CN101268207A - 颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板及该铝合金冷轧板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

具有如下组成：含有Mn：0.7～1.5质量％、Mg：0.8～1.7质量％、Fe：0.1～0.7质量％、Si：0.05～0.5质量％、Cu：0.1～0.6质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成，并且，通过5000～15000倍的TEM所观察到组织中尺寸为0.05～1μm的分散粒子每300μm2存在50～400个，并且在这些分散粒子之内，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例，相对于分散粒子的所述总存在个数处于15～70％的范围。

Description

颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板及该铝合金冷轧板的制造方法
技术领域
本发明涉及作为瓶罐(饮料罐)的罐体材，瓶罐的颈部成形性优异的铝合金冷轧板(瓶罐用原材板)。还有，所谓本发明中说的铝合金冷轧板，是通过热轧-冷轧而轧制的轧制冷(冷轧板)。以下，称铝合金为Al合金。
背景技术
作为铝系饮料罐，多采用将罐主体和罐盖(罐端)进行接缝(seaming)加工而得到的2段铝罐。在该2段结构的铝罐中，其主流是对规定的铝板实施深拉(cupping)和DI成形(拉深加工、引缩加工)等的罐体成形而形成主体部后，对该主体部实施缩颈加工，使端部的直径比主体部的直径小(以下称为2段铝罐)。
在这样的2段铝罐中，因为端部的直径对主体部的直径的颈缩率比较小，所以缩颈加工比较容易。
作为所述罐主体用的冷轧板，一直以来作为A1-Mg-Mn系合金的JIS3004合金、3104合金等的硬质板被广泛使用。该JIS3004合金、3104合金其引缩加工性优异，即使在为了提高强度而以高轧制率实施冷轧时，仍显示出比较良好的成形性，因此适合作为DI罐体材。
另一方面，近年来，具有主体部、口部和螺旋盖(screw cap)而成的瓶子形状的铝罐(以下称为瓶罐)的需求提高。在这样的瓶罐中，口部的直径对主体部的直径的颈缩率比前述2段铝罐大，因此缩颈加时更容易发生褶皱(皱纹)和裂纹。
作为这种瓶罐，主要可列举由各种不同的构件形成主体部和底部而成的3段结构的瓶罐(含螺旋盖。以下称为3段瓶罐)，和主体部和底部被形成为一体的2段结构的瓶罐(含螺旋盖。以下称2段瓶罐)。
其中3段瓶罐其制造一般适用所述现有的2段铝罐的制造方法的一部分。即，其制造如后述的专利文献1和专利文献2所公开的，首先，对规定的铝板实施深拉成形和DI成形，再依次实施烘焙(baking)、切边(trimming)、印刷、烘焙、形成伸颈(端盖成形：缩颈加工)。在缩颈加工中，在主体部的底部侧部分形成颈部，其次项部的端部被形成而设置口部。然后，在该口部的附近的外周实施安装螺旋盖用的螺纹切削加工而形成螺纹部。其后，为了使与口部相对向的主体部的一方的开口形成为底部，而在开品部实施凸缘加工后，旋紧底部材而形成底部。
在这样的3段瓶罐中，在缩颈加工时因为在DI形成后的罐的底部形成有颈部，所以颈部的直径对主体部的直径的颈缩率大，可以比较容易的形成。
另一方面，从削减瓶罐的制造成本、循环性的观点出发，近年来以2段瓶罐替代3段瓶罐的需求逐渐高涨。在该2段瓶罐中，一般多应用现有的2段瓶罐的制造方法。特别是直接采用冲模缩颈加工和旋压缩颈加工等的缩颈加工。
该2段瓶罐的制造方法，如后述的专利文献1和专利文献2所公开的，首先，为了形成瓶罐的主体部而对规定的铝板A实施深拉和DI成形，形成主体部和底部。其次，在所述主体部的开口部附近实施冲模缩颈加工或旋压缩颈加工而形成颈部，使该开品部成为口部。其后，在该口部的附近的外周设置螺旋盖安装用的螺纹切削部，从而制造2段瓶罐。
然而，在该2段瓶罐中，在形成颈部时，因为是在主体部的开品部附近实施冲模缩颈加工或旋压缩颈加工而形成颈部，所以会使品部的直径对所述主体部的直径的颈缩率加大而构成困难。
使用所述3000系铝合金的硬质板形成该2段瓶罐的颈部时，由于该铝板具有的比较硬的硬质性，致使若加大口部的直径对所述主体部的直径的颈缩比而形成瓶罐，则存在容易发生褶皱和裂纹这样的问题点。因此，在现有的2段瓶罐中，其颈缩比由3段瓶罐所具有的颈缩比来形成很困难。
针对该2段瓶罐的课题，一直以来提出有在3000系铝合金板中，通过将Fe、Si、Mn和Mg的含量和烘焙后的屈服点(0.2％屈服点)规定在适当的范围，使铝板的成形性、即DI成形性、缩颈加工等的成形性提高，结果是增大口部的直径对主体部的直径的颈缩率(参照专利文献1)。
另外同样提出，在3000系铝合金板中，通过将Fe、Si、Mn和Mg的含量和烘焙后的屈服点(0.2％屈服点)规定在适当的范围，使铝板的成形性、即DI成形性、缩颈加工等的成形性提高，结果是增大口部的直径对主体部的直径的颈缩率(参照专利文献2)。
此外，为了提高罐的成形性而控制组织一直以来也被大量提出。例如还提出，将热轧板的Mn固溶量及晶粒直径控制在规定的范围，稳定热轧板的制耳率而使之处于-3～-6％，其后不对其进行中间退火而是进行冷轧，从而使得到的冷轧板的制耳率稳定并处于0～2％等(专利文献3)。
专利文献1：特开2002-256366号公报
专利文献2：特开2004-250790号公报
专利文献3：特开2003-342657号公报
但是，该2段瓶罐近年来也有微型瓶罐等，处于更小型化、小径化的倾向。在这样的微型瓶罐等的2段瓶罐中，特别是在有进行蒸馏(retort)处理这样的内容物的情况下，对提高盖旋紧后的密封性的要求很高。随之而来的是盖旋紧载荷增加，但是有要求罐体强度耐受该旋紧载荷的增加的倾向。因此对罐材料侧也要求更高强度。
