JP3156549B2 - 成形性に優れた缶胴体用硬質Ａｌ合金板とその製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、２ピース型飲料缶
製造用の特に缶胴体材として優れた適性を有するＡｌ合
金に関し、殊にＤＩ（絞り・しごき）成形性およびネッ
ク・フランジ成形性に優れた特性を発揮する３００４系
または３１０４系の硬質Ａｌ合金板およびその製法に関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】周知の通り２ピース型飲料缶は、胴体部
と蓋部の２つのパーツから構成されている。現在、蓋材
として実用化されているのはほぼ１００％が５１８２系
や５０５２系等のＡｌ合金であるのに対し、胴体材とし
ては鉄系とＡｌ合金の両素材が競合しており、Ａｌ合金
では３００４系と３１０４系が主に使用されている。

【０００３】胴体部の製造には、通常硬質板を絞り加工
でカップ成形後、ＤＩ（絞り・しごき）成形する方法が
採用され、ネッキング加工により胴体開口部を狭め、飲
料物を充填してから巻き締め加工（フランジ成形）する
ことによって蓋部と一体化される。このため胴体材の選
択に当たっては、特にＤＩ成形性とネック・フランジ成
形性に優れることが重要なポイントとなる。しかして、
ＤＩ成形性に劣るものではＤＩ成形時にティアオフと呼
ばれる胴体割れが多発し、割れ破片を除去するのにその
都度機械を停止させなければならず、生産性を著しく低
下させ、またネック・フランジ成形性に劣るものでは、
胴体と蓋との巻き締め部から充填物が漏れ出す恐れがあ
る。

【０００４】そしてＡｌ合金製の胴体材については、鉄
系の胴体材に対抗するため薄肉軽量化によるコスト低減
が進められており、素材には高強度で且つＤＩ成形性と
ネック・フランジ成形性に優れたものであることが強く
求められている。

【０００５】こうした要望に応えるべく本願出願人会社
ではかねてより研究を進めており、かかる研究の一環と
して、高強度で且つＤＩ成形性に優れた缶ボディ用析出
硬化型高強度Ａｌ合金を提案した（特公昭６１−７４６
５号公報：以下、公告発明という）。また特開平３−９
０５４９号公報（以下、公開発明という）では、ネック
・フランジ成形性に優れたＡｌ合金製の硬質板を提示し
た。該公開発明では、Ａｌ合金硬質板を製造する際にお
ける連続焼鈍前の冷間圧延工程を積極的に省略すること
ができ、板製造コストの低減も可能にしている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】最近、Ａｌ合金缶に対
する低コスト化の要求は益々高まっており、そのため前
記公開発明の様に、連続焼鈍前の冷間圧延工程を積極的
に省略して低コスト化を図ると共に、ＤＩ成形時のティ
アオフ発生頻度については、前記公告発明の如く安定し
て低い値を示す様な缶胴体用Ａｌ合金製硬質板の開発が
強く求められている。ところが現在のところ、前記公告
発明レベルの低いティアオフ発生頻度を安定的に確保し
つつ、且つ優れたネック・フランジ成形性と低コスト化
を同時に達成し得る様な技術は開発されていない。

【０００７】本発明は上記の様な事情に着目してなされ
たものであって、その課題は、前記公開発明で得られる
様な優れたネック・フランジ成形性を維持しつつ、ＤＩ
成形時のティアオフ発生頻度は前記公告発明レベルの低
い値を安定的に確保し、且つ低コスト化を同時に達成し
得る様な缶胴体用硬質Ａｌ合金板とその製法を提供しよ
うとするものである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記課題を達成すること
のできた本発明に係る缶胴体用硬質Ａｌ合金板は、３０
０４系または３１０４系Ａｌ合金からなり、板表面にお
ける（２００）面積分強度の割合が３２％以下であると
ころに要旨を有している。

【０００９】また本発明に係る製法は、３００４系また
は３１０４系Ａｌ合金を用いて溶解・鋳造および均質化
熱処理を行なった後、開始温度を５００℃以下、終了温
度を２８０〜２５０℃とする熱間圧延を行ない、次い
で、連続焼鈍炉で急速加熱及び冷却することによって結
晶粒径を３５μｍ以下、アスペクト比を５以下としてか
ら冷間圧延を行い、板表面の（２００）面積分強度の割
合を３２％以下とするところに特徴を有するものであ
り、それにより成形性に優れた缶胴体用硬質Ａｌ合金板
を得ることができる。上記製法を実施するに当たって
は、下記関係式（１）を満足する条件で冷間圧延行なう
ことにより、前述の要求特性を満足する缶胴体用硬質Ａ
ｌ合金板を、優れた生産性の下で一層安定的に得ること
ができるので好ましい。 Ｒ≦−４０．８×Ｍｇ＋１１０ …（１） Ｍｇ：Ａｌ合金中のＭｇ含有量（重量％） Ｒ ：冷間圧延率（％）

