特許 6402246 高度成形アルミニウム製品用の合金及びその作製方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6402246

(24)【登録日】2018年9月14日

(45)【発行日】2018年10月10日

(54)【発明の名称】高度成形アルミニウム製品用の合金及びその作製方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 21/00 20060101AFI20181001BHJP

   C22F 1/04 20060101ALI20181001BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20181001BHJP

【ＦＩ】

   C22C21/00 L

   C22F1/04 B

   !C22F1/00 602

   !C22F1/00 623

   !C22F1/00 630A

   !C22F1/00 630K

   !C22F1/00 682

   !C22F1/00 683

   !C22F1/00 685Z

   !C22F1/00 691B

   !C22F1/00 691C

   !C22F1/00 692B

   !C22F1/00 693A

   !C22F1/00 693B

   !C22F1/00 694B

   !C22F1/00 694A

   !C22F1/00 694Z

   !C22F1/00 673

【請求項の数】12

【全頁数】13

(21)【出願番号】特願2017-512294(P2017-512294)

(86)(22)【出願日】2015年9月10日

(65)【公表番号】特表2017-531094(P2017-531094A)

(43)【公表日】2017年10月19日

(86)【国際出願番号】US2015049321

(87)【国際公開番号】WO2016040562

(87)【国際公開日】20160317

【審査請求日】2017年3月2日

(31)【優先権主張番号】62/049,445

(32)【優先日】2014年9月12日

(33)【優先権主張国】US

(73)【特許権者】

【識別番号】506110243

【氏名又は名称】ノベリス・インコーポレイテッド

【氏名又は名称原語表記】ＮＯＶＥＬＩＳ ＩＮＣ．

(74)【代理人】

【識別番号】100081422

【弁理士】

【氏名又は名称】田中 光雄

(74)【代理人】

【識別番号】100088801

【弁理士】

【氏名又は名称】山本 宗雄

(72)【発明者】

【氏名】ジョンソン・コ

(72)【発明者】

【氏名】デフン・カン

(72)【発明者】

【氏名】リチャード・ハマートン

【審査官】 川口 由紀子

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１４−０６７６６４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−０８７３０４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００４−０１０９４１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０７−２５６４１６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１４−１９８８７９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２０１６−５２５６３０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２００８−５００４５３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００４−２４４７０１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭５６−１６９７５８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 米国特許出願公開第２０１０／０２１５９２６（ＵＳ，Ａ１）

【文献】 米国特許第０５０４１３４３（ＵＳ，Ａ）

【文献】 米国特許第０３３１８７３８（ＵＳ，Ａ）

【文献】 米国特許出願公開第２００６／００１４０４３（ＵＳ，Ａ１）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ２１／００

Ｃ２２Ｆ １／０４

Ｃ２２Ｆ １／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

０．２５〜０．３５重量％のＳｉと、０．４０〜０．５０重量％のＦｅと、０〜０．４０重量％のＣｕと、１．１０〜１．５０重量％のＭｎと、０．１０重量％以下のＭｇと、０．００１〜０．０５重量％のＣｒと、０〜０．３重量％のＺｎと、０．０１〜０．０９重量％のＴｉと、最大０．１５重量％の不純物とを含み、残りがＡｌであり、Ｍｎ含有分散質が形成された、アルミニウム合金。

【請求項2】

０．２５〜０．３５重量％のＳｉと、０．４０〜０．５０重量％のＦｅと、０．０８〜０．２２重量％のＣｕと、１．１０〜１．３０重量％のＭｎと、０．１０重量％以下のＭｇと、０．００１〜０．０３重量％のＣｒと、０．０７〜０．１３重量％のＺｎと、０．０１〜０．０９重量％のＴｉと、最大０．１５重量％の不純物とを含み、残りがＡｌであり、Ｍｎ含有分散質が形成された、請求項１に記載のアルミニウム合金。

【請求項3】

０．２５〜０．３０重量％のＳｉと、０．４０〜０．４５重量％のＦｅと、０．１０〜０．２０重量％のＣｕと、１．１５〜１．２５重量％のＭｎと、０．１０重量％以下のＭｇと、０．００３〜０．０２重量％のＣｒと、０．０７〜０．１０重量％のＺｎと、０．０１〜０．０９重量％のＴｉと、最大０．１５重量％の不純物とを含み、残りがＡｌであり、Ｍｎ含有分散質が形成された、請求項１または２に記載のアルミニウム合金。

【請求項4】

前記Ｍｎ含有分散質が、各々１μｍ以下の直径を有する、請求項１に記載のアルミニウム合金。

【請求項5】

請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金を含むボトル。

【請求項6】

請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金を含む缶。

【請求項7】

金属薄板を生産する方法であって、
アルミニウム合金を直接チル鋳造して鋳塊を形成することであって、前記アルミニウム合金が、０．２５〜０．３５重量％のＳｉと、０．４０〜０．５０重量％のＦｅと、０〜０．４０重量％のＣｕと、１．１０〜１．５０重量％のＭｎと、０．１０重量％以下のＭｇと、０．００１〜０．０５重量％のＣｒと、０〜０．３重量％のＺｎと、０．０１〜０．０９重量％のＴｉと、最大０．１５重量％の不純物とを含み、残りがＡｌである、形成することと、
前記鋳塊を均質化して、複数のＭｎ含有分散質を含有する鋳塊を形成することと、
前記複数のＭｎ含有分散質を含有する前記鋳塊を熱間圧延して、金属薄板を生産することと、
前記金属薄板を冷間圧延することと、を含む、前記方法。

