JPH0860283A - Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法Info
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- JPH0860283A JPH0860283A JP21314994A JP21314994A JPH0860283A JP H0860283 A JPH0860283 A JP H0860283A JP 21314994 A JP21314994 A JP 21314994A JP 21314994 A JP21314994 A JP 21314994A JP H0860283 A JPH0860283 A JP H0860283A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＤＩ缶胴用のアルミニウム合金硬質板とし
て、強度およびＤＩ成形性に優れるばかりでなく、ＤＩ
加工、塗装焼付処理後の缶胴縁部の成形性（ネッキング
加工性、フランジ加工性、シーミング加工性）に優れた
板およびその製造方法を提供する。 【構成】 請求項１，２：Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ
０．５〜１．８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１
５〜０．８％、Ｆｅ／Ｓｉ比２以下、さらに微量のＴｉ
（およびＢ）を含有し、そのほか必要に応じて少量のＣ
ｕ，Ｃｒ，Ｚｎを含有し、残部が実質的にＡｌよりな
り、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率が３０％以上、
板表面の０．５〜２μｍの金属間化合物が１００００個
／ｍｍ2 以上存在するＡｌ合金板。 請求項３：前記の
合金を鋳造後、５３０〜６１０℃×２〜２４時間の均質
化処理を行なうにあたり、その昇温過程の４５０〜５０
０℃の温度域の昇温速度を７０℃／ｈｒ以下とするかま
たはその温度域で０．５〜２時間の中間保持を行なう。
て、強度およびＤＩ成形性に優れるばかりでなく、ＤＩ
加工、塗装焼付処理後の缶胴縁部の成形性（ネッキング
加工性、フランジ加工性、シーミング加工性）に優れた
板およびその製造方法を提供する。 【構成】 請求項１，２：Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ
０．５〜１．８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１
５〜０．８％、Ｆｅ／Ｓｉ比２以下、さらに微量のＴｉ
（およびＢ）を含有し、そのほか必要に応じて少量のＣ
ｕ，Ｃｒ，Ｚｎを含有し、残部が実質的にＡｌよりな
り、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率が３０％以上、
板表面の０．５〜２μｍの金属間化合物が１００００個
／ｍｍ2 以上存在するＡｌ合金板。 請求項３：前記の
合金を鋳造後、５３０〜６１０℃×２〜２４時間の均質
化処理を行なうにあたり、その昇温過程の４５０〜５０
０℃の温度域の昇温速度を７０℃／ｈｒ以下とするかま
たはその温度域で０．５〜２時間の中間保持を行なう。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明はＤＩ加工（絞り−しご
き加工）による２ピースアルミニウム缶用の缶胴、すな
わちアルミニウム合金製ＤＩ缶胴に用いられるＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板に関し、特にＤＩ加
工および塗装焼付け処理の後に缶胴縁部（フランジ部）
に施されるフランジ加工等における成形性が良好なＤＩ
缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法に関する
ものである。
き加工）による２ピースアルミニウム缶用の缶胴、すな
わちアルミニウム合金製ＤＩ缶胴に用いられるＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板に関し、特にＤＩ加
工および塗装焼付け処理の後に缶胴縁部（フランジ部）
に施されるフランジ加工等における成形性が良好なＤＩ
缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に２ピースアルミニウム缶の製造工
程としては、缶胴素材に対して深絞り加工、しごき加工
によるＤＩ成形を施して缶胴形状とした後、所定のサイ
ズにトリミングを施してから塗装焼付け処理を施し、そ
の後、缶胴縁部に対してネッキング加工（口絞り加
工）、フランジ加工（口拡げ加工）を行ない、さらに別
に成形した缶蓋（缶エンド）を合わせてシーミング加工
（巻締め加工）を行なうのが通常である。
程としては、缶胴素材に対して深絞り加工、しごき加工
によるＤＩ成形を施して缶胴形状とした後、所定のサイ
ズにトリミングを施してから塗装焼付け処理を施し、そ
の後、缶胴縁部に対してネッキング加工（口絞り加
工）、フランジ加工（口拡げ加工）を行ない、さらに別
に成形した缶蓋（缶エンド）を合わせてシーミング加工
（巻締め加工）を行なうのが通常である。
【０００３】ところで従来のＤＩ缶の缶胴材としては、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金であるＪＩＳ ３００４合金や
ＡＡ ３１０４合金が広く用いられている。これらの合
金は、しごき加工性に優れており、強度を高めるために
高圧延率で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缶胴材として最適であると
されている。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金であるＪＩＳ ３００４合金や
ＡＡ ３１０４合金が広く用いられている。これらの合
金は、しごき加工性に優れており、強度を高めるために
高圧延率で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缶胴材として最適であると
されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】２ピースアルミニウム
缶については、より薄肉化を図って材料コストの低減、
軽量化を図ることが強く望まれている。このように薄肉
化を図るためにはより一層の高強度化が望まれる。また
ＤＩ缶胴材は、高強度を有するばかりでなく、ＤＩ成形
性が良好であることが要求され、さらにＤＩ缶胴に成形
して塗装焼付け処理を施した後のネッキング加工、フラ
ンジ加工、シーミング加工での成形性も優れていること
が要求される。特に缶胴縁部については、素材製造過程
での冷間圧延、缶胴成形時のＤＩ成形、塗装焼付け処理
後のネッキング加工、フランジ加工、シーミング加工と
いった、多段階、多種類の加工が加えられるため、加工
中にクラックが生じたりしやすい。特に最近では缶胴の
薄肉化に伴なって缶胴縁部の板厚も小さくなっており、
そのためフランジ加工やシーミング加工において縁部に
破断が生じやすく、そこで缶胴縁部のフランジ加工性、
シーミング加工性の改善が強く望まれている。また缶蓋
の軽量化の要請から缶胴のネック径の小径化が望まれて
おり、この場合ネッキング加工量の増大が必要となるこ
とから、より一層の缶胴縁部の成形性の向上が望まれて
いる。
缶については、より薄肉化を図って材料コストの低減、
軽量化を図ることが強く望まれている。このように薄肉
化を図るためにはより一層の高強度化が望まれる。また
ＤＩ缶胴材は、高強度を有するばかりでなく、ＤＩ成形
性が良好であることが要求され、さらにＤＩ缶胴に成形
して塗装焼付け処理を施した後のネッキング加工、フラ
ンジ加工、シーミング加工での成形性も優れていること
が要求される。特に缶胴縁部については、素材製造過程
での冷間圧延、缶胴成形時のＤＩ成形、塗装焼付け処理
後のネッキング加工、フランジ加工、シーミング加工と
いった、多段階、多種類の加工が加えられるため、加工
中にクラックが生じたりしやすい。特に最近では缶胴の
薄肉化に伴なって缶胴縁部の板厚も小さくなっており、
そのためフランジ加工やシーミング加工において縁部に
破断が生じやすく、そこで缶胴縁部のフランジ加工性、
シーミング加工性の改善が強く望まれている。また缶蓋
の軽量化の要請から缶胴のネック径の小径化が望まれて
おり、この場合ネッキング加工量の増大が必要となるこ
とから、より一層の缶胴縁部の成形性の向上が望まれて
いる。
【０００５】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、強度およびＤＩ成形性に優れるばかりでな
く、特にネッキング加工、フランジ加工、シーミング加
工が施される缶胴縁部の成形性が優れたアルミニウム合
