圧延されていればよく、２５ｍｍまでの鋳造厚（鋳造したままの厚さ）を有していてもよいが、好ましくは、１０ｍｍ以下、最も好ましくは、５〜１０ｍｍにする。この厚さのストリップは、冷圧延の前に、いかなる熱圧延も必要でない。そのストリップは、好ましくは、冷圧延中に約０．５〜０．８ｍｍの厚さにされる。
【００２０】
ストリップは、ベルト鋳造機で連続鋳造されることが好ましい。ベルト鋳造とは、柔軟で冷却されたベルトが動いている間に実行される連続ストリップ鋳造形式である。適切な冷却をするために、ストリップをベルトで加圧してもよいが、好ましくは、固化している間はストリップを加圧しないほうがよい。通常、ベルト鋳造機は、ストリップを約２５ｍｍ以下の厚さに鋳造し、好ましくは、約５ｍｍ厚以上に鋳造する。本発明の鋳造合金に対する冷却率は、通常、約２０〜３００℃／秒の間にある。
【００２１】
連続鋳造ストリップは、最終箔材料において得ることができるＵＴＳを低くする効果を有しているので、後のいかなる圧延ステップの前においても均質化される必要はない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
実施例１．
一連のテストは、実験用ベルト鋳造機で行われた。合金は、以下の表１に示したものを用いた。
【００２３】
表１

【００２４】
鋳造ストリップ（鋳造したままのストリップ）は、公称７．３ｍｍ厚であり、全ての鋳造物はシェル歪みはなかった。鋳造は、ツインベルト鋳造機上において１．５〜３．８ＭＷ／ｍ２の範囲の熱流で行われた。これは、１５０から４２０℃／ｓの間の鋳造ストリップを貫く平均冷却率に相当する。
【００２５】
全ての鋳造ストリップサンプルは、切断され、磨かれ、硫酸溶液中で陽極酸化される。結果は、合金１，２，３，４および６は、構造的に均一であるが、合金５は、非均一鋳造構造を示した（異なる金属間粒子が、固体化中に１つの位置から他の位置に形成された。）。それゆえ、この合金は更なる処理はしなかった。
【００２６】
中間焼きなまし処理の効果と最終焼きなましステップにおける材料の部分焼きなまし反応に関する合金組成を調べるために、特に、２５０〜３００℃の熱処理によりその材料が安定した回復形態になるかどうかを見るために、全ての鋳造ストリップ（鋳造物Ｎｏ．５を除く）を処理して次のような引っ張り試験を行った。

【００２７】
鋳造物Ｎｏ．２の試験結果の代表例が図１に示されている。これは、４つの異なる温度で中間焼きなましされたその合金の部分焼きなまし反応曲線を示している。部分焼きなまし反応は、使用された中間焼きなまし条件に大きく依存することを示している。中間焼きなまし温度が２５０℃より低か又は３５０℃より高い場合、材料はいかなる安定した回復形態にはならない。例えば、引っ張り特性は回復温度範囲において急激に変化する。これに対して、材料を３００℃で中間焼きなましした場合、最終焼きなましステージにおいて、極めて安定した回復形態に発展している。例えば、２５０〜３００℃におけるＵＴＳ値は、急激に変化することはない。
【００２８】
２５０℃と３００℃における最終焼きなまし後の合金の種類による引っ張り特性は、以下の表２に示す。
表２．