【請求項8】

前記均質化工程が、二段階均質化サイクルである、請求項７に記載の方法。

【請求項9】

前記二段階均質化サイクルが、
前記鋳塊を少なくとも６００℃のピーク金属温度に加熱することと、
前記鋳塊を、前記ピーク金属温度で４時間以上放置させることと、
前記鋳塊を、５５０℃以下の温度に冷却することと、
前記鋳塊を、最大２０時間放置させることと、を含む、請求項８に記載の方法。

【請求項10】

前記複数のＭｎ含有分散質が、１μｍ以下の直径を有するＭｎ含有分散質を含む、請求項７〜９のいずれかに記載の方法。

【請求項11】

前記アルミニウム合金が、０．２５〜０．３５重量％のＳｉと、０．４０〜０．５０重量％のＦｅと、０．０８〜０．２２重量％のＣｕと、１．１０〜１．３０重量％のＭｎと、０．１０重量％以下のＭｇと、０．００１〜０．０３重量％のＣｒと、０．０７〜０．１３重量％のＺｎと、０．０１〜０．０９重量％のＴｉと、最大０．１５重量％の不純物とを含み、残りがＡｌである、請求項７〜１０のいずれかに記載の方法。

【請求項12】

前記アルミニウム合金が、０．２５〜０．３０重量％のＳｉと、０．４０〜０．４５重量％のＦｅと、０．１０〜０．２０重量％のＣｕと、１．１５〜１．２５重量％のＭｎと、０．１０重量％以下のＭｇと、０．００３〜０．０２重量％のＣｒと、０．０７〜０．１０重量％のＺｎと、０．０１〜０．０９重量％のＴｉと、最大０．１５重量％の不純物とを含み、残りがＡｌである、請求項７〜１１のいずれかに記載の方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

関連出願の相互参照
本出願は、２０１４年９月１２日に出願された、米国仮特許出願第６２／０４９，４４５号の利益を主張し、該出願は、参照により本明細書にその全体が組み込まれる。

【0002】

本発明は、新規合金を提供する。一実施形態では、本合金は高成形性アルミニウム合金である。本発明はさらに、ボトル及び缶を含む、高度成形アルミニウム製品を生産するための、合金の使用に関する。

【背景技術】

【0003】

高度成形缶及びボトルの製造における使用のための、成形性合金が所望される。成形ボトルについて、製造過程には典型的に、絞り及び壁部しごき（ＤＷＩ）過程を使用して、まず円筒を生産することが含まれる。結果として生じる円筒は、次いで、例えば一連の全体ネッキング工程、吹込成型、もしくは他の機械的な成形、またはこれらの過程の組み合わせを使用して、ボトル形状に形成される。かかる過程または過程の組み合わせにおいて使用される任意の合金の需要は複雑である。したがって、ボトル成型過程のための機械的成形及び／または吹込成型の間に高い水準の変形を維持することが可能であり、かつ開始円筒プリフォームを作製するために使用されるＤＷＩ過程で良好に機能する、合金が必要である。加えて、現在の缶体合金ＡＡ３１０４によって示されるもの等の、高速及び高い水準の走行性で、合金からプリフォームを作製するための方法が必要である。ＡＡ３１０４は、鋳造の間に形成され、均質化及び圧延の間に改質される、高い体積分率の粗金属間粒子を含有する。これらの粒子は、ＤＷＩ過程の間、ダイ洗浄において主要な役割を果たし、ダイに溜まった任意のアルミニウムまたは酸化アルミニウムを除去することに役立ち、金属表面の外観及び薄板の走行性の両方を改良する。

【0004】

合金の他の要件は、現在の世代のアルミニウムボトルよりも低重量で、機械的性能（例えば、最終成形製品における、柱強度、剛性、及び最小底部ドーム反転圧力）の目標を満たすボトルを生産することが可能でなければならないことである。設計の大きな修正を伴わずに、より低い重量を達成する唯一の方法は、ボトルの壁の厚さを低減することである。これは、機械的性能要件を満たすことをより一層困難にする。

【0005】

最終要件は、高速でボトルを形成する能力である。商業的な生産において高処理量（例えば、１分間当たり５００〜６００本のボトル）を達成するために、ボトルの形成は、非常に短い時間で完了しなければならない。よって、材料は非常に高い歪み速度を用いて変形させられ得る。アルミニウム合金は、概して室温では歪み速度感受性でないと知られるが、高温成形性は、特にＭｇ含有合金について、歪み速度が上昇すると著しく低減する。当業者に既知のように、低い歪み速度型における形成温度の上昇に関連する破断伸びの増加は、歪み速度を上昇させると段階的に縮小する。