但是，仅仅是调整前述现有的3000系铝合金板的成分和烘焙后的屈服点，在使罐材侧更高强度化时，由缩颈加工或旋压缩颈加工带来的颈部形成，和其后在口部附近的外周形成螺旋盖安装用的螺纹切削成形部之时，有更容易产生褶皱和裂纹的倾向。
另外，对罐所共通要求的使用金属量的降低和轻量化等的成本压缩，不例外对于微型瓶罐等的2段瓶罐也有要求。从这方向出发，罐材料侧的更高强度化也不可避免。
发明内容
本发明鉴于这些问题点而做，其目的在于提供一种即使是更小型化的2段瓶罐，颈部成形性和螺纹切削成形性仍优异的瓶罐用铝合金冷轧板和该冷轧板的制造方法。
为了达成该目的，本发明的颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板的要旨如下：含有Mn：0.7～1.5％(质量％，下同)、Mg：0.8～1.7％、Fe：0.1～0.7％、Si：0.05～0.5％、Cu：0.1～0.6％，余量由Al及不可避免的杂质构成，并且，通过组织的5000～15000倍的TEM所观察的尺寸为0.05～1μm的分散粒子，每300μm2存在50～400个，并且在这些分散粒子之内，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例，相对于分散粒子的前述总存在个数而言，处于15～70％的范围。
另外，为了达成该目的，本发明的颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板的制造方法的要旨为，在得到上述要旨或后述优选方式的铝合金冷轧板时，以550℃以上的温度对铸锭进行均质化热处理后，以25℃/hr以下的冷却速度徐冷至450～550℃的温度范围，热轧和冷轧后的板组织通过5000～15000倍的TEM观察到的尺寸为0.05～1μm的分散粒子，使之每300μm2存在50～400个，并且在这些分散粒子之内，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例，相对于分散粒子的前述总存在个数为15～70％的范围。
对于瓶罐的DI罐体，主要从制造成本的降低及轻量化的目的出发，如前述要求进一步薄壁化。为了达成该薄壁化，就需要不引起纵弯曲强度的降低而实现作为材料的铝合金冷轧板的高强度化。另外，为了达成薄壁化，此外还要求在DI成形时的制耳率低。如果降低DI成形时的制耳率，则能够提高DI成形时的成品率，还能够防止因罐体的制耳开裂引起的罐体破裂。
因此如前述，一直以来为了使制耳率高度地稳定化，公知要控制作为瓶罐的DI罐体材料的铝合金冷轧板的组织。代表性的有，晶粒直径的微细化控制、Mg2Si等的化合物的个数和大小的控制、添加元素的微观的偏析抑制、Mn等的合金元素的固溶量控制、立方晶方位的控制等。
在本发明中，在进行存在于铝合金冷轧板组织中的、分散粒子(Mg2Si等的化合物、析出物)的个数和大小的控制的点上，其也沿袭了现有的组织的冶金的控制。
但是，在本发明中，相对于尽可能使分散粒子微细化而使之分散的这些现有的微细分散思想，反而是使分散粒子在一定程度上粗大化，使尺寸均一化并使之以一定量(一定个数)存在。
即，本发明者们发现，使分散粒子一定程度上粗大化后，再使尺寸均一化的方法，与现有的微细分散相比，分散粒子的钉扎效果减小，在热轧板的状态下，反而能够均一地得到具有各向同性(不具有方向性乃至各向异性)的晶粒，制耳率提高。
相对于此，如以前在使分散粒子微细分散时，分散粒子的钉轧效果强，在热轧中，容易由原本软质的PFZ发生再结晶，与之相应，析出带也再结晶而容易形成粗大的晶粒。另外，立方晶方位也容易发达。因此如以前这样使分散粒子微细分散时，虽然晶粒的平均粒径细，但是有粗大的再结晶粒部分地混入，成为所谓的混粒，晶粒的均一性和各向同性容易丧失。
其结果是制耳率降低，在更小型化的2段瓶罐中，如前述通过主体部的开口部附近的冲模缩颈加工或旋压缩颈加工形成颈部，和其后在口部附近的外周形成螺旋盖安装用的螺纹切削成形部时，更容易产生褶皱和裂纹。
相对于此，在本发明中，在使分散粒子一定程度上粗大化以后，使尺寸均一化，并以一定量存在，在热轧板的状态下，得到的晶粒均一并具有各向同性(不具有方向性乃至各向异性)，从而使其后的冷轧板的制耳率提高。
附图说明
图1是表示本发明铝合金(发明例1)的分散粒子的存在状态的图纸代用照片。
图2是表示本发明铝合金(发明例2)的分散粒子的存在状态的图纸代用照片。
图3是将板材进行DI成形而得到的杯子的展开图。
具体实施方式
(Al合金冷轧板组成)
以下，首先对于作为本发明Al合金冷轧板的2段瓶罐原材需要的、满足强度和成形性等诸特性的优选的化学成分组成(单位：质量％)，包括各元素的限定理由进行说明。
本发明的高温特性优异的瓶罐用铝合金冷轧板的组成如下：含有Mn：0.7～1.5％、Mg：0.8～1.7％、Fe：0.1～0.7％、Si：0.05～0.5％、Cu：0.1～0.6％，余量由Al及不可避免的杂质构成。
Mn：0.7～1.5％
Mn是有助于强度的提高，此外还是有助于成形性的提高的元素。特别是在本发明的这种2段瓶罐用原材料(冷轧板)中，因为要进行前述的DI成形时的引缩加工，和缩颈加工、螺纹切削加工等，所以Mn极为重要。
更详细地说，Mn形成Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物(α相)等各种的Mn系金属间化合物。而且前述α相分散越适当，越能够提高上述各加工性的成形性乃至加工性。另外，在铝板的引缩加工中，通常会使用乳液型(emulsion type)的润滑剂，但是若前述的α相的量少，则即使使用乳液型的润滑剂，润滑性也不足，有可能发生被称为磨蚀(galling)的擦痕和烧蚀等的外观不良。因此为了生成α相而防止引缩加工时的表面瑕疵，Mn也是不可欠缺的元素。
若Mn的含量过少，则上述成形性乃至加工性提高效果无法发挥。因此Mn的含量为0.7％以上，优选为0.8％以上，更优选为0.85％以上，进一步优选为0.9％以上。
另一方面，若Mn过剩，则Mn和Al的初晶巨大金属化合物结晶，成形性降低。因此，Mn含量的上限为1.5％，优选为1.3％，更优选为1.1％，进一步优选为1.0％.
