JPH09316615A - 耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高強度で、しごき加工性とフランジ成形性に
優れ、かつ耳率が低いキャンボディ用などとして好適な
アルミニウム合金板の製造方法を提供する。 【解決手段】 Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.8〜1.4wt%、
Feを 0.2〜0.6wt%、Siを0.1〜0.4wt%、Cuを 0.1〜0.3wt
%、Znを0.01〜0.2wt%含有し、さらにTi 0.005〜0.05wt%
を単独で或いはB 0.0001〜0.01wt% とともに含有し、
残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳
塊に、均質化処理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延、冷間圧
延、中間焼鈍処理、最終冷間圧延を所定条件で施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、強度、しごき加工
性、フランジ成形性に優れ、かつ耳率が低くキャンボデ
ィ（飲料缶胴）用などとして好適なアルミニウム合金板
の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】キャンボディ用のアルミニウム合金板に
は、缶形状を維持するための強度（耐圧強度）、板材を
円筒状にしごく際のしごき加工性、塗装焼付後のフラン
ジ加工性、フランジ加工時における低い耳率が要求され
る。前記耳率とは、板材を円筒状に絞ったカップの周縁
部に生じる凸部と凹部の高さの差をカップ高さで徐した
比率のことで、耳率が高いと次の弊害が生じる。 カップ成形およびしごき成形時に耳先端からチップが
飛散し、ピンホールやティアーオフ等の欠陥が生じる。 フランジ成形後の缶の寸法精度が低下する。 缶ボディ成形後のトリミング量が増し、トリミング後
も缶周縁部の凹部が除去できない場合がある。 ところで、キャンボディ用のアルミニウム合金板は、例
えば、JIS-3004合金鋳塊を均質化処理後、熱間圧延し、
次いで冷間圧延と焼鈍を繰返す常法により製造されてお
り、耳率は、最終冷間圧延後に冷間圧延集合組織が増加
すると高くなることが知られている。耳率を低くする方
法として、熱延終了あるいは焼鈍後の再結晶組織を耳率
を低下させる立方体方位が優先的に生じた集合組織と
し、耳率を高くする冷間圧延集合組織に抵抗させる方法
が採られている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかし、これまでの熱
延条件では、焼鈍時に立方体方位再結晶組織を優先して
成長させることができなかった。本発明者等は、その原
因について鋭意研究を行い、従来の熱間圧延条件では、
中間焼鈍後において、前記の立方体方位が優先した集合
組織が十分に生じていないことを知見し、前記集合組織
が十分に安定して生じる製造条件、特に熱間仕上圧延条
件を詳細に検討して本発明を完成させるに到った。本発
明は、高強度で、しごき加工性とフランジ成形性に優
れ、かつ耳率が低いキャンボディ用などとして好適なア
ルミニウム合金板の製造方法の提供を目的とする。

【０００４】

【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.8〜1.4wt%、Feを 0.2〜0.6w
t%、Siを 0.1〜0.4wt%、Cuを 0.1〜0.3wt%、Znを0.01〜
0.2wt%含有し、さらにTi 0.005〜0.05wt% を単独で或い
はB 0.0001〜0.01wt% とともに含有し、残部がAlと不可
避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に、均質化
処理を 530〜630 ℃で１時間以上の加熱条件で施し、次
いで熱間粗圧延を施し、次いで熱間仕上圧延を、ス
タンド数が３以上のタンデム式熱間仕上圧延機を使用
し、圧延開始温度を 300〜400 ℃、圧延終了温度を 240
〜290 ℃とし、クーラント油を 1000l／min.以上の流量
で噴射して熱延板を冷却して施し、次いで冷間圧延を
施し、次いで中間焼鈍を 100℃／分以上の加熱速度で
360〜560 ℃の温度範囲の所定温度に急速加熱し、前記
所定温度に到達後直ちに或いは 120秒以内の保持の後、
冷却速度 100℃／分以上で70℃以下に冷却して施し、次
いで圧延率60％以上の最終冷間圧延を施すことを特徴
とする耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の
製造方法である。

【０００５】請求項２記載の発明は、最終冷間圧延を施
した後、100 〜150 ℃の温度範囲で最終焼鈍処理を施す
ことを特徴とする請求項1 記載の耳率の低いキャンボデ
ィ用アルミニウム合金板の製造方法である。

