JPH02270930A - 成形性に優れたアルミニウム合金硬質板及びその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明はアルミニウム合金硬質板に係り、更に詳しくは
１例えば飲料用缶胴材において、特に全装・印刷（ベー
キング）後の成形（ネック・フランジ）性に優れるアル
ミニウム合金硬質板並びにその製造法に関するものであ
る。 （従来の技術） 従来より、ビール及び炭酸飲料用等の飲料缶体や食缶缶
体用には、材料としてＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系の３００４合
金硬質板が用いられている。しかし、近年の缶軽量化に
おいて高強度、高成形性化の要望が強くなってきている
。 そのため、本発明者らは、先に析出硬化型の高強度缶体
用アルミ材料を開発した（特公昭６１−７４６５号ほか
）、そして、この素材の高強度化は主として缶底部の薄
肉化に寄与している。しかしながら、更に缶の軽量化を
考えた場合、缶体全体の薄肉化が必要となってくる。し
たがって、今後、更に缶体の軽量化を図るためには缶壁
の薄肉化ができる材料が必要となり、このような要望が
強くなってきている。 一方、缶体用材料の製造法に関しては、先に述べた３０
０４合金の鋳塊に均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延及
び中間焼鈍を組み合せて行われるものであるが、特に最
近では、素材の高強度化と共に生産性の向上を目的とし
て連続焼鈍炉（ＣＡＬ；コイルを巻きほどきながら急速
加熱冷却する短時間焼鈍）が用いられ始めており、例え
ば、特公昭６１−７４６５号、同６２−３７７０５号、
同６２−６７４０号、同６２−１３４２１号等が提案さ
れている。 ところで、３００４合金は、ＪＩＳ規格において第１表
に示す成分範囲のものとして制定されており、実用され
ている成分範囲は下段に示すとおりである。 第１表　　　　　（讐ｔ％） （第１表続き） ３００４合金は比較的強度が高く、かつ缶体の成形法で
あるＤＩ（絞り、しごき）加工性に優れることから、従
来から多用されており、特に３００４合金のポイントは
、しごき加工性に優れるＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の晶出物が
適正に分布していることにあり、そのために実用上はＦ
ｅ及びＭｎを狭い範囲で規制し、Ｉｌ造されているのが
現状である。 （発明が解決しようとする課題） 先にも述べたように、缶体の軽量化には缶体全体の薄肉
化が必要であり、従来技術では缶底部のみの薄肉化が図
れる素材の高強度化が進められてきた６しかし、素材の
高強度化は缶壁部の高強度化にもつながり、充填時に必
要な缶の軸方向座屈強度に対してはプラスに働くが、残
念ながら、ネック及びフランジ加工に対してはマイナス
要因となり、必然的に缶壁、特にネック、フランジ部の
缶壁の薄肉化を困難にさせるという問題がある。 更に缶壁の薄肉化を困難にしている理由の１つに、前述
の如＜Ａｌ−Ｆａ−Ｍｎ系の晶出物を適正に分布させる
必要があることにあり、Ｆａ及びＭｎについてはＪＩＳ
規格及び先行特許の成分範囲では広いものの、他成分（
Ｍｇ、Ｃｕ等〕との関係による強度、成形性及び巨大晶
出物の形成の観点から。 実用面では狭い一＠囲にコントロールせざるを得ないと
いう制約があった。 本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、Ｆｅ及びＭｎ
の成分範囲を広くしても、缶体全体の薄肉化を可能とす
る高強度高成形性のアルミニウム合金硬質板及びその製
造法を提供することを目的とするものである。 ＜ｍ題を解決するための手段） 前記課題に鑑みて、本発明者らは、缶体の強度及び晶出
物分布に対する成分組成並びに製造条件の及ぼす影響に
関して詳細に調査した。その結果。 いずれに対してもＦｅ及びＭｎの影響が大きく、成分組
