JP2000096198A - 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
缶胴用アルミニウム合金板の製造方法Info
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- JP2000096198A JP2000096198A JP27237198A JP27237198A JP2000096198A JP 2000096198 A JP2000096198 A JP 2000096198A JP 27237198 A JP27237198 A JP 27237198A JP 27237198 A JP27237198 A JP 27237198A JP 2000096198 A JP2000096198 A JP 2000096198A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度、低耳率で、しごき成形性、耐孔食性
に優れる缶胴用Ａｌ合金板をＢＲ屑を用い、ＣＡＬ焼鈍
を省略して、低コスト、高生産性で製造する。 【解決手段】 Ｓｉを０．３wt％超え０．５wt％以下、
Ｆｅを０．３〜０．７wt％、Ｃｕを０．０５〜０．５wt
％、Ｍｎを０．８〜１．４wt％、Ｍｇを０．８〜１．４
wt％、Ｚｎを０．０５〜１．０wt％、Ｔｉを０．０１〜
０．１wt％含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物から
なるＡｌ合金鋳塊に均質化処理、粗圧延と仕上圧延から
なる熱間圧延、冷間仕上圧延を順に施し、その後必要に
応じて仕上焼鈍を施す缶胴用Ａｌ合金板の製造方法であ
って、前記熱間仕上圧延の終了温度Ｔを（２４０＋２０
０ｓ（ｓ：Ｓｉのwt％））℃以上３７０℃以下とし、熱
間仕上圧延終了後１００℃以下までを１０℃／ｈｒ以上
の冷却速度で冷却し、得られるＡｌ合金板における直径
０．１〜１μｍのＭｇ2 Ｓｉ析出物の個数を１００００
個／ｍｍ2 以下にする。
に優れる缶胴用Ａｌ合金板をＢＲ屑を用い、ＣＡＬ焼鈍
を省略して、低コスト、高生産性で製造する。 【解決手段】 Ｓｉを０．３wt％超え０．５wt％以下、
Ｆｅを０．３〜０．７wt％、Ｃｕを０．０５〜０．５wt
％、Ｍｎを０．８〜１．４wt％、Ｍｇを０．８〜１．４
wt％、Ｚｎを０．０５〜１．０wt％、Ｔｉを０．０１〜
０．１wt％含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物から
なるＡｌ合金鋳塊に均質化処理、粗圧延と仕上圧延から
なる熱間圧延、冷間仕上圧延を順に施し、その後必要に
応じて仕上焼鈍を施す缶胴用Ａｌ合金板の製造方法であ
って、前記熱間仕上圧延の終了温度Ｔを（２４０＋２０
０ｓ（ｓ：Ｓｉのwt％））℃以上３７０℃以下とし、熱
間仕上圧延終了後１００℃以下までを１０℃／ｈｒ以上
の冷却速度で冷却し、得られるＡｌ合金板における直径
０．１〜１μｍのＭｇ2 Ｓｉ析出物の個数を１００００
個／ｍｍ2 以下にする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＳｉの多いＢＲ屑
（ブレージングシートなどの屑）を使用し、かつ熱間仕
上圧延後のＣＡＬ焼鈍を省略した低コストの缶胴（キャ
ンボディ）用アルミニウム合金板の製造方法に関する。
（ブレージングシートなどの屑）を使用し、かつ熱間仕
上圧延後のＣＡＬ焼鈍を省略した低コストの缶胴（キャ
ンボディ）用アルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】２ピースＤＩ缶の缶胴用合金板には、従
来より、絞り、しごき、フランジ（蓋巻締め部）の各成
形性に優れるＪＩＳ３００４合金(Si0.3,Fe0.7,Cu0.25,
Mn1.0〜1.5, Mg0.8〜1.3,Zn0.25wt%)やＪＩＳ３１０４
合金などが用いられている。前記缶胴用合金板は、前記
合金鋳塊に、均質化処理、熱間圧延、ＣＡＬ焼鈍、冷間
圧延を施して製造されている（特開昭61-288055 号公報
参照）。近年、コスト低減、生産性向上を目的に、原料
の一部にＢＲ屑を使用し、かつＣＡＬ焼鈍を省略する製
造方法（特開平6-2090号公報）が提案されている。
来より、絞り、しごき、フランジ（蓋巻締め部）の各成