Mg：0.8～1.7％
Mg在能够提高强度的点上有效。此外通过使之与后述的Cu共同含有，在对本发明冷轧板进行最终退火(也称为完工退火。例如，温度：100～150℃左右，时间：1～2小时左右的退火)，其后制罐，之后进行烘焙(烧付印刷)时，能够抑制软化。即，若含有Mg和Cu两者，则在进行烘焙(烧付印刷)时，因为Al-Cu-Mg析出，所以能够抑制烘焙时的软化。
若Mg的含量过少，则上述效果无法发挥。因此Mg的含量为0.8％以上，优选为0.9％以上，更优选为1.0％以上。
另一方面，若Mg过剩，则容易产生加工硬化，因此成形性降低。因此，Mg含量的上限为1.7％，优选为1.6％，更优选为1.35％。
还有，Mg对Mn的析出量及固溶量也会造成影响。即Mg越多Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物(α相)的析出量越受到抑制，因此Mn固溶量容易变多。因此，优选通过与Mn固溶量的关系来决定Mg含量。
Fe：0.1～0.7％
Fe具有使晶粒微细化的作用，还会生成上述的Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物(α相)，因此有助于成形性的提高。另外Fe在促进Mn的结晶和析出，控制铝基体中的Mn固溶量和Mn系金属间化合物的分散状态方面也有用。另一方面，若在Mn的存在下Fe变得过剩，则巨大的初晶金属间化合物容易发生，有可能损害成形性。
因此，Fe的含量能够根据Mn的含量而设定，Fe和Mn的优选的质量比(Fe/Mn)例如为0.1～0.7的范围，优选为0.2～0.6的范围，更优选为0.3～0.5的范围。
还有，Mn的含量在上述范围时，Fe的下限含量为0.1％以上，优选为0.2％以上，更优选为0.3％以上。另外，Fe的上限含量为0.7％以下，优选为0.6％以下，更优选为0.5％以下。
Si：0.05～0.5％
Si在用于使Mg2Si金属间化合物和Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物(α相)等的分散粒子生成上是有用的元素。这些分散粒子按本发明规定适当地分布时能够提高成形性。
因此，Si的含量为0.05％以上，优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上。另一方面，若Si过剩，则热终轧时的再结晶受到阻碍，45°的制耳增大，成形性降低。因此，Si含量的上限为0.5％，优选为0.45％，更优选为0.4％。
Cu：0.1～0.6％
Cu在冷轧板的制罐时进行烘焙(烧付印刷)的时候，析出Al-Cu-Mg，同时通过使之与Mg共同含有，能够抑制软化。因此，Cu含有的下限量为0.1％以上，优选为0.15％以上，更优选为0.2％以上。另一方面，若Cu变得过剩，则虽然容易获得时效硬化，但是会变得过硬，因此成形性降低，此外耐腐蚀性也劣化。因此，Cu含量的上限量为0.6％，优选为0.5％，更优选为0.35％。
除Cu以外，作为同效的强度提高元素还可列举Cr、Zn等。这方面，除了Cu以外，还能够选择性地含有Cr、Zn的一种或两种。
Cr：0.001～0.3％
这时，为了发挥强度提高效果，Cr的含量为0.001％以上，优选为0.002％以上。另一方面，若Cr过剩，则巨大结晶物生成，成形性降低。因此，Cr含量的上限为0.3％，优选为0.25％。
Zn：0.05～1.0％
另外，若使Zn含有，则能够通过Al-Mg-Zn系粒子时效析出而提高强度。为了发挥该效果，Zn含量为0.05％以上，优选为0.06％以上。另一方面，若Zn过剩则耐腐蚀性降低。因此，Zn含量的上限为0.5％，优选为0.45％。
Ti：0.005～0.2％
Ti是晶粒微细化元素。在想要发挥该效果时选择性地使之含有。这时的Ti的含量为0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.015％以上。还有，若Ti过剩，则巨大的Al-Ti系金属间化合物结晶而阻碍成形性。因此，Ti含量的上限为0.2％，优选为0.1％，更优选为0.05％。
所述Ti可以单独含有，也可以与微量的B共同含有。若与B并用，则晶粒的微细化效果进一步提高。因此在选择性地含有时B的含量为0.0001％以上，优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。另一方面，若B过剩，则Ti-B系的粗大粒子生成而使成形性降低。因此，B含量的上限为0.05％，优选为0.01％，更优选为0.005％。
以上所述的元素以外为不可避免的杂质，为了不阻碍上述板特性，其含量基本上以少为宜，但是在不阻碍上述板特性的范围内，允许其含有达到JIS规格所述的3000系铝合金的各元素的上限值程度。
(分散粒子)
其次，对于本发明Al合金冷轧板组织在以下进行说明。
如前述在本发明中，一定程度上使存在于铝合金冷轧板组织中的分散粒子[Mg2Si、Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物(α相)等的金属间化合物、析出物]粗大化后，使尺寸均一化并以一定量(一定个数)存在。据此，会缓和分散粒子的钉扎效果，在热轧板的状态下均一得到具有各向同性的(不具有方向性乃至各向异性)晶粒，使制耳率提高。
