JPH07126818A - 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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- JPH07126818A JPH07126818A JP29898893A JP29898893A JPH07126818A JP H07126818 A JPH07126818 A JP H07126818A JP 29898893 A JP29898893 A JP 29898893A JP 29898893 A JP29898893 A JP 29898893A JP H07126818 A JPH07126818 A JP H07126818A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＤＩ缶胴材あるいは缶蓋材等に用いられる強
度および成形加工性に優れ、特にＤＩ加工時の４５°耳
率の低い成形加工用アルミニウム合金板の製造方法を提
供する。 【構成】 Ｍｎ０．５〜２．０wt％、Ｍｇ０．５〜３．
０wt％、Ｃｕ０．０１〜１．２wt％、Ｓｉ０．１〜２．
０wt％、Ｆｅ０．１〜１．５wt％を含有し、残部Ａｌと
不可避的不純物とからなるアルミニウム合金鋳塊を均質
化処理後、熱間粗圧延を終了温度が５００℃以上となる
ように施し、次いで１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
４００℃以下の温度に冷却した後、熱間仕上圧延を終了
温度が２８０℃以下となるように施して、板厚が４．５
ｍｍ以下で、断面ミクロ組織が完全な未再結晶組織であ
り、かつ断面ミクロ組織における平均粒径２０μｍ以下
の析出相の面積占有率が１０％未満である熱間仕上圧延
板とし、該熱間仕上圧延板に圧延率７５％以下の冷間圧
延を施した後焼鈍処理し、さらに圧延率６０％以上の冷
間圧延を施す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。
度および成形加工性に優れ、特にＤＩ加工時の４５°耳
率の低い成形加工用アルミニウム合金板の製造方法を提
供する。 【構成】 Ｍｎ０．５〜２．０wt％、Ｍｇ０．５〜３．
０wt％、Ｃｕ０．０１〜１．２wt％、Ｓｉ０．１〜２．
０wt％、Ｆｅ０．１〜１．５wt％を含有し、残部Ａｌと
不可避的不純物とからなるアルミニウム合金鋳塊を均質
化処理後、熱間粗圧延を終了温度が５００℃以上となる
ように施し、次いで１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
４００℃以下の温度に冷却した後、熱間仕上圧延を終了
温度が２８０℃以下となるように施して、板厚が４．５
ｍｍ以下で、断面ミクロ組織が完全な未再結晶組織であ
り、かつ断面ミクロ組織における平均粒径２０μｍ以下
の析出相の面積占有率が１０％未満である熱間仕上圧延
板とし、該熱間仕上圧延板に圧延率７５％以下の冷間圧
延を施した後焼鈍処理し、さらに圧延率６０％以上の冷
間圧延を施す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。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は２ピースアルミニウム缶
の缶胴材即ちＤＩ缶胴材或いは缶蓋材等に用いられる成
形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関するもので
あり、さらに詳しくは強度および成形加工性に優れ、特
に成形加工時の４５°耳率が低いＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関す
るものである。
の缶胴材即ちＤＩ缶胴材或いは缶蓋材等に用いられる成
形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関するもので
あり、さらに詳しくは強度および成形加工性に優れ、特
に成形加工時の４５°耳率が低いＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】成形加工用アルミニウム合金板、特にＤ
Ｉ缶用胴材として用いられるアルミニウム合金板につい
ては、近年薄肉化と高強度化が進められている。このよ
うな用途には従来から種々のアルミニウム合金板が用い
られているが、特にＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金であるＪＩ
Ｓ３００４合金板は、強度を高めるために高圧延率の冷
間圧延を施した場合でも、比較的良好な成形性を示すと
ころから、ＤＩ缶の胴材として多く用いられている。こ
のＪＩＳ３００４合金板の製造方法としては、その鋳塊
に均質化処理を施してから、通常の方法で熱間圧延を施
し、次いで冷間圧延を施してから、あるいは冷間圧延を
