JPH09287063A - フランジ成形性に優れたｄｉ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ＤＩ缶胴用のアルミニウム合金板として、強
度およびＤＩ成形性に優れるばかりでなく、特に塗装焼
付処理後の缶胴縁部の成形性（フランジ成形性）に優れ
た板を得る方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜
１．８％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．
５％、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Ｃｕ，Ｃｒ，Ｚｎを含有するＡｌ
−Ｍｇ−Ｍｎ系合金を素材とし、その中間板厚の板に対
して再結晶焼鈍を施した後、冷間圧延により最終板厚に
仕上げるにあたり、冷間圧延の中途において、軟化焼鈍
を、その軟化焼鈍直後の耐力ＹＳ_S と直前の耐力ＹＳ_R
との比ＹＳ_S ／ＹＳ_R が０．６〜０．９５の範囲内とな
るように施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】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
−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板の製造方法に関し、
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。

【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。

【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、最悪の場合は缶の内容物が漏れると
いうトラブルが発生することもあり、そこで缶胴縁部の
加工性、すなわちフランジ成形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、より一層のフランジ成形性の向
上が望まれている。

【０００５】ここでフランジ成形性に関しては、合金中
のＭｇ量と、板製造過程における再結晶焼鈍後の冷間圧
延率に影響されることが経験的に知られている。すなわ
ち一般にはＭｇ量が少ないほど、また再結晶焼鈍後の冷
間圧延率が高いほど、フランジ成形性が良好であるとさ
れている。しかしながらＭｇ量を少なくすれば充分な強
度が得られず、また再結晶焼鈍後の冷間圧延率が高けれ
ばカップ成形時にカゴメ模様と称される不均一変形帯が
生じてＤＩ缶の外観を損ねたり、ＤＩ成形性を劣化させ
る等の問題が生じる。したがって従来は、優れたフラン
ジ成形性と、ＤＩ缶として基本的に必要な強度、ＤＩ成
形性、外観品質とを両立させることは困難とされてい
た。

【０００６】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、ＤＩ成形性、ＤＩ缶の外観品質に優れ
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缶胴用アルミニウム合金板を提供
することを目的とするものである。

【０００７】

【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ばかりでなく、再結晶焼鈍
後の冷間圧延中途において適切な条件の軟化焼鈍を施す
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。

【０００８】具体的には、請求項１の発明は、Ｍｇ０．
５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜１．８％、Ｆｅ０．１〜
０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、かつＴｉ
０．００５〜０．２０％を単独でもしくはＢ０．０００
１〜０．０５％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るアルミニウム合金を素材とし、そ
のアルミニウム合金からなる中間板厚の板に対し、再結
晶を伴なう焼鈍が行なわれた後、最終板厚まで冷間圧延
を行なうＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法にお
いて、前記冷間圧延を、２パス以上でトータル圧延率が
７０％以上となるように行ない、その冷間圧延の中途の
いずれかのパス間で、軟化焼鈍を、その軟化焼鈍直後の
耐力ＹＳ_S と軟化焼鈍直前の耐力ＹＳ_R との比ＹＳ_S ／
ＹＳ_R が０．６〜０．９５の範囲内となるように行なう
ことを特徴とするものである。

【０００９】また請求項２の発明は、Ｍｇ０．５〜１．
８％、Ｍｎ０．５〜１．８％、Ｆｅ０．１〜０．７％、
Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、かつＴｉ０．００５
〜０．２０％を単独でもしくはＢ０．０００１〜０．０
５％と組合せて含有し、さらに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
純物よりなるアルミニウム合金を素材とし、そのアルミ
ニウム合金からなる中間板厚の板に対し、再結晶を伴な
う焼鈍が行なわれた後、最終板厚まで冷間圧延を行なう
ＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法において、前
記冷間圧延を、２パス以上でトータル圧延率が７０％以
上となるように行ない、その冷間圧延の中途のいずれか
のパス間で、軟化焼鈍を、その軟化焼鈍直後の耐力ＹＳ
_S と軟化焼鈍直前の耐力ＹＳ_R との比ＹＳ_S ／ＹＳ_R が
０．６〜０．９５の範囲内となるように行なうことを特
徴とするものである。