具体来说，铝合金冷轧板组织通过5000～15000倍的TEM所观察到尺寸为0.05～1μm(重心直径)的分散粒子，每300μm2存在50～400个。并且在这些分散粒子之内，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例，相对于分散粒子的前述总存在个数而言，处于15～70％的范围。这时，具有上述尺寸的分散粒子的个数比例的下限优选为20％以上，更优选为25％以上，作为范围优选20～70％的范围，更优选25～70％的范围。
图1、2中分别显示本发明铝合金冷轧板组织的各10000倍的TEM照片。在图1和2中，相对于白地的基体而分散的黑的粒子是分散粒子(Mg2Si等的化合物、析出物)。图1是后述的实施例中的表3的发明例1，图2是发明例2。
在该图1和2的比较中，图1、2在这一点上均相同，即尺寸最小0.05μm、最大1μm的分散粒子每300μm2存在50～400个。但是图1的一方与图2相比，各分散粒子比较粗大化，在此基础上均一地分散。
图1的本发明组织的分散粒子，相对于前述分散粒子的总存在个数而言，具有0.3μm以上、1μm以下的尺寸的比较粗大的分散粒子的个数比例多。即，该比较粗大的分散粒子的个数比例相对于分散粒子的前述总存在个数为48％。即，所谓尺寸比较大，且尺寸不一致的分散粒子均一地分散。
相对于此，在图2的本发明组织中，具有0.3μm以上、1μm以下的尺寸的比较粗大的分散粒子的个数比例，相对于分散粒子的前述的总存在个数为20％。即，比较小的分散粒子的个数比例也大，所谓从小尺寸到大尺寸分散有各种尺寸的分散粒子。
相比图2的本发明组织，较小的分散粒子的个数比例更大，或者有尺寸各样的分散粒子分散，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例相对于分散粒子的前述总存在个数截至15％时，与现有的分散粒子的微细分散相同。其结果是在热轧中，从原本的软质的PZF容易发生再结晶，与之相应，析出带也再结晶而容易形成粗大的晶粒。另外，立方晶方位也容易发达。因此，与以往一样，虽然晶粒的平均粒径变小，但是部分地混入了粗大的再结晶粒，成为成谓的混粒，容易丧失晶粒的均一性和各向同性。
因此，制耳率降低，在更小型化的2段瓶罐中，如前述通过主体部的开口部附近的冲模缩颈加工或旋压缩颈加工形成颈部，和其后在口部附近的外周形成螺旋盖安装用的螺纹切削成形部时，更容易产生褶皱和裂纹。
相对于此，在本发明中，如上述在一定程度上使分散粒子粗大化后，使之以一定量(一定个数)存在，在热轧板的状态下可均一得到具有各向同性的(不具方向性乃至各向异性)晶粒，从而使其后的冷轧板的制耳率提高。
在此作为分析测定对象的分散粒子为通过5000～15000倍的TEM观察到的0.05μm以上的尺寸(重心直径)。0.05μm以上的分散粒子的存在，如上述会带给成形性很大影响，因为低于0.05μm的分散粒子其影响度小。另外，低于0.05μm的小的分散粒子即使利用TEM也难以观察和测定，由于基于本测定的测定偏差也大，因此在本发明的测定中从测定对象中排除。
(粒子尺寸、个数的测定)
分散粒子的粒子尺寸，用板组织的透射型电子显微镜(TEM)进行测定。更具体地说，对板厚中央部、轧制面上面的试验材进行镜面研磨，对于研磨面组织，利用5000～15000倍的TEM(例如日立制作所制，HF-2000场放射型透射电子显微镜)，观察约10μm×15μm左右大小的各10个视野的组织。
这时，为了明了地观察分散粒子相(金属间化合物相)，通过反射电子像的观察进行观察。白的像为Al，在不同的对比下分散粒子相变得明了。描绘这些分散粒子，作为图像分析的软件，采用MEDIACYBERNETICS公司制的Image-ProPlus，通过图像分析求得各分散粒子的尺寸(重心直径的平均值)。
然后，统计尺寸为0.05～1μm的分散粒子的个数，换算成每300μm2的个数。这一测定的分散粒子的个数由上述10个视野的观察中的平均值计算。
此外，在这些0.05～1μm大小的分散粒子之内，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数，其求得方式与求得上述0.05～1μm大小的分散粒的个数的方式一样。然后，求得该具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数相对于前述尺寸为0.05～1μm的分散粒子的总存在个数的比例。
(晶粒的平均长宽比)
铝合金冷轧板的晶粒不优选通常的等轴晶粒，而是优选平均长宽比为2以上的沿轧制方向伸长的。由此而具有的优点是，对于更高温化短时间化的高速化热处理的涂装热处理时的热变形能够受到抑制，也能够确保热处理后的罐强度。即，通过使铝合金冷轧板的晶粒成为向轧制方向的伸长粒，则能够赋予引缩加工性，确保DI加工等的成形性，其后再作为本发明规定的上述成分组成和后述的固溶、析出状态组织，则能够确保热处理后的罐强度。由此，涂装热处理后的热变形也得到抑制。
晶粒的平均长宽比低于2时，与通常的等轴晶粒差别不显著，上述效果不足，因此不能达成热涂装处理时的热变形抑制和热处理后的罐强度确保。在这一点上，晶粒向轧制方向伸长得越大越好，更优选为晶粒的平均长宽比为2.1以上。
晶粒的长宽比在不实施中间退火的工序时，则通过热轧板的晶粒组织和冷轧率来决定。这时，晶粒的平均长宽比的上限根据热轧和冷等用于成为伸长粒的制造工序的能力界限来决定，但是其水平为4左右。
