JPH04202747A - 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
成形加工用アルミニウム合金板の製造方法Info
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- JPH04202747A JPH04202747A JP33650590A JP33650590A JPH04202747A JP H04202747 A JPH04202747 A JP H04202747A JP 33650590 A JP33650590 A JP 33650590A JP 33650590 A JP33650590 A JP 33650590A JP H04202747 A JPH04202747 A JP H04202747A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
本発明は、成形加工に用いられる５０００系アルミニウ
ム合金板の製造方法に関するものであり、特に缶胴や、
缶蓋等の缶材に好適に使用されるアルミニウム合金板の
製造方法に関するものである。
ム合金板の製造方法に関するものであり、特に缶胴や、
缶蓋等の缶材に好適に使用されるアルミニウム合金板の
製造方法に関するものである。
５０００系アルミニウム合金は高強度であり、かつ深絞
り性、張出し性や曲げ加工性等の成形性が良好であるこ
とから、特に深絞り性の要求される缶胴や絞り・張り出
し性の要求される缶蓋等の缶材に使用される他、高強度
でかつ成形加工が必要な分野に広範囲で利用されている
。
り性、張出し性や曲げ加工性等の成形性が良好であるこ
とから、特に深絞り性の要求される缶胴や絞り・張り出
し性の要求される缶蓋等の缶材に使用される他、高強度
でかつ成形加工が必要な分野に広範囲で利用されている
。
【発明が解決しようとする課題】
Ｍｇを高＃度で含むＡ１合金は微量のＳｉの存在により
熱処理過程や熱間圧延途中に、比較的粗大なＭｇ２５ｉ
の金属間化合物が生成する。しかしＳｌはＡｌ地金の不
可避不純物であり含有量を０％とするのは不可能ででき
るだけ減少させる事にしても高品位地金を用いなければ
ならずコスト高となってしまう。 このＭｇ２Ｓｉ金属間化合物は、硬くて非常に脆い性質
が有り、このためＡｌ−Ｍｎ系の晶出物に比較して、成
形加工時の割れの起点となりやすいなど特に成形時に悪
影響を及ぼす。 本発明はこの合金系でＭｇ２Ｓｉの粗大な金属間化合物
の生成を抑えることによって成形性を改良することを目
的とする。
熱処理過程や熱間圧延途中に、比較的粗大なＭｇ２５ｉ
の金属間化合物が生成する。しかしＳｌはＡｌ地金の不
可避不純物であり含有量を０％とするのは不可能ででき
るだけ減少させる事にしても高品位地金を用いなければ
ならずコスト高となってしまう。 このＭｇ２Ｓｉ金属間化合物は、硬くて非常に脆い性質
が有り、このためＡｌ−Ｍｎ系の晶出物に比較して、成
形加工時の割れの起点となりやすいなど特に成形時に悪
影響を及ぼす。 本発明はこの合金系でＭｇ２Ｓｉの粗大な金属間化合物
の生成を抑えることによって成形性を改良することを目
的とする。
前記目的を達成するために発明者らが鋭意研究の結果到
達した本発明は、以下の通り構成される。 すなわち本願第一請求項は Ｍｇ３．５〜５ ｗ ｔ％、ＳｉＯ，Ｏ］〜０．２ｗｔ
％、Ｍｎ＋Ｆｅ１ｗｔ％以下を含有し、さらにＣｕＯ，
０５−０，５ｗｔ ％、 Ｚｎ ０． ０５−０．
５ｗｔ ％、 Ｃｒ ０． ０＋−０，３ｗ
ｔ ％、 Ｚｒ ０． ０１〜０． ３ｗｔ
％、Ｖ ０． ０＋−０，３ｗｔ％の１種又は２種以
上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアル
ミニウム合金鋳塊を常法にしたがって圧延して成形加工
用アルミニウム合金板を製造する方法において、鋳塊に
たいして５００〜５６０℃の温度で２時間以上の加熱を
行なった後、熱間圧延し鋳塊より４０〜７０％の圧下を