【００２９】
表２に示したＵＴＳ低下は、最終焼きなまし温度を２５０℃から３００℃に増加させたときに生じる強度の減少を示している。これは、最終焼きなましの間の温度範囲における強度安定性を示している。良好な高強度品質箔には、最終製品形態における高い強度だけではなく、最終焼きなまし温度範囲において、良好な延性及び良好な強度が要求される。最終焼きなまし後の代表的な強度は、１３０ＭＰａ以上、延性は１３％以上の引っ張り伸び率、５０℃を超える温度範囲におけるＵＴＳの低下は２５ＭＰａ以下であるべきである。
【００３０】
表２のデータは、鋳造物Ｎｏ．１（Ｍｎを含まない合金）は、強度が低く過ぎること及びその材料が安定した回復形態をとっていないことにより、いずれの処理条件下でも良質な箔品質基準は満足しないこと、
鋳造物Ｎｏ．２（Ｆｅ、Ｓｉ及びＭｎが本発明の範囲内）は、材料が３００℃で焼きなましされた場合に、良好な品質箔を作ること、
鋳造物Ｎｏ．３（Ｆｅのみが最小値よりわずかに低い）は、３００℃の中間焼きなまし処理されることにより良質な品質基準に近い値を示すこと、
鋳造物Ｎｏ．４は、３００℃と２５０℃の両方の中間焼きなましにおいて良質な品質基準に合致していること、及び、
鋳造物Ｎｏ．６（Ｆｅが低い）は、主として低い延性のために良質の箔を作らないこと、を示している。
【００３１】
このように、表２の実験例は、本発明の合金組成及び中間焼きなまし条件によって、良品質の高強度箔が製造できることを示している。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】図１は、本発明の合金の部分焼きなまし温度に対する強度と伸びの関係を示すグラフである。
【図２】図２は、本発明の合金により作製された箔の透過型電子顕微鏡写真であり、中間焼きなまし温度を変化させ、３００℃で最終焼きなましをしたものをそれぞれ示している。
【図３】図３は、本発明の合金により作製された箔の透過型電子顕微鏡写真であり、３００℃で中間焼きなましをして、３００℃で最終焼きなましをしたものを示している。
【図４】図４は、本発明の合金により作製された箔の透過型電子顕微鏡写真であり、３００℃で中間焼きなましをし、最終焼きなまし温度を変化させたものをそれぞれ示している。

Claims

（ａ）重量パーセントで、１．２〜１．７％の鉄、０．４〜０．８％のシリコン、０．０７〜０．２０％のマンガンを含み、残りがアルミニウムと付随的な不純物である合金を準備することと、
（ｂ）２５ｍｍ以下の鋳造厚を有する鋳造ストリップを形成するために、連続ストリップ鋳造機で上記合金を鋳造するステップと、
（ｃ）上記鋳造ストリップを中間焼きなまし規格寸法に冷圧延するステップと、
（ｄ）２８０℃〜３５０℃で上記ストリップを中間焼きなましするステップと、
（ｅ）中間焼きなましされた上記ストリップを最終規格寸法に冷圧延するステップと、
（ｆ）上記最終規格寸法のストリップを最終焼きなましすることと、
を含む連続ストリップ鋳造機を使用した高強度アルミニウム箔の製造方法。
上記連続鋳造ストリップは、５〜１０ｍｍの間の鋳造厚を有する請求項１記載の方法。
上記連続鋳造ストリップは、ベルト鋳造機で鋳造される請求項１又は２記載の方法。
上記連続鋳造ストリップは、５〜２５ｍｍの間の鋳造厚を有し、その鋳造ストリップは冷圧延に先だって熱圧延される請求項１、２又は３記載の方法。
上記鋳造ストリップは、０．５〜３．０ｍｍの厚さに冷圧延される請求項１〜４のうちのいずれか１つに記載の方法。
上記鋳造ストリップは、０．５〜０．８ｍｍの厚さに冷圧延される請求項５記載の方法。
２８０〜３５０℃の中間焼きなましが２〜８時間行われる請求項１〜６のうちのいずれか１つに記載の方法。
上記中間焼きなましが３００℃の温度で行われる請求項７記載の方法。
最終焼きなましが２５０〜３００℃の温度で行われる請求項１〜８のうちのいずれか１つに記載の方法。
２５０〜３００℃の最終焼きなましが１〜６時間行われる請求項１〜６のうちのいずれか１つに記載の方法。
１．２〜１．７重量％のＦｅ、０．４〜０．８重量％のＳｉ、０．０７〜０．２０重量％のＭｎを含み、残りがアルミニウムと付随的な不純物である合金からなるアルミニウム合金箔であって、最終規格厚さにおけるその箔は、１３０ＭＰａより大きい少なくとも３００℃の温度の焼きなまし後に最大引っ張り強度（ＵＴＳ）を有するアルミニウム合金箔。
最終焼きなまし工程中の上記箔が失う最大引っ張り強度は、焼きなまし温度が２５０〜３００℃に増加する間において２５ＭＰａ以下である請求項１１記載のアルミニウム合金箔。