成及び製造条件の適正化により前記課題を解決するに至
った。 すなわち、缶壁の強度低下に対しては、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍ
ｎ系の晶出物を比較的大きく、かつ多量に分散させるよ
うに成分調整することにより、ベーキング後の軟化（缶
壁強度低下）を大きくできる。 しかし、巨大品出物を抑制するためにはＦｅとＭｎの量
を適正にコントロールする必要がある。更に缶底部の高
強度化（素材の高強度化）に対しては、製造条件（特に
熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍）を適正にすることによ
り満足できることを見い出し、ここに本発明をなしたも
のである。 すなわち、本発明は、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｆｅ：
０．５〜１．２％及びＭｇ：０．５〜２．０％を、Ｍｎ
とＦｅがＦｅ＋１．Ｏ７ＸＭｎ＜１．８１％の関係を満
足するように含有し、更にＳｉ：０．１〜０．７％、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５％及びＺｎ：０，０５〜１゜０％
のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＡ、　Ｑと
不可避的不純物からなることを特徴とする成形性に優れ
たアルミニウム合金硬質板を要旨とするものである。 また、か＼るアルミニウム合金硬質板の製造法は、上記
化学成分を有するＡｆ１合金鋳塊に５００〜６００℃の
温度の均質化熱処理を施した後、熱間圧延を終了板厚１
．５〜２　、５　ｍｍ、終了温度２８０℃以上で行い、
その後、中間焼鈍を加熱冷却速度１００℃／＋＋＋ｉｎ
以上、到達温度４００〜６ｏＯ℃の条件で施し、圧延率
８０％以上の最終冷間圧延を施すことを特徴とするもの
である。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず１本発明における化学成分の限定理由は次のとおり
である。 Ｍｎ： Ｍｎは強度の向上、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系品出物の適正生
成によるしごき加工性の向上１缶壁強度の軟化に効果の
ある元素である。しかし、０．５％未満ではいずれの効
果も小さく、また１−０Ｏ％を超える場合には強度が高
すぎることによる成形性の低下、更にＦｅ量との関係か
らＡｌ２−Ｆｅ−Ｍｎ系の巨大晶出物形成による加工不
具合を招くので好ましくない。したがって、Ｍｎ量は０
．５〜１゜０％の範囲とする。 Ｆｅ： ＦｅはＭｎとの関係でＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系品出物の適正
生成によるしごき加工性向上、缶壁強度の軟化に効果の
ある元素である。しかし、０．５％未満では缶壁強度の
軟化に対する効果が小さく、また、１．２％を超える場
合には巨大品出物を形成し、加工不具合を招くので好ま
しくない。したがって、Ｆｅ量は０．５〜１．２％の範
囲とする。 但し、ＭｎとＦｅは巨大晶出物の生成に大きく関与する
元素であり、本発明者らの詳細な研究により、Ｆｅ＋１
．Ｏ７ＸＭｎの値が１．８１％を超える場合に巨大晶出
物が形成され、加工不具合を招くことが明らかとなった
。したがって、Ｍｎ及びＦｅは、上記範囲において、Ｆ
ｅ＋１．Ｏ７ＸＭｎ＜１゜８１％を満足する必要がある
。この範囲は第１図に示すように、ＪＩＳ規制範囲と相
違すると共にその実用範囲よりも極めて広い範囲である
。 なお、好ましい範囲としては、Ｍｎ：０．６〜０゜８％
、Ｆａ：０．６〜０．９５％で、かつ、Ｆｅ＋１゜Ｏ７
ＸＭｎ＜１．７％である。 Ｍｇ： Ｍｇは強度向上に効果のある元素であり、特にＣｕとの
組合せによりベーキング時にＡｌ２−Ｃｕ　−Ｍｇ系析
出物による析出硬化を示し、缶底部の高強度化に有効で
ある。しかし、０．５％未満ではその効果は小さく、ま