金製ＤＩ缶胴を提供することを目的とするものである。
たもので、強度およびＤＩ成形性に優れるばかりでな
く、特にネッキング加工、フランジ加工、シーミング加
工が施される缶胴縁部の成形性が優れたアルミニウム合
金製ＤＩ缶胴を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者等は前述の課題
を解決するべく鋭意実験・研究を重ねた結果、素材の合
金成分組成を適切に選定すると同時に、鋳塊に対する均
質化処理条件を最適化して、組織状態、特に金属間化合
物の分散状態を最適化することによって、ＤＩ加工およ
び塗装焼付け処理が施された後における缶胴縁部の成形
性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板が得られるこ
とを見出し、この発明をなすに至ったのである。
を解決するべく鋭意実験・研究を重ねた結果、素材の合
金成分組成を適切に選定すると同時に、鋳塊に対する均
質化処理条件を最適化して、組織状態、特に金属間化合
物の分散状態を最適化することによって、ＤＩ加工およ
び塗装焼付け処理が施された後における缶胴縁部の成形
性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板が得られるこ
とを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【０００７】具体的には、請求項１の発明のアルミニウ
ム合金板は、Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜１．
８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１５〜０．８％
を含有し、かつＦｅ／Ｓｉ比が２以下の範囲内にあり、
さらに鋳塊組織微細化剤としての０．００５〜０．２０
％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％の
Ｂと組合せて含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物
よりなり、しかもＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率が
３０％以上でかつ板表面に０．５〜２μｍの範囲内の金
属間化合物が１００００個／ｍｍ2 以上存在することを
特徴とするものである。
ム合金板は、Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜１．
８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１５〜０．８％
を含有し、かつＦｅ／Ｓｉ比が２以下の範囲内にあり、
さらに鋳塊組織微細化剤としての０．００５〜０．２０
％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％の
Ｂと組合せて含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物
よりなり、しかもＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率が
３０％以上でかつ板表面に０．５〜２μｍの範囲内の金
属間化合物が１００００個／ｍｍ2 以上存在することを
特徴とするものである。
【０００８】また請求項２の発明のアルミニウム合金板
は、Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜１．８％、Ｆ
ｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１５〜０．８％を含有
し、かつＦｅ／Ｓｉ比が２以下の範囲内にあり、さらに
鋳塊組織微細化剤としての０．００５〜０．２０％のＴ
ｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組
合せて含有するとともに、Ｃｕ０．０５〜０．５％、Ｃ
ｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．１〜０．５％のうちの
１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よ
りなり、しかもＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率が３
０％以上でかつ板表面に０．５〜２μｍの範囲内の金属
間化合物が１００００個／ｍｍ2 以上存在することを特
徴とするものである。
は、Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜１．８％、Ｆ
ｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１５〜０．８％を含有
し、かつＦｅ／Ｓｉ比が２以下の範囲内にあり、さらに
鋳塊組織微細化剤としての０．００５〜０．２０％のＴ
ｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組
合せて含有するとともに、Ｃｕ０．０５〜０．５％、Ｃ
ｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．１〜０．５％のうちの
１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よ
りなり、しかもＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率が３
０％以上でかつ板表面に０．５〜２μｍの範囲内の金属
間化合物が１００００個／ｍｍ2 以上存在することを特
徴とするものである。
【０００９】さらに請求項３のＤＩ缶胴用アルミニウム
合金板の製造方法は、Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．
５〜１．８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１５〜
０．８％を含有し、かつＦｅ／Ｓｉ比が２以下の範囲内
にあり、さらに鋳塊組織微細化剤としての０．００５〜
０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．
０５％のＢと組合せて含有し、また必要に応じてＣｕ
０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ
０．１〜０．５％のうちの１種以上を含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造した後、５
３０〜６１０℃で２〜２４時間の均質化処理を施すにあ
たり、その昇温過程における４５０〜５００℃の温度域
を７０℃／ｈｒ以下の昇温速度で連続昇温させるかもし
くはその温度域内において０．５〜２時間保持させ、均
質化処理後熱間圧延および冷間圧延を行なって、Ａｌ−
Ｍｎ系金属間化合物のα化率が３０％以上でかつ板表面
に０．５〜２μｍの範囲内の金属間化合物が１００００
個／ｍｍ2 以上存在する圧延板を得ることを特徴とする
ものである。
合金板の製造方法は、Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．
５〜１．８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１５〜
０．８％を含有し、かつＦｅ／Ｓｉ比が２以下の範囲内
にあり、さらに鋳塊組織微細化剤としての０．００５〜
０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．
０５％のＢと組合せて含有し、また必要に応じてＣｕ
０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ
０．１〜０．５％のうちの１種以上を含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造した後、５
３０〜６１０℃で２〜２４時間の均質化処理を施すにあ
たり、その昇温過程における４５０〜５００℃の温度域
を７０℃／ｈｒ以下の昇温速度で連続昇温させるかもし
くはその温度域内において０．５〜２時間保持させ、均
質化処理後熱間圧延および冷間圧延を行なって、Ａｌ−
Ｍｎ系金属間化合物のα化率が３０％以上でかつ板表面
に０．５〜２μｍの範囲内の金属間化合物が１００００
個／ｍｍ2 以上存在する圧延板を得ることを特徴とする
ものである。
【００１０】
【作用】この発明のＤＩ缶胴用アルミニウム合金板で
は、基本的には、合金成分組成、特にＦｅ／Ｓｉ比と、
組織状態、特にＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率およ