【００１０】

【発明の実施の形態】本発明者らは前述の様な従来技術
の問題点の下で、先ずティアオフ発生原因を明らかにす
るため、ティアオフ発生部位の状況について詳細に調査
した。その結果、前記公開発明の方法で製造した硬質Ａ
ｌ合金板では、ティアオフ発生点が冷間圧延方向に対し
０〜３０°の角度に対応する缶壁に集中しているのに対
し、前記公告発明の方法で製造した硬質Ａｌ合金板で
は、ティアオフ発生点が特定方向に集中していないとい
う新たな知見を得た。

【００１１】そして、Ｘ線解析により硬質Ａｌ合金板表
面の積分強度を調査した結果、前記公開発明の方法で製
造した硬質Ａｌ合金板では（２００）面成分の割合が高
いこと、また（２００）面成分の割合が高いほどティア
オフ発生頻度は高く、且つティアオフ発生点は冷間圧延
方向に対して０〜３０°の角度に集中しており、（２０
０）面積分強度の割合とティアオフ発生頻度との間には
強い相関関係があることを知った。

【００１２】そして、（２００）面積分強度の割合を低
下させてやれば、ＤＩ成形時のティアオフ発生頻度は低
下し、前記公告発明の如くティアオフ発生頻度を安定的
に低くするには、硬質Ａｌ合金板表面の（２００）面積
分強度の割合を３２％以下にすればよく、この割合が３
２％を超えると、ＤＩ成形時に冷間圧延方向に対して０
〜３０°方向に伸び易くなり、その結果板厚が減少して
ＤＩ成形時にティアオフが発生し易くなることを確認し
た。

【００１３】また、結晶粒とティアオフ発生点との関係
についても調査した結果、前記公開発明の方法で製造し
たＡｌ合金板の結晶粒は、前記公告発明の方法で製造し
たＡｌ合金板のそれに比べて粗大であり、しかも圧延方
向に伸びた長いミクロ組織を有しており、結晶粒が微細
で且つ等軸である程ティアオフ発生頻度は低くまたティ
アオフ発生点は冷間圧延方向に対しランダムとなり、結
晶粒径および粒形状とティアオフ発生頻度との間にも高
い相関関係があることを知った。

【００１４】そして、前記公告発明の如くティアオフ発
生頻度を安定的に低くするには、結晶粒径を３５μｍ以
下で且つアスペクト比を５以下とすべきであり、結晶粒
径が３５μｍを超え、アスペクト比が５を上回ると、Ｄ
Ｉ成形時に冷間圧延方向に対し０〜３０°方向に伸び易
くなり、その結果板厚が減少してティアオフが発生し易
くなることを確認した。

【００１５】この確認実験において、結晶粒径とアスペ
クト比は連続焼鈍後の試料を用いて測定し、結晶粒径
（ｄＬ）は、板表面（Ｌ×ＬＴ）から約０．０５〜０．
１ｍｍを機械研磨した後電解エッチングし、光学顕微鏡
を用いて観察し、Ｌ方向にラインインターセプト法で測
定した。１測定ライン長は１ｍｍであり、１視野当たり
各３本で合計５視野を観察することにより、全測定ライ
ン長を１×１５ｍｍとした。また、結晶粒径（ｄｔ）
は、板断面（Ｌ×ＳＴ）を機械研磨および電解エッチン
グした後光学顕微鏡を用いて観察し、ＳＴ方向にライン
インターセプト法で測定した。１測定ライン長は０．１
５ｍｍとし、ラインの一端は板表面に合わせ、１視野当
たり各３本で合計５視野を観察することにより、全測定
ライン長を０．１５×１５ｍｍとした。結晶粒径（ｄ
Ｌ）の単位はμｍであり、アスペクト比はｄＬをｄｔで
除した値（ｄＬ／ｄｔ）である。

【００１６】尚、結晶粒を粒径３５μｍ以下で且つアス
ペクト比が５以下を満足するものであっても、硬質Ａｌ
合金板表面における（２００）面積分強度の割合が３２
％を超えるものでは、前記公告発明の如くティアオフ発
生頻度を安定的に低くすることはできない。

【００１７】かくして本発明によれば、冷間圧延後の板
表面における（２００）面積分強度の割合を低下させ且
つ結晶粒を微細等軸化することにより、前記公告発明の
如くティアオフ発生頻度を安定的に低く抑えると共に、
公開発明に匹敵する優れたネック・フランジ成形性を有
する缶胴体用硬質Ａｌ合金板を提供し得ることになった
ものである。

【００１８】本発明に係る缶胴体用硬質Ａｌ合金板を製
造するに当たっては、原料として３００４系あるいは３
１０４系のＡｌ合金が使用される。これらＡｌ合金の成
分組成は下記の通りである。