た２、０％を超える場合には強度が高くなりすぎて、成
形性の低下を招く。 したがって、Ｍｇ量は０．５〜２．０％の範囲とする。 Ｓｉ： ＳｉはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物に相変態を生じさせ
、いわゆるＡ　Ｑ　−Ｆｅ−Ｍｎ　−Ｓｉ系のα相を形
成させる元素であり、α相は硬度が高く、特にしごき加
工性の向上に効果がある。しかし、０゜１％未満ではそ
の効果は小さく、また０、７％を超える場合には圧延時
に耳割れを生じ、製造上に問題を招く。したがって、Ｓ
ｉ量は０．１〜０．７％の範囲とする。 Ｃｕ： ＣｕはＭｇと同様の効果を示す元素であり、Ａｌ−Ｃｕ
−Ｍ’ｇ系析出物による析出効果を示し、缶底部の強度
向上に有効である。しかし、０．０５％未満ではその効
果は小さく、また０、５％を超える場合には強度が高す
ぎることによる成形性低下を招く。したがって、Ｃｕ量
は０．１〜０．７％の範囲とする。 Ｚｎ： Ｚｎは絞り及びしごき加工性並びにその後のフランジ成
形性の向上に効果のある元素である。 しかし、０．０５％未満ではその効果が小さく、また１
、０％を超える場合には特に問題はないが、耐食性が低
下する傾向となり、またコスト的に不利である。したが
って、Ｚｎ量は０．０５〜１．０％の範囲とする。 但し、上記Ｓｉ、Ｃｕ及びＺｎについては、これらのう
ち、少なくとも１種又は２種以上を含有させれば足りる
。 なお、不純物としては、本発明の効果を損なわない限度
で許容でき、例えば、Ｃｒ（０，３％、Ｔｉ＜０．２％
、Ｂ＜０．０５％、Ｚｒ＜０．１％である。 次に本発明の製造法について説明する。 上記化学成分を有するアルミニウム合金は、常法により
溶解、Ｕ造し、得られた鋳塊は熱間圧延前に均質化熱処
理が施される。この熱処理はその後の熱間圧延性の向上
のほか、先に述べたα相形成による成形性向上並びに深
絞り加工時に形成される耳率抑制に効果がある。しかし
、５００℃未満ではいずれの効果も小さく、また６００
℃を超える場合にはバーニング等による板表面の性能低
下を招く。したがって、均質化熱処理は５００〜６００
”Ｃの温度で行う。なお、保持時間は加熱温度により異
なるが、概ねｌｈｒ以上が望ましく１例えば、５５０℃
未満□ではｌｈｒ以上であるが、５５０℃以上では保持
時間はなくてもよい。また、この均質化熱処理は２度行
ってもよい。 引き続き行なわれる熱間圧延は、粗圧延（厚さ１０ｍｍ
以上）と仕上圧延とに分かれるものの、連続工程である
。粗圧延は均質化熱処理後行なわれるが、開始温度は４
５０℃以上が好ましい。更に粗圧延後、仕上圧延にてコ
イル状に巻き上げるが、その際、終了時の板厚と温度が
重要である。これらは製品板での適正強度、ＤＩ加工後
のベーキングによる軟化並びに深絞り加工時の耳率抑制
に影響を及ぼす。すなわち、終了板厚が１．５ｍｍ未満
では耳率抑制には効果があるが１強度及びＤＩ加工後の
ベーキングによる軟化が不足する。また、２．５＋ｗｍ
を超える場合には強度が高すぎることによる成形性低下
と耳率アップによる加工不具合を招く。したがって、終
了板厚は１．５〜２．５ＩＩＩＩｍの範囲とする。また
、終了温度は、特に深絞り耳に大きく影響し、２８０℃
未満では大巾な耳率アップを招くので、終了温度は２８
０’Ｃ以上とする。 その後、中間焼鈍を含む冷間圧延が行われる。 中間焼鈍は製品板（缶底部に相当）での高強度化に重要
な工程であり、製缶工程中のベーキングにおいて析出硬
化するＭｇ及びＣｕを充分に固溶させることを目的とす
る熱処理である。冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では
冷却途中に析出を生じて固溶量が減少するので好ましく
なく、また、加熱と冷却は同一ライン内にあり、生産性
の点からライン速度は速いほどよい。したがって、加熱
冷却速度は１００℃／ｗｉｎ以上とする。また、加熱温
度は再結晶と同時にＭｇ及びＣｕの溶体化に重要な条件