び金属間化合物のサイズ、分布密度が重要であり、これ
らが所定の範囲内であることによってはじめて缶胴縁部
に優れた成形性を確保し、同時に高い強度、良好なＤＩ
成形性を得ることができるのである。そこで先ず合金の
成分組成の限定理由について説明する。
は、基本的には、合金成分組成、特にＦｅ／Ｓｉ比と、
組織状態、特にＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率およ
び金属間化合物のサイズ、分布密度が重要であり、これ
らが所定の範囲内であることによってはじめて缶胴縁部
に優れた成形性を確保し、同時に高い強度、良好なＤＩ
成形性を得ることができるのである。そこで先ず合金の
成分組成の限定理由について説明する。
【００１１】Ｍｇ：Ｍｇは単独でも固溶強化に効果があ
る元素であり、強度向上に不可欠な元素である。さらに
Ｍｇの添加は、ＳｉやＣｕとの共存によってＭｇ2 Ｓｉ
あるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ相の析出による時効硬化を期
待することができる。Ｍｇ量が０．５％未満ではその効
果が少なく、一方１．８％を越えて添加した場合には、
加工硬化しやすくなるため、ＤＩ加工時の再絞り成形
性、しごき成形性を劣化させる。そこでＭｇの範囲は
０．５〜１．８％とした。
る元素であり、強度向上に不可欠な元素である。さらに
Ｍｇの添加は、ＳｉやＣｕとの共存によってＭｇ2 Ｓｉ
あるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ相の析出による時効硬化を期
待することができる。Ｍｇ量が０．５％未満ではその効
果が少なく、一方１．８％を越えて添加した場合には、
加工硬化しやすくなるため、ＤＩ加工時の再絞り成形
性、しごき成形性を劣化させる。そこでＭｇの範囲は
０．５〜１．８％とした。
【００１２】Ｍｎ：Ｍｎは強度、成形性の向上に寄与す
るに有効な元素である。特にこの発明で対象としている
缶胴の製造過程では、ＤＩ成形時に苛酷なしごき加工が
施されるため、Ｍｎは重要となる。アルミニウム板のし
ごき加工においては通常エマルジョンタイプの潤滑剤が
用いられているが、Ｍｎ系晶出物が少ない場合には同程
度の強度を有していてもエマルジョンタイプ潤滑剤だけ
では潤滑能が不足し、ゴーリングと呼ばれる擦り疵や焼
付きなどの外観不良が発生するおそれがある。この現象
は晶出物の大きさ、量、種類に影響されることが知られ
ており、適切なＭｎ系晶出物を形成して、しごき加工に
おける潤滑能を向上させるためにＭｎは不可欠な元素で
ある。Ｍｎ量が１．８％を越えればＭｎＡｌ6 の初晶巨
大金属間化合物が発生して、逆に著しく成形性を損って
しまう。またＭｎ量が０．５％未満ではＭｎ系化合物に
よる固体潤滑的な効果が得られない。そこでＭｎの範囲
は０．５〜１．８％とした。
るに有効な元素である。特にこの発明で対象としている
缶胴の製造過程では、ＤＩ成形時に苛酷なしごき加工が
施されるため、Ｍｎは重要となる。アルミニウム板のし
ごき加工においては通常エマルジョンタイプの潤滑剤が
用いられているが、Ｍｎ系晶出物が少ない場合には同程
度の強度を有していてもエマルジョンタイプ潤滑剤だけ
では潤滑能が不足し、ゴーリングと呼ばれる擦り疵や焼
付きなどの外観不良が発生するおそれがある。この現象
は晶出物の大きさ、量、種類に影響されることが知られ
ており、適切なＭｎ系晶出物を形成して、しごき加工に
おける潤滑能を向上させるためにＭｎは不可欠な元素で
ある。Ｍｎ量が１．８％を越えればＭｎＡｌ6 の初晶巨
大金属間化合物が発生して、逆に著しく成形性を損って
しまう。またＭｎ量が０．５％未満ではＭｎ系化合物に
よる固体潤滑的な効果が得られない。そこでＭｎの範囲
は０．５〜１．８％とした。
【００１３】Ｆｅ：ＦｅはＭｎの晶出や析出を促進し、
アルミニウム基地中のＭｎ固溶量やＭｎ系不溶性化合物
の分散状態を制御するために必要な元素である。適正な
化合物分散状態を得るためには、Ｍｎ添加量に応じてＦ
ｅを添加することが必要である。Ｆｅ量が０．３％未満
では適正な化合物分散状態を得ることが困難であり、一
方Ｆｅ量が０．８％以上では、Ｍｎ添加に伴なって初晶
巨大化合物が発生しやすくなり、成形性を著しく損う。
そこでＦｅの範囲は０．３〜０．８％とした。
アルミニウム基地中のＭｎ固溶量やＭｎ系不溶性化合物
の分散状態を制御するために必要な元素である。適正な
化合物分散状態を得るためには、Ｍｎ添加量に応じてＦ
ｅを添加することが必要である。Ｆｅ量が０．３％未満
では適正な化合物分散状態を得ることが困難であり、一
方Ｆｅ量が０．８％以上では、Ｍｎ添加に伴なって初晶
巨大化合物が発生しやすくなり、成形性を著しく損う。
そこでＦｅの範囲は０．３〜０．８％とした。
【００１４】Ｓｉ：Ｓｉは、Ｆｅとの共存下においてＡ
ｌ−Ｍｎ系金属間化合物の形態、分布を支配する。また
Ｓｉの添加は、Ｍｇ2 Ｓｉ系化合物の析出による時効硬
化にも寄与する。Ｓｉ量が０．１５％未満ではその効果
が得られず、０．８％を越えれば粗大な金属間化合物が
増え、また時効硬化により材料の延性が乏しくなって成
形性を阻害する。そこでＳｉの範囲は０．１５〜０．５
％とした。
ｌ−Ｍｎ系金属間化合物の形態、分布を支配する。また
Ｓｉの添加は、Ｍｇ2 Ｓｉ系化合物の析出による時効硬
化にも寄与する。Ｓｉ量が０．１５％未満ではその効果
が得られず、０．８％を越えれば粗大な金属間化合物が
増え、また時効硬化により材料の延性が乏しくなって成
形性を阻害する。そこでＳｉの範囲は０．１５〜０．５
％とした。
【００１５】Ｆｅ／Ｓｉ比：この発明においては、金属
間化合物の形態、分布の適正化のために、合金中のＦｅ
量（ｗｔ％）とＳｉ量（ｗｔ％）との比、すなわちＦｅ
／Ｓｉ比が極めて重要である。Ｆｅ／Ｓｉ比が２を越え
る場合には、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化が遅延
し、また金属間化合物の分布が粗くなりやすく、そのた
め後述するような０．５〜２μｍの微細な金属間化合物
の分布密度が低くなり、缶胴縁部の成形性向上が図れな
くなる。したがってＦｅ／Ｓｉ比を２以下とする必要が
ある。
間化合物の形態、分布の適正化のために、合金中のＦｅ
量（ｗｔ％）とＳｉ量（ｗｔ％）との比、すなわちＦｅ
／Ｓｉ比が極めて重要である。Ｆｅ／Ｓｉ比が２を越え
る場合には、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化が遅延
し、また金属間化合物の分布が粗くなりやすく、そのた
め後述するような０．５〜２μｍの微細な金属間化合物
の分布密度が低くなり、缶胴縁部の成形性向上が図れな
くなる。したがってＦｅ／Ｓｉ比を２以下とする必要が
ある。
【００１６】Ｔｉ，Ｂ：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ためにＴｉあるいはＴｉおよ
びＢを微量添加することが行なわれており、この発明に
おいても微量のＴｉ、もしくはＴｉおよびＢが添加され
る。但しＴｉ量が０．００５％未満ではその効果が得ら
れず、０．２０％を越えれば初晶ＴｉＡｌ3 が晶出して
成形性を阻害するから、Ｔｉ量は０．００５〜０．２０
％の範囲内とした。またＴｉとともにＢを添加すれば鋳
塊結晶粒微細化の効果が向上する。但しＴｉと併せてＢ
を添加する場合、Ｂ量が０．０００１％未満ではその効
果がなく、０．０５％を越えればＴｉＢ2 の粗大粒子が
混入して成形性を害することから、Ｂは０．０００１〜
０．０５％の範囲内とした。
ては、鋳塊結晶粒微細化のためにＴｉあるいはＴｉおよ
びＢを微量添加することが行なわれており、この発明に
おいても微量のＴｉ、もしくはＴｉおよびＢが添加され
る。但しＴｉ量が０．００５％未満ではその効果が得ら
れず、０．２０％を越えれば初晶ＴｉＡｌ3 が晶出して
成形性を阻害するから、Ｔｉ量は０．００５〜０．２０
％の範囲内とした。またＴｉとともにＢを添加すれば鋳
塊結晶粒微細化の効果が向上する。但しＴｉと併せてＢ
を添加する場合、Ｂ量が０．０００１％未満ではその効
果がなく、０．０５％を越えればＴｉＢ2 の粗大粒子が
混入して成形性を害することから、Ｂは０．０００１〜
０．０５％の範囲内とした。
【００１７】さらに請求項２の発明のアルミニウム合金
板においては、Ｃｕ０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５
〜０．３％、Ｚｎ０．１〜０．５％のうちの１種または
２種以上が添加される。これらの元素はいずれも強度向
上に寄与する元素であり、より一層の強度向上を図るた
めに添加される。これらの各元素についてさらに説明す
る。
板においては、Ｃｕ０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５
〜０．３％、Ｚｎ０．１〜０．５％のうちの１種または
２種以上が添加される。これらの元素はいずれも強度向