施さずに焼鈍処理し、さらに最終冷間圧延を施すことに
より製品のアルミニウム合金板とすることが多い。この
ような製造工程における焼鈍処理の方法としては、箱型
焼鈍炉を用いたバッチ焼鈍法が一般的であったが、近年
は連続焼鈍炉の普及により、連続焼鈍炉を用いた連続焼
鈍法が多く行われるようになっている。
Ｉ缶用胴材として用いられるアルミニウム合金板につい
ては、近年薄肉化と高強度化が進められている。このよ
うな用途には従来から種々のアルミニウム合金板が用い
られているが、特にＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金であるＪＩ
Ｓ３００４合金板は、強度を高めるために高圧延率の冷
間圧延を施した場合でも、比較的良好な成形性を示すと
ころから、ＤＩ缶の胴材として多く用いられている。こ
のＪＩＳ３００４合金板の製造方法としては、その鋳塊
に均質化処理を施してから、通常の方法で熱間圧延を施
し、次いで冷間圧延を施してから、あるいは冷間圧延を
施さずに焼鈍処理し、さらに最終冷間圧延を施すことに
より製品のアルミニウム合金板とすることが多い。この
ような製造工程における焼鈍処理の方法としては、箱型
焼鈍炉を用いたバッチ焼鈍法が一般的であったが、近年
は連続焼鈍炉の普及により、連続焼鈍炉を用いた連続焼
鈍法が多く行われるようになっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところで、ＤＩ缶の胴
材に要求される性能としては、前記のように高強度を有
し、かつ成形性に優れていることの他に、ＤＩ加工の際
に、４５°耳率が低いことが重要である。しかるに、前
記したＪＩＳ３００４合金板の製造方法において、焼鈍
処理を連続焼鈍炉による連続焼鈍法によって行った場
合、急速加熱、高温短時間加熱、急速冷却の焼鈍処理と
なるために、溶体化処理効果が得られ、強度は向上する
が、成形性、特に、ベーキング後のフランジ成形性を向
上させるためには、バッチ焼鈍法と同様に、焼鈍処理後
の最終冷間圧延率を高くする必要があり、それに伴いＤ
Ｉ加工の際に４５°耳率が高くなるという問題が生じて
いる。
材に要求される性能としては、前記のように高強度を有
し、かつ成形性に優れていることの他に、ＤＩ加工の際
に、４５°耳率が低いことが重要である。しかるに、前
記したＪＩＳ３００４合金板の製造方法において、焼鈍
処理を連続焼鈍炉による連続焼鈍法によって行った場
合、急速加熱、高温短時間加熱、急速冷却の焼鈍処理と
なるために、溶体化処理効果が得られ、強度は向上する
が、成形性、特に、ベーキング後のフランジ成形性を向
上させるためには、バッチ焼鈍法と同様に、焼鈍処理後
の最終冷間圧延率を高くする必要があり、それに伴いＤ
Ｉ加工の際に４５°耳率が高くなるという問題が生じて
いる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明はこのような状況
に鑑み鋭意検討の結果、連続焼鈍炉を用いた連続焼鈍法
による焼鈍処理後の最終冷間圧延率を高くしても、ＤＩ
加工の際の４５°耳率の低い成形加工用アルミニウム合
金板の製造方法を開発したものである。
に鑑み鋭意検討の結果、連続焼鈍炉を用いた連続焼鈍法
による焼鈍処理後の最終冷間圧延率を高くしても、ＤＩ
加工の際の４５°耳率の低い成形加工用アルミニウム合
金板の製造方法を開発したものである。
【０００５】即ち、本発明は、Ｍｎ０．５〜２．０wt
％、Ｍｇ０．５〜３．０wt％、Ｃｕ０．０１〜１．２wt
％、Ｓｉ０．１〜２．０wt％、Ｆｅ０．１〜１．５wt％
を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物とからなるアルミ
ニウム合金鋳塊を均質化処理後、熱間粗圧延を終了温度
が５００℃以上となるように施し、次いで１００℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下の温度に冷却した
後、熱間仕上圧延を終了温度が２８０℃以下となるよう
に施して、板厚が４．５ｍｍ以下で、断面ミクロ組織が
完全な未再結晶組織であり、かつ断面ミクロ組織におけ
る平均粒径２０μｍ以下の析出相の面積占有率が１０％
未満である熱間仕上圧延板とし、該熱間仕上圧延板に圧
延率７５％以下の冷間圧延を施した後焼鈍処理し、さら
に圧延率６０％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする
成形加工用アルミニウム合金板の製造方法である。
％、Ｍｇ０．５〜３．０wt％、Ｃｕ０．０１〜１．２wt
％、Ｓｉ０．１〜２．０wt％、Ｆｅ０．１〜１．５wt％
を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物とからなるアルミ
ニウム合金鋳塊を均質化処理後、熱間粗圧延を終了温度
が５００℃以上となるように施し、次いで１００℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下の温度に冷却した