【発明の概要】

【0006】

本明細書では、上昇温度で高歪み速度成形性を示す新規合金が提供される。該合金は、ボトル及び缶を含む、高度成形アルミニウム製品を生産するために使用され得る。本明細書に記載されるアルミニウム合金は、約０．２５〜０．３５％のＳｉ、０．４０〜０．６０％のＦｅ、０〜０．４０％のＣｕ、１．１０〜１．５０％のＭｎ、０〜０．７６％のＭｇ、０．００１〜０．０５％のＣｒ、０〜０．３％のＺｎ、最大０．１５％の不純物を含み、残りがＡｌである（全て重量パーセント（重量％））。いくつかの実施形態では、該アルミニウム合金は、約０．２５〜０．３５％のＳｉ、０．４０〜０．５０％のＦｅ、０．０８〜０．２２％のＣｕ、１．１０〜１．３０％のＭｎ、０〜０．５％のＭｇ、０．００１〜０．０３％のＣｒ、０．０７〜０．１３％のＺｎ、最大０．１５％の不純物を含み、残りがＡｌである（全て重量パーセント（重量％））。いくつかの実施形態では、該アルミニウム合金は、約０．２５〜０．３０％のＳｉ、０．４０〜０．４５％のＦｅ、０．１０〜０．２０％のＣｕ、１．１５〜１．２５％のＭｎ、０〜０．２５％のＭｇ、０．００３〜０．０２％のＣｒ、０．０７〜０．１０％のＺｎ、最大０．１５％の不純物を含み、残りがＡｌである（全て重量パーセント（重量％））。任意選択的に、該合金は０．１０重量％以下の量のＭｇを含む。該合金は、Ｍｎ含有分散質を含み得、各々が１μｍ以下の直径を有し得る。該合金は、直接チル鋳造、均質化、熱間圧延、及び冷間圧延によって生産され得る。いくつかの実施形態では、該均質化工程は、二段階均質化過程である。任意選択的に、該方法は、バッチ焼鈍工程を含み得る。本明細書に記載されるアルミニウム合金を含む製品（例えばボトル及び缶）もまた本明細書に提供される。

【0007】

金属薄板を生産する方法が本明細書でさらに提供される。該方法は、本明細書に記載されるアルミニウム合金を直接チル鋳造して鋳塊を形成する工程と、鋳塊を均質化して複数のＭｎ含有分散質を含有する鋳塊を形成する工程と、該複数のＭｎ含有分散質を含有する該鋳塊を熱間圧延して金属薄板を生産する工程と、該金属薄板を冷間圧延する工程と、を含む。任意選択的に、該複数のＭｎ含有分散質は、１μｍ以下の直径を有するＭｎ含有分散質を含む。いくつかの実施形態では、該均質化工程は二段階均質化過程である。該二段階均質化過程は、該鋳塊を少なくとも６００℃のピーク金属温度に加熱することと、該鋳塊をピーク金属温度で４時間以上放置させることと、該鋳塊を５５０℃以下の温度に冷却することと、最終鋳塊を最大２０時間放置させることと、を含み得る。任意選択的に、該方法は、バッチ焼鈍工程を含み得る。該方法に従って得られる製品（例えばボトルまたは缶）もまた本明細書で提供される。

【0008】

本発明の他の目的及び利益は、下記の本発明の実施形態の詳細な説明から明らかとなり得る。

【図面の簡単な説明】

【0009】

【図1a】約５４０℃で従来の低温サイクルを使用して均質化された、Ｍｎ含有分散質試料の再結晶粒組織を示す写真である。

【図1b】６００℃で８時間均質化された、Ｍｎ含有分散質試料の再結晶粒組織を示す写真である。

【図2a】本明細書に記載されるプロトタイプ合金及び比較合金についての、０．５８ｓ^−１の歪み速度での全引張伸びを示すグラフである。図２Ａにおいて、「３１０４」は、比較合金ＡＡ３１０４を表し、「ＬＣ」、「Ｈ２」、「０．２Ｍｇ」、及び「０．５Ｍｇ」は、プロトタイプ合金を表す。

【図2b】本明細書に記載されるプロトタイプ合金及び比較合金についての、０．０５８ｓ^−１の歪み速度での全引張伸びを示すグラフである。図２Ｂにおいて、「３１０４」は、比較合金ＡＡ３１０４を表し、「ＬＣ」、「Ｈ２」、「０．２Ｍｇ」、及び「０．５Ｍｇ」は、プロトタイプ合金を表す。

【発明を実施するための形態】

【0010】

アルミニウム缶及びボトルの商業的な製造において、材料の形成過程は、該過程を経済的に成り立たせるために必要とされる処理量を達成するために、高速で実行されるべきである。さらに、ブランドオーナー及び消費者の所望に応じて、より複雑な形状及びより大きく拡大した直径を有する容器を形成するためには、形成の間の上昇温度の適用が必要とされ得る。したがって、かかる用途に使用される材料は、高歪み速度及び上昇温度で変形させた場合、高い成形性を達成することが可能であることが、必須である。

【0011】

温間成形の間、回復及び加工硬化の、２つの重要な微細構造過程が同時に起こる。しかしながら、該２つの過程は、材料の総転位密度に逆の効果を与える。回復過程が、転位配置を再編成することによって、マトリクスにおける転位密度を低減する一方で、加工硬化は、新しい転位を生成することにより、転位密度を上昇させる。該２つの過程の速度が同じ規模に到達すると、材料の伸びは大いに増強される。