上に寄与する元素であり、より一層の強度向上を図るた
めに添加される。これらの各元素についてさらに説明す
る。
【００１８】Ｃｕ：Ｃｕは、焼鈍中に溶体化させておく
ことによって、塗装焼付処理時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析
出物が析出することによる析出硬化を利用した強度向上
に寄与する。Ｃｕ量が０．０５％未満ではその効果が得
られず、一方Ｃｕを０．５％を越えて添加した場合に
は、時効硬化は容易に得られるものの、硬くなりすぎて
成形性を阻害するとともに、耐食性が劣化する。そこで
Ｃｕを添加する場合のＣｕ量範囲は０．０５〜０．５％
とすることが好ましい。
ことによって、塗装焼付処理時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析
出物が析出することによる析出硬化を利用した強度向上
に寄与する。Ｃｕ量が０．０５％未満ではその効果が得
られず、一方Ｃｕを０．５％を越えて添加した場合に
は、時効硬化は容易に得られるものの、硬くなりすぎて
成形性を阻害するとともに、耐食性が劣化する。そこで
Ｃｕを添加する場合のＣｕ量範囲は０．０５〜０．５％
とすることが好ましい。
【００１９】Ｃｒ：Ｃｒも強度向上に効果的な元素であ
るが、０．０５％未満ではその効果が少なく、０．３％
を越えれば巨大晶出物生成によって成形性の低下を招く
ため、好ましくない。そこでＣｒを添加する場合のＣｒ
量範囲は０．０５〜０．３％とすることが好ましい。
るが、０．０５％未満ではその効果が少なく、０．３％
を越えれば巨大晶出物生成によって成形性の低下を招く
ため、好ましくない。そこでＣｒを添加する場合のＣｒ
量範囲は０．０５〜０．３％とすることが好ましい。
【００２０】Ｚｎ：Ｚｎの添加はＭｇ2 Ｚｎ3 Ａｌ2 の
時効析出による強度向上に寄与するが、０．１％未満で
はその効果が得られず、０．５％を越えれば強度への寄
与については問題ないが、耐食性を劣化させる。そこで
Ｚｎを添加する場合のＺｎ量の範囲は０．１〜０．５％
とすることが好ましい。
時効析出による強度向上に寄与するが、０．１％未満で
はその効果が得られず、０．５％を越えれば強度への寄
与については問題ないが、耐食性を劣化させる。そこで
Ｚｎを添加する場合のＺｎ量の範囲は０．１〜０．５％
とすることが好ましい。
【００２１】以上の各成分の残部はＡｌおよび不可避的
不純物とすれば良いが、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｚｎについては、
上記の各下限量未満の量を不純物として含有する場合が
あることは勿論である。
不純物とすれば良いが、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｚｎについては、
上記の各下限量未満の量を不純物として含有する場合が
あることは勿論である。
【００２２】請求項１、請求項２の発明のＤＩ缶胴用ア
ルミニウム合金板においては、前述のような合金成分組
成を満たすばかりでなく、最終板の状態で、Ａｌ−Ｍｎ
系金属間化合物のα化率が３０％以上で、しかも板表面
に０．５〜２μｍの金属間化合物が１００００個／ｍｍ
2 以上の密度で存在することが必要である。なおここで
Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率とは、晶出、析出し
ているＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物のうち、αＡｌ（Ｍｎ
Ｆｅ）Ｓｉ相が占める割合を意味する。すなわちＡｌ−
Ｍｎ−Ｍｇ（−Ｆｅ）系の合金では、鋳造時には一般に
金属間化合物としてＡｌ6 Ｍｎ、Ａｌ6 ＭｎＦｅ等が晶
出されるが、Ｓｉが含有されている場合には、これらの
Ａｌ6 Ｍｎ相やＡｌ6 ＭｎＦｅ相は熱処理によってαＡ
ｌＭｎＳｉ相、αＡｌＭｎＦｅＳｉ相に変態する。これ
らのαＡｌＭｎＳｉ相、αＡｌＭｎＦｅＳｉ相あるいは
さらにαＡｌＦｅＳｉ相を一般にαＡｌ（ＭｎＦｅ）Ｓ
ｉと表記するが、このようなαＡｌ（ＭｎＦｅ）Ｓｉ相
が全Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物中に占める割合をα化率
と称し、この割合が３０％以上であることが必要であ
る。
ルミニウム合金板においては、前述のような合金成分組
成を満たすばかりでなく、最終板の状態で、Ａｌ−Ｍｎ
系金属間化合物のα化率が３０％以上で、しかも板表面
に０．５〜２μｍの金属間化合物が１００００個／ｍｍ
2 以上の密度で存在することが必要である。なおここで
Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率とは、晶出、析出し
ているＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物のうち、αＡｌ（Ｍｎ
Ｆｅ）Ｓｉ相が占める割合を意味する。すなわちＡｌ−
Ｍｎ−Ｍｇ（−Ｆｅ）系の合金では、鋳造時には一般に
金属間化合物としてＡｌ6 Ｍｎ、Ａｌ6 ＭｎＦｅ等が晶
出されるが、Ｓｉが含有されている場合には、これらの
Ａｌ6 Ｍｎ相やＡｌ6 ＭｎＦｅ相は熱処理によってαＡ
ｌＭｎＳｉ相、αＡｌＭｎＦｅＳｉ相に変態する。これ
らのαＡｌＭｎＳｉ相、αＡｌＭｎＦｅＳｉ相あるいは
さらにαＡｌＦｅＳｉ相を一般にαＡｌ（ＭｎＦｅ）Ｓ
ｉと表記するが、このようなαＡｌ（ＭｎＦｅ）Ｓｉ相
が全Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物中に占める割合をα化率
と称し、この割合が３０％以上であることが必要であ
る。
【００２３】前述のように鋳造時に晶出するＡｌ6 Ｍ
ｎ、Ａｌ6 ＭｎＦｅは、通常は粗大であるが、鋳塊に対
して後述するような適正な均質化処理を施すことによっ
てこれらのＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物がα化し、αＡｌ
（ＭｎＦｅ）Ｓｉ相となる。そしてこのα化する際にＡ
ｌ−Ｍｎ系金属間化合物が微細化し、その微細な金属間
化合物によって、最終板に対しさらにＤＩ加工、塗装焼
付処理、ネッキング加工、フランジ加工、シーミング加
工を施す過程での加工歪が分散され、缶胴縁部の加工性
（ネッキング加工性、フランジ加工性、シーミング加工
性）が向上される。したがってＡｌ−Ｍｎ系金属間化合
物をα化させることによる金属間化合物の微細化を通じ
て、缶胴縁部の成形性を向上させることができる。また
αＡｌ（ＭｎＦｅ）Ｓｉ相は、Ａｌ6 （ＭｎＦｅ）相よ
り硬いため、α化率を高めておくことによって、ＤＩ加
工時における金属間化合物による固体潤滑効果がより大
きくなり、しごき加工性が向上する。ここで、α化率が
３０％未満では金属間化合物による固体潤滑能が充分に
得られず、良好なしごき加工性が得られないばかりでな
く、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物を充分に微細化すること
が困難となり、後述するような０．５〜２μｍの金属間
化合物を１００００個／ｍｍ2 以上の密度で分布させる
ことが困難となって、結果的に充分な缶胴縁部の成形性
の向上が図れなくなる。
ｎ、Ａｌ6 ＭｎＦｅは、通常は粗大であるが、鋳塊に対
して後述するような適正な均質化処理を施すことによっ
てこれらのＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物がα化し、αＡｌ
（ＭｎＦｅ）Ｓｉ相となる。そしてこのα化する際にＡ
ｌ−Ｍｎ系金属間化合物が微細化し、その微細な金属間
化合物によって、最終板に対しさらにＤＩ加工、塗装焼
付処理、ネッキング加工、フランジ加工、シーミング加
工を施す過程での加工歪が分散され、缶胴縁部の加工性
（ネッキング加工性、フランジ加工性、シーミング加工
性）が向上される。したがってＡｌ−Ｍｎ系金属間化合
物をα化させることによる金属間化合物の微細化を通じ
て、缶胴縁部の成形性を向上させることができる。また
αＡｌ（ＭｎＦｅ）Ｓｉ相は、Ａｌ6 （ＭｎＦｅ）相よ
り硬いため、α化率を高めておくことによって、ＤＩ加
工時における金属間化合物による固体潤滑効果がより大
きくなり、しごき加工性が向上する。ここで、α化率が
３０％未満では金属間化合物による固体潤滑能が充分に
得られず、良好なしごき加工性が得られないばかりでな
く、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物を充分に微細化すること
が困難となり、後述するような０．５〜２μｍの金属間
化合物を１００００個／ｍｍ2 以上の密度で分布させる
ことが困難となって、結果的に充分な缶胴縁部の成形性
の向上が図れなくなる。
【００２４】さらに最終板における金属間化合物の大き
さ、分布密度について説明する。