施した熱間圧延の途中の時点で板表面の温度を５００℃
以上とし この状態で３０秒以上保持し、その後熱間圧
延を継続して、８ｍｍ以下の厚みでしかも圧延上がりの
温度を３２０℃以下に仕上げることによって、最終板の
平行断面の観察に於いて全厚み中に５μｍ以上のＭｇ２
５１の金属間化合物がしめる面積率を１％以下とするこ
とを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板の製造方
法、第二請求項は Ｍｇ３．５〜６ｗｔ％、Ｓｉ０．０１〜０．２ｗｔ％、
Ｍｎ十Ｆ ｅ １ｗｔ％以下を含有し、さらにＣｕＯ，
０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｎ ０．０５〜０．５ｗｔ％
、Ｃｒｏ、ｏ１〜Ｑ、３ｗｔ％、ＺｒＯ，ＯＩ〜０．３
ｗｔ％、Ｖ Ｏ，’ ０１−０． ３ｗｔ％の】種
又は２種以上を含有し、残部Ａ１および不可避不純物か
らなるアルミニウム合金鋳塊を常法にしたがって圧延し
て成形加工用アルミニウム合金板を製造する方法におい
て、鋳塊にたいして４５０〜５６０℃の温度で２時間以
上の加熱を行なった後、熱間圧延し鋳塊より４０〜７０
％の圧下を施した熱間圧延の途中の時点で板表面の温度
を５００℃未満とし ５００〜５６０℃の温度で３０秒
以上保持する加熱処理を行ない、その後熱間圧延を継続
して、８ｍｍ以下の厚みでしかも圧延上がりの温度を３
２０℃以下に仕上げることによって、最終板の平行断面
の観察に於いて全厚み中に５μｍ以上のＭｇ２５ｉの金
属間化合物がしめる面積率を】％以下とすることを特徴
とする成形加工用アルミニウム合金板の製造方法、 である。
達した本発明は、以下の通り構成される。 すなわち本願第一請求項は Ｍｇ３．５〜５ ｗ ｔ％、ＳｉＯ，Ｏ］〜０．２ｗｔ
％、Ｍｎ＋Ｆｅ１ｗｔ％以下を含有し、さらにＣｕＯ，
０５−０，５ｗｔ ％、 Ｚｎ ０． ０５−０．
５ｗｔ ％、 Ｃｒ ０． ０＋−０，３ｗ
ｔ ％、 Ｚｒ ０． ０１〜０． ３ｗｔ
％、Ｖ ０． ０＋−０，３ｗｔ％の１種又は２種以
上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアル
ミニウム合金鋳塊を常法にしたがって圧延して成形加工
用アルミニウム合金板を製造する方法において、鋳塊に
たいして５００〜５６０℃の温度で２時間以上の加熱を
行なった後、熱間圧延し鋳塊より４０〜７０％の圧下を
施した熱間圧延の途中の時点で板表面の温度を５００℃
以上とし この状態で３０秒以上保持し、その後熱間圧
延を継続して、８ｍｍ以下の厚みでしかも圧延上がりの
温度を３２０℃以下に仕上げることによって、最終板の
平行断面の観察に於いて全厚み中に５μｍ以上のＭｇ２
５１の金属間化合物がしめる面積率を１％以下とするこ
とを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板の製造方
法、第二請求項は Ｍｇ３．５〜６ｗｔ％、Ｓｉ０．０１〜０．２ｗｔ％、
Ｍｎ十Ｆ ｅ １ｗｔ％以下を含有し、さらにＣｕＯ，
０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｎ ０．０５〜０．５ｗｔ％
、Ｃｒｏ、ｏ１〜Ｑ、３ｗｔ％、ＺｒＯ，ＯＩ〜０．３
ｗｔ％、Ｖ Ｏ，’ ０１−０． ３ｗｔ％の】種
又は２種以上を含有し、残部Ａ１および不可避不純物か
らなるアルミニウム合金鋳塊を常法にしたがって圧延し
て成形加工用アルミニウム合金板を製造する方法におい
て、鋳塊にたいして４５０〜５６０℃の温度で２時間以
上の加熱を行なった後、熱間圧延し鋳塊より４０〜７０
％の圧下を施した熱間圧延の途中の時点で板表面の温度
を５００℃未満とし ５００〜５６０℃の温度で３０秒
以上保持する加熱処理を行ない、その後熱間圧延を継続
して、８ｍｍ以下の厚みでしかも圧延上がりの温度を３
２０℃以下に仕上げることによって、最終板の平行断面