(平均长宽比测定方法)
晶粒的平均长宽比通过板厚方向中央部的上面观察(偏光观察)来测定。对调质处理后(瓶罐成形前)有板的板厚方向中央部、轧制面上面进行机械研磨、电解研磨和利用(barker)液的阳极氧化处理后，通过偏光观察进行。
对上述板的板厚方向中央部从上面对晶粒组织进行偏光观察时，由于结晶方位不同可见黑白的不同。这时的观察中，以能够清晰地观察出轮廓的视野内的晶粒为对象，计算测量各个晶粒的轧方向的最大长度和板宽方向的最大长度。然后，计算此各个晶粒的(轧制方向的最大长度)/(板宽方向的最大长度)并作为长宽比。在×100倍的光学显微镜的观察中，测定的晶粒为100个，根据这些晶粒的长宽比的平均值，求得晶粒的平均长宽比。还有，平均晶粒直径能够将上述各个晶粒的轧制方向的最大长度按上述测定晶粒100个进行平均化而求得。
(制造方法)
本发明Al合金冷轧板，可以不用很大程度改变现有的均热、热轧、冷轧的制造工序而进行制造。但是，为了使热轧和冷轧后的板组织为本发明规定的分散粒子组织，并且在不阻碍用于瓶罐成形的基本的材料特性(制耳率、强度)和成形性、引缩加工性的前提下对其加以确保，需要使铸锭在550℃以上的温度进行均质化热处理后，再以25℃/hr以下的冷却速度徐冷至450～550℃的温度范围。
(均质化热处理条件)
均质化热处理(均热)温度为550℃以上，优选为650℃以下。若均热温度过低，则均质化过于浪费时间，生产性降低，若均热温度过高，则铸锭表面发生膨胀，因此在前述范围内设定均热温度。更优选的均热温度为580℃以上(特别优选590℃以上)，615℃以下(特别优选610℃以下)。
还有，均热时间(均质化时间)如果是使铸锭均质化则优选短的程度，例如优选6小时以下。在本发明中如后述，在均热处理后需要徐冷，在均热处理后的冷却需要时间。因此，为了均热处理的生产性的效率化，均热时间也优选尽可能地短。
(均热处理后的冷却条件)
如前述，为了使热轧和冷轧后的板组织为本发明规定的分散粒子组织，并且为了确保用于瓶罐成形的基本的材料特性，需要以前述条件对铸锭进行均热处理，之后以25℃/hr以下的冷却速度徐冷至450～550℃的温度范围。为了进行这样的徐冷，优选在均热炉内对均热处理过的铸锭进行炉冷。
将均热处理过的铸锭取出均热炉外放冷和用风扇进行强制空冷时，均热处理后的冷却速度必然会超过25℃/hr的上限。因此，不会成为所谓本发明规定的分散粒子组织，比起前述图2的本发明组织，比较小的分散粒子的个数比例更大，或者分散有尺寸各异的分散粒子，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比较相对于分散粒子的前述总存在个数截至为15％。因此，与现有的分散粒子的微细分散相同。
还有，均热处理也可以分成多个阶段进行，但是至少最终的均热处理后的冷却速度为上述冷却速度的徐冷。
(热轧开始条件)
均热处理结束后的铸锭的处理，可以一下子冷却，在再加热之后进行热粗轧，或者也可以不进行过度地冷却，而是直接进行热粗轧。但是即使在这种情况下，均热处理后，至热粗轧开始温度的冷却速度也为上述冷却速度这样的徐冷。
(热粗轧条件)
热轧分为粗轧和终轧，并且连续实施时，若热粗轧的结束温度过低，则次工程的热终轧中轧制温度低，容易产生边缘裂纹。另外，若热粗轧的结束温度过低，则终轧时的自热不足导致未再结晶的残存，或者因轧制载荷增大导致表面品质降低。因此，热粗轧的结束温度优选为420℃以上。更优选的结束温度为430℃以上(特别优选440℃以上)，470℃以下(特别优选460℃以下)。
为了使该热粗轧的结束温度处于420～480℃左右，希望热粗轧的开始温度例如处于490～550℃左右，优选为495～540℃左右，更优选为500～530℃左右。如果使前述开始温度处于550℃以下，则还能够防止热轧板的表面氧化。此外，因为能够防止再结晶粒的粗大化，所以也能够进一步的高成形性。
热粗轧结束了的铝合金板，优选以连续的等方式快速进行热终轧。通过快速进行热终轧，能够防止热粗轧所积蓄的应变回复，能够提高其后得到的冷轧板的强度。热粗轧结束了的铝合金板，优选例如在5分钟内，优选在3分钟以内进行热终轧。
(热终轧条件)
热终轧的结束温度优选为310～350℃。热终轧工序是使板最终成为规定的尺寸的工序，轧制结束后的组织通过自身发热成为再晶粒组织，因此其结束温度会给再晶粒组织造成影响。通过使热终轧的结束温度为310℃以上，连同接下来的冷轧条件，容易使最终板组织成为平均长宽比为3以上的沿轧制方向伸长的组织。当热终轧的结束温度低于310℃时，即使增大下接下来的冷轧的冷轧率，平均长宽比仍难以变大。
另一方面，若超过350℃，则最终板组织会难以成为平均长宽比为3以上的沿轧制方向伸长的组成，并且粗大的Mg2Si等析出，难以成为本发明规定的分散粒子组织。因此，热终轧的结束温度的下限为310℃以上，优选为320℃以上。另外上限为350℃以下，优选为340℃以下。
(热终轧机的种类)
作为热终轧机，使用机架数为3以上的串联式热轧机。通过使机架数为3以上，能够减小每1机架的轧制率，既可保持热轧板的表面性状，又能够积蓄应变，因此能够进一步提高冷轧板及其DI成形体的强度。
(热终轧的总轧制率)
热终轧的总轧制率优选为80％以上。通过总轧制率为80％以上，并与后述的冷轧组成，可地使最终板组织成为平均长宽比为3以上并沿轧制方向伸长的组织，并且容易成为本发明规定的分散粒子组织。另外，能够提高冷轧板及其DI成形体的强度。