【0012】

定義及び説明
本明細書で使用される、「発明（ｉｎｖｅｎｔｉｏｎ）」、「本発明（ｔｈｅ ｉｎｖｅｎｔｉｏｎ）」、「本発明（ｔｈｉｓ ｉｎｖｅｎｔｉｏｎ）」、「本発明（ｔｈｅ ｐｒｅｓｅｎｔ ｉｎｖｅｎｔｉｏｎ）」という用語は、本特許出願及び下記の請求項の主題全てを広く指すことが意図される。これらの用語を含む陳述は、本明細書に記載される主題を限定したり、下記の特許請求項の意味または範囲を限定したりしないと理解されるべきである。

【0013】

本説明では、ＡＡ番号及び「シリーズ」等の他の関連呼称によって識別される合金に言及する。アルミニウム及びその合金の命名及び識別に最も一般的に使用される番号指定システムの理解には、両方Ｔｈｅ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ出版の、「Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｌｌｏｙ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎｓ ａｎｄ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｌｉｍｉｔｓ ｆｏｒ Ｗｒｏｕｇｈｔ Ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｎｄ Ｗｒｏｕｇｈｔ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ」または「Ｒｅｇｉｓｔｒａｔｉｏｎ Ｒｅｃｏｒｄ ｏｆ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ Ａｌｌｏｙ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎｓ ａｎｄ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓ Ｌｉｍｉｔｓ ｆｏｒ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ ｉｎ ｔｈｅ Ｆｏｒｍ ｏｆ Ｃａｓｔｉｎｇｓ ａｎｄ Ｉｎｇｏｔ」を参照されたい。

【0014】

本明細書で使用される場合、「ａ」、「ａｎ」、及び「ｔｈｅ」の意味は、文脈が明確に別様を示さない限り、単数形及び複数形の指示物を含む。

【0015】

以下の実施形態では、アルミニウム合金は、重量パーセント（重量％）における、その元素組成に関して説明される。各合金において、全不純物の合計を最大重量％で０．１５％有し、残りはアルミニウムである。

【0016】

合金組成物
本明細書に記載されるのは、上昇温度（例えば最大２５０℃の温度）で良好な高歪み速度成形性を呈する新しいアルミニウム合金である。本明細書で使用される場合、「高歪み速度」は少なくとも０．５ｓ^−１の歪み速度を指す。例えば、高歪み速度は、少なくとも０．５ｓ^−１、少なくとも０．６ｓ^−１、少なくとも０．７ｓ^−１、少なくとも０．８ｓ^−１、または少なくとも０．９ｓ^−１であり得る。

【0017】

本明細書に記載される合金組成物は、アルミニウム含有合金組成物である。該合金組成物は、上昇温度で良好な高歪み速度成形性を呈する。高歪み速度成形性は、合金の元素組成によって達成される。具体的には、本明細書に記載される合金は、表１に提供されるように、以下の元素組成を有し得る。組成物の構成要素は、合金の総重量に基づく重量パーセント（重量％）を単位として提供される。

【表1】

【0018】

いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は、表２に提供されるように、以下の元素組成を有し得る。組成物の構成要素は、合金の総重量に基づく重量パーセント（重量％）を単位として提供される。

【表2】

【0019】

いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は、表３に提供されるように、以下の元素組成を有し得る。組成物の構成要素は、合金の総重量に基づく重量パーセント（重量％）を単位として提供される。

【表3】

【0020】

いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は合金の総重量に基づいて０．２５％〜０．３５％（例えば、０．２５％〜０．３０％または０．２７％〜０．３０％）の量で、ケイ素（Ｓｉ）を含む。例えば、該合金は、０．２５％、０．２６％、０．２７％、０．２８％、０．２９％、０．３０％、０．３１％、０．３２％、０．３３％、０．３４％、または０．３５％のＳｉを含み得る。全て重量％で表示。

【0021】

いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は、合金の総重量に基づいて０．４０％〜０．６０％（例えば、０．４０％〜０．５％または０．４０％〜０．４５％）の量で、鉄（Ｆｅ）もまた含む。例えば、該合金は、０．４０％、０．４１％、０．４２％、０．４３％、０．４４％、０．４５％、０．４６％、０．４７％、０．４８％、０．４９％、０．５０％、０．５１％、０．５２％、０．５３％、０．５４％、０．５５％、０．５６％、０．５７％、０．５８％、０．５９％、または０．６０％のＦｅを含み得る。全て重量％で表示。

【0022】

いくつかの実施形態では、記載される合金は、合金の総重量に基づいて最大０．４０％（例えば、０．０８％〜０．２２％または０．１０％〜０．２０％）の量で、銅（Ｃｕ）を含む。例えば、該合金は、０．０１％、０．０２％、０．０３％、０．０４％、０．０５％、０．０６％、０．０７％、０．０８％、０．０９％、０．１０％、０．１１％、０．１２％、０．１３％、０．１４％、０．１５％、０．１６％、０．１７％、０．１８％、０．１９％、０．２０％、０．２１％、０．２２％、０．２３％、０．２４％、０．２５％、０．２６％、０．２７％、０．２８％、０．２９％、０．３０％、０．３１％、０．３２％、０．３３％、０．３４％、０．３５％、０．３６％、０．３７％、０．３８％、０．３９％、または０．４０％のＣｕを含み得る。いくつかの実施形態では、Ｃｕは合金中に存在しない（すなわち０％）。全て重量％で表示。