の観察に於いて全厚み中に５μｍ以上のＭｇ２５ｉの金
属間化合物がしめる面積率を】％以下とすることを特徴
とする成形加工用アルミニウム合金板の製造方法、 である。
先ず、この発明のアルミニウム合金圧延板における成分
限定理由について説明する。 Ｍｇ； ＭｇはＣｕ、Ｓｉとの共存によりＧ、 Ｐ、
シーツ、β’Ｍｇ２Ｓｉ、βＭｇ２４；ｉあるいは
Ｇ、 Ｐ、 ゾーン、Ｓ’ Ａｌ２ＣｕＭｇ、ＳＡ
ｌ２ＣｕＭｇといった析出過程を辿り析出するが、中間
相の析出段階では強度向上に寄与する。しかし高濃度Ｍ
ｇ合金系ではＭｇ２５ｉの固溶量は少なく巨大金属間化
合物を生成しやすく成形性を著しく阻害する。しかしＭ
ｇ単独でも固溶体強化に効果がある元素であるため高強
度用途には不可欠であり少なくすることは出来ない。Ｍ
ｇが３．５ｗｔ％未満では本用途に適する強度が得られ
ず６％を超えて添加した場合には、加工硬化しやすいこ
とや熱間圧延性を著しく悪化させるので、Ｍｇの範囲は
３．５〜６ｗｔ％とした。 Ｓｉ；Ｍｇ２Ｓｉ系化合物の析出過程でも時効硬化が期
待できることは良く知られている。しかし高濃度Ｍｇ合
金系ではＭｇ２Ｓｉの固溶量は少なく巨大金属間化合物
を生成しやすく成形性を著しく阻害する。従って含有し
ない方が良いがＳｌはＡｌ地金の不可避不純物であり含
有量を０．０１ｗｔ％未満とするのは経済的な理由から
難しく、Ｓ１含有量が０．２ｗｔ％を超えると本発明に
よってもＭｇ２Ｓｉの巨大金属間化合物を生成を抑制す
るのは難しい。 Ｍｎ及びＦｅ；Ｍｎは強度向上に寄与するとともにＦｅ
とともに金属間化合物を形成しその中にＳｉを固溶させ
るかまたは、αＡｌ （Ｍｎ−Ｆｅ）Ｓｉの金属間化
合物を形成するためＭｇと結合するフリーのＳｌを少な
くしてＭｇ２Ｓｉ巨大金属間化合物の生成を抑制する働
きかある。 Ｆｅは金属間化合物を形成してＳｌを取込むためＭｎと
同様Ｍｇと結合するフリーのＳｉを少なくしてＭｇ２５
１巨大金属間化合物の生成を抑制する働きがある。 従ってこの２元素の添加量はＦｅ＋Ｍｎが］ｗｔ％未満
であれば存在したほうが好都合である。しかしＦｅ＋Ｍ
ｎが０．２ｗｔ％以上の場合は上記作用により本願発明
のような複雑な製造プロセスを取る必要性は減る。本願
発明の複雑な製造プロセスを採る意義はＦｅ＋Ｍｎが０
．２ｗｔ％未満の場合に大きい。ただしＦｅ＋Ｍｎが１
ｗｔ％を超えるとそれ自体で形成する金属間化合物が粗
大となり成形性を阻害するので１ｗｔ％以下とする。 Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ： 強度向上に寄与する元
素で１種又は２種以上含有させる。Ｃｕ−Ｚｎは０．
０５以上０，５ｗｔ％以下、Ｃｒ−Ｚｒ ・Ｖは０．０
１以上０．３ｗｔ％以下ならば本発明の効果を失わず強
度向上に寄与する。 以上の各成分の残部はＡｌ及び不可避不純物とすれば良
い。 なお通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微
細化の為にＴｉ及びＢを微量添加することがあり、本発
明のアルミニウム合金圧延板においても微ｊｌノＴｉ、
或いはＢを含有しても良い。但し、Ｔ１を添加する場合
、０．０１ｗｔ％未満ではその効果が得られず、０．２
ｗｔ％を超えると初晶ＴｉＡｌ３が晶出して成形性を阻
害するから、Ｔ１は０．０１〜０．２ｗｔ％の範囲とす
ることが好ましい。又Ｔｉと共にＢを添加する場合、ｉ
ｐｐｍ未満ではその効果がなく、５ｏｏｐｐｍを超える
とＴｉ８２の粗大粒子が混入して成形性を害することか
ら、Ｂは１〜５００ｐｐｍの範囲とすることが好ましい
。 さらに、高Ｍｇ合金では溶湯の酸化防止のためＢｅを１
〜２ｏｏｐｐｍ添加することがあるが本願においてもそ
の様にするのが好ましい。 次に本発明における製造プロセスについて説明する。 先ず、前記した合金組成を有するアルミニウム合金鋳塊
を常法に従ってＤＣ９鋳造法により作製する。 次いでその鋳塊に対して、請求項１の場合５００℃以上
で、請求項２の場合４５０℃以上で５６０℃以下×２時