(热轧板的板厚)
热(终)轧结束后的合金板的板厚优选为1.8～3mm左右。通过使板厚为1.8mm以上，能够防止热轧板的表面性状(烧蚀、表面粗糙等)和板厚轮廓(profile)的恶化。另一方面，由于板厚为3mm以下，能够防止在制造冷轧板(通常板厚为0.28～0.35mm左右)时的轧制率变得过高，能够抑制DI成形后的制耳率。
(冷轧)
在冷轧工序中，优选不进行中间退火，而是通过多数次的所谓直通过进行轧制，合计的轧制率为77～90％。不进行中间退火，并使合计的轧制率为77％以上，由此能够使最终板组织成为晶粒的平均长宽比为3以上的使之沿轧制方向伸长的组织，并且能够成为本发明规定的分散粒子组织。另外，能够进一步提高罐的耐压强度。进入中间退火时或者合计的压下率低时，容易变成等轴晶粒，而难以成为伸长粒。
另一方面，若轧制率超过90％，则虽然晶粒的平均长宽比能够加大，但是DI成形时的45°制耳过大，另外强度过强，因此在DI成形时产生深拉裂纹和罐底裂纹的可能性高。
冷轧后的板厚在成形为瓶罐上为0.28～0.35mm左右。
还有，在冷轧工序中，优选使用轧制机架配置为2段以上直列的串联轧制机。通过使用这样的串联轧制机，与轧制机架为1段，反复进行通过(通板)而冷轧制规定板厚的单机架式的轧机相比，以同样的合计冷轧率计，通过(通板)次数少，能够提高1次通板的轧制率。
因此，容易得到最终板组织其晶粒的平均长宽比为3以上并使之沿轧制方向伸长的组织。
另外，与以前这样在使用单机架式的轧机进行冷轧后实施完工退火的情况相比，能够以更低温且连续地使之发生回复，能够生成亚晶粒(subgrain)。但是，如果能够如此通过冷轧使之发生回复并充分地生成亚晶粒，则轧机并不限定于串联轧机。
但是，在利用串联轧制的冷轧中，因为1次通板的轧制率高，所以1次通板中的发热量高。当该发热量变得过高时，分散粒子的粒子尺寸有粗大化的可能性。
因此，在利用串联轧机的冷轧中，优选在冷轧工序中的冷轧之后的铝板的温度最为上升时，对铝板进行强制性的冷却，不使冷轧后的铝板的温度上升至超过200℃的温度。
作为这种冷轧时的铝板的强制性的冷却方法，优选将通常所使用的是不含水的轧制油，变为水溶性油和水溶性润滑剂等的乳液型，使用该乳液水溶液不会使润滑性能降低，并会使冷性能得到强化。
冷轧后，也可以根据需要，以比再结晶温度低的温度进行完工退火(最终退火)。若进行完工退火则加工组织回复，DI成形性和罐底成形性提高。完工退火的温度例如优选为100～150℃左右，特别优选为115～150℃左右。通过使温度为100℃以上，能够使加工组织充分地回复。另一方面，由于温度在150℃以下，能够防止固溶元素的过剩的析出，能够进一步提高DI成形性和凸缘成形性。
完工退火的时间优选为4小时以下(特别优选为1～3小时左右)。通过避免过长的退火，能够防止固溶元素的过剩的析出，能够进一步提高DI成形性。
但是，在前述得用串联轧机的冷轧中，因为能够以更低温且连续地使回复发生，并生成亚晶粒，所以基本上不需要完工退火。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内当然可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
实施例
除铝基体金属以外，罐材废料也作为熔解原料使用，将下述表1所示的A～N的成分组成(发明例：A～D，比较例E～N)的Al合金的熔汤进行熔解，通过DC铸造法制造板厚600mm、宽2100mm的铸锭。还有，在表1中由“-”表示的元素含量表示在检测界限以下。
在该铸锭中，如表1所示，作为其他元素的总量，发明例与比较例都含有不可避免的杂质元素，以这些元素的含量的总和计，含有Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W为0.03％以上。
对这些成分组成的铸锭，遵循表2、4所示的条件进行均热处理。在此，均热处理的升温速度指的是从300℃至均热温度(最高温度)的升温速度。另外，均热处理后的冷却速度表示从所述均热温度至450～550℃的温度范围的(如果热粗轧开始温度比450℃高，则是至此开始温度的)冷却速度。
在全部发明例和比较例中，在均热处理后以25℃/hr以下的冷却速度徐冷的例子，是将均热处理过的铸锭在均热炉内进行炉冷。另一方面，在均热处理后以超过25℃/hr的冷却速度进行冷却的比较例，是将均热处理过的铸锭取出均热炉外地行放冷。
在该均热处理后，作为热粗轧，使用机架数为1个的可逆热粗轧机进行热轧，作为热终轧机，使用机架数为4个的串联式热轧机进行热轧。这时，在热粗轧结束后开始热终轧的时间为3分钟以内。然后，同样地制造热终轧后的板厚为2.5mm的铝合金热轧板。
将得到的热轧板用串联轧机或单机架轧机进行冷轧，同样地制造最终板厚0.3mm的瓶罐用板材(冷轧板)。该冷轧后不进行完工退火(最终退火)。
表2的例子全都不进行中间退火，而是利用辊架为2段的串联轧制只通过1次通板来进行冷轧。表4的例子全都是用辊架为1段的单机架式轧制进行4次通板，作为最终退火进行150℃×1小时的退火。
这时，在利用串联轧机的冷轧中(表2的例子全部)，使用乳液水溶液强制冷却铝板，使冷轧之后的铝板的温度不会上升到超过250℃的温度。