【0023】

いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は、合金の総重量に基づいて１．１０％〜１．５０％（例えば、１．１０％〜１．３０％または１．１５％〜１．２５％）の量で、マンガン（Ｍｎ）を含み得る。例えば、該合金は、１．１０％、１．１１％、１．１２％、１．１３％、１．１４％、１．１５％、１．１６％、１．１７％、１．１８％、１．１９％、１．２０％、１．２１％、１．２２％、１．２３％、１．２４％、１．２５％、１．２６％、１．２７％、１．２８％、１．２９％、１．３０％、１．３１％、１．３２％、１．３３％、１．３４％、１．３５％、１．３６％、１．３７％、１．３８％、１．３９％、１．４０％、１．４１％、１．４２％、１．４３％、１．４４％、１．４５％、１．４６％、１．４７％、１．４８％、１．４９％、または１．５０％のＭｎを含み得る。全て重量％で表示。本明細書に記載される合金中の、１．１０％〜１．５０％の量でのＭｎの包含は「高Ｍｎ含有量」と称される。下記にさらに記載され、実施例において示されるように、高Ｍｎ含有量は、均質化サイクル中の微細Ｍｎ含有分散質の所望の析出をもたらす。

【0024】

高Ｍｎ含有量は、材料の特性に二重の効果を有する。第一に、高Ｍｎ含有量は高強度合金をもたらす。Ｍｎは、アルミニウム中の、固溶体または析出硬化元素である。固溶体中のＭｎ含有量が高いほど、最終合金の強度は高くなる。第二に、高Ｍｎ含有量は、高成形特性を有する合金をもたらす。具体的には、Ｍｎ原子は均質化サイクル中にＡｌ及びＦｅ原子と化合し、分散質（すなわちＭｎ含有分散質）を形成する。理論に束縛されるものではないが、これらの微細で均質に分布した分散質は、再結晶の間に粒界を固定し、粒径の精製及びより均一な微細構造の形成を可能にする。再結晶の間、粒界が粒子と交差すると、交差領域に匹敵する境界の領域が効果的に除去されるため、粒界はこれらの微細Ｍｎ含有分散質に引きつけられる。順に、全体組織の自由エネルギーの低減が達成される。粒径を精製することに加え、微細Ｍｎ含有分散質は、転位すべりバンド間隔を低減することにより、材料の、粒界破壊への耐性を改良する。微細Ｍｎ含有分散質はさらに変形の間、極端なせん断バンドを形成する傾向を低減する。Ｍｎ含有分散質のこれらの有益な効果の結果、材料の全体成形性が改良される。

【0025】

所望の強度要件を得るために、マグネシウム（Ｍｇ）が、本明細書に記載される合金中に含まれ得る。しかしながら、本明細書に記載される合金において、材料の全伸びは、Ｍｇ含有量を許容可能な限度まで制御することにより、著しく改良される。任意選択的に、本明細書に記載される合金は、最大０．７６％（例えば、最大０．５％または最大０．２５％）の量でＭｇを含み得る。いくつかの実施形態では、該合金は、０．０１％、０．０２％、０．０３％、０．０４％、０．０５％、０．０６％、０．０７％、０．０８％、０．０９％、０．１％、０．１１％、０．１２％、０．１３％、０．１４％、０．１５％、０．１６％、０．１７％、０．１８％、０．１９％、０．２％、０．２１％、０．２２％、０．２３％、０．２４％、０．２５％、０．２６％、０．２７％、０．２８％、０．２９％、０．３％、０．３１％、０．３２％、０．３３％、０．３４％、０．３５％、０．３６％、０．３７％、０．３８％、０．３９％、０．４％、０．４１％、０．４２％、０．４３％、０．４４％、０．４５％、０．４６％、０．４７％、０．４８％、０．４９％、０．５％、０．５１％、０．５２％、０．５３％、０．５４％、０．５５％、０．５６％、０．５７％、０．５８％、０．５９％、０．６％、０．６１％、０．６２％、０．６３％、０．６４％、０．６５％、０．６６％、０．６７％、０．６８％、０．６９％、０．７％、０．７１％、０．７２％、０．７３％、０．７４％、０．７５％、または０．７６％のＭｇを含み得る。いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は、０．７６％未満のＭｇを含み得る。例えば、いくつかの実施形態では、Ｍｇは０．５％以下のＭｇの量で存在する。いくつかの実施形態では、Ｍｇは、０．２５％以下、０．２０％以下、０．１５％以下、０．１０％以下、０．０５％以下、または０．０１％以下の量で存在する。いくつかの実施形態では、Ｍｇは該合金中に存在しない（すなわち０％）。全て重量％で表示。