【０００６】

【発明の実施の形態】以下に本発明にて用いるアルミニ
ウム合金板の合金成分について説明する。Mgは強度向上
に寄与し、缶底部の高強度化に有効である。Mgの含有量
を 0.8〜1.4wt%に限定した理由は、0.8wt%未満ではその
効果が十分に得られず、1.4wt%を超えるとDI成形時に加
工硬化し易くなり、しごき加工時の割れの発生頻度が増
加するためである。強度とDI成形性とのバランスを考慮
したMgの最適含有量は、他元素の添加量や製造条件にも
よるが、 1.0〜1.35wt% で、さらに望ましくは 1.1〜1.
3wt%の範囲である。

【０００７】Mnは強度とDI成形性の向上に寄与する。Mn
がDI成形性を向上させるのは、Mnが固体潤滑作用を有す
る Al-Mn系、Al-Mn-Fe系、 Al-Mn-Fe-Si系等の晶出物を
形成するためである。DI成形には、通常エマルジョン型
の潤滑剤が使用されるが、これだけでは潤滑が不十分で
あり、合金板と金型との凝着によるビルトアップが発生
してゴーリングまたはスコアリングと呼ばれる擦傷や焼
付が発生することがある。Mnを所定量含有させることに
より、前記ビルトアップの発生が阻止される。Mnの含有
量を 0.8〜1.4wt%に限定した理由は、0.8wt%未満ではDI
成形性の改善効果が不十分なばかりか強度も不足し、1.
4wt%を超えるとDI成形性および強度向上効果が飽和する
上、後述するFeと結合してAl-Mn-Fe系の巨大（時として
数mm程度）な初晶化合物が溶解鋳造時に発生して、これ
が圧延後も残存してDI成形時に割れやピンホールの原因
になるためである。Mnの含有量は 0.9〜1.3wt%、さらに
は 1.0〜1.2wt%が望ましい。

【０００８】Feは前記Mnの晶出物の生成を促進するとと
もにその分布状態を均一化してDI成形性をより一層向上
させる。Feの含有量を 0.2〜0.6wt%に限定した理由は、
0.2wt%未満ではその効果が十分に得られず、0.6wt%を超
えると前述のAl-Mn-Fe系の巨大初晶化合物が発生し易く
なるためである。Feの含有量は望ましくは 0.3〜0.5wt
%、さらに望ましくは 0.3〜0.45wt% である。

【０００９】CuはMgと同じように缶底部の高強度化に有
効である。Cuの含有量を 0.1〜0.3wt%に限定した理由
は、0.1wt%未満では強度が不十分で、耐圧強度を確保す
るために必要な最終冷間圧延での圧延率が大きくなって
DI成形性が低下し、0.3wt%を超えると強度が高くなりす
ぎてフランジ成形性が低下するためである。

【００１０】Siは、Al-Fe-Mn系の晶出物に相変態を起こ
させ、Al-Mn-Fe-Si 系析出物を形成してその硬度を高
め、しごき加工性の向上に寄与する。Siの含有量を 0.1
〜0.5wt%に限定した理由は、0.1wt%未満ではその効果が
十分に得られず、0.3wt%を超えると晶出物が巨大化し
て、逆にしごき加工性が低下するためである。

【００１１】Znは、表層部のAl-Mn-Fe系晶出物[(MnFe)A
l₆等] を微細に分散させて潤滑性向上に寄与し、また絞
りおよびしごき加工後の転位組織を改善してフランジ加
工性を向上させる。Znの含有量を0.01〜0.2wt%に限定し
た理由は、0.01wt% 未満ではその効果が十分に得られ
ず、0.2wt%を超えると成形性には効果を示すが、耐食性
が低下するためである。

【００１２】Ti、またはTiおよびB は、鋳塊の結晶粒を
均一微細化する。Tiの含有量を 0.005〜0.05wt% に限定
した理由は、Tiが0.005wt%未満では鋳塊の結晶粒を均一
微細化する効果が得られず、 0.05wt%を超えるとAl-Ti
系の巨大双晶化合物が溶解鋳造時に発生し、これが圧延
後も残存してDI成形時に割れやピンホールを発生させる
ためである。B はTiの鋳塊結晶粒を均一微細化させる効
果を助長する。B の含有量が 0.0001wt%未満ではその効
果が十分に得られず、 0.01wt%を超えるとTi-B系の巨大
な双晶化合物が溶解鋳造時に発生し易くなり、これが圧
延後も残存してフランジ成形時での割れやピンホールの
発生原因になる。不純物は、本発明の効果が損なわれな
い程度の量であれば許容される。例えば、Znは0.5wt%以
下、Crは0.3%以下、Zrは0.1wt%以下、V は0.1wt%以下で
あれば問題ない。