【００１０】

【発明の実施の形態】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、合金成分組成と、再結晶焼
鈍後の冷間圧延中途における軟化焼鈍の条件が重要であ
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、良好なＤＩ缶胴外観品質を得ることが
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。

【００１２】Ｍｎ：Ｍｎは強度、成形性の向上に有効な
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の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。Ｍ
ｎ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０．１％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０．７％を越えれば、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０．１〜０．７％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０．０５％未満ではその効果
が得られず、０．５％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０．０５〜０．５
％とした。

【００１５】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。

【００１６】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。

【００１７】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。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】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、
請求項１の発明、請求項２の発明のいずれの場合も上記
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。

【００２１】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。

【００２２】この発明の方法においては、中間板厚の板
に対して再結晶焼鈍を行なうまでのプロセスは特に限定
されるものではなく、常法に従えば良い。すなわち、鋳
造方法としてはＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）、連続鋳造
圧延法のいずれも適用できる。そしてＤＣ鋳塊に対して
均質化処理を行なった後、熱間圧延を行ない、さらに必
要に応じて冷間圧延（１次冷間圧延）を行なって上記の
中間板厚の板としても、あるいは連続鋳造圧延法を適用
し、得られた連続鋳造圧延コイルをそのまま前記中間板
厚の板として用いても、さらには連続鋳造コイルに対し
て冷間圧延（１次冷間圧延）を行なって前記中間板厚の
板としても良い。

【００２３】ＤＣ鋳塊に対する均質化処理は、５３０〜
６１０℃の範囲内で２〜２４時間加熱することが望まし
い。均質化処理温度が５３０℃未満では均質化の効果が
不充分であり、一方６１０℃を越えれば共晶融解による
局所溶融が生じるおそれがある。また均質化処理の時間
が２時間未満では充分な均質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。

【００２４】ＤＣ鋳塊に対する均質化処理の後の熱間圧
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。

【００２５】熱間圧延後には、その熱間圧延上りの板を
前記中間板厚の板として、直ちに再結晶焼鈍を施しても
良く、あるいは前述のように１次冷間圧延を行なって前
記中間板厚とし、その後に再結晶焼鈍を行なっても良
い。

【００２６】また連続鋳造圧延法を適用した場合、鋳造
圧延コイルをそのまま前記中間板厚の板として、直ちに
再結晶焼鈍を施しても、あるいは冷間圧延を行なって前
記中間板厚とし、その後に再結晶焼鈍を行なっても良
い。なお鋳造圧延コイルに１次冷間圧延を施してから再
結晶焼鈍を行なう場合、１次冷間圧延前に４５０〜５８
０℃程度の温度で１〜２４時間程度の均質化処理を施し
ても良い。

【００２７】前述のようにして中間板厚とした板に対し
ては再結晶焼鈍を施す。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４５０〜６２０℃において保持なしも
しくは１０分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。

【００２８】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独立の工程として再結晶の
ための焼鈍を行なわなくても良い。したがってこの場合
は、熱間圧延−冷却過程が再結晶焼鈍を兼ねていること
になる。

【００２９】再結晶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、再結晶焼鈍時の板厚（中間板厚）か
ら最終製品板厚まで７０％以上の圧延率が必要であり、
より最適には８０％以上の圧延率とする。

【００３０】上述のような再結晶焼鈍後の冷間圧延は、
一般に２パス以上の圧延パスで行なわれるが、この冷間
圧延のいずれかのパス間で軟化焼鈍を施す。この軟化焼
鈍は、フランジ成形性を改善するために重要な工程であ
る。すなわち、この軟化焼鈍は、組織を完全再結晶状態
には至らせないが、冷間加工組織の一部をポリゴン化、
セル化させるものであり、これによってその後に冷間圧
延、ＤＩ成形を施してから塗装焼付処理を施す際におけ
るサブグレイン化を促進させ、塗装焼付処理後のフラン
ジ成形性を向上させることができる。この軟化焼鈍の条
件は、軟化焼鈍直後（その後の冷間圧延パスの直前）の
耐力ＹＳ_S と軟化焼鈍直前（その前の冷間圧延パスの直
後）の耐力ＹＳ_R との比ＹＳ_S ／ＹＳ_R が０．６〜０．
９５の範囲内となるように選択する。ＹＳ_S ／ＹＳ_R の
値が０．６未満では過度の軟化によって充分な強度が得
られなくなるに加え、有効な冷間加工率が減少してフラ
ンジ成形性が低下する。一方ＹＳ_S ／ＹＳ_R の値が０．
９５を越えれば、ポリゴン化、セル化の効果が得られ
ず、フランジ成形性の向上が図れなくなる。