後、熱間仕上圧延を終了温度が２８０℃以下となるよう
に施して、板厚が４．５ｍｍ以下で、断面ミクロ組織が
完全な未再結晶組織であり、かつ断面ミクロ組織におけ
る平均粒径２０μｍ以下の析出相の面積占有率が１０％
未満である熱間仕上圧延板とし、該熱間仕上圧延板に圧
延率７５％以下の冷間圧延を施した後焼鈍処理し、さら
に圧延率６０％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする
成形加工用アルミニウム合金板の製造方法である。
【０００６】
【作用】まず本発明におけるアルミニウム合金の合金組
成の限定理由について説明する。Ｍｎは強度向上に寄与
するとともに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物の生成による
しごき成形性の向上に効果の有る元素である。その含有
量を０．５〜２．０wt％と限定したのは、０．５wt％未
満ではその効果が十分ではなく、２．０wt％を超えると
強度が高くなり成形性が低下するためである。
成の限定理由について説明する。Ｍｎは強度向上に寄与
するとともに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物の生成による
しごき成形性の向上に効果の有る元素である。その含有
量を０．５〜２．０wt％と限定したのは、０．５wt％未
満ではその効果が十分ではなく、２．０wt％を超えると
強度が高くなり成形性が低下するためである。
【０００７】Ｍｇは強度向上に寄与する元素であり、特
にＣｕとの組み合わせによりベーキング時におけるＡｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の析出による硬化を生じ強度を向
上させる。その含有量を０．５〜３．０wt％と限定した
のは、０．５wt％未満ではその効果が十分ではなく、
３．０wt％を超えると強度が高くなり成形性が低下する
ためである。
にＣｕとの組み合わせによりベーキング時におけるＡｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の析出による硬化を生じ強度を向
上させる。その含有量を０．５〜３．０wt％と限定した
のは、０．５wt％未満ではその効果が十分ではなく、
３．０wt％を超えると強度が高くなり成形性が低下する
ためである。
【０００８】ＣｕはＭｇと同様にベーキング時における
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の析出による硬化を生じ強度
を向上させる。その含有量を０．０１〜１．２wt％と限
定したのは、０．０１wt％未満ではその効果が十分では
なく、１．２wt％を超えると強度が高くなり成形性が低
下するためである。
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の析出による硬化を生じ強度
を向上させる。その含有量を０．０１〜１．２wt％と限
定したのは、０．０１wt％未満ではその効果が十分では
なく、１．２wt％を超えると強度が高くなり成形性が低
下するためである。
【０００９】ＳｉはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物に相変
態を生じさせ、α相（Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間
化合物）を形成させて晶出物の硬度を上昇させ、しごき
加工性の向上に効果を有する。その含有量を０．１〜
１．５wt％と限定したのは、０．１wt％未満ではその効
果が十分ではなく、１．５wt％を超えると晶出物が巨大
化し、逆にしごき加工性が低下するためである。
態を生じさせ、α相（Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間
化合物）を形成させて晶出物の硬度を上昇させ、しごき
加工性の向上に効果を有する。その含有量を０．１〜
１．５wt％と限定したのは、０．１wt％未満ではその効
果が十分ではなく、１．５wt％を超えると晶出物が巨大
化し、逆にしごき加工性が低下するためである。
【００１０】ＦｅはＭｎとの関係でＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系
晶出物を形成し、しごき加工性の向上に効果を有する。
その含有量を０．１〜１．５wt％と限定したのは、０．
１wt％未満ではその効果が十分ではなく、１．５wt％を
超えると晶出物が巨大化し、逆にしごき加工性が低下す
るためである。
晶出物を形成し、しごき加工性の向上に効果を有する。
その含有量を０．１〜１．５wt％と限定したのは、０．
１wt％未満ではその効果が十分ではなく、１．５wt％を
超えると晶出物が巨大化し、逆にしごき加工性が低下す
るためである。