【００１３】次に本発明の製造方法について説明する。
前述の組成のアルミニウム合金を通常のDC鋳造法（半連
続鋳造法）によりスラブ（板状鋳塊）に鋳造する。この
スラブに先ず均質化処理を施す。この均質化処理を行う
ことにより、得られるアルミニウム合金板の強度、靱
性、深絞り加工性が向上し、また耳率のばらつきが減少
する。この均質化処理温度は 530℃未満では十分に均質
化されず、 630℃を超えると鋳塊表面に膨れが生じたり
する。また保持時間が１時間未満では十分に均質化され
ない。従って均質化処理は 530〜630 ℃で１時間以上保
持して行う。生産性とその効果を勘案した最も望ましい
均質化処理条件は 530〜630 ℃で３〜12時間の条件であ
る。

【００１４】均質化処理後、熱間粗圧延を常法により施
し、次いで熱間仕上圧延を施す。熱間仕上圧延では、条
件を厳密に規定して、中間焼鈍後の組織が立方体方位が
より優先的に生じた集合組織になるようにする。前記立
方体方位優先の集合組織は、マトリックスの歪みが多く
蓄積されている部分（変形集中帯）から核生成し成長し
た１種の再結晶集合組織である。従ってこの熱間仕上圧
延工程では、マトリックスに歪を十分蓄積させる必要が
ある。

【００１５】本発明では、熱間仕上圧延工程で歪を十分
に蓄積させるためにスタンド数が３以上のタンデム式の
熱間圧延機を用いる。ここでスタンド数が３未満では、
歪みを十分に蓄積させることができず、また歪みの蓄積
を十分にするために開始板厚を厚くする等の無理なパス
スケジュールで圧延を行うと、表面性状（焼付け、肌荒
れ等）を悪化させてしまう。熱間仕上圧延の開始温度を
300〜400 ℃に限定した理由は、前記開始温度が 300℃
未満では、圧延途中で熱延板のエッジが割れる等の問題
が生じ、 400℃を超えると微細なα相（Al-Mn-Fe-Si 系
金属間化合物）が析出し、この微細なα相が、後工程の
焼鈍処理時に、耳率の制御に寄与する立方体方位の発生
や成長を抑えてしまうためである。尚、微細なα相（平
均粒径１μm 程度以下のもの）は 400℃以上 500℃未満
の温度で析出し易いことが知られている。熱間仕上圧延
の終了温度を 240〜290 ℃に限定した理由は、 240℃未
満では板の表面状態が悪化し、 290℃を超えると転位の
回復が進行し、中間焼鈍前に十分に歪みを蓄積させるこ
とができない。この熱間仕上圧延ではクーラント油量を
1000l/min.以上の流量で噴射して熱延板を冷却する。そ
の理由は、クーラント油量が1000l/min.未満では、所要
の終了温度(240〜290 ℃）が得られず、しかも歪みの蓄
積が不十分である。圧延速度を遅くして熱延板の温度を
下げるのでは生産性が低下し好ましくない。クーラント
油の供給は、例えば、各スタンド入側または最終スタン
ドを除く各スタンド入側にノズルを備えた冷却装置を少
なくとも１個以上配置して行う。上記のように、本発明
では、熱間圧延において、マトリックス中に十分に歪み
を蓄積させ、しかも熱延中の微細α相の析出を避けた条
件で圧延を行うことにより、焼鈍時において立方体方位
がより優先的に生じた集合組織を得ることが可能となっ
た。