間以上の均熱・加熱を施す。基本的には鋳塊加熱温度の
下限は４５０℃でこの温度未満では熱間圧延時の圧延性
が著しく低下し、また高濃度Ｍｇ合金系ではＭｇ２Ｓｉ
の固溶量は少なく高温の方が固溶しやすく有利であるが
、５６０℃以上では表面酸化が進むこと、さらにＡｌＭ
ｎＦｅ系の金属間化合物が成長して粗大化することなど
でこの温度範囲とした。ただし固溶を促進するために５
００℃以上が好ましい。また請求項１の場合には４０〜
７０％の熱間圧延を施した時の温度が５００℃以上の状
態を創出することを狙っているので鋳塊加熱温度の下限
は５００℃とした。 その後熱間圧延を施すが、鋳塊にたいし４０〜７０％の
熱間圧延を施した時の温度が５００℃以上の状態で有れ
ばその状態で３０秒以上の保持を行い、Ｍｇ２Ｓｉの固
溶を促進させる。 （これが請求項１の場合。）また、
鋳塊にたいし４０〜７０％の熱間圧延を施した時の温度
が５００℃未満の状態で有れば５００〜５６０℃の湿度
で３０秒以上保持する加熱処理を行ない Ｍｇ２Ｓｉの
固溶を促進させる。 （これが請求項２の場合。）熱間
圧延により歪が加わっているため、鋳塊の時点で固溶し
きれなかったＭｇ２５ｉもこの処置により固溶しやすく
なる。 引き続き熱間圧延を行ない８ｍｍ以下の厚みでかつ３２
０℃以下に仕上げる。Ｍｇ２Ｓｉの析出は３３０〜４５
０℃で最も促進されこの間が粗大化しやすい。従って熱
間圧延途中の再加熱時の温度は４５０℃超として、熱延
上がりの様にその温度で最も長時間保持される状態では
３３０℃未満の温度とする必要が有るのであがり温度を
３２０℃以下とした。また熱間圧延の上がりの板厚を８
ｍｍ以下としたのはその後の冷間圧延時の作業性を考慮
したにすぎない。このようにして得られた圧延板はＭｇ
２５工の巨大金属間化合物はすくない。 その後常法に従って、冷間加工、焼鈍等を行ない最終板
に仕上げる。このとき３３０℃以上の焼鈍を行なうとき
にはＣＡＬのような連続焼鈍法に依る方が箱型焼鈍法に
よるよりＭｇ２Ｓｉの金属間化合物の粗大化が防げる。 上記製法に依り得られた成形用アルミニウム合金板は最
終板の平行断面の註察に於いて全厚み中に５μｍ以上の
Ｍｇ２Ｓｉの金属間化合物が占める面積率で１％以下と
なり、深絞り加工、曲げ加工や一般の張り出し加工さら
には局部的な張り出し加工時に割れの発生を低く抑えた
材料となる。
限定理由について説明する。 Ｍｇ； ＭｇはＣｕ、Ｓｉとの共存によりＧ、 Ｐ、
シーツ、β’Ｍｇ２Ｓｉ、βＭｇ２４；ｉあるいは
Ｇ、 Ｐ、 ゾーン、Ｓ’ Ａｌ２ＣｕＭｇ、ＳＡ
ｌ２ＣｕＭｇといった析出過程を辿り析出するが、中間
相の析出段階では強度向上に寄与する。しかし高濃度Ｍ
ｇ合金系ではＭｇ２５ｉの固溶量は少なく巨大金属間化
合物を生成しやすく成形性を著しく阻害する。しかしＭ
ｇ単独でも固溶体強化に効果がある元素であるため高強
度用途には不可欠であり少なくすることは出来ない。Ｍ
ｇが３．５ｗｔ％未満では本用途に適する強度が得られ
ず６％を超えて添加した場合には、加工硬化しやすいこ
とや熱間圧延性を著しく悪化させるので、Ｍｇの範囲は
３．５〜６ｗｔ％とした。 Ｓｉ；Ｍｇ２Ｓｉ系化合物の析出過程でも時効硬化が期
待できることは良く知られている。しかし高濃度Ｍｇ合
金系ではＭｇ２Ｓｉの固溶量は少なく巨大金属間化合物
を生成しやすく成形性を著しく阻害する。従って含有し
ない方が良いがＳｌはＡｌ地金の不可避不純物であり含
有量を０．０１ｗｔ％未満とするのは経済的な理由から
難しく、Ｓ１含有量が０．２ｗｔ％を超えると本発明に
よってもＭｇ２Ｓｉの巨大金属間化合物を生成を抑制す
るのは難しい。 Ｍｎ及びＦｅ；Ｍｎは強度向上に寄与するとともにＦｅ
とともに金属間化合物を形成しその中にＳｉを固溶させ
るかまたは、αＡｌ （Ｍｎ−Ｆｅ）Ｓｉの金属間化
合物を形成するためＭｇと結合するフリーのＳｌを少な
くしてＭｇ２Ｓｉ巨大金属間化合物の生成を抑制する働
きかある。 Ｆｅは金属間化合物を形成してＳｌを取込むためＭｎと