【0026】

本明細書に記載される合金中の、最大０．５０％（例えば最大０．２５％）の量でのＭｇの包含は、「低Ｍｇ含有量」と称される。下記にさらに記載され、実施例において示されるように、低Ｍｇ含有量は、上昇温度（例えば最大２５０℃の温度）での所望の高歪み速度成形性及び材料の改良された伸びをもたらす。

【0027】

いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は、合金の総重量に基づいて、０．００１％〜０．０５％（例えば、０．００１％〜０．０３％または０．００３％〜０．０２％）の量でクロム（Ｃｒ）を含む。例えば、該合金は、０．００１％、０．００２％、０．００３％、０．００４％、０．００５％、０．００６％、０．００７％、０．００８％、０．００９％、０．０１％、０．０１１％、０．０１２％、０．０１３％、０．０１４％、０．０１５％、０．０１６％、０．０１７％、０．０１８％、０．０１９％、０．０２％、０．０２１％、０．０２２％、０．０２３％、０．０２４％、０．０２５％、０．０２６％、０．０２７％、０．０２８％、０．０２９％、０．０３％、０．０３１％、０．０３２％、０．０３３％、０．０３４％、０．０３５％、０．０３６％、０．０３７％、０．０３８％、０．０３９％、０．０４％、０．０４１％、０．０４２％、０．０４３％、０．０４４％、０．０４５％、０．０４６％、０．０４７％、０．０４８％、０．０４９％、または０．０５％のＣｒを含み得る。全て重量％で表示。

【0028】

いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は、合金の総重量に基づいて、最大０．３０％（例えば、０．０７％〜０．３０％、０．０５％〜０．１３％、または０．０７％〜０．１０％）の量で亜鉛（Ｚｎ）を含む。例えば、該合金は、０．０１％、０．０２％、０．０３％、０．０４％、０．０５％、０．０６％、０．０７％、０．０８％、０．０９％，０．１０％、０．１１％、０．１２％、０．１３％、０．１４％、０．１５％、０．１６％、０．１７％、０．１８％、０．１９％、０．２％、０．２１％、０．２２％、０．２３％、０．２４％、０．２５％、０．２６％、０．２７％、０．２８％、０．２９％、または０．３％のＺｎを含み得る。いくつかの実施形態では、Ｚｎは合金中に存在しない（すなわち０％）。全て重量％で表示。

【0029】

いくつかの実施形態では、本明細書に記載される合金は、合金の総重量に基づいて最大０．１０％（例えば０％〜０．１０％、０．０１％〜０．０９％、または０．０３％〜０．０７％）の量でチタン（Ｔｉ）を含む。例えば、該合金は、０．０１％、０．０２％、０．０３％、０．０４％、０．０５％、０．０６％、０．０７％、０．０８％、０．０９％、または０．１０％のＴｉを含み得る。いくつかの実施形態では、Ｔｉは合金中に存在しない（すなわち０％）。全て重量％で表示。

【0030】

任意選択的に、本明細書に記載される合金組成物は、各々０．０３％以下、０．０２％以下、または０．０１％以下の量で、不純物と称されることもある、他の微量元素をさらに含み得る。これらの不純物は、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｃａ、またはそれらの組み合わせを含み得るが、これらに限定されない。したがって、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｇａ、またはＣａは、各々が０．０３％以下、０．０２％以下、または０．０１％以下の量で合金中に存在し得る。概して、不純物準位は、Ｖについては０．０３％未満、Ｚｒについては０．０１％未満である。いくつかの実施形態では、全不純物の合計は０．１５％を超えない（例えば０．１０％）。全て重量％で表示される。合金の残りのパーセントはアルミニウムである。

【0031】

作製方法
本明細書に記載される合金は、直接チル（ＤＣ）過程を使用して鋳塊に鋳造され得る。ＤＣ鋳造過程は、当業者に既知の、アルミニウム産業において一般的に使用される基準に従って実施される。いくつかの実施形態では、製品の所望の微細構造、機械特性（例えば高成形性）、及び物理特性を達成するために、合金は連続鋳造方法を使用して加工されない。鋳造鋳塊は、次いで、さらなる加工工程を受け、金属薄板を形成し得る。いくつかの実施形態では、加工工程は、金属鋳塊に、二工程均質化サイクル、熱間圧延工程、焼鈍工程、及び冷間圧延工程を受けさせることを含む。

【0032】

均質化は、２つの段階において実行され、Ｍｎ含有分散質を析出する。第１の段階では、本明細書に記載される合金組成物から調製された鋳塊は、少なくとも５７５℃（例えば、少なくとも６００℃、少なくとも６２５℃、少なくとも６５０℃、または少なくとも６７５℃）のピーク金属温度を得るために、加熱される。該鋳塊は、次いで、第１の段階の間の時間放置させる（すなわち、指示された温度で維持する）。いくつかの実施形態では、該鋳塊は、最大１０時間（例えば、包括的に３０分〜１０時間の時間）放置させる。例えば、鋳塊は、少なくとも５７５℃の温度で、３０分、１時間、２時間、３時間、４時間、５時間、６時間、７時間、８時間、９時間、または１０時間放置させ得る。