【００１６】熱間仕上圧延が終了した後、常法により冷
間圧延し、次いで中間焼鈍処理を施す。中間焼鈍は 360
〜560 ℃の温度範囲で施す。前記焼鈍温度が 360℃未満
では、強度が上がりすぎてDI成形性が低下し、 560℃を
超えるとCuやSi等の析出物が再固溶しすぎて、これが塗
装焼付け時に析出してフランジ成形性が低下する。中間
焼鈍では、目標温度に到達後直ちに冷却しても良い。つ
まり保持時間０でも良い。保持時間が 120秒を超える
と、焼鈍温度が 560℃以下でも析出物が再固溶しすぎて
好ましくない。加熱および冷却速度をともに 100℃／分
以上にしたのは生産性を高めるためである。冷却速度の
場合は、 100℃／分未満では、固溶したCuおよびSiが析
出して次の最終冷間圧延で十分な強度が得られなくなる
ためでもある。

【００１７】中間焼鈍後に最終冷間圧延を施す。このと
きの圧延率を 60%以上に限定した理由は、 60%未満では
合金板の耐圧強度が不足するためである。

【００１８】最終冷間圧延後に、必要に応じて最終焼鈍
を施す。最終焼鈍により加工組織が回復して、DI成形性
やフランジ成形性がさらに向上し、また缶形状（真円度
等）がより良好になる。最終焼鈍温度が 100℃未満では
その効果が十分に得られず、 150℃を超え或いは保持時
間が８時間を超えると固溶元素が析出しすぎてDI成形性
やフランジ成形性が低下する。最も望ましい最終焼鈍条
件は 115〜150 ℃で 1〜4 時間である。

【００１９】

【実施例】以下に本発明を実施例により詳細に説明す
る。 （実施例１）表１に示す組成のアルミニウム合金を常法
により溶解鋳造して厚さ500mm の板状鋳塊（スラブ）を
得た。次にこのスラブを面削により 490mm厚さにし、そ
の後600℃で６時間の均質化処理を施した後、熱間粗圧
延を常法により行った。次に熱間仕上圧延を、圧延開始
温度 380℃、圧延終了温度 270℃、クーラント油の噴射
量 1100l／min.の条件で施した。その後冷間圧延を施し
た。次に連続焼鈍炉により 440℃で０分（材料が 440℃
に到達後直ちに空冷）の焼鈍を行った。この時の加熱速
度は 800℃／分、冷却速度は1050℃／分であった。続い
て常法により板厚 0.3mmまで最終冷間圧延し（圧延率65
％）、次いで 125℃で２時間の最終焼鈍を施して缶胴用
アルミニウム合金板を製造した。

【００２０】このようにして得られた合金板について、
耳率、引張強度、DI成形性、フランジ成形性を下記方法
により調査した。 耳率：前記合金板から57mmφの円板を切出し、これを直
径33mm、肩R2.5mmのポンチを用いてクリアランス30% で
深絞りした。 引張強度：前記合金板を 200℃で20分間加熱（塗装焼付
け条件）し、加熱前後の引張強さ（TS）と0.2%耐力（Y
S）を測定した。 DI成形性：炭酸飲料用のDI缶胴（内径66mmφ、側壁板厚
100μｍ、側壁先端部板厚 150μｍ）に成形した。 フランジ成形性：前記成形したDI缶胴を、トリミングと
洗浄を施した後、 200℃で20分間加熱し、次いで４段の
ネッキング加工を施して開口部の内径ｄを57mmφに縮小
し、最後に角度90°の円錐状の治具をフランジ割れが発
生するまで押し込み、割れの発生した時の開口部の径Ｄ
を測定し、開口部の径の増加率Ｐを、次式Ｐ＝〔（Ｄ−
ｄ）／ｄ〕×100%により算出した。 評価基準は、耳率2.5%以内、加熱処理(200℃×20分) 後
の耐力265MPa以上、フランジ成形での口径の限界増加率
15％以上を良好とした。結果を表２に示す。

【００２１】

【表１】

【００２２】

【表２】

【００２３】表２より明らかなように、本発明例品 (N
o.1〜3)はいずれも、耳率が低く、フランジ成形での口
径の限界増加率も大きくフランジ成形性が良好であっ
た。また200℃で20分間加熱（塗装焼付け条件）後の強
度（耐力）が265MPa以上あり、缶底部の耐圧強度も問題
のない高水準であった。またDI成形性も良好であった。
これに対し、比較例品のNo.4,5は、ともに耳率は低い
が、各々MgまたはMnの添加量が多いためDI成形でしごき
割れが生じた。No.6はCuとSiの添加量が多いために 200
℃で20分の加熱で引張強さが高くなりフランジ成形性が
低下した。No.7はMg添加量が少ないため強度が低く、N
o.8はMnの添加量が少ないためDI成形時に焼付が生じ
た。No.9はCuとSiの添加量が少ないため強度が低下し
た。