【００３１】なお軟化焼鈍の具体的条件は、要はＹＳ_S
／ＹＳ_R が０．６〜０．９５の範囲内となるように定め
れば良く、具体的な温度や時間は、成分組成や軟化焼鈍
前の冷間圧延率などによって異なるが、連続焼鈍を適用
する場合は、通常は２００〜３５０℃程度の温度で１分
程度以下の保存、またバッチ焼鈍の場合は通常は６０〜
２６０℃程度の温度で０．２〜２４時間程度の保持とな
る。もちろんこれらの温度、時間であれば必ず前記のＹ
Ｓ_S ／ＹＳ_R が０．６〜０．９５の範囲を満たすのでは
なく、これらの温度、時間のうちＹＳ_S ／ＹＳ_R が０．
６〜０．９５の範囲を満たす条件を選定する必要があ
る。なお軟化焼鈍後の冷間圧延パスでは、４０％以上の
冷間圧延を施すことがフランジ成形性の向上の点から好
ましい。また、再結晶焼鈍後の冷間圧延を３パス以上で
行なう場合には、異なるパス間で合計２回以上の軟化焼
鈍を適用しても良い。

【００３２】以上のようにして軟化焼鈍を挟んで冷間圧
延を行ない、所定の最終製品板厚とした後には、そのま
まＤＩ加工に供しても良いが、必要に応じて１００〜２
００℃、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、深絞り性の一層の改善を図るこ
とができる。

【００３３】

【実施例】表１の合金Ａ，Ｃ，Ｅ，Ｇを常法に従ってＤ
Ｃ鋳造し、また合金Ｂ，Ｄ，Ｆ，Ｈについて連続鋳造圧
延法（ＣＣ）として双ロール法を適用して連続鋳造圧延
し、表２に示す各製造プロセスで最終的に０．２８５ｍ
ｍ厚のＤＩ缶胴用薄板とした。

【００３４】各製造プロセスについて、最終冷間圧延中
途での軟化焼鈍直後の耐力ＹＳ_S 、軟化焼鈍直前の耐力
ＹＳ_R 、両者の比ＹＳ_S ／ＹＳ_R を調べた。また前述の
ようにして得られた各ＤＩ缶胴用薄板について、最終冷
間圧延のまま（塗装焼付相当処理前）の機械的特性を調
べるとともに、塗装焼付処理に相当する２００℃×２０
分の熱処理を行なった後の機械的特性を調べた。さらに
ＤＩ缶胴用薄板としてのＤＩ成形性、フランジ成形性を
調べた。これらの結果を表３に示す。なおＤＩ成形性の
評価としては、ボデイメーカー（ＤＩプレス機）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１００
０缶行なったときの破断の発生状況、ロールバック発生
状況、および缶外観を総合して○〜×印で相対評価し
た。またフランジ成形性は、４段ネッキング加工後、缶
型に対し３０°の傾斜を有するテーパーポンチを押込
み、破断までの半径増加量によって評価した。この評価
数値は、その値が大きいほどフランジ成形性が優れてい
ると言うことができる。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】

【表３】

【００３８】表１〜表３において、Ｎｏ．８、Ｎｏ．９
は、従来の通常の方法に従い、再結晶焼鈍後の最終冷間
圧延の中途で軟化焼鈍を行なわなかった従来例である
が、この場合にはフランジ成形性の指標値が２．１８；
２．０１と低かった。これに対し、再結晶焼鈍後の冷間
圧延中途において軟化焼鈍を適用し、しかもその軟化焼
鈍を、その直後と直前の耐力比ＹＳ_S ／ＹＳ_R が０．６
〜０．９５の範囲内となるように行なった本発明例（Ｎ
ｏ．１，４，５，７，１０，１１，１４〜１９）では、
フランジ成形性の指標値が２．２７以上で、フランジ成
形性改善効果が大きいことが判る。またこれらの本発明
例は、いずれもＤＩ成形性が良好で塗装焼付処理後の強
度も充分であった。