形性に優れるＪＩＳ３００４合金(Si0.3,Fe0.7,Cu0.25,
Mn1.0〜1.5, Mg0.8〜1.3,Zn0.25wt%)やＪＩＳ３１０４
合金などが用いられている。前記缶胴用合金板は、前記
合金鋳塊に、均質化処理、熱間圧延、ＣＡＬ焼鈍、冷間
圧延を施して製造されている（特開昭61-288055 号公報
参照）。近年、コスト低減、生産性向上を目的に、原料
の一部にＢＲ屑を使用し、かつＣＡＬ焼鈍を省略する製
造方法（特開平6-2090号公報）が提案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、ＪＩＳ３００
４合金にＢＲ屑を配合した原料を使用し、かつＣＡＬ焼
鈍を省略して製造したものは、しごき成形性は向上する
が、強度、耐食性、および耳率が悪化するという問題が
ある。これはＢＲ屑にはＳｉが多く含まれるため熱間圧
延後Ｍｇ2 Ｓｉが析出し易くなり、この析出物はＣＡＬ
焼鈍を行わないため固溶せず、その結果強度および耐食
性が低下し、また再結晶率が低くなり耳率が高くなるの
である。このようなことから、本発明者等は、ＪＩＳ３
００４合金にＢＲ屑を配合して得た鋳塊を用いて熱間圧
延後におけるＭｇ2 Ｓｉの析出挙動を調査した。その結
果、圧延上がり温度を高くし、その後急速冷却すること
によりＭｇ2 Ｓｉは析出が十分抑制されることを知見
し、さらに研究を進めて本発明を完成させるに至った。
本発明は、ＢＲ屑を使用し、かつ熱間仕上圧延後のＣＡ
Ｌ焼鈍を省略した低コストの缶胴用アルミニウム合金板
の製造方法に関する。
４合金にＢＲ屑を配合した原料を使用し、かつＣＡＬ焼
鈍を省略して製造したものは、しごき成形性は向上する
が、強度、耐食性、および耳率が悪化するという問題が
ある。これはＢＲ屑にはＳｉが多く含まれるため熱間圧
延後Ｍｇ2 Ｓｉが析出し易くなり、この析出物はＣＡＬ
焼鈍を行わないため固溶せず、その結果強度および耐食
性が低下し、また再結晶率が低くなり耳率が高くなるの
である。このようなことから、本発明者等は、ＪＩＳ３
００４合金にＢＲ屑を配合して得た鋳塊を用いて熱間圧
延後におけるＭｇ2 Ｓｉの析出挙動を調査した。その結
果、圧延上がり温度を高くし、その後急速冷却すること
によりＭｇ2 Ｓｉは析出が十分抑制されることを知見
し、さらに研究を進めて本発明を完成させるに至った。
本発明は、ＢＲ屑を使用し、かつ熱間仕上圧延後のＣＡ
Ｌ焼鈍を省略した低コストの缶胴用アルミニウム合金板
の製造方法に関する。
【０００４】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
Ｓｉを０．３wt％超え０．５wt％以下、Ｆｅを０．３〜
０．７wt％、Ｃｕを０．０５〜０．５wt％、Ｍｎを０．
８〜１．４wt％、Ｍｇを０．８〜１．４wt％、Ｚｎを
０．０５〜１．０wt％、Ｔｉを０．０１〜０．１wt％含
有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡｌ合金
鋳塊に均質化処理、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧
延、冷間仕上圧延を順に施し、その後必要に応じて仕上
焼鈍を施す缶胴用Ａｌ合金板の製造方法であって、前記
熱間仕上圧延の終了温度Ｔを（２４０＋２００ｓ（ｓ：
Ｓｉのwt％））℃以上３７０℃以下とし、熱間仕上圧延
終了後１００℃以下までを１０℃／ｈｒ以上の冷却速度
で冷却し、得られるＡｌ合金板における直径０．１〜１
μｍのＭｇ2 Ｓｉ析出物の個数を１００００個／ｍｍ2
以下にすることを特徴とする缶胴用アルミニウム合金板
の製造方法である。
Ｓｉを０．３wt％超え０．５wt％以下、Ｆｅを０．３〜
０．７wt％、Ｃｕを０．０５〜０．５wt％、Ｍｎを０．
８〜１．４wt％、Ｍｇを０．８〜１．４wt％、Ｚｎを
０．０５〜１．０wt％、Ｔｉを０．０１〜０．１wt％含
有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡｌ合金
鋳塊に均質化処理、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧
延、冷間仕上圧延を順に施し、その後必要に応じて仕上
焼鈍を施す缶胴用Ａｌ合金板の製造方法であって、前記
熱間仕上圧延の終了温度Ｔを（２４０＋２００ｓ（ｓ：