であるが、４００℃未満ではいずれにも不充分であり、
６０ｅ−’Ｃを超える場合にはバーニングの問題を招く
ので好ましくない。更に保持時間は温度により異なり、
高温（例えば、５００℃以上）の場合には保持なしでも
充分に満足されるが、低温（例えば、４００℃）の場合
にはｌＯ＋ｉｎ程度必要である。したがって、到達温度
は４００〜６００℃の範囲とし、概ね１０ｍ１ｎ以内の
保持を行なう。 なお、生産上、好ましい温度範囲は４５０〜５５０℃で
ある。勿論、中間焼鈍は連続焼鈍炉（ＧＡＬ）を使用す
るのが好ましいことは云うまでもない。 更に、中間焼鈍後に行う最終工程の冷間圧延は、製品板
での強度向上及びＤＩ加工後のベーキングによる軟化に
効果がある。しかし、冷間圧延率が８０％未満ではその
効果が小さいことから、冷間圧延率は８０％以上が必要
である。 なお、冷間圧延後、必要に応じて、缶底成形性の向上の
ために仕上げ焼鈍（１００〜２００’Ｃｘ１ｈｒ以上）
を施す場合もある。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す６ 災灸旌工 Ｓｉ：０．１５％、Ｃｕ：０．１５％、Ｍｇ：１．２Ｑ
％及びＺｎ：０．１０％を含む組成においてＭｎ及びＦ
ｅｉを変化させたアルミニウム合金について。 ６５４℃における巨大晶呂物（初晶）の生成状況をｉ察
した。 その結果は、第２図に示すように、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系
の巨大晶呂物は、Ｆｅ＋１．０７ＸＭ、ｎの値が１．８
１未満では生成せず、加工不具合の発生を防止できるこ
とがわかる。 叉庭災又 第２表に示す化学成分を有するアルミニウム合金につい
て、５８０℃Ｘ４ｈｒの均質化熱処理を施した後、熱間
圧延（終了温度３００℃）により２゜００１１１１１厚
の熱延板を得た。その後、中間焼鈍どして、加熱冷却速
度３００℃／ｍｉｎで、到達温度５ｏＯ°（：Ｘ１０Ｓ
の加熱を行い、続いて０．３０ｍｍ厚まで冷間圧延した
。 得られた製品について、圧延上り強度及びベーキング（
２ｏＯ℃Ｘ　２０ｍ１ｎ）後強度を調査すると共に、耳
率の測定、成形性（エリクセン値、限界絞り比）を評価
した。これらの材料特性を第３表に示す。 なお、耳率の測定、エリクセン値（Ｅｒ値）及び限界絞
り比（Ｌ　Ｄ　Ｒ）の調査にはエリクセン社製試験機を
使用し、耳率は３３φポンチ、ブランク径５５φ（絞り
率４０％）にて求め、Ｅｒ値はエリクセン試験Ａ法によ
り求めた。また、ＬＤＲは３３φポンチを用い、ブラン
ク径を変化させ、絞り加工できる限界を求めた。次式は
ＬＤＲを求める式である。 ＬＤＲ＝（（ブランク径）＝（ポンチ径））÷（ポンチ
径）Ｘ１００（％） また、成形性については、更に３５０ｃｃ缶体を製造す
る設備により、限界しごき率（Ｌ　Ｉ　Ｒ）、ＤＩ缶で
のベーキング前後の軟化量及びネック成形成功率を求め
た。 ここで、製缶する設備としては、絞り加工は４５Ｔｏｎ
クランクプレス（ブランク径１４０φ、ポンチ径８７φ
）にて行い、続いてＤＩ実機（能力１０Ｔｏｎ）にて３
５０ｃｃＤＩ缶（６６ｍｍφＸ１２５ｍｍ）＋）とした
。なお、限界しごき率（Ｌ　Ｉ　Ｒ）は、しごきダイス
の内径を変化させ、しごきダイス通過前後の肉厚変化量
（（ｔｌ−ｔ。）÷ｔｏｘｌＯＯ％。ここで、し。二通
過前肉厚、シュ２通過後肉厚）にて限界を求めた。更に
ベーキング前後の軟化量は缶上端から円周方向に０５５
号試験片を採取し、引張強さの強度差で評価した。また
、ネック成形成功率は４５Ｔｏｎクランクプレスを用い
て３段ネック加工ができる比率とした。 第３表より以下の如く考察される。 本発明材であるＮα２〜Ｎｎ　４は、適正な強度及び晶
出物分布により、Ｎｏ、　］の従来高強度材に比べて成
形性が全般的に優れ、特にネック部の軟化が大きいこと
によりネック成功率が高くなっている。 一方、比較例Ｎａ　５〜ＮＱ　９のうち、ＮＱ　５とＮ
ｏ　６はネック部の軟化量は大きいものの、巨大品出物
が形成されるＦｅ、Ｍｎ量を含有（ＮＱ５はＦｅ＋１．