さ、分布密度について説明する。
【００２５】最終圧延後の板表面の金属間化合物は、そ
のサイズ、分布によって製缶特性への寄与が異なる。例
えば１５μｍ以上の粗大粒子はＤＩ加工時の歪集中が大
きいため破断の起点となりやすく、その分布密度がほぼ
５０個／ｍｍ2 以上で面積率が１％を越えれば、ＤＩ加
工時の缶破断、さらにはフランシ加工時の割れが顕著と
なる。一方２〜１５μｍ程度の粒子が均一に分散してい
れば、ＤＩ加工時の固体潤滑的な効果によりしごき加工
性を向上させることができるが、フランジ加工性等の缶
胴縁部の加工性の向上にはさほど寄与しない。これに対
し０．５〜２μｍの微細な金属間化合物は固体潤滑効果
に対してはさほど寄与しないが、缶胴縁部の加工時にお
ける加工歪を均一に分散させる効果があり、とりわけフ
ランジ加工性、シーミング加工性を向上させることがで
きる。このような効果を発揮させるためには０．５〜２
μｍの金属間化合物が１００００個／ｍｍ2 以上存在し
ていることが必要であり、１００００個／ｍｍ2 未満で
は歪が局所化して缶胴縁部の加工性が劣化する。
のサイズ、分布によって製缶特性への寄与が異なる。例
えば１５μｍ以上の粗大粒子はＤＩ加工時の歪集中が大
きいため破断の起点となりやすく、その分布密度がほぼ
５０個／ｍｍ2 以上で面積率が１％を越えれば、ＤＩ加
工時の缶破断、さらにはフランシ加工時の割れが顕著と
なる。一方２〜１５μｍ程度の粒子が均一に分散してい
れば、ＤＩ加工時の固体潤滑的な効果によりしごき加工
性を向上させることができるが、フランジ加工性等の缶
胴縁部の加工性の向上にはさほど寄与しない。これに対
し０．５〜２μｍの微細な金属間化合物は固体潤滑効果
に対してはさほど寄与しないが、缶胴縁部の加工時にお
ける加工歪を均一に分散させる効果があり、とりわけフ
ランジ加工性、シーミング加工性を向上させることがで
きる。このような効果を発揮させるためには０．５〜２
μｍの金属間化合物が１００００個／ｍｍ2 以上存在し
ていることが必要であり、１００００個／ｍｍ2 未満で
は歪が局所化して缶胴縁部の加工性が劣化する。
【００２６】なおこの発明においては０．５〜２μｍの
金属間化合物についてのみ規定しているが、これは、光
学顕微鏡で容易に観察可能でかつ缶胴縁部の成形性向上
に確実に寄与するのが０．５〜２μｍの範囲内の径の金
属間化合物であるからである。０．５μｍ未満の著しく
微細な金属間化合物もある程度は缶胴縁部成形性の向上
に寄与するが、０．５μｍ未満の金属間化合物は光学顕
微鏡では観察困難であり、また実際上は０．５〜２μｍ
の金属間化合物の分布が１００００個／ｍｍ2以上であ
れば、０．５μｍ未満の金属間化合物の数にはさほど影
響されずに良好な缶胴縁部成形性を得ることができるか
ら、０．５μｍ未満の金属間化合物については特に規定
しなかった。一方２μｍを越え１５μｍ以下の金属間化
合物は既に述べたようにＤＩ加工性の向上に寄与する
が、この発明の成分組成範囲内のＭｎを添加したＤＣ鋳
造材であれば、ＤＩ加工に必要な最小限の量の２〜１５
μｍの金属間化合物は充分に得られ、さらに１５μｍを
越える巨大な金属間化合物粒子は、この発明で規定する
成分組成条件、製造プロセス条件から逸脱した条件を適
用しない限り特に問題となるほど多量に生じることはな
いから、２μｍを越える金属間化合物については規定し
なかった。但し、２μｍを越え１５μｍ以下の金属間化
合物粒子の数は２０００個／ｍｍ2 以上が望ましく、ま
た１５μｍを越える金属間化合物粒子の数は１０個／ｍ
ｍ2 以下であることが望ましい。
金属間化合物についてのみ規定しているが、これは、光
学顕微鏡で容易に観察可能でかつ缶胴縁部の成形性向上
に確実に寄与するのが０．５〜２μｍの範囲内の径の金
属間化合物であるからである。０．５μｍ未満の著しく
微細な金属間化合物もある程度は缶胴縁部成形性の向上
に寄与するが、０．５μｍ未満の金属間化合物は光学顕
微鏡では観察困難であり、また実際上は０．５〜２μｍ
の金属間化合物の分布が１００００個／ｍｍ2以上であ
れば、０．５μｍ未満の金属間化合物の数にはさほど影
響されずに良好な缶胴縁部成形性を得ることができるか
ら、０．５μｍ未満の金属間化合物については特に規定
しなかった。一方２μｍを越え１５μｍ以下の金属間化
合物は既に述べたようにＤＩ加工性の向上に寄与する
が、この発明の成分組成範囲内のＭｎを添加したＤＣ鋳
造材であれば、ＤＩ加工に必要な最小限の量の２〜１５
μｍの金属間化合物は充分に得られ、さらに１５μｍを
越える巨大な金属間化合物粒子は、この発明で規定する
成分組成条件、製造プロセス条件から逸脱した条件を適
用しない限り特に問題となるほど多量に生じることはな
いから、２μｍを越える金属間化合物については規定し
なかった。但し、２μｍを越え１５μｍ以下の金属間化
合物粒子の数は２０００個／ｍｍ2 以上が望ましく、ま
た１５μｍを越える金属間化合物粒子の数は１０個／ｍ
ｍ2 以下であることが望ましい。
【００２７】次にこの発明における製造プロセスを、そ
の作用とともに説明する。
の作用とともに説明する。
【００２８】先ず前述のような成分組成を有するアルミ
ニウム合金鋳塊を常法に従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造
法）によって鋳造する。得られた鋳塊に対しては均質化
処理を施す。この均質化処理は、単に鋳塊の成分、組織
を均一化するだけではなく、鋳塊中に晶出しているＡｌ
−Ｍｎ系金属間化合物のα化を図って適切な金属間化合
物分散状態を作り出すために重要であり、特にその昇温
過程の制御が重要である。すなわち均質化のための本来
の目的のためには５３０〜６１０℃で２〜２４時間保持
する必要があるが、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物をそのα
化率が３０％以上となるようにα化させ、これによって
最終的に前述のような金属間化合物分散状態を得るため
には、５３０〜６１０℃の保持温度に到達させるための
昇温過程における４５０〜５００℃の温度域を７０℃／
ｈ以下の昇温速度で連続昇温させるか、あるいは同じく
前述の昇温過程における４５０〜５００℃の温度域内に
おいて０．５〜２時間の保持（中間保持）を行なう必要
がある。４５０〜５００℃の温度域での昇温速度が７０
℃／ｈを越えるかまたは４５０〜５００℃の温度域内で
の中間保持が０．５時間未満では、Ａｌ−Ｍｎ系金属間
化合物の充分なα化が進行せず、そのためＤＩ加工性が
低下するとともに、金属間化合物の分布が粗くなり易
い。また４５０〜５００℃の温度域内での中間保持が２
時間を越えても中間保持によるα化の効果が飽和し、不
経済となる。
ニウム合金鋳塊を常法に従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造
法）によって鋳造する。得られた鋳塊に対しては均質化
処理を施す。この均質化処理は、単に鋳塊の成分、組織
を均一化するだけではなく、鋳塊中に晶出しているＡｌ
−Ｍｎ系金属間化合物のα化を図って適切な金属間化合
物分散状態を作り出すために重要であり、特にその昇温
過程の制御が重要である。すなわち均質化のための本来
の目的のためには５３０〜６１０℃で２〜２４時間保持
する必要があるが、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物をそのα
化率が３０％以上となるようにα化させ、これによって
最終的に前述のような金属間化合物分散状態を得るため
には、５３０〜６１０℃の保持温度に到達させるための
昇温過程における４５０〜５００℃の温度域を７０℃／
ｈ以下の昇温速度で連続昇温させるか、あるいは同じく
前述の昇温過程における４５０〜５００℃の温度域内に
おいて０．５〜２時間の保持（中間保持）を行なう必要
がある。４５０〜５００℃の温度域での昇温速度が７０
℃／ｈを越えるかまたは４５０〜５００℃の温度域内で
の中間保持が０．５時間未満では、Ａｌ−Ｍｎ系金属間
化合物の充分なα化が進行せず、そのためＤＩ加工性が
低下するとともに、金属間化合物の分布が粗くなり易
い。また４５０〜５００℃の温度域内での中間保持が２
時間を越えても中間保持によるα化の効果が飽和し、不
経済となる。
【００２９】なお均質化処理の昇温過程において４５０
〜５００℃の温度域を７０℃／ｈ以下の昇温速度で昇温
させる場合、４５０〜５００℃の温度域での滞留時間は
約４３分以上となる。一方均質化処理の昇温過程におけ
る４５０〜５００℃の温度域内で０．５時間以上の中間
保持を行なう場合、中間保持の前後（４５０℃から中間
保持温度まで、および中間保持温度から５００℃まで）
の昇温速度を考慮すれば、４５０〜５００℃の温度域で
の滞留時間は中間保持なしの連続昇温の場合とほぼ同等
以上となる。例えば２００℃／ｈで昇温させて０．５時
間以上の中間保持する場合、４５分以上の滞留時間とな
り、１００℃／ｈで昇温させて０．５時間以上中間保持