Ｓｉのwt％））℃以上３７０℃以下とし、熱間仕上圧延
終了後１００℃以下までを１０℃／ｈｒ以上の冷却速度
で冷却し、得られるＡｌ合金板における直径０．１〜１
μｍのＭｇ2 Ｓｉ析出物の個数を１００００個／ｍｍ2
以下にすることを特徴とする缶胴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、得られる熱間仕上
圧延終了後１００℃以下まで冷却した板材の再結晶率が
９０％以上であることを特徴とする請求項１記載の缶胴
用アルミニウム合金板の製造方法である。ここで、再結
晶率は、Ｌ方向断面のバーカー法（観察倍率１００倍）
により測定した再結晶率の５視野の平均値を用いて評価
した結果である。
圧延終了後１００℃以下まで冷却した板材の再結晶率が
９０％以上であることを特徴とする請求項１記載の缶胴
用アルミニウム合金板の製造方法である。ここで、再結
晶率は、Ｌ方向断面のバーカー法（観察倍率１００倍）
により測定した再結晶率の５視野の平均値を用いて評価
した結果である。
【０００６】
【発明の実施の形態】以下に本発明のアルミニウム合金
板の合金組成について説明する。ＦｅとＭｎはＦｅ−Ｍ
ｎ系化合物として析出して、しごき加工時の耐焼付性を
向上させる。ＦｅとＭｎの含有量をそれぞれ０．３〜
０．７wt％および０．８〜１．４wt％に規定する理由
は、下限未満ではいずれもその効果が十分に得られず、
上限を超えるといずれも初晶巨大化合物が生成して成形
性が著しく低下するためである。
板の合金組成について説明する。ＦｅとＭｎはＦｅ−Ｍ
ｎ系化合物として析出して、しごき加工時の耐焼付性を
向上させる。ＦｅとＭｎの含有量をそれぞれ０．３〜
０．７wt％および０．８〜１．４wt％に規定する理由
は、下限未満ではいずれもその効果が十分に得られず、
上限を超えるといずれも初晶巨大化合物が生成して成形
性が著しく低下するためである。
【０００７】ＳｉはＦｅ−Ｍｎ系化合物に取り込まれ
て、前記化合物をより硬い化合物に変態させてしごき加
工時の耐焼付性を向上させ、また前記化合物を微細化し
てしごき成形性とフランジ成形性を向上させる。この
他、ＳｉはＡｌマトリックスに固溶して強度向上に寄与
する。ＭｇとＣｕも同じようにして強度向上に寄与す
る。Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕの含有量を、それぞれ０．３wt％
を超え０．５wt％以下、０．０５〜０．５wt％、０．８
〜１．４wt％に規定する理由は、下限未満ではいずれも
その効果が十分に得られず、上限を超えるといずれもし
ごき成形性やフランジ成形性が低下し、さらにＳｉとＭ
ｇの一部は、熱間仕上圧延後にＭｇ2 Ｓｉとして析出す
るが、この析出量が多いと、ＳｉとＭｇの固溶量が減少
して強度が低下し、またＭｇ2 Ｓｉを起点として孔食が
起き易くなり、さらに熱間仕上圧延後の再結晶が阻害さ
れて耳率が高くなるためである。
て、前記化合物をより硬い化合物に変態させてしごき加
工時の耐焼付性を向上させ、また前記化合物を微細化し
てしごき成形性とフランジ成形性を向上させる。この
他、ＳｉはＡｌマトリックスに固溶して強度向上に寄与
する。ＭｇとＣｕも同じようにして強度向上に寄与す
る。Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕの含有量を、それぞれ０．３wt％
を超え０．５wt％以下、０．０５〜０．５wt％、０．８
〜１．４wt％に規定する理由は、下限未満ではいずれも
その効果が十分に得られず、上限を超えるといずれもし
ごき成形性やフランジ成形性が低下し、さらにＳｉとＭ
ｇの一部は、熱間仕上圧延後にＭｇ2 Ｓｉとして析出す
るが、この析出量が多いと、ＳｉとＭｇの固溶量が減少
して強度が低下し、またＭｇ2 Ｓｉを起点として孔食が
起き易くなり、さらに熱間仕上圧延後の再結晶が阻害さ
れて耳率が高くなるためである。
【０００８】ＺｎはＡｌマトリックスに固溶して強度向
上に寄与し、またＭｇ2 Ｓｉなどの晶出物や析出物を微
細化して、前記晶出物や析出物を起点とする孔食の発生
を抑える。Ｚｎの含有量を０．０５〜１．０wt％に規定
する理由は、０．０５wt％未満ではその効果が十分に得
られず、１．０wt％を超えると成形性が低下し、またＭ
ｇＺｎ2 化合物が析出して孔食が起き易くなるためであ