【００３９】一方Ｎｏ．２は、軟化焼鈍は施したもの
の、ＹＳ_S ／ＹＳ_R の値が０．６より低かった例であ
り、この場合はフランジ成形性は優れているが、軟化焼
鈍による過度の軟化のため、最終製品での強度不足が生
じた。またＮｏ．３は、軟化焼鈍を施したが、ＹＳ_S ／
ＹＳ_R の値が０．９５以下とならなかった例であり、こ
の場合はフランジ成形性改善効果が得られなかった。さ
らにＮｏ．６、Ｎｏ．１２は、軟化焼鈍の条件は満たし
ているが、その軟化焼鈍を挟む最終冷間圧延のトータル
圧延率が低いため、フランジ成形性に劣っていた。

【００４０】

【発明の効果】この発明のＤＩ缶胴用アルミニウム合金
板の製造方法によれば、再結晶焼鈍後の冷間圧延の中途
において適切な軟化焼鈍を施すことによって、冷間圧延
後の製品板の強度を低下させたりＤＩ成形性を低下させ
たりすることなく、フランジ成形性が従来よりも格段に
優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板を得ることができ
る。したがってこの発明のＤＩ缶胴用アルミニウム合金
板を用いれば、ネッキング加工、フランジ加工、シーミ
ング加工における缶胴縁部の亀裂発生、破断を有効に防
止して、生産性向上、歩留りの向上を図ることができ、
また加工荷重を小さくして、これらの加工時に座屈が生
じることも防止でき、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
軽量化を図ることもできる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇ０．５〜１．８％（重量％、以下同
   じ）、Ｍｎ０．５〜１．８％、Ｆｅ０．１〜０．７％、
   Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、かつＴｉ０．００５
   〜０．２０％を単独でもしくはＢ０．０００１〜０．０
   ５％と組合せて含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純
   物よりなるアルミニウム合金を素材とし、そのアルミニ
   ウム合金からなる中間板厚の板に対し、再結晶を伴なう
   焼鈍が行なわれた後、最終板厚まで冷間圧延を行なうＤ
   Ｉ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法において、 前記冷間圧延を、２パス以上でトータル圧延率が７０％
   以上となるように行ない、その冷間圧延の中途のいずれ
   かのパス間で、軟化焼鈍を、その軟化焼鈍直後の耐力Ｙ
   Ｓ_S と軟化焼鈍直前の耐力ＹＳ_R との比ＹＳ_S ／ＹＳ_R
   が０．６〜０．９５の範囲内となるように行なうことを
   特徴とする、フランジ成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミ
   ニウム合金板の製造方法。
2. 【請求項２】 Ｍｇ０．５〜１．８％、Ｍｎ０．５〜
   １．８％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．
   ５％を含有し、かつＴｉ０．００５〜０．２０％を単独
   でもしくはＢ０．０００１〜０．０５％と組合せて含有
   し、さらに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るアルミ
   ニウム合金を素材とし、そのアルミニウム合金からなる
   中間板厚の板に対し、再結晶を伴なう焼鈍が行なわれた
   後、最終板厚まで冷間圧延を行なうＤＩ缶胴用アルミニ
   ウム合金板の製造方法において、 前記冷間圧延を、２パス以上でトータル圧延率が７０％
   以上となるように行ない、その冷間圧延の中途のいずれ
   かのパス間で、軟化焼鈍を、その軟化焼鈍直後の耐力Ｙ
   Ｓ_S と軟化焼鈍直前の耐力ＹＳ_R との比ＹＳ_S ／ＹＳ_R
   が０．６〜０．９５の範囲内となるように行なうことを
   特徴とする、フランジ成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミ
   ニウム合金板の製造方法。