０７ＸＭｎ＝２．１６％、Ｎａ　６はＦｅ＋　１．０７
　ＸＭｎ＝２．０３％）するため、ＬＤＲ及びＬＩＩ又
の低下が認められるほか、ＤＩ缶には一部ピンホールが
観格された。またＮｏ、　８及びＮｕ　９はＣｕ及びＭ
ｇｍ増大によるための成形性低下のほか、ネック部の軟
化量不足によるネック成功率の低下が認められた。 夫】１１１ 実施例２におけるＮα３の化学成分Ｃ本発明範囲）を有
するアルミニウム合金の鋳塊に第４表に示す製造条件で
熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を行うと共に、実施例２
の場合と同じ評価要領にて材料特性を調べたどころ、第
５表に示す結果を得た。 第５表より以下の如く考察される。 本発明材であるＡ及びＢ工程材は、高強度（ベーキング
後耐力）、低耳率、高成形性を有している。高強度であ
ることは耐圧強度が僅れているため、薄肉化に有利であ
ることを示している。 これに対し、Ｃ工程材は均質化熱処理温度が低いため、
高耳率、低ＬＩＲである。Ｄ工程材も熱延板厚が厚いこ
とから、Ｃ工程材と同じ挙動を示している。また、Ｅ工
程材は熱延終了温度が低いことから、高耳率を招いてい
る。更にＦ〜■工程材は、Ｃｕ及びＭｇの固溶不足或い
は冷間圧延量不足によりベーキング後耐力が低く、素材
の薄肉化に対して不適当である。特に、■工程材は従来
のバッチ焼鈍を採用した例であり、ベーキング後耐力が
低い。これは本発明範囲の化学成分を有するＡＩ２合金
に対しても製造条件のうち熱処理条件が適切でないため
に生じている。

【以下余白】

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、化学成分のうち
特にＭｎ及びＦｅ量を適正に規制することにより、缶底
部強度が高く、かつネック部の軟化量が大きくなるため
にネック成形性の向上が得られ、缶体全体の薄肉化が可
能である。

【図面の簡単な説明】

第１図はＭｎとＦｅ量についてＪＩＳ制定範囲とその実
用範囲並びに本発明範囲を示す図、第２図はＡｌ−Ｍｎ
−Ｆｅ系巨大品物発生に及ぼすＭｎとＦｅ量の関係を示
す図である。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　中　　村　　　尚 第１図 ＭＴｌ（％）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で（以下、同じ）、Ｍｎ：０．５〜１．０
   ％、Ｆｅ：０．５〜１．２％及びＭｇ：０．５〜２．０
   ％を、ＭｎとＦｅがＦｅ＋１．０７×Ｍｎ＜１．８１％
   の関係を満足するように含有し、更にＳｉ：０．１〜０
   ．７％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％及びＺｎ：０．０５
   〜１．０％のうちの１種又は２種以上を含有し、残部が
   Ａｌと不可避的不純物からなることを特徴とする成形性
   に優れたアルミニウム合金硬質板。
2. （２）Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｆｅ：０．５〜１．２
   ％及びＭｇ：０．５〜２．０％を、ＭｎとＦｅがＦｅ＋
   １．０７×Ｍｎ＜１．８１％の関係を満足するように含
   有し、更にＳｉ：０．１〜０．７％、Ｃｕ：０．０５〜
   ０．５％及びＺｎ：０．０５〜１．０％のうちの１種又
   は２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物から
   なるＡｌ合金鋳塊に５００〜６００℃の温度の均質化熱
   処理を施した後、熱間圧延を終了板厚１．５〜２．５ｍ
   ｍ、終了温度２８０℃以上で行い、その後、中間焼鈍を
   加熱冷却速度１００℃／ｍｉｎ以上、到達温度４００〜
   ６００℃の条件で施し、圧延率８０％以上の最終冷間圧
   延を施すことを特徴とする成形性に優れたアルミニウム
   合金硬質板の製造法。