同様Ｍｇと結合するフリーのＳｉを少なくしてＭｇ２５
１巨大金属間化合物の生成を抑制する働きがある。 従ってこの２元素の添加量はＦｅ＋Ｍｎが］ｗｔ％未満
であれば存在したほうが好都合である。しかしＦｅ＋Ｍ
ｎが０．２ｗｔ％以上の場合は上記作用により本願発明
のような複雑な製造プロセスを取る必要性は減る。本願
発明の複雑な製造プロセスを採る意義はＦｅ＋Ｍｎが０
．２ｗｔ％未満の場合に大きい。ただしＦｅ＋Ｍｎが１
ｗｔ％を超えるとそれ自体で形成する金属間化合物が粗
大となり成形性を阻害するので１ｗｔ％以下とする。 Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ： 強度向上に寄与する元
素で１種又は２種以上含有させる。Ｃｕ−Ｚｎは０．
０５以上０，５ｗｔ％以下、Ｃｒ−Ｚｒ ・Ｖは０．０
１以上０．３ｗｔ％以下ならば本発明の効果を失わず強
度向上に寄与する。 以上の各成分の残部はＡｌ及び不可避不純物とすれば良
い。 なお通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微
細化の為にＴｉ及びＢを微量添加することがあり、本発
明のアルミニウム合金圧延板においても微ｊｌノＴｉ、
或いはＢを含有しても良い。但し、Ｔ１を添加する場合
、０．０１ｗｔ％未満ではその効果が得られず、０．２
ｗｔ％を超えると初晶ＴｉＡｌ３が晶出して成形性を阻
害するから、Ｔ１は０．０１〜０．２ｗｔ％の範囲とす
ることが好ましい。又Ｔｉと共にＢを添加する場合、ｉ
ｐｐｍ未満ではその効果がなく、５ｏｏｐｐｍを超える
とＴｉ８２の粗大粒子が混入して成形性を害することか
ら、Ｂは１〜５００ｐｐｍの範囲とすることが好ましい
。 さらに、高Ｍｇ合金では溶湯の酸化防止のためＢｅを１
〜２ｏｏｐｐｍ添加することがあるが本願においてもそ
の様にするのが好ましい。 次に本発明における製造プロセスについて説明する。 先ず、前記した合金組成を有するアルミニウム合金鋳塊
を常法に従ってＤＣ９鋳造法により作製する。 次いでその鋳塊に対して、請求項１の場合５００℃以上
で、請求項２の場合４５０℃以上で５６０℃以下×２時
間以上の均熱・加熱を施す。基本的には鋳塊加熱温度の
下限は４５０℃でこの温度未満では熱間圧延時の圧延性
が著しく低下し、また高濃度Ｍｇ合金系ではＭｇ２Ｓｉ
の固溶量は少なく高温の方が固溶しやすく有利であるが
、５６０℃以上では表面酸化が進むこと、さらにＡｌＭ
ｎＦｅ系の金属間化合物が成長して粗大化することなど
でこの温度範囲とした。ただし固溶を促進するために５
００℃以上が好ましい。また請求項１の場合には４０〜
７０％の熱間圧延を施した時の温度が５００℃以上の状
態を創出することを狙っているので鋳塊加熱温度の下限
は５００℃とした。 その後熱間圧延を施すが、鋳塊にたいし４０〜７０％の
熱間圧延を施した時の温度が５００℃以上の状態で有れ
ばその状態で３０秒以上の保持を行い、Ｍｇ２Ｓｉの固
溶を促進させる。 （これが請求項１の場合。）また、
鋳塊にたいし４０〜７０％の熱間圧延を施した時の温度
が５００℃未満の状態で有れば５００〜５６０℃の湿度
で３０秒以上保持する加熱処理を行ない Ｍｇ２Ｓｉの
固溶を促進させる。 （これが請求項２の場合。）熱間
圧延により歪が加わっているため、鋳塊の時点で固溶し
きれなかったＭｇ２５ｉもこの処置により固溶しやすく
なる。 引き続き熱間圧延を行ない８ｍｍ以下の厚みでかつ３２
０℃以下に仕上げる。Ｍｇ２Ｓｉの析出は３３０〜４５
０℃で最も促進されこの間が粗大化しやすい。従って熱
間圧延途中の再加熱時の温度は４５０℃超として、熱延
上がりの様にその温度で最も長時間保持される状態では
３３０℃未満の温度とする必要が有るのであがり温度を
３２０℃以下とした。また熱間圧延の上がりの板厚を８
ｍｍ以下としたのはその後の冷間圧延時の作業性を考慮
したにすぎない。このようにして得られた圧延板はＭｇ
２５工の巨大金属間化合物はすくない。 その後常法に従って、冷間加工、焼鈍等を行ない最終板