从冷轧后的瓶罐板材(卷材)提取试验片，作为试验片的组织，根据前述各个测定方法(若中TEM的倍率为10000倍)，分别调查0.05～1μm大小的分散粒子个数(个/300μm2)，在这些分散粒子这内具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例(％)，晶粒的平均长宽比。这些结果显示在表3(接表2)、表5(接表4)中。
(机械的特性)
通过遵循JIS Z 2201的拉伸试验测定上述试验片的抗拉强度、0.2％屈服点。试验片形状以JIS 5号试验片进行，制作方式是使试验片长度方向与轧制方向一致。另外，十字头速度为5mm/分，以一定的速度进行直至试验片断裂。
另外，作为试验片的高温特性，对试验片实施模拟罐涂装烘焙处理的200℃×20热处理，分别测定这时的0.2％屈服点(AB0.2％屈服点)，与上述室温下的试验片的0.2％屈服点比较，调查该热处理后的屈服点的降低量(△屈服点)。这些结果也显示在表3(接表2)、表5(接表4)中。
此外，作为基本上应该满足瓶罐用板材的成形性，测定制耳率和2段瓶罐的各成形工序所要求的各成形性，并进行评价。这些结果也显示在表3中。
(制耳率)
制耳率是从该瓶罐用板材提取毛坯，在涂布润滑油(D.A.Stuart公司制，ナルコ6461)后，利用Erichsen试验机进行40％深拉深试验，成形为杯状并进行调查。在以下的试验条件下进行：毛坯的直径＝66.7mm，冲头的直径＝40mm，冲模侧肩部的R为2.0mm，冲头的肩R＝3.0mm，折叠压＝400kgf。
测定产生于如此得到的杯的开品周缘部的8个方向(轧制方向作为0°，0°方向、45°方向、90°方向、135°方向、180°方向、225°方向、270°方向及315°方向)上的山谷的形状，计算平均制耳率。
平均制耳率的计算方法基于图3进行说明。图2是通过将瓶罐体用板材进行DI成形而得到的坏的展开图。在该展开图中，将轧制方向设为0°，测定在0°、90°、180°及270°方向产生的耳的高度(T1、T2、T3、T4称为负耳)，测定45°、135°、225°及315°方向上产生的耳的高度(Y1、Y2、Y3、Y4：称为正耳)。还有，各高度Y1～Y4、T1～T4是距杯的底部的高度。然后根据各测定值，基于下式计算平均制耳率。
平均制耳率(％)＝[{(Y1+Y2+Y3+Y4)-(T1+T2+T3+T4)}/{1/2×(Y1+Y2+Y3+Y4+T1+T2+T3+T4)}]×100
还有，在作为本发明的对象的冷轧钢板中，当平均制耳率接近0时，虽然4个正耳(Y1～Y4)和90°方向及270°方向的2个负耳(图3的T2、T4)的发达受到抑制，但是0°方向及180°方向的2个负耳(图3的T1、T3)的发达难以被抑制。而且，如果仅仅是减小平均制耳率的绝对值，例如使平均制耳率为-2～2％(绝对值为2％以下)时，即使平均制耳率在-2以上并低于0％，这2个负耳(图3的T1、T3)的抑制仍不充分，因此拉深成形的折叠压集中在这2个负耳(图3的T1、T3)上，发生制耳立起、制耳开裂等而在生产中发生问题，相对于此，使平均制耳率为0～2％(正侧)时，残留的2个负耳(图3的T1、T3)也充分地被抑制，因此能够防止因制耳开裂引起的罐体破坏。还有，在本发明中，+0～+3.5％为允许范围。
(引缩成形性)
评价瓶罐用板材的引缩成形性。从所述瓶罐用板材冲压下直径160mm的毛坯，成形杯径92mm的杯，通过再拉深加工、引缩加工及切边，以300罐/分的制罐速度，制造瓶罐用DI罐体(内径
Figure A20068003437700201
高度170mm、侧壁板厚115μm、侧壁前端部板厚190μm、最终第3引缩率40％)。求得成形罐每5万罐的断裂(主体裂纹)的发生个数，评价引缩成形性。
在5万罐的成形罐中，完全没有发生断裂的评价为◎(极其良好)，断裂在4罐以下的评价为○(良好)，断裂5罐以上的评价为×(不合格)。
(颈部成形性)
评价瓶罐用板材的颈部成形性。在用于评价引缩成形性而成形的上述瓶罐用DI罐体(没有断裂的合格品)的开口部附近实施冲模缩颈加工，形成颈部，以此开口部为口部。颈部成形条件为，罐体外径66.2mm，以4段形成颈部，最上部的颈外径为60.3mm。求得成形罐每1万罐的缩颈加工后的褶皱发生情况，评价颈部成形性。
对100罐的成形罐进行颈部成形时，评价颈部的褶皱发生，褶皱发生为0～1罐的评价为○(合格)，2罐以上的评价为×(不合格)。
(螺纹成形性)
评价瓶罐用板材的螺纹成形性。在颈加工后的上述成形罐的颈部(无褶皱的合格品)的品部附近的外周，设置螺旋盖安装用的螺纹切削部，制造2段瓶罐，评价螺纹成形性。
在9000罐的上述颈部成形罐的螺纹切削部，全部形状精度良好，完全看不到部分性的形状不良发生的评价为◎(极其良好)，形状不良的发生在1罐以下的评价为○(良好)，形状不良的发生超过2罐的评价为×(不合格)。
(螺纹纵弯曲强度)
螺纹纵弯曲强度，在成形了上述螺纹切削部的成形罐(2段瓶罐)上负荷轴向的压缩载荷，以n(试样数)＝10测定螺纹部纵弯曲时的载荷，并求其平均值。还有，该螺纹纵弯曲强度如果为1500N以上则在实用上没有问题。
如表3、5所表明的，用串联轧制进行冷轧，表3的发明例1～5，表5的发明例20～24，具有本发明成分组成，具有的组织如下：0.05～1μm的尺寸的分散粒子个数，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例满足本发明规定。