する場合は１時間以上の滞留時間となる。したがって４
５０℃から５００℃までの全滞留時間を考慮すれば、
０．５時間以上の中間保持による場合も、７０℃／ｈ以
下の昇温速度での連続昇温と同等の効果が得られること
が明らかである。
〜５００℃の温度域を７０℃／ｈ以下の昇温速度で昇温
させる場合、４５０〜５００℃の温度域での滞留時間は
約４３分以上となる。一方均質化処理の昇温過程におけ
る４５０〜５００℃の温度域内で０．５時間以上の中間
保持を行なう場合、中間保持の前後（４５０℃から中間
保持温度まで、および中間保持温度から５００℃まで）
の昇温速度を考慮すれば、４５０〜５００℃の温度域で
の滞留時間は中間保持なしの連続昇温の場合とほぼ同等
以上となる。例えば２００℃／ｈで昇温させて０．５時
間以上の中間保持する場合、４５分以上の滞留時間とな
り、１００℃／ｈで昇温させて０．５時間以上中間保持
する場合は１時間以上の滞留時間となる。したがって４
５０℃から５００℃までの全滞留時間を考慮すれば、
０．５時間以上の中間保持による場合も、７０℃／ｈ以
下の昇温速度での連続昇温と同等の効果が得られること
が明らかである。
【００３０】また均質化処理の到達・保持温度が５３０
℃未満では均質化の効果が不充分となり、またＡｌ−Ｍ
ｎ系金属間化合物のα化も不充分となる。一方６１０℃
を越えれば共晶融解による局所溶解が発生する。さらに
均質化処理の到達・保持の時間が２時間未満でも充分な
均質化、α化の効果が得られず、一方２４時間を越えれ
ば経済性を損なうだけである。
℃未満では均質化の効果が不充分となり、またＡｌ−Ｍ
ｎ系金属間化合物のα化も不充分となる。一方６１０℃
を越えれば共晶融解による局所溶解が発生する。さらに
均質化処理の到達・保持の時間が２時間未満でも充分な
均質化、α化の効果が得られず、一方２４時間を越えれ
ば経済性を損なうだけである。
【００３１】以上のようにして昇温過程を適切に制御し
て均質化処理を行なった後には、熱間圧延を行なう。こ
の熱間圧延は常法に従って行なえば良いが、好ましくは
熱間圧延終了温度を２５０〜３３０℃の範囲内とする。
熱間圧延終了温度が２５０℃未満では、熱間圧延上りで
の転位の回復が充分に進まず、深絞り耳を低くするに有
効なキューブ方位の再結晶粒をその後の焼鈍で形成させ
るための芽（キューブ方位の芽）が生成されなくなり、
また圧延性も低下する。一方熱間圧延終了温度が３３０
℃を越えれば、転位の回復が過度に進行し、また粗大な
熱延組織が残存しやすくなり、そのためその後の焼鈍に
よって再結晶させるためにより高温での処理が必要とな
って、再結晶粒が粗大となるばかりでなく、深絞り耳を
高くする有害なＲ方位の再結晶粒が生成されやすくなっ
てしまう。
て均質化処理を行なった後には、熱間圧延を行なう。こ
の熱間圧延は常法に従って行なえば良いが、好ましくは
熱間圧延終了温度を２５０〜３３０℃の範囲内とする。
熱間圧延終了温度が２５０℃未満では、熱間圧延上りで
の転位の回復が充分に進まず、深絞り耳を低くするに有
効なキューブ方位の再結晶粒をその後の焼鈍で形成させ
るための芽（キューブ方位の芽）が生成されなくなり、
また圧延性も低下する。一方熱間圧延終了温度が３３０
℃を越えれば、転位の回復が過度に進行し、また粗大な
熱延組織が残存しやすくなり、そのためその後の焼鈍に
よって再結晶させるためにより高温での処理が必要とな
って、再結晶粒が粗大となるばかりでなく、深絞り耳を
高くする有害なＲ方位の再結晶粒が生成されやすくなっ
てしまう。
【００３２】熱間圧延後には、必要に応じて焼鈍を行な
う。この焼鈍の目的は、熱延組織を均一に再結晶させる
ことにある。この焼鈍は常法に従えば良いが、バッチ焼
鈍の場合は３００〜４２０℃に加熱して０．５〜１０時
間保持するのが一般的であり、また連続焼鈍の場合は４
５０〜６２０℃において保持なしもしくは１０以内の保
持が一般的である。バッチ焼鈍の場合、３００℃未満で
は均質な再結晶組織が得られず、４２０℃を越えれば板
表面の酸化が激しくなってＤＩ加工性を低下させるとと
もに、ＤＩ加工後の外観品質が劣化し、また保持時間が
０．５時間未満でも均質な再結晶組織が得られず、１０
時間を越えれば経済性を損なうだけである。連続焼鈍の
場合、４５０℃未満では均質な再結晶組織が得られず、
６２０℃を越えれば溶融が生じてしまい、さらに１０分
を越えれば板表面の酸化が進行するとともに経済性を損
なってしまう。
う。この焼鈍の目的は、熱延組織を均一に再結晶させる
ことにある。この焼鈍は常法に従えば良いが、バッチ焼
鈍の場合は３００〜４２０℃に加熱して０．５〜１０時
間保持するのが一般的であり、また連続焼鈍の場合は４
５０〜６２０℃において保持なしもしくは１０以内の保
持が一般的である。バッチ焼鈍の場合、３００℃未満で
は均質な再結晶組織が得られず、４２０℃を越えれば板
表面の酸化が激しくなってＤＩ加工性を低下させるとと
もに、ＤＩ加工後の外観品質が劣化し、また保持時間が
０．５時間未満でも均質な再結晶組織が得られず、１０
時間を越えれば経済性を損なうだけである。連続焼鈍の
場合、４５０℃未満では均質な再結晶組織が得られず、
６２０℃を越えれば溶融が生じてしまい、さらに１０分
を越えれば板表面の酸化が進行するとともに経済性を損
なってしまう。
【００３３】なお熱延上りで均質に再結晶が生じている
場合、すなわち熱延板巻取中やその後の冷却過程での保
有熱によって自己焼鈍されて均一に再結晶されている場
合には、熱間圧延後に改めて再結晶のための焼鈍を行な
わなくても良い。また焼鈍後の再結晶組織をより均質に
するため、焼鈍の前に冷間圧延（一次冷間圧延）を施し
ても良い。
場合、すなわち熱延板巻取中やその後の冷却過程での保
有熱によって自己焼鈍されて均一に再結晶されている場
合には、熱間圧延後に改めて再結晶のための焼鈍を行な
わなくても良い。また焼鈍後の再結晶組織をより均質に
するため、焼鈍の前に冷間圧延（一次冷間圧延）を施し
ても良い。
【００３４】焼鈍後の板に対しては、冷間圧延（最終冷
間圧延）を施して所要の板厚とする。この冷間圧延にお
ける圧延率が高いほど、充分な強度が得られ、また加工
組織を均一に強化して塗装焼付処理後のネッキング加工
性、フランジ加工性、シーミング加工性を向上させるこ
とができ、通常は少なくとも５０％以上の圧延率とする
ことが望ましいが、より最適には８０％以上の圧延率と
する。
間圧延）を施して所要の板厚とする。この冷間圧延にお
ける圧延率が高いほど、充分な強度が得られ、また加工
組織を均一に強化して塗装焼付処理後のネッキング加工
性、フランジ加工性、シーミング加工性を向上させるこ
とができ、通常は少なくとも５０％以上の圧延率とする
ことが望ましいが、より最適には８０％以上の圧延率と
する。
【００３５】冷間圧延を施して所要の板厚となった後に
は、そのままＤＩ加工に供しても良いが、必要に応じて
１００〜２００℃で０．５〜５時間程度の最終焼鈍を施
すことにより、延性を回復させて深絞り性の一層の向上
を図ることができる。
は、そのままＤＩ加工に供しても良いが、必要に応じて
１００〜２００℃で０．５〜５時間程度の最終焼鈍を施
すことにより、延性を回復させて深絞り性の一層の向上
を図ることができる。
【００３６】以上のように、適切な成分組成のアルミニ
ウム合金について、適切な製造プロセス、特に鋳塊均質
化処理における昇温過程の適切な制御によって、Ａｌ−
Ｍｎ系金属間化合物のα化率が３０％以上で、かつ板表
面における０．５〜２μｍの金属間化合物の分散密度が
１００００個／ｍｍ2 の板を得ることができる。
ウム合金について、適切な製造プロセス、特に鋳塊均質
化処理における昇温過程の適切な制御によって、Ａｌ−
Ｍｎ系金属間化合物のα化率が３０％以上で、かつ板表
面における０．５〜２μｍの金属間化合物の分散密度が
１００００個／ｍｍ2 の板を得ることができる。
【００３７】
【実施例】表１の合金符号Ａ〜Ｄの各合金について、常
法に従ってＤＣ鋳造し、表２に示す条件で均質化処理、
熱間圧延を行ない、直ちにあるいは必要に応じて一次冷
間圧延を行なってから、焼鈍を行ない、さらに最終冷間
圧延を行なって板厚０．３０ｍｍのＤＩ缶胴用薄板を作
成した。
法に従ってＤＣ鋳造し、表２に示す条件で均質化処理、
熱間圧延を行ない、直ちにあるいは必要に応じて一次冷
間圧延を行なってから、焼鈍を行ない、さらに最終冷間
圧延を行なって板厚０．３０ｍｍのＤＩ缶胴用薄板を作
成した。
【００３８】得られた薄板について、板表面のミクロ観
察を行ない、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物のα化率を測定
するとともに、金属間化合物粒子のサイズ、分布を画像
処理装置で調べた。その結果を表３中に示す。また缶胴
向けの特性として、元板のＤＩ成形性を調べるととも
に、塗装焼付処理を想定した２００℃×２０分の熱処理
を行なった後の耐力を測定し、さらに缶胴縁部成形性と
して、ネッキング加工性、フランジ加工性およびシーミ