る。Ｚｎは０．２５wt％を超えて含有させると十分な強
度が得られ望ましい。
上に寄与し、またＭｇ2 Ｓｉなどの晶出物や析出物を微
細化して、前記晶出物や析出物を起点とする孔食の発生
を抑える。Ｚｎの含有量を０．０５〜１．０wt％に規定
する理由は、０．０５wt％未満ではその効果が十分に得
られず、１．０wt％を超えると成形性が低下し、またＭ
ｇＺｎ2 化合物が析出して孔食が起き易くなるためであ
る。Ｚｎは０．２５wt％を超えて含有させると十分な強
度が得られ望ましい。
【０００９】Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細化して得られる
合金板に筋状模様が発生するのを抑える。Ｔｉの含有量
を０．０１〜０．１wt％に規定する理由は、０．０１wt
％未満ではその効果が十分に得られず、０．１wt％を超
えると初晶巨大化合物が生成して成形性が低下するため
である。Ｔｉの微細化効果はＢを複合添加することによ
り向上する。このため、必要に応じてＢを０．０００１
〜０．０１wt％の範囲で添加する。
合金板に筋状模様が発生するのを抑える。Ｔｉの含有量
を０．０１〜０．１wt％に規定する理由は、０．０１wt
％未満ではその効果が十分に得られず、０．１wt％を超
えると初晶巨大化合物が生成して成形性が低下するため
である。Ｔｉの微細化効果はＢを複合添加することによ
り向上する。このため、必要に応じてＢを０．０００１
〜０．０１wt％の範囲で添加する。
【００１０】本発明の缶胴用Ａｌ合金板は、例えば、本
発明規定組成の合金をＤＣ鋳造して鋳塊とし、この鋳塊
に、均質化処理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延、冷間圧延
を施して製造される。冷間圧延後、必要に応じて仕上焼
鈍が施される。前記均質化処理では、晶出物が再固溶し
固溶元素の濃度分布が均一化する。さらにこの均質化処
理で、前記Ｆｅ−Ｍｎ系化合物にＳｉが作用して得られ
る合金板の耐焼付性が向上する。前記均質化処理は、そ
の効果および生産性を考慮すると５８０〜６２０℃、４
〜１２ｈｒの条件で施すのが望ましい。
発明規定組成の合金をＤＣ鋳造して鋳塊とし、この鋳塊
に、均質化処理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延、冷間圧延
を施して製造される。冷間圧延後、必要に応じて仕上焼
鈍が施される。前記均質化処理では、晶出物が再固溶し
固溶元素の濃度分布が均一化する。さらにこの均質化処
理で、前記Ｆｅ−Ｍｎ系化合物にＳｉが作用して得られ
る合金板の耐焼付性が向上する。前記均質化処理は、そ
の効果および生産性を考慮すると５８０〜６２０℃、４
〜１２ｈｒの条件で施すのが望ましい。
【００１１】本発明では、熱間仕上圧延の終了温度Ｔ
を、（２４０＋２００ｓ（ｓはＳｉのwt％））℃以上３
７０℃以下に規定し、さらに熱間仕上圧延後の冷却速度
を１０℃／ｈｒ以上に規定して、得られる缶胴用Ａｌ合
金板における０．１〜１μｍ径のＭｇ2 Ｓｉ化合物を１
００００個／ｍｍ2 以下にする。このようにすると熱間
仕上圧延終了時におけるＭｇ2 Ｓｉ化合物の粒子間平均
距離が１０μｍ以上と大きくなり、再結晶駆動力を十分
付与すれば、熱間仕上圧延後に再結晶率が９０％以上に
なり耳率が低くなる。
を、（２４０＋２００ｓ（ｓはＳｉのwt％））℃以上３
７０℃以下に規定し、さらに熱間仕上圧延後の冷却速度
を１０℃／ｈｒ以上に規定して、得られる缶胴用Ａｌ合
金板における０．１〜１μｍ径のＭｇ2 Ｓｉ化合物を１
００００個／ｍｍ2 以下にする。このようにすると熱間
仕上圧延終了時におけるＭｇ2 Ｓｉ化合物の粒子間平均
距離が１０μｍ以上と大きくなり、再結晶駆動力を十分
付与すれば、熱間仕上圧延後に再結晶率が９０％以上に
なり耳率が低くなる。
【００１２】なお、本発明における熱間仕上圧延の終了
温度とＳｉ含有量との関係は、図１に示すようにＡ（Si
0.30wt%, 370℃）、Ｂ（Si0.30wt%, 300℃）、Ｃ（Si0.
50wt%, 340℃）、Ｄ（Si0.50wt%, 370℃）の４点で囲わ
れる斜線部分である。
温度とＳｉ含有量との関係は、図１に示すようにＡ（Si
0.30wt%, 370℃）、Ｂ（Si0.30wt%, 300℃）、Ｃ（Si0.