【００１１】以上の添加元素の他に含有される不可避的
不純物は、通常市販の純アルミニウム地金に含有されて
いる程度の量であればとくに規制する必要はない。
不純物は、通常市販の純アルミニウム地金に含有されて
いる程度の量であればとくに規制する必要はない。
【００１２】次に、本発明の製造方法を上記のように限
定した理由について説明する。まず上記合金組成のアル
ミニウム合金鋳塊を均質化処理するが、均質化処理の条
件は特に限定しない。通常６００〜６２０℃の温度で２
〜１０ｈｒ保持とすれば良い。
定した理由について説明する。まず上記合金組成のアル
ミニウム合金鋳塊を均質化処理するが、均質化処理の条
件は特に限定しない。通常６００〜６２０℃の温度で２
〜１０ｈｒ保持とすれば良い。
【００１３】均質化処理した後、熱間粗圧延を施すが、
この熱間粗圧延を終了温度が５００℃以上となるように
施すのは、終了温度が５００℃未満になると熱間粗圧延
時に微細なα相が析出し、この微細なα相が、後工程の
焼鈍処理時に、耳率制御に寄与する立方体方位の発生お
よび成長を阻害するためである。尚微細なα相（平均粒
径１μｍ程度以下のもの）は４００℃を超え、５００℃
未満の温度で析出しやすいことが知られている。
この熱間粗圧延を終了温度が５００℃以上となるように
施すのは、終了温度が５００℃未満になると熱間粗圧延
時に微細なα相が析出し、この微細なα相が、後工程の
焼鈍処理時に、耳率制御に寄与する立方体方位の発生お
よび成長を阻害するためである。尚微細なα相（平均粒
径１μｍ程度以下のもの）は４００℃を超え、５００℃
未満の温度で析出しやすいことが知られている。
【００１４】熱間粗圧延終了後、１００℃／ｓｅｃ以上
の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却するのは、微
細なα相が析出しやすい上記の温度範囲に保持される時
間をできるだけ短くし、微細なα相の析出を防ぐためで
ある。１００℃／ｓｅｃ未満の冷却速度および４００℃
を超える温度では逆に微細なα相の析出を促進するため
好ましくない。
の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却するのは、微
細なα相が析出しやすい上記の温度範囲に保持される時
間をできるだけ短くし、微細なα相の析出を防ぐためで
ある。１００℃／ｓｅｃ未満の冷却速度および４００℃
を超える温度では逆に微細なα相の析出を促進するため
好ましくない。
【００１５】次に熱間仕上圧延を２８０℃以下の温度で
終了し、熱間仕上圧延板の板厚を４．５ｍｍ以下とする
のは、後工程の焼鈍処理時に立方体方位の成長を促進す
る圧延集合組織を発達させるためである。熱間仕上圧延
の終了温度が２８０℃を超えたり、熱間仕上圧延板の板
厚が４．５ｍｍを超える場合は、圧延集合組織の発達が
乏しく、焼鈍処理時に立方体方位の発生を促進しないた
め好ましくない。
終了し、熱間仕上圧延板の板厚を４．５ｍｍ以下とする
のは、後工程の焼鈍処理時に立方体方位の成長を促進す
る圧延集合組織を発達させるためである。熱間仕上圧延
の終了温度が２８０℃を超えたり、熱間仕上圧延板の板
厚が４．５ｍｍを超える場合は、圧延集合組織の発達が
乏しく、焼鈍処理時に立方体方位の発生を促進しないた
め好ましくない。
【００１６】熱間仕上圧延板の断面ミクロ組織を完全な
未再結晶組織とし、かつ断面ミクロ組織における平均粒
径２０μｍ以下の析出相の面積占有率を１０％未満とす
るのは、部分再結晶組織あるいは全面再結晶組織であっ
たり、平均粒径２０μｍ以下の析出相の面積占有率が１
０％以上である場合には、いずれも後工程の焼鈍処理時
の立方体方位の発生および成長を阻害するためである。
未再結晶組織とし、かつ断面ミクロ組織における平均粒
径２０μｍ以下の析出相の面積占有率を１０％未満とす
るのは、部分再結晶組織あるいは全面再結晶組織であっ
たり、平均粒径２０μｍ以下の析出相の面積占有率が１
０％以上である場合には、いずれも後工程の焼鈍処理時
の立方体方位の発生および成長を阻害するためである。
【００１７】次に熱間仕上圧延後の熱間仕上圧延板に圧
延率７５％以下の冷間圧延を施し、焼鈍処理した後、圧
延率６０％以上の冷間圧延（最終圧延）を施すのは、圧
延率が７５％を超える冷間圧延後の焼鈍処理では、焼鈍
時の再結晶の駆動力が大きくなり、ランダムな方位の再
結晶粒が生成し、立方体方位の発生を阻害するためであ
る。また焼鈍処理後に圧延率６０％以上の最終圧延を施
すのは、圧延率６０％未満の最終圧延ではベーキング後
のフランジ成形性を悪くするためである。
延率７５％以下の冷間圧延を施し、焼鈍処理した後、圧
延率６０％以上の冷間圧延（最終圧延）を施すのは、圧
延率が７５％を超える冷間圧延後の焼鈍処理では、焼鈍
時の再結晶の駆動力が大きくなり、ランダムな方位の再
結晶粒が生成し、立方体方位の発生を阻害するためであ
る。また焼鈍処理後に圧延率６０％以上の最終圧延を施
すのは、圧延率６０％未満の最終圧延ではベーキング後