ング加工性を調べたので、その結果も表３中に示す。こ
こでＤＩ成形性の評価として、ボディメーカーの第２し
ごきダイスを取外して苛酷なしごき成形を連続１０００
缶行なったときの破断缶発生状況を○印〜×印によって
相対評価した。またネッキング加工性、フランジ加工
性、シーミング加工性の評価としては、それぞれ１００
缶成形したときの割れ発生状況を○印〜×印により相対
評価した。
察を行ない、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物のα化率を測定
するとともに、金属間化合物粒子のサイズ、分布を画像
処理装置で調べた。その結果を表３中に示す。また缶胴
向けの特性として、元板のＤＩ成形性を調べるととも
に、塗装焼付処理を想定した２００℃×２０分の熱処理
を行なった後の耐力を測定し、さらに缶胴縁部成形性と
して、ネッキング加工性、フランジ加工性およびシーミ
ング加工性を調べたので、その結果も表３中に示す。こ
こでＤＩ成形性の評価として、ボディメーカーの第２し
ごきダイスを取外して苛酷なしごき成形を連続１０００
缶行なったときの破断缶発生状況を○印〜×印によって
相対評価した。またネッキング加工性、フランジ加工
性、シーミング加工性の評価としては、それぞれ１００
缶成形したときの割れ発生状況を○印〜×印により相対
評価した。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】表３から明らかなように、この発明の成分
組成範囲内の合金Ａ，Ｂについて、この発明で規定する
プロセス条件で製造したＮｏ．１、Ｎｏ．４、Ｎｏ．７
の場合は、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率は高く、
ネッキング加工、フランジ加工時の歪を分散させる０．
５〜２μｍの微細な金属間化合物が多いため、缶胴材と
して必要な成形性を全て充分に満足した。これに対し
て、成分組成はこの発明で規定する範囲内であっても均
質化処理時の４５０〜５００℃における昇温速度が高過
ぎたＮｏ．２の場合は、α化率が低く、微細粒子も少な
いためフランジ加工性、シーミング加工性が劣ってい
た。また均質化処理時の中間保持温度が高過ぎたＮｏ．
３の場合は、α化率は充分なものの微細粒子が少ないた
め、フランジ加工性がやや劣っていた。さらに均質化処
理時の中間保持温度が低過ぎたＮｏ．５の場合は、α化
率が低く、微細粒子も少ないため、フランジ加工性、シ
ーミング加工性が劣っていた。さらに均質化処理温度自
体が低いＮｏ．６の場合は、充分な均質化が得られず、
さらにα化率、微細粒子が低いため、ＤＩ成形性も劣
り、フランジ加工性は著しく低下した。
組成範囲内の合金Ａ，Ｂについて、この発明で規定する
プロセス条件で製造したＮｏ．１、Ｎｏ．４、Ｎｏ．７
の場合は、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率は高く、
ネッキング加工、フランジ加工時の歪を分散させる０．
５〜２μｍの微細な金属間化合物が多いため、缶胴材と
して必要な成形性を全て充分に満足した。これに対し
て、成分組成はこの発明で規定する範囲内であっても均
質化処理時の４５０〜５００℃における昇温速度が高過
ぎたＮｏ．２の場合は、α化率が低く、微細粒子も少な
いためフランジ加工性、シーミング加工性が劣ってい
た。また均質化処理時の中間保持温度が高過ぎたＮｏ．
３の場合は、α化率は充分なものの微細粒子が少ないた
め、フランジ加工性がやや劣っていた。さらに均質化処
理時の中間保持温度が低過ぎたＮｏ．５の場合は、α化
率が低く、微細粒子も少ないため、フランジ加工性、シ
ーミング加工性が劣っていた。さらに均質化処理温度自
体が低いＮｏ．６の場合は、充分な均質化が得られず、
さらにα化率、微細粒子が低いため、ＤＩ成形性も劣
り、フランジ加工性は著しく低下した。
【００４３】一方、成分組成としてＦｅ／Ｓｉ比がこの
発明で規定する上限値より高い合金Ｃを用いたＮｏ．
８、Ｎｏ．９の場合は、適切な均質化処理を施してもα
化率が低く、微細粒子も少ないため、フランジ加工性、
シーミング加工性が劣っていた。またＦｅ量が過剰な合
金Ｄを用いたＮｏ．１０の場合は、Ｆｅ／Ｓｉ比は２以
下で適切な均質化処理を施すことによりα化率を高めて
充分な量の微細粒子を存在させることができるが、同時
にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大金属間化合物が生じたた
め、ＤＩ成形時の缶破断が著しく、ネッキング加工以降
の工程でも破断が激しかった。
発明で規定する上限値より高い合金Ｃを用いたＮｏ．
８、Ｎｏ．９の場合は、適切な均質化処理を施してもα
化率が低く、微細粒子も少ないため、フランジ加工性、
シーミング加工性が劣っていた。またＦｅ量が過剰な合
金Ｄを用いたＮｏ．１０の場合は、Ｆｅ／Ｓｉ比は２以
下で適切な均質化処理を施すことによりα化率を高めて
充分な量の微細粒子を存在させることができるが、同時
にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大金属間化合物が生じたた
め、ＤＩ成形時の缶破断が著しく、ネッキング加工以降
の工程でも破断が激しかった。
【００４４】以上の実施例、比較例の結果から、高い強
度と優れたＤＩ成形性を確保しながら、ＤＩ加工後の缶
胴縁部の優れた成形性を得るためには、合金の成分組成
を適切に選択すると同時に、製造プロセスにおける均質
化処理条件、特に均質化処理の昇温速度もしくは昇温過
程での中間保持条件を適切に調整することによって、Ａ
ｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率および板表面の金属間
化合物粒子のサイズ、分布を最適化することが重要であ
ることが明らかである。
度と優れたＤＩ成形性を確保しながら、ＤＩ加工後の缶
胴縁部の優れた成形性を得るためには、合金の成分組成
を適切に選択すると同時に、製造プロセスにおける均質
化処理条件、特に均質化処理の昇温速度もしくは昇温過
程での中間保持条件を適切に調整することによって、Ａ
ｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化率および板表面の金属間
化合物粒子のサイズ、分布を最適化することが重要であ
ることが明らかである。
【００４５】
【発明の効果】この発明によれば、素材合金の成分組成
を適切に調整するとともに、均質化処理条件を適切に選
定することによって、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化
率を３０％以上、最終板の表面の０．５〜２μｍの金属
間化合物の分布密度を１００００個／ｍｍ2 以上とする
ことによって、強度およびＤＩ加工性が優れるばかりで
なく、ＤＩ加工後の缶胴縁部の成形性、すなわちネッキ
ング加工、フランジ加工、シーミング加工等における成
形性に優れたＤＩ缶胴を得ることができる。したがって
この発明のＤＩ缶胴用アルミニウム合金板によれば、ネ
ッキング加工、フランジ加工、シーミング加工における
加工硬化による缶端の破断等の成形不良が発生すること
を有効に防止できるとともに、加工荷重を小さくして、
これらの加工時に缶胴に座屈等が生じることを有効に防
止でき、さらには缶胴ネック径の小径化を図って缶蓋の
小径化を図ることにより、缶のより一層の軽量化を図る
ことが可能となる。
を適切に調整するとともに、均質化処理条件を適切に選
定することによって、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物のα化
率を３０％以上、最終板の表面の０．５〜２μｍの金属
間化合物の分布密度を１００００個／ｍｍ2 以上とする
ことによって、強度およびＤＩ加工性が優れるばかりで
なく、ＤＩ加工後の缶胴縁部の成形性、すなわちネッキ
ング加工、フランジ加工、シーミング加工等における成
形性に優れたＤＩ缶胴を得ることができる。したがって
この発明のＤＩ缶胴用アルミニウム合金板によれば、ネ
ッキング加工、フランジ加工、シーミング加工における
加工硬化による缶端の破断等の成形不良が発生すること
を有効に防止できるとともに、加工荷重を小さくして、
これらの加工時に缶胴に座屈等が生じることを有効に防
止でき、さらには缶胴ネック径の小径化を図って缶蓋の
小径化を図ることにより、缶のより一層の軽量化を図る
ことが可能となる。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｍｇ０．５〜１．８％（重量％、以下同
じ）、Ｍｎ０．５〜１．８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、
Ｓｉ０．１５〜０．８％を含有し、かつＦｅ／Ｓｉ比が
２以下の範囲内にあり、さらに鋳塊組織微細化剤として