【0033】

第２の段階では、該鋳塊は第１の段階で使用される温度よりも低い温度に冷却され得る。いくつかの実施形態では、該鋳塊は、５５０℃以下の温度に冷却され得る。例えば、鋳塊は４００℃〜５５０℃または４５０℃〜５００℃の温度に冷却され得る。鋳塊は、次いで第２の段階の間の時間、放置させ得る。いくつかの実施形態では、該鋳塊は、最大２０時間（例えば、１時間以下、２時間以下、３時間以下、４時間以下、５時間以下、６時間以下、７時間以下、８時間以下、９時間以下、１０時間以下、１１時間以下、１２時間以下、１３時間以下、１４時間以下、１５時間以下、１６時間以下、１７時間以下、１８時間以下、１９時間以下、または２０時間以下）放置させる。

【0034】

該二工程均質化サイクルは、Ｍｎ含有分散質の析出をもたらす。任意選択的に、Ｍｎ含有分散質は１μｍ以下の直径を有する。例えば、Ｍｎ含有分散質の直径は、１μｍ以下、０．９μｍ以下、０．８μｍ以下、０．７μｍ以下、０．６μｍ以下、０．５μｍ以下、０．４μｍ以下、０．３μｍ以下、０．２μｍ以下、または０．１μｍ以下であり得る。任意選択的に、Ｍｎ含有分散質はアルミニウムマトリクス中をわたって均質に分散される。本明細書に記載される粒径及び分布に従って析出されるＭｎ含有分散質は、再結晶焼鈍の間等の、後続の工程の間粒径を制御し得る。

【0035】

二工程均質化サイクルに次いで、熱間圧延工程が実施され得る。いくつかの実施形態では、鋳塊は５ｍｍの厚さ基準以下に熱間圧延され得る。例えば、鋳塊は、４ｍｍの厚さ基準以下、３ｍｍの厚さ基準以下、２ｍｍの厚さ基準以下、または１ｍｍの厚さ基準以下に熱間圧延され得る。最終材料の材質の適切なバランスを得るために、熱間圧延速度及び温度は、熱間圧延された材料の完全再結晶（すなわち自己焼鈍）が、タンデムミルの出口でのコイル巻きの間に達成されるように、制御され得る。自己焼鈍が生じるように、出口温度は少なくとも３００℃に制御される。あるいは、熱間圧延されたコイルのバッチ焼鈍が、一定の時間３５０℃〜４５０℃の温度で実行され得る。例えば、バッチ焼鈍は、最大１時間の放置時間の間に実施され得る。本過程では、熱間圧延速度及び温度は、高温タンデムミルの出口でのコイル巻きの間、制御される。いくつかの実施形態では、自己焼鈍は生じない。いくつかの実施形態では、熱間圧延されたコイルは次いで、０．１ｍｍ〜１．０ｍｍ（例えば０．２ｍｍ〜０．９ｍｍまたは０．３ｍｍ〜０．８ｍｍ）の最終基準厚さに冷間圧延され得る。いくつかの実施形態では、冷間圧延工程は、最少の冷間圧延パス数を使用して実行され得る。例えば、冷間圧延工程は、所望の最終基準を達成するために、２つの冷間圧延パスを使用して実行され、所望の最終基準を達成し得る。いくつかの実施形態では、冷間圧延過程の前または後に加熱処理工程が実施されない。

【0036】

本明細書に記載される方法は、高度成形缶及びボトルを調製するために使用され得る。上記の冷間圧延薄板は、一連の従来の缶及びボトル作製過程を受け、プリフォームを生産し得る。該プリフォームは、次いで焼鈍され、焼鈍プリフォームを形成し得る。任意選択的に、プリフォームは絞り及び壁部しごき（ＤＷＩ）過程を使用してアルミニウム合金から調製され、缶及びボトルは当業者に既知の他の成形過程に従って作製される。

【0037】

以下の実施例は、本発明をさらに例示する役割を果たし得るが、同時に、そのいかなる限定も構成することはない。対照的に、本明細書中の説明を読んだ後に、本発明の精神から逸脱することなく、当業者に明らかになり得るように、その様々な実施形態、修正、及び等価物を用い得ることが明確に理解されるはずである。

【実施例】

【0038】

実施例１
合金を本発明に従って調製し、本明細書に記載される二工程均質化サイクルまたは従来の低温サイクル（すなわち約５４０℃）を使用して均質化した。再結晶粒組織が、再結晶焼鈍過程を使用して、各試料中に構築された。上記の二工程均質化サイクルに従って均質化された試料の再結晶粒組織は、図１ｂに示される。従来の低温サイクル（すなわち約５４０℃）を使用して均質化された試料の再結晶粒径は図１ａに示される。比較によると、粒径は、本発明に従う（すなわち二工程均質化サイクルに従う）均質化サイクルを使用すると著しくより微細である。よって、Ｍｎ含有分散質は、後続の再結晶焼鈍の間、試料中の粒径を制御した。より微細な粒径は、絞り及び壁部しごき（ＤＷＩ）後及び後続の吹込成型等の拡張過程の間、材料がゆず肌を形成する傾向を遅延させた。ゆず肌形成は、当業者に既知の望ましくない表面欠陥である。