50wt%, 340℃）、Ｄ（Si0.50wt%, 370℃）の４点で囲わ
れる斜線部分である。
【００１３】本発明において、１０℃／ｈｒ以上の冷却
速度は、熱間仕上圧延後巻取ったコイルをファンで冷却
することにより得られる。１００℃／分以上の冷却速度
は、例えば、コイルの巻き替えを途中で水冷しながら行
うことにより達成される。本発明において、前記１０℃
／ｈｒ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する理由
は、冷却後の温度が１００℃を超えていると析出が起き
るためである。
速度は、熱間仕上圧延後巻取ったコイルをファンで冷却
することにより得られる。１００℃／分以上の冷却速度
は、例えば、コイルの巻き替えを途中で水冷しながら行
うことにより達成される。本発明において、前記１０℃
／ｈｒ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する理由
は、冷却後の温度が１００℃を超えていると析出が起き
るためである。
【００１４】本発明では、冷間圧延により材料に適度な
強度が付与される。冷間圧延での圧延率が６０％未満で
は材料強度が不足し、９０％を超えると加工硬化しすぎ
て深絞り成形時の耳率が高くなり、また成形性も低下す
る。従って最終冷間圧延率は６０〜９０％が望ましい。
強度が付与される。冷間圧延での圧延率が６０％未満で
は材料強度が不足し、９０％を超えると加工硬化しすぎ
て深絞り成形時の耳率が高くなり、また成形性も低下す
る。従って最終冷間圧延率は６０〜９０％が望ましい。
【００１５】本発明では、最終冷間圧延後に必要に応じ
て仕上焼鈍を行って、Ａｌ合金板の伸びを適正にする。
前記仕上焼鈍は、１２０℃以下、３時間以下の低温短時
間で行って缶胴材として必要な特性が阻害されないよう
にするのが望ましい。
て仕上焼鈍を行って、Ａｌ合金板の伸びを適正にする。
前記仕上焼鈍は、１２０℃以下、３時間以下の低温短時
間で行って缶胴材として必要な特性が阻害されないよう
にするのが望ましい。
【００１６】
【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に示す本発明規定組成のＡｌ合金鋳塊
（厚さ５００ｍｍ）に６００℃で６時間の均質化処理を
施し、次いで熱間で粗圧延と仕上圧延を連続して行って
厚さ２．２ｍｍの熱延板とし、これをコイルに巻取っ
た。コイルは１００℃以下まで２０℃／ｈｒの冷却速度
で冷却した。次に前記熱延板を厚さ０．３ｍｍに冷間圧
延（圧延率８６．４％）し、続いて１１５℃で２時間の
仕上焼鈍を施して缶胴用Ａｌ合金板を製造した。前記熱
間仕上圧延の終了温度は種々に変化させた。
る。 （実施例１）表１に示す本発明規定組成のＡｌ合金鋳塊
（厚さ５００ｍｍ）に６００℃で６時間の均質化処理を
施し、次いで熱間で粗圧延と仕上圧延を連続して行って
厚さ２．２ｍｍの熱延板とし、これをコイルに巻取っ
た。コイルは１００℃以下まで２０℃／ｈｒの冷却速度
で冷却した。次に前記熱延板を厚さ０．３ｍｍに冷間圧
延（圧延率８６．４％）し、続いて１１５℃で２時間の
仕上焼鈍を施して缶胴用Ａｌ合金板を製造した。前記熱
間仕上圧延の終了温度は種々に変化させた。
【００１７】（比較例１）表１、２に示す本発明規定外
組成のＡｌ合金鋳塊に実施例１と同じ処理を施して缶胴
用Ａｌ合金板を製造した。
組成のＡｌ合金鋳塊に実施例１と同じ処理を施して缶胴
用Ａｌ合金板を製造した。
【００１８】実施例１および比較例１で得られた各々の
Ａｌ合金板について、耳率、引張強度、缶の成形性、耐
食性を下記方法により調査した。結果を表３、４に示
す。耳率は前記Ａｌ合金板から直径５７ｍｍ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％で深絞りしたときの缶の高さに
対する耳の平均高さの割合で表した。引張強度は前記Ａ
ｌ合金板を２００℃で２０分間加熱し（塗装焼付け条
件）、加熱前後の引張強さ（ＴＳ）と０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）をＪＩＳＺ２２４１に準じて測定した。缶の成形性
は炭酸飲料用のＤＩ缶胴（内径６６ｍｍφ、側壁板厚１
０３μｍ、側壁先端部板厚１６５μｍ、ネック部の内径
５７ｍｍ、ネック部段数４段、フランジ幅２．２ｍｍ）
を多数製缶し、破胴、表面性状、フランジ割れを測定し
て評価した。Ｍｇ2 Ｓｉ化合物の大きさと個数は、ＴＥ
Ｍ観察し、サイズ・分布を画像処理装置で調べた。耐食
性は孔食発生の有無で評価した。すなわち缶側壁から２