【００２４】（実施例２）表１に示したNo.Aのアルミニ
ウム合金を常法により溶解鋳造して厚さ 500mmのスラブ
を鋳造した。次にこのスラブを 490mm厚さに面削し、次
いで均質化処理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延を行って熱
延コイルを得、この熱延コイルを室温まで冷却して冷間
圧延し、次いで連続焼鈍炉にて中間焼鈍し、続いて常法
により冷間圧延して缶胴用アルミニウム合金板を製造し
た。一部のものは冷間圧延後最終焼鈍を施した。均質化
処理、熱間仕上圧延、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧
延、最終焼鈍の条件は表３に示すとおり種々に変化させ
た。このようにして得られた合金板について、実施例１
と同じ方法により、耳率、引張強度、DI成形性、フラン
ジ成形性を調査した。耳率は、直径33mm、肩R2.5mmのポ
ンチを用いて57mmφの円板をクリアランス30% で深絞り
を行って測定した。結果を表４に示す。評価は実施例１
の場合と同様にして行った。

【００２５】

【表３】

【００２６】

【表４】

【００２７】表３、４より明らかなように、本発明例品
(No.10〜15) は耳率も2.5%以下と低く、フランジ成形性
も優れ、また焼付けを想定した加熱処理後の強度（耐
力）も270MPa以上で缶底部の耐圧性も問題なく、さらに
DI成形性も良好であった。他方、比較例品のNo.16 は仕
上圧延開始温度が高いため耳率が悪化した。 No.17は仕
上圧延開始温度が低いため圧延終了時にエッジ割れが生
じた。No.18 は仕上圧延終了温度が高く、クーラント油
量が少ないため耳率が悪化し、さらに仕上圧延後の表面
性状も悪化し、肌荒れや焼付きが生じた。No.19 は仕上
圧延終了温度が高いため耳率が悪化した。 No.20は中間
焼鈍を省略したため、 No.21は中間焼鈍温度が低かった
ため、ともに強度が高くなりすぎてDI成形で絞り割れが
生じた。No.22 は中間焼鈍温度が高いため焼付を想定し
た加熱処理(200℃で20分) で強度が高くなり、このため
缶胴側壁先端部分の塗装、焼付け加熱による熱軟化が起
こらず、フランジ成形性が低下した。No.23 は最終冷間
圧延率が低いため、加熱処理後(200℃×20分) の耐圧強
度が低下した。 No.24は均質化処理温度が低いため、十
分な均質化が行われず耳率が悪化した。

【００２８】

【発明の効果】以上に述べたように、本発明によれば、
高強度で、しごき加工性および塗装焼付け後のフランジ
成形性に優れた、耳率の低い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。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.8〜1.4wt%、
   Feを 0.2〜0.6wt%、Siを 0.1〜0.4wt%、Cuを 0.1〜0.3w
   t%、Znを0.01〜0.2wt%含有し、さらにTi 0.005〜0.05wt
   % を単独で或いはB 0.0001〜0.01wt% とともに含有し、
   残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳
   塊に、均質化処理を 530〜630 ℃で１時間以上の加熱
   条件で施し、次いで熱間粗圧延を施し、次いで熱間
   仕上圧延を、スタンド数が３以上のタンデム式熱間仕上
   圧延機を使用し、圧延開始温度を 300〜400 ℃、圧延終
   了温度を 240〜290 ℃とし、クーラント油を 1000l／mi
   n.以上の流量で噴射して熱延板を冷却して施し、次いで
   冷間圧延を施し、次いで中間焼鈍処理を 100℃／分
   以上の加熱速度で 360〜560 ℃の温度範囲の所定温度に
   急速加熱し、前記所定温度に到達後直ちに或いは 120秒
   以内の保持の後、冷却速度 100℃／分以上で70℃以下に
   冷却して施し、次いで圧延率60％以上の最終冷間圧延
   を施すことを特徴とする耳率の低いキャンボディ用アル
   ミニウム合金板の製造方法。
2. 【請求項２】 最終冷間圧延後、 100〜150 ℃の温度範
   囲で最終焼鈍処理を施すことを特徴とする請求項１記載
   の耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造
   方法。