【0039】

実施例２
引張伸び試験のために、合金Ｈ２、合金ＬＣ、合金０．２Ｍｇ、及び合金０．５Ｍｇを含む５つの合金が調製されるかまたは得られた（表４参照）。合金ＡＡ３１０４は、Ｎｏｖｅｌｉｓ，Ｉｎｃ．（ジョージア州アトランタ）から市販される缶体原料等の、従来使用される缶体原料合金である。合金Ｈ２、合金ＬＣ、合金０．２Ｍｇ、及び合金０．５Ｍｇは、引張試験のために調製されたプロトタイプ合金である。合金Ｈ２、合金ＬＣ、合金０．２Ｍｇ、及び合金０．５Ｍｇは、本明細書に記載される二工程均質化サイクルを使用して調製された。具体的には、表４中で下記に示される合金組成物を有する鋳塊を、６１５℃に加熱し、４時間放置させた。該鋳塊は、次いで４８０℃に冷却し、１４時間その温度で放置させ、Ｍｎ含有分散室をもたらした。該鋳塊は、次いで２ｍｍ厚さ基準に熱間圧延し、４１５℃で１時間のバッチ焼鈍サイクルが続いた。次いで、２つの冷間圧延パスを使用して、約０．４５ｍｍの最終基準厚さまで冷間圧延が実行された（７８．８％分全体基準低減）。試験した合金の元素組成は表４中に示され、残りはアルミニウムである。元素組成は重量パーセントで提供される。

【表4】

【0040】

引張伸びデータは、表４の各合金について得られた。高温引張試験は、加熱炉を備えたＩｎｓｔｒｏｎ引張機械（マサチューセッツ州ノーウッド）内で実行された。３つのプロトタイプ合金及びＡＡ３１０４から得られた引張伸びデータは、表２ａ及び２ｂに示されるように比較された。従来の缶体原料３１０４から得られたデータは、基準値比較として含まれた。全合金は、引張試験の前に、無焼戻し条件にあった。図２ａ及び２ｂは、それぞれ０．５８ｓ^−１及び０．０５８ｓ^−１の歪み速度を使用した試験の伸びデータを示す。

【0041】

合金ＡＡ３１０４は、約１．１３重量％のＭｇを含有するが、３つのプロトタイプ合金と比較して、周囲温度及び２００℃の両方で、より高い歪み速度で変形すると、不良な成形性を示した。０．５８ｓ^−１のより高い歪み速度にて、各々が０．０１重量％のＭｇを含有する、合金ＬＣ及び合金Ｈ２の伸びは、周囲温度から２００℃に温度を上昇することによって、増加した。図２ａを参照されたい。しかしながら、伸び増加は、より多い量のＭｇを含有した３つの合金（すなわち合金ＡＡ３１０４、合金０．２Ｍｇ、及び合金０．５Ｍｇ）においては観察されなかった。

【0042】

合金Ｈ２を合金０．２Ｍｇ及び合金０．５Ｍｇと比較すると、０．２重量％及び０．５重量％のＭｇの追加が、形成温度の上昇に関連する成形性の上昇を遅延させたことが分かる（図２ａ参照）。４つ全てのプロトタイプ合金、すなわち、合金ＬＣ、合金Ｈ２、合金０．２Ｍｇ、及び合金０．５Ｍｇは、低及び高歪み速度の両方で、ＡＡ３１０４合金よりも高い全伸びを示す傾向があった。Ｍｇの追加は、より高い歪み速度で形成作業が実行された際に、合金の高温成形性を著しく低減し、これはＭｇ追加がもたらした、予期しなかった効果である。

【0043】

実施例３
上昇温度でのＨ２及びＬＣ合金の優れた高歪み速度成形性を例示するために、上記実施例２の合金Ｈ２、合金ＬＣ、及び合金０．２Ｍｇを使用して、吹込成形実験を実施した。冷間圧延時の薄板が、カッパー及び本体作製機を使用して、一連の従来の缶作製過程を受け、プリフォームを生産した。該プリフォームは、次いで焼鈍作業を受けた。焼鈍プリフォームは、上昇温度での材料の高歪み速度成形性を評価するために、吹込成形装置内で試験した。吹込成形実験は２５０℃で実施した。成形過程の間に材料が受けた歪み速度は、約８０ｓ^−１であった。結果は表５にまとめられ、プリフォームの元の直径と吹込成形後の容器の最終直径との間の比である、最大％拡張の単位で提供される。

【表5】

【0044】

ＬＣ及びＨ２合金（低Ｍｇ含有量を有する）の優れた成形性は、表５に示される結果を比較することによって観察される。具体的には、両方の合金が、早期破壊なく４０％拡張を達成した。対照的に、０．２Ｍｇ合金の最大拡張比はほんの３０％であった。

【0045】

上記に引用された全特許、特許出願、出版物、及び要約は、参照によりその全体が本明細書に組み込まれる。本発明の様々な目的の履行における本発明の様々な実施形態を記載した。これらの実施形態は、本発明の原則の単なる例示であるということが認識されるべきである。多数の修正及びその適合は、以下の特許請求の範囲において定義される本発明の趣旨及び範囲から逸脱することなく、当業者に容易に明白となるだろう。

【図1a】

【図1b】

【図2a】

【図2b】