０×８０ｍｍ2 に切出した試験片を４０℃の〔１％クエ
ン酸＋０．１％ＮａＣｌ〕溶液に１週間浸漬し、浸漬後
の試験片表面を観察し、２０μｍ以上の深さの孔食の有
無で評価した。表３、４には熱間仕上圧延終了後１００
℃以下まで冷却した板材のＬ方向断面の再結晶率を併記
した。前記再結晶率はバーカー法（観察倍率１００倍）
により５視野を測定したときの再結晶率の平均値であ
る。
Ａｌ合金板について、耳率、引張強度、缶の成形性、耐
食性を下記方法により調査した。結果を表３、４に示
す。耳率は前記Ａｌ合金板から直径５７ｍｍ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％で深絞りしたときの缶の高さに
対する耳の平均高さの割合で表した。引張強度は前記Ａ
ｌ合金板を２００℃で２０分間加熱し（塗装焼付け条
件）、加熱前後の引張強さ（ＴＳ）と０．２％耐力（Ｙ
Ｓ）をＪＩＳＺ２２４１に準じて測定した。缶の成形性
は炭酸飲料用のＤＩ缶胴（内径６６ｍｍφ、側壁板厚１
０３μｍ、側壁先端部板厚１６５μｍ、ネック部の内径
５７ｍｍ、ネック部段数４段、フランジ幅２．２ｍｍ）
を多数製缶し、破胴、表面性状、フランジ割れを測定し
て評価した。Ｍｇ2 Ｓｉ化合物の大きさと個数は、ＴＥ
Ｍ観察し、サイズ・分布を画像処理装置で調べた。耐食
性は孔食発生の有無で評価した。すなわち缶側壁から２
０×８０ｍｍ2 に切出した試験片を４０℃の〔１％クエ
ン酸＋０．１％ＮａＣｌ〕溶液に１週間浸漬し、浸漬後
の試験片表面を観察し、２０μｍ以上の深さの孔食の有
無で評価した。表３、４には熱間仕上圧延終了後１００
℃以下まで冷却した板材のＬ方向断面の再結晶率を併記
した。前記再結晶率はバーカー法（観察倍率１００倍）
により５視野を測定したときの再結晶率の平均値であ
る。
【００１９】
【表１】 （注）※本発明規定組成合金wt％。終了温度：熱間仕上圧延終了温度。 冷却速度：熱間仕上圧延終了後１００℃以下までの冷却速度℃／ｈｒ。
【００２０】
【表２】 （注）表１と同じ。
【００２１】
【表３】 （注）※本発明例。 Mg2Si個数：個/mm2。 再結晶：再結晶率 90%以上○、 90%未満×。単位 MPa。45度耳。 破胴率 ppm、性状：良好○、焼付発生×、割れ：フランジ割れ ppm。
【００２２】
【表４】 （注）表３と同じ。
【００２３】表３、４より明らかなように本発明例のN
o.1は引張強度が高く、耳率が低く（２．５％以内）、
缶の成形性が良好（破胴やフランジ割れがなく、缶表面
状態良好）で孔食も発生しなかった。これは熱間仕上圧
延後のＭｇ2 Ｓｉの析出量が少ないためである。これに
対し、比較例のNo.2はＳｉが少ないため、α相晶出物が
少なくなって表面の固体潤滑性が悪化し成形時に焼付き
が生じた。No.7はＭｎが少ないためやはり焼付きが生じ
た。No.3はＳｉが多くまた熱間仕上圧延温度が低かった
ため、熱間仕上圧延後Ｍｇ2 Ｓｉ析出物が多量に析出し
て再結晶率が９０％未満となり、耳率が高く強度が低下
し、また孔食も発生した。No.4はＦｅが、No.6はＣｕ
が、No.8はＭｎが、No.10 はＭｇが、No.12 はＺｎが、
No.14はＴｉがそれぞれ多いためいずれも成形性が低下
した。No.5はＣｕが、No.9はＭｇがそれぞれ少ないため
強度が低下した。No.11 はＺｎが少ないため、No.12 は
Ｚｎが多くＭｇＺｎ2析出物が析出したため孔食が発生
した。 No.13はＴｉが少ないため筋模様が発生した。
o.1は引張強度が高く、耳率が低く（２．５％以内）、
缶の成形性が良好（破胴やフランジ割れがなく、缶表面
状態良好）で孔食も発生しなかった。これは熱間仕上圧
延後のＭｇ2 Ｓｉの析出量が少ないためである。これに
対し、比較例のNo.2はＳｉが少ないため、α相晶出物が
少なくなって表面の固体潤滑性が悪化し成形時に焼付き
が生じた。No.7はＭｎが少ないためやはり焼付きが生じ
た。No.3はＳｉが多くまた熱間仕上圧延温度が低かった
ため、熱間仕上圧延後Ｍｇ2 Ｓｉ析出物が多量に析出し
て再結晶率が９０％未満となり、耳率が高く強度が低下
し、また孔食も発生した。No.4はＦｅが、No.6はＣｕ
が、No.8はＭｎが、No.10 はＭｇが、No.12 はＺｎが、
No.14はＴｉがそれぞれ多いためいずれも成形性が低下
した。No.5はＣｕが、No.9はＭｇがそれぞれ少ないため
強度が低下した。No.11 はＺｎが少ないため、No.12 は
Ｚｎが多くＭｇＺｎ2析出物が析出したため孔食が発生
した。 No.13はＴｉが少ないため筋模様が発生した。