に仕上げる。このとき３３０℃以上の焼鈍を行なうとき
にはＣＡＬのような連続焼鈍法に依る方が箱型焼鈍法に
よるよりＭｇ２Ｓｉの金属間化合物の粗大化が防げる。 上記製法に依り得られた成形用アルミニウム合金板は最
終板の平行断面の註察に於いて全厚み中に５μｍ以上の
Ｍｇ２Ｓｉの金属間化合物が占める面積率で１％以下と
なり、深絞り加工、曲げ加工や一般の張り出し加工さら
には局部的な張り出し加工時に割れの発生を低く抑えた
材料となる。
第】表に示す合金成分の４００ｍｍ厚さのＤＣ鋳塊を、
第２表に示すように加熱及び熱間圧延を行い、中間焼鈍
をＣＡＬとしてその後冷間圧延を行って最終板厚とした
。 その後供試材Ｂにのみ最終焼鈍を施した。そして本材料
の代表的な用途は缶蓋材であるので、缶蓋焼付塗装べ一
牛ング相当の加Ｍ（２７０℃×２０秒）を施して性能を
第１表 合金組成（単位：ｗｔ％） 以下余白 第２表 製造条件および金属組織 注）熱延加熱保持棚の「８５分」とは、わざわざ加熱せ
ず熱延Ａ上がりのまま５分保持した事を意味する。 以下余白 表３ 性能表 以下余白 調べ第３表に示す。またこの時の５μｍ以上のＭｇ２Ｓ
ｉの面積率を測定し第２表に示す。ＢとＥは請求項１の
発明例で、ＤとＦは請求項２の発明例である。Ｇは一般
的に用いられているＳ１含有量が多い場合で、Ｃは最終
の熱延上り（表では「熱延Ｂ上がり」と称する）温度が
３３０℃と高い場合で、各々比較例とした。また熱延の
途中で保持又は加熱を行わないＡを従来例とした。 第３表の性能で比較すると、耐力値はほぼ同程度でも、
本発明による製法でえられる材料は、５μｍ以上のＭｇ
２５ｌの面積率の少なくなり、張出し性（エリクセン、
局部張出性）及び曲げ性に於いて優れている事がわかる
。 しかしＧのようにＳｉ含有量が多い場合で熱延の途中に
加熱を施しても５μｍ以上のＭｇ２Ｓｉの面積率は少な
くならずに、成形性は劣る結果となる。本発明例中で＆
Ｈの最終焼鈍を施した場合が最も特性が良くなっている
。 これは最終焼鈍による時効硬化を促進させた結果、中間
焼鈍後の冷間圧延率が減らせるために成形性が良くなっ
たものである。このように低湿（２５０℃以下）の最終
焼鈍を施すことにより、＾］−Ｃｕ−Ｍｇ及び５μｍよ
り微細なＭｇ−５ｉ系の析出物等の析出を促進させるこ
とや、適度な歪の回復を達成することにより、ベーキン
グ後の特性が向上する場合が有る。 更に中間焼鈍をバッチタイプとしても３２０℃以下であ
れば、本発明により得られる材料は、従来のノクノチタ
イブの製法でえられた材料に比較して性能は良好になる
。 すなわち、中間焼鈍だけバッチタイプで３１５℃×２時
間で施しそれ以外は製造符号り、 Ｅと同じ工程をと
ったものは５μｍ以上のＭ ｇ ２５１の面積率はそれ
ぞれ０゜７、 ０． ６％であり良好な局部張り出し性
、曲げ性を有する。ただし中間焼鈍をＣＡＬとした場合
とくらべ引張り強さは約Ｉ Ｋｇｆ／ａｍ２さがる。
第２表に示すように加熱及び熱間圧延を行い、中間焼鈍
をＣＡＬとしてその後冷間圧延を行って最終板厚とした
。 その後供試材Ｂにのみ最終焼鈍を施した。そして本材料
の代表的な用途は缶蓋材であるので、缶蓋焼付塗装べ一
牛ング相当の加Ｍ（２７０℃×２０秒）を施して性能を
第１表 合金組成（単位：ｗｔ％） 以下余白 第２表 製造条件および金属組織 注）熱延加熱保持棚の「８５分」とは、わざわざ加熱せ
ず熱延Ａ上がりのまま５分保持した事を意味する。 以下余白 表３ 性能表 以下余白 調べ第３表に示す。またこの時の５μｍ以上のＭｇ２Ｓ
ｉの面積率を測定し第２表に示す。ＢとＥは請求項１の
発明例で、ＤとＦは請求項２の発明例である。Ｇは一般
的に用いられているＳ１含有量が多い場合で、Ｃは最終
の熱延上り（表では「熱延Ｂ上がり」と称する）温度が
３３０℃と高い場合で、各々比較例とした。また熱延の
途中で保持又は加熱を行わないＡを従来例とした。 第３表の性能で比較すると、耐力値はほぼ同程度でも、
本発明による製法でえられる材料は、５μｍ以上のＭｇ