其结果是，发明例1～5、20～24制耳率优异。而且，引缩成形性、颈部成形性、螺纹成形性等的2段瓶罐的各成形工序所要求的各成形性优异。另外，此外螺纹纵弯曲强度也优异。
另外，特别是表3的发明例1～5，其晶粒的平均长宽比为3以上，烧焙后的屈服点(强度)降低少，高温特性优异。
相对于此，表3的比较例6～9、表5的比较例25～28虽然在本发明成分组成范围内，但是均热处理后的冷却速度过大，超过25℃/hr的上限。因此，没有成为本发明规定的分散粒子组成，小的分散粒子的个数比例大，或者分散有尺寸各异的分散粒子，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例相对于分散粒子的前述总存在个数截至15％。
表3的比较例10，Mn过高，巨大结晶物生成，没有成为本发明规定的分散粒子组织。因此，导致瓶罐成形时的裂纹多发。比较例11其Mn过低，纵弯曲强度不足。
比较例12其Mg过高，高加工强化带来的成形性降低(特别是引缩加工性)大。
比较例13若Mg过低，纵弯曲强度不足。
比较例14其Cu过高，加工性降低。
比较例15其Cu过低，纵弯曲强度不足。
比较例16其Si过低，+耳大。另外，由于α相的不足导致引缩加工性降低。
比较例17其Si过高，由未再结晶的残存导致的+耳大。另外加工性降低。
比较例18其Fe过低，示再结晶残存。另外，结晶物也少，任何一种情况都会使引缩加工性降低。
比较例19其Fe过高，+耳变大。另外结晶物过度增加，由于加工时的龟裂传播的促进，导致引缩加工性降低。
其结果是，这些比较例制耳率差，引缩成形性、颈部成形性、螺纹成形性等的2段瓶罐的各成形工序所要求的各成形性和螺纹纵弯曲强度也差。
表3的比较例10～19，均热处理后的冷却速度以优选的制造条件制造。但是，合金组成脱离本发明成分组成。因此，脱离本发明规定的分散粒子组织，或者即使成为本发明规定的分散粒子组织，引缩成形性、颈部成形性、螺纹成形性等的2段瓶罐的各成形工序所要求的各成形性也差。另外，螺纹纵弯曲强度和高温特性等也差。
由以上的结果可知，本发明的各要件的临界的意义。
[表1]
Figure A20068003437700221
*其他元素：Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W的总量
[表2]
[表3]
[表4]
Figure A20068003437700241
[表5]
Figure A20068003437700242
产业上的利用可能性
如以上说明，本发明能够提供一种颈部成形性和螺纹切削成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板。因此，适用于要求成形性优异，而且即使在薄壁下进行热处理也不会发生强度降低的，更小型化的2段瓶罐这种有严格要求特性的用途。

Claims (6)

1.一种颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板，其特征在于，含有Mn：0.7～1.5质量％、Mg：0.8～1.7质量％、Fe：0.1～0.7质量％、Si：0.05～0.5质量％、Cu：0.1～0.6质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成，并且，通过5000～15000倍的TEM观察到的组织中尺寸为0.05～1μm的分散粒子每300μm2存在50～400个，并且，在这些分散粒子内，具有0.3μm以上的尺寸的分散粒子的个数比例相对于分散粒子的所述总存在个数处于15～70％的范围。
2.根据权利要求1所述的颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板，其特征在于，使所述冷轧板的晶粒组织形成为从板厚方向中央部的上面观察时的晶粒的平均长宽比为3以上的在轧制方向伸长的组织。
3.根据权利要求1或2所述的颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板，其特征在于，所述铝合金冷轧板还含有从Cr：0.001～0.3质量％、Zn：0.05～1.0质量％中选出的一种或二种。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板，其特征在于，所述铝合金冷轧板还含有0.005～0.2质量％的Ti，或者0.005～0.2质量％的Ti和0.0001～0.05质量％的B。
5.一种颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板的制造方法，其特征在于，在得到所述权利要求1～4中任一项所述的铝合金冷轧板的过程中，以550℃以上的温度对铸锭进行均质化热处理后，以25℃/hr以下的冷却速度徐冷至450～550℃的温度范围，使通过5000～15000倍的TEM观察到的热轧和冷轧后的板组织中尺寸为0.05～1μm的分散粒子每300μm2存在50～400个，并且，使这些分散粒子中的尺寸在0.3μm以上的分散粒子的个数比例相对于分散粒子的所述总存在个数为15～70％的范围。
6.根据权利要求5所述的颈部成形性优异的瓶罐用铝合金冷轧板的制造方法，其特征在于，所述冷轧在途中不进行退火地冷轧至最终的板厚。
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