【００２４】（実施例２）表５に示す本発明規定組成の
厚さ５００ｍｍのＡｌ合金鋳塊に６００℃で６時間の均
質化処理を施したのち、熱間粗圧延と熱間仕上圧延を施
し、その後、高速で冷却し、続いて常法により板厚０．
３ｍｍまで最終冷間圧延（圧延率：86.4％）し、最後に
１１５℃で２時間仕上焼鈍して缶胴用Ａｌ合金板を製造
した。
厚さ５００ｍｍのＡｌ合金鋳塊に６００℃で６時間の均
質化処理を施したのち、熱間粗圧延と熱間仕上圧延を施
し、その後、高速で冷却し、続いて常法により板厚０．
３ｍｍまで最終冷間圧延（圧延率：86.4％）し、最後に
１１５℃で２時間仕上焼鈍して缶胴用Ａｌ合金板を製造
した。
【００２５】（比較例２）表５、６に示す本発明規定外
組成の厚さ５００ｍｍのＡｌ合金鋳塊を用いた他は、実
施例２と同じ方法により缶胴用Ａｌ合金板を製造した。
組成の厚さ５００ｍｍのＡｌ合金鋳塊を用いた他は、実
施例２と同じ方法により缶胴用Ａｌ合金板を製造した。
【００２６】実施例２および比較例２で製造した各々の
缶胴用Ａｌ合金板について、実施例１と同じ方法により
種々特性を調査した。結果を表７、８に示す。
缶胴用Ａｌ合金板について、実施例１と同じ方法により
種々特性を調査した。結果を表７、８に示す。
【００２７】
【表５】 （注）合金元素：単位wt％、冷却速度：単位℃／ｈｒ。
【００２８】
【表６】 （注）合金元素：単位wt％、冷却速度：単位℃／ｈｒ。
【００２９】
【表７】 （注）表３の注と同じ。
【００３０】
【表８】 （注）表３の注と同じ。
【００３１】表７、８より明らかなように、本発明例の
No.21〜26はいずれも成形性（破胴、缶表面性状、耐フ
ランジ割れ性）に優れ、耳率が低く（２．５％以内）、
強度も十分高かった。これは熱延後のＭｇ2 Ｓｉ化合物
の数量が少なく、熱延後に再結晶率が９０％以上になっ
たためである。これに対し比較例の No.27〜29は熱間圧
延終了後の冷却速度が遅くＭｇ2 Ｓｉ析出物が多量に析
出したため、強度が低くなり、孔食も発生した。 No.30
〜32は熱間仕上圧延終了温度が低いため、No.34,35はＳ
ｉが多いため、いずれも熱間仕上圧延後の再結晶率が９
０％未満になり耳率が高くなった。 No.33は熱間仕上圧
延温度が高いため結晶粒が粗大化して成形性が低下し
た。
No.21〜26はいずれも成形性（破胴、缶表面性状、耐フ
ランジ割れ性）に優れ、耳率が低く（２．５％以内）、
強度も十分高かった。これは熱延後のＭｇ2 Ｓｉ化合物
の数量が少なく、熱延後に再結晶率が９０％以上になっ
たためである。これに対し比較例の No.27〜29は熱間圧
延終了後の冷却速度が遅くＭｇ2 Ｓｉ析出物が多量に析
出したため、強度が低くなり、孔食も発生した。 No.30
〜32は熱間仕上圧延終了温度が低いため、No.34,35はＳ
ｉが多いため、いずれも熱間仕上圧延後の再結晶率が９
０％未満になり耳率が高くなった。 No.33は熱間仕上圧
延温度が高いため結晶粒が粗大化して成形性が低下し
た。
【００３２】図２に、本発明における熱間仕上圧延終了
温度と熱間仕上圧延終了後１００℃以下まで冷却した板
材の再結晶率との関係を示す。図２に示すプロット番号
は表７、８に示す合金番号である。この図から明らかな
ように、Ｓｉ含有量が０．５wt％以下で熱間仕上圧延終
了温度が（２４０＋２００ｓ（ｓはＳｉのwt％））℃以
上のものはいずれも再結晶率が１００％になっている。
Ｓｉ含有量が０．５wt％を超えるもの、或いは熱間仕上
圧延終了温度が（２４０＋２００ｓ）℃未満のものは、
いずれも再結晶率が９０％未満である。なお、熱間仕上
圧延終了温度が３７０℃を超えるものは板の表面状態が
悪化し結晶粒が粗大化して成形性が低下していた。
温度と熱間仕上圧延終了後１００℃以下まで冷却した板
材の再結晶率との関係を示す。図２に示すプロット番号
は表７、８に示す合金番号である。この図から明らかな
ように、Ｓｉ含有量が０．５wt％以下で熱間仕上圧延終
了温度が（２４０＋２００ｓ（ｓはＳｉのwt％））℃以
上のものはいずれも再結晶率が１００％になっている。
Ｓｉ含有量が０．５wt％を超えるもの、或いは熱間仕上
圧延終了温度が（２４０＋２００ｓ）℃未満のものは、
いずれも再結晶率が９０％未満である。なお、熱間仕上
圧延終了温度が３７０℃を超えるものは板の表面状態が
悪化し結晶粒が粗大化して成形性が低下していた。
【００３３】
【発明の効果】以上に述べたように、本発明によれば、
高強度、低耳率で、しごき成形性、耐孔食性に優れる缶
胴用Ａｌ合金板をＢＲ屑を用い、ＣＡＬ焼鈍を省略し
て、低コスト、高生産性で製造することができる。依っ