２５ｌの面積率の少なくなり、張出し性（エリクセン、
局部張出性）及び曲げ性に於いて優れている事がわかる
。 しかしＧのようにＳｉ含有量が多い場合で熱延の途中に
加熱を施しても５μｍ以上のＭｇ２Ｓｉの面積率は少な
くならずに、成形性は劣る結果となる。本発明例中で＆
Ｈの最終焼鈍を施した場合が最も特性が良くなっている
。 これは最終焼鈍による時効硬化を促進させた結果、中間
焼鈍後の冷間圧延率が減らせるために成形性が良くなっ
たものである。このように低湿（２５０℃以下）の最終
焼鈍を施すことにより、＾］−Ｃｕ−Ｍｇ及び５μｍよ
り微細なＭｇ−５ｉ系の析出物等の析出を促進させるこ
とや、適度な歪の回復を達成することにより、ベーキン
グ後の特性が向上する場合が有る。 更に中間焼鈍をバッチタイプとしても３２０℃以下であ
れば、本発明により得られる材料は、従来のノクノチタ
イブの製法でえられた材料に比較して性能は良好になる
。 すなわち、中間焼鈍だけバッチタイプで３１５℃×２時
間で施しそれ以外は製造符号り、 Ｅと同じ工程をと
ったものは５μｍ以上のＭ ｇ ２５１の面積率はそれ
ぞれ０゜７、 ０． ６％であり良好な局部張り出し性
、曲げ性を有する。ただし中間焼鈍をＣＡＬとした場合
とくらべ引張り強さは約Ｉ Ｋｇｆ／ａｍ２さがる。
本発明によれば、成形加工時の割れの起点となりやすい
など特に成形時に悪影響を及ぼすＭｇ２Ｓｉの粗大な金
属間化合物の生成を抑えることができる。よって薄肉化
が進みよりきびしい成形性の要求される缶胴や缶蓋等の
缶材等に好適に用いることができる。 以上
など特に成形時に悪影響を及ぼすＭｇ２Ｓｉの粗大な金
属間化合物の生成を抑えることができる。よって薄肉化
が進みよりきびしい成形性の要求される缶胴や缶蓋等の
缶材等に好適に用いることができる。 以上
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｍｇ３．５〜６ｗｔ％、Ｓｉ０．０１〜０．２ｗｔ
％、Ｍｎ＋Ｆｅ１ｗｔ％以下を含有し、さらにＣｕ０．
０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｎ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｃ
ｒ０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ０．０１〜０．３ｗｔ
％、Ｖ０．０１〜０．３ｗｔ％の１種又は２種以上を含
有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウ
ム合金鋳塊を常法にしたがって圧延して成形加工用アル
ミニウム合金板を製造する方法において、鋳塊にたいし
て５００〜５６０℃の温度で２時間以上の加熱を行なっ
た後、熱間圧延し鋳塊より４０〜７０％の圧下を施した
熱間圧延の途中の時点で板表面の温度を５００℃以上と
しこの状態で３０秒以上保持し、その後熱間圧延を継続
して、８ｍｍ以下の厚みでしかも圧延上がりの温度を３
２０℃以下に仕上げることによって、最終板の平行断面
の観察に於いて全厚み中に５μｍ以上のＭｇ＿２Ｓｉの
金属間化合物がしめる面積率を１％以下とすることを特
徴とする成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。 ２、Ｍｇ３．５〜６ｗｔ％、Ｓｉ０．０１〜０．２ｗｔ
％、Ｍｎ＋Ｆｅ１ｗｔ％以下を含有し、さらにＣｕ０．
０５〜０．５ｗｔ％、％ｎ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｃ
ｒ０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ０．０１〜０．３ｗｔ
％、Ｖ０．０１〜０．３ｗｔ％の１種又は２種以上を含
有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウ
ム合金鋳塊を常法にしたがって圧延して成形加工用アル
ミニウム合金板を製造する方法において、鋳塊にたいし
て４５０〜５６０℃の温度で２時間以上の加熱を行なっ
た後、熱間圧延し鋳塊より４０〜７０％の圧下を施した
熱間圧延の途中の時点で板表面の温度を５００℃未満と
し５００〜５６０℃の温度で３０秒以上保持する加熱処
理を行ない、その後熱間圧延を継続して、８ｍｍ以下の
厚みでしかも圧延上がりの温度を３２０℃以下に仕上げ
ることによって、最終板の平行断面の観察に於いて全厚
み中に５μｍ以上のＭｇ＿２Ｓｉの金属間化合物がしめ
る面積率を１％以下とすることを特徴とする成形加工用
アルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33650590A JPH04202747A (ja) | 1990-11-30 | 1990-11-30 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33650590A JPH04202747A (ja) | 1990-11-30 | 1990-11-30 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04202747A true JPH04202747A (ja) | 1992-07-23 |
Family
ID=18299829
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33650590A Pending JPH04202747A (ja) | 1990-11-30 | 1990-11-30 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04202747A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0823489A1 (fr) * | 1996-08-06 | 1998-02-11 | Pechiney Rhenalu | Produit pour construction soudée en alliage AlMgMn à tenue à la corrosion améliorée |
| JP2010236075A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Kobe Steel Ltd | 缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
-
1990
- 1990-11-30 JP JP33650590A patent/JPH04202747A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0823489A1 (fr) * | 1996-08-06 | 1998-02-11 | Pechiney Rhenalu | Produit pour construction soudée en alliage AlMgMn à tenue à la corrosion améliorée |
| FR2752244A1 (fr) * | 1996-08-06 | 1998-02-13 | Pechiney Rhenalu | Produit pour construction soudee en alliage almgmn a tenue a la corrosion amelioree |
| JP2010236075A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Kobe Steel Ltd | 缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
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