の０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．
０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避的不純物よりなり、しかもＡｌ−Ｍｎ系
金属間化合物のα化率が３０％以上でかつ板表面に０．
５〜２μｍの範囲内の金属間化合物が１００００個／ｍ
ｍ2 以上存在することを特徴とする、ＤＩ缶胴用アルミ
ニウム合金板。 - 【請求項２】 Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜
１．８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１５〜０．
８％を含有し、かつＦｅ／Ｓｉ比が２以下の範囲内にあ
り、さらに鋳塊組織微細化剤としての０．００５〜０．
２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５
％のＢと組合せて含有するとともに、Ｃｕ０．０５〜
０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．１〜０．
５％のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可
避的不純物よりなり、しかもＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物
のα化率が３０％以上でかつ板表面に０．５〜２μｍの
範囲内の金属間化合物が１００００個／ｍｍ2 以上存在
することを特徴とする、ＤＩ缶胴用アルミニウム合金
板。 - 【請求項３】 Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜
１．８％、Ｆｅ０．３〜０．８％、Ｓｉ０．１５〜０．
８％を含有し、かつＦｅ／Ｓｉ比が２以下の範囲内にあ
り、さらに鋳塊組織微細化剤としての０．００５〜０．
２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５
％のＢと組合せて含有し、また必要に応じてＣｕ０．０
５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．１〜
０．５％のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび
不可避的不純物よりなる合金を鋳造した後、５３０〜６
１０℃で２〜２４時間の均質化処理を施すにあたり、そ
の昇温過程における４５０〜５００℃の温度域を７０℃
／ｈｒ以下の昇温速度で連続昇温させるかもしくはその
温度域内において０．５〜２時間保持させ、均質化処理
後熱間圧延および冷間圧延を行なって、Ａｌ−Ｍｎ系金
属間化合物のα化率が３０％以上でかつ板表面に０．５
〜２μｍの範囲内の金属間化合物が１００００個／ｍｍ
2 以上存在する圧延板を得ることを特徴とする、ＤＩ缶
胴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 |
|---|---|---|---|
| JP21314994A JPH0860283A (ja) | 1994-08-15 | 1994-08-15 | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21314994A JPH0860283A (ja) | 1994-08-15 | 1994-08-15 | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0860283A true JPH0860283A (ja) | 1996-03-05 |
Family
ID=16634389
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21314994A Pending JPH0860283A (ja) | 1994-08-15 | 1994-08-15 | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0860283A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006077278A (ja) * | 2004-09-08 | 2006-03-23 | Furukawa Sky Kk | ボトル型缶用のアルミニウム合金板 |
| JP2009270192A (ja) * | 2008-04-09 | 2009-11-19 | Kobe Steel Ltd | 缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| WO2012043582A1 (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | ボトル缶用アルミニウム合金冷延板 |
| WO2015141698A1 (ja) * | 2014-03-19 | 2015-09-24 | 株式会社Uacj | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法並びに熱交換器 |
| JP2020136331A (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-31 | 株式会社日産アーク | 半導体装置及びその製造方法 |
| WO2023204255A1 (ja) * | 2022-04-22 | 2023-10-26 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法 |
| EP4512918A4 (en) * | 2022-04-19 | 2025-09-03 | Baoshan Iron & Steel | ALUMINUM ALLOY PLATE FOR TANK AND ITS MANUFACTURING METHOD |
-
1994
- 1994-08-15 JP JP21314994A patent/JPH0860283A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006077278A (ja) * | 2004-09-08 | 2006-03-23 | Furukawa Sky Kk | ボトル型缶用のアルミニウム合金板 |
| JP2009270192A (ja) * | 2008-04-09 | 2009-11-19 | Kobe Steel Ltd | 缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| WO2012043582A1 (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | ボトル缶用アルミニウム合金冷延板 |
| JP2012092431A (ja) * | 2010-09-30 | 2012-05-17 | Kobe Steel Ltd | ボトル缶用アルミニウム合金冷延板 |
| AU2011309067B2 (en) * | 2010-09-30 | 2015-08-20 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Cold-rolled aluminum alloy sheet for bottle can |
| WO2015141698A1 (ja) * | 2014-03-19 | 2015-09-24 | 株式会社Uacj | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法並びに熱交換器 |
| JPWO2015141698A1 (ja) * | 2014-03-19 | 2017-04-13 | 株式会社Uacj | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法並びに熱交換器 |
| JP2020136331A (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-31 | 株式会社日産アーク | 半導体装置及びその製造方法 |
| EP4512918A4 (en) * | 2022-04-19 | 2025-09-03 | Baoshan Iron & Steel | ALUMINUM ALLOY PLATE FOR TANK AND ITS MANUFACTURING METHOD |
| WO2023204255A1 (ja) * | 2022-04-22 | 2023-10-26 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法 |
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