て、工業上顕著な効果を奏する。
高強度、低耳率で、しごき成形性、耐孔食性に優れる缶
胴用Ａｌ合金板をＢＲ屑を用い、ＣＡＬ焼鈍を省略し
て、低コスト、高生産性で製造することができる。依っ
て、工業上顕著な効果を奏する。
【図１】本発明における熱間仕上圧延の終了温度とＳｉ
含有量との関係を示す図である。
含有量との関係を示す図である。
【図２】熱間仕上圧延終了温度と熱間仕上圧延終了後１
００℃以下まで冷却した板材の再結晶率との関係を示す
図である。
００℃以下まで冷却した板材の再結晶率との関係を示す
図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９４ ６９４Ｂ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｓｉを０．３wt％超え０．５wt％以下、
Ｆｅを０．３〜０．７wt％、Ｃｕを０．０５〜０．５wt
％、Ｍｎを０．８〜１．４wt％、Ｍｇを０．８〜１．４
wt％、Ｚｎを０．０５〜１．０wt％、Ｔｉを０．０１〜
０．１wt％含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物から
なるＡｌ合金鋳塊に均質化処理、粗圧延と仕上圧延から
なる熱間圧延、冷間仕上圧延を順に施し、その後必要に
応じて仕上焼鈍を施す缶胴用Ａｌ合金板の製造方法であ
って、前記熱間仕上圧延の終了温度Ｔを（２４０＋２０
０ｓ（ｓはＳｉのwt％））℃以上３７０℃以下とし、熱
間仕上圧延終了後１００℃以下までを１０℃／ｈｒ以上
の冷却速度で冷却し、得られるＡｌ合金板における直径
０．１〜１μｍのＭｇ2 Ｓｉ析出物の個数を１００００
個／ｍｍ2 以下にすることを特徴とする缶胴用アルミニ
ウム合金板の製造方法。 - 【請求項２】 熱間仕上圧延終了後１００℃以下まで冷
却した板材の再結晶率が９０％以上であることを特徴と
する請求項１記載の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 |
|---|---|---|---|
| JP27237198A JP4060460B2 (ja) | 1998-09-28 | 1998-09-28 | 缶胴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 |
|---|---|---|---|
| JP27237198A JP4060460B2 (ja) | 1998-09-28 | 1998-09-28 | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000096198A true JP2000096198A (ja) | 2000-04-04 |
| JP4060460B2 JP4060460B2 (ja) | 2008-03-12 |
Family
ID=17512966
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27237198A Expired - Fee Related JP4060460B2 (ja) | 1998-09-28 | 1998-09-28 | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4060460B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005076041A (ja) * | 2003-08-28 | 2005-03-24 | Furukawa Sky Kk | 缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
-
1998
- 1998-09-28 JP JP27237198A patent/JP4060460B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005076041A (ja) * | 2003-08-28 | 2005-03-24 | Furukawa Sky Kk | 缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
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|---|---|
| JP4060460B2 (ja) | 2008-03-12 |
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