のフランジ成形性を悪くするためである。
【００１８】なお、必要に応じて最終圧延後に、１００
〜２００℃の温度で２〜１０ｈｒ加熱する安定化処理を
施しても良い。
〜２００℃の温度で２〜１０ｈｒ加熱する安定化処理を
施しても良い。
【００１９】
【実施例】表１に示す合金組成の各種アルミニウム合金
鋳塊を通常の溶製法により鋳造し、面削後６００℃×９
ｈｒの均質化処理を施した後、表２に示す条件で熱間粗
圧延、熱間仕上圧延および冷間圧延を行って各種アルミ
ニウム合金板を得た。なお熱間粗圧延上がりの板厚は１
８ｍｍとし、焼鈍処理は５５０℃×１０ｓｅｃの連続焼
鈍法とし、最終板厚は０．３ｍｍとした。これらのアル
ミニウム合金板についてベーキング後の耐力およびＤＩ
加工時の４５°耳率を測定した。それらの結果を表２に
記した。
鋳塊を通常の溶製法により鋳造し、面削後６００℃×９
ｈｒの均質化処理を施した後、表２に示す条件で熱間粗
圧延、熱間仕上圧延および冷間圧延を行って各種アルミ
ニウム合金板を得た。なお熱間粗圧延上がりの板厚は１
８ｍｍとし、焼鈍処理は５５０℃×１０ｓｅｃの連続焼
鈍法とし、最終板厚は０．３ｍｍとした。これらのアル
ミニウム合金板についてベーキング後の耐力およびＤＩ
加工時の４５°耳率を測定した。それらの結果を表２に
記した。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】表２から明らかなように、本発明法による
アルミニウム合金板は、比較法あるいは従来法によるア
ルミニウム合金板に比較して、ベーキング後の耐力は同
等あるいはそれ以上であり、ＤＩ加工時の４５°耳率は
格段に低い。
アルミニウム合金板は、比較法あるいは従来法によるア
ルミニウム合金板に比較して、ベーキング後の耐力は同
等あるいはそれ以上であり、ＤＩ加工時の４５°耳率は
格段に低い。
【００２３】
【発明の効果】以上述べたように、本発明製造方法によ
れば、連続焼鈍炉による連続焼鈍処理後の最終圧延率を
高くしても、ＤＩ加工時の４５°耳率の低い成形加工用
アルミニウム合金板が得られ工業上顕著な効果を奏する
ものである。
れば、連続焼鈍炉による連続焼鈍処理後の最終圧延率を
高くしても、ＤＩ加工時の４５°耳率の低い成形加工用
アルミニウム合金板が得られ工業上顕著な効果を奏する
ものである。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｍｎ０．５〜２．０wt％、Ｍｇ０．５〜
３．０wt％、Ｃｕ０．０１〜１．２wt％、Ｓｉ０．１〜
２．０wt％、Ｆｅ０．１〜１．５wt％を含有し、残部Ａ
ｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金鋳塊を
均質化処理後、熱間粗圧延を終了温度が５００℃以上と
なるように施し、次いで１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で４００℃以下の温度に冷却した後、熱間仕上圧延を
終了温度が２８０℃以下となるように施して、板厚が
４．５ｍｍ以下で、断面ミクロ組織が完全な未再結晶組
織であり、かつ断面ミクロ組織における平均粒径２０μ
ｍ以下の析出相の面積占有率が１０％未満である熱間仕
上圧延板とし、該熱間仕上圧延板に圧延率７５％以下の
冷間圧延を施した後焼鈍処理し、さらに圧延率６０％以
上の冷間圧延を施す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 |
|---|---|---|---|
| JP29898893A JPH07126818A (ja) | 1993-11-04 | 1993-11-04 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP29898893A JPH07126818A (ja) | 1993-11-04 | 1993-11-04 | 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 |
|---|---|
| JPH07126818A true JPH07126818A (ja) | 1995-05-16 |
Family
ID=17866779
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29898893A Pending JPH07126818A (ja) | 1993-11-04 | 1993-11-04 | 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) | JPH07126818A (ja) |
-
1993
- 1993-11-04 JP JP29898893A patent/JPH07126818A/ja active Pending
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