【００１９】３００４合金：重量％でＳｉ：０．３０％
以下、Ｆｅ：０．７％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｍ
ｎ：１．０〜１．５％、Ｍｇ：０．８〜１．３％、Ｚ
ｎ：０．２５％以下、その他成分：０．０５％以下、残
部：Ａｌ。

【００２０】３１０４合金：重量％でＳｉ：０．６０％
以下、Ｆｅ：０．８％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．２５
％、Ｍｎ：０．８〜１．４％、Ｍｇ：０．８〜１．３
％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｇ
ａ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、その他成
分：０．０５％以下、残部：Ａｌ。

【００２１】本発明では上記のＡｌ合金を使用し、これ
を常法により溶解・鋳造した後、得られた鋳塊を熱間圧
延するに先立って均質化熱処理が施される。均質化熱処
理は常法に従って行なわれるが、この熱処理工程でα相
が形成され、しごき加工時の焼き付きが防止されてＤＩ
成形性が高められる。またこの工程でＡｌ−Ｍｎ系分散
粒子が析出するが、粗大なＡｌ−Ｍｎ系分散粒子は粒界
移動に対しピン止め作用を発揮するため、結晶粒の粗大
化防止に寄与する。

【００２２】α相の形成およびピン止め効果を有するＡ
ｌ−Ｍｎ系分散粒子を効果的に析出させるには、熱処理
温度を５００℃以上にするのがよく、５００℃未満では
その効果が小さい。但し、熱処理温度が６２０℃を超え
るとバーニング等により板表面の性状が劣化する傾向が
現れてくるので、該温度以下に抑えることが望ましい。
好ましい保持時間は熱処理温度によって適宜変更するの
がよく、例えば５００℃程度の低温で熱処理を行なうと
きは１〜２０時間の長めに設定し、６００℃程度の高温
で熱処理を行なうときは、より短時間に設定することが
望ましい。尚、この均質化熱処理は２度行ってもよく、
また１回目と２回目の夫々のの均質化熱処理を異なる温
度で行ってもよく、更には１回目の均質化熱処理終了
後、冷却途中で再加熱し２回目の均質化熱処理を行なう
ことも可能である。

【００２３】上記均質化熱処理に引き続いて行なわれる
熱間圧延は、連続焼鈍後の結晶粒を微細等軸化するため
できるだけ低い温度範囲で行うのがよく、好ましくは開
始温度を５００℃以下に設定すると共に、終了温度を２
８０〜２５０℃の範囲に設定し、再結晶温度以下の温度
で熱間圧延を終了することが必要であり、それにより、
その後の連続焼鈍工程での急速加熱中に再結晶を生じ
さ、結晶粒をより微細等軸化することが可能となる。

【００２４】この場合、熱間圧延時のパススケジュール
や圧延速度等によっては、熱間圧延終了を２８０〜２５
０℃に管理しても結晶粒を微細等軸化できない場合もあ
るが、要するに熱間圧延終了時においても加工組織が保
持される様に熱間圧延条件を管理することが重要であ
り、結晶粒を微細等軸化するには、熱間圧延開始温度が
５００℃を超えない様に設定すると共に、終了温度を２
８０〜２５０℃の範囲に設定することが必要となる。

【００２５】該熱間圧延の開始温度が５００℃を超える
と、変形が容易に起こるため熱間圧延時の実質的な加工
量が小さくなり、結晶粒の微細化ができなくなるばかり
でなく、再結晶も同時に進行するため結晶粒が粗大化す
る傾向が現れてくる。また終了温度が２８０℃を超える
高温になると、熱間圧延終了後の冷却過程で再結晶が完
了してしまい、その後の連続焼鈍炉での急速加熱過程で
微細等軸粒が得られ難くなり、逆に２５０℃を下回る
と、熱延板表面の疵発生が顕著になる傾向が現れ、いず
れも本発明の目的が果たせなくなる。

【００２６】次いで行なわれる連続焼鈍炉での加熱は、
第一にＣｕを再固溶させることにより缶壁焼き付け塗装
時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物を微細に析出せしめ、析
出硬化によって缶壁強度を増大させ、第二に再結晶を生
じさせて結晶粒を微細等軸化し、第三に（２００）面積
分強度の割合を低下させるためＭｇを再固溶させること
を目的として行なわれるものであり、こうした目的を有
効に果たす上で好ましい加熱温度は４００〜６００℃の
範囲である。しかして、このときの加熱温度が４００℃
未満では、ＣｕやＭｇの再固溶の効果が得られず、一
方、加熱温度が高くなるにつれて再結晶粒の成長が起こ
り、６００℃を超えるとこの傾向が顕著に現れてくるの
で、６００℃以下に抑えることが望まれる。

【００２７】このとき、結晶粒を微細等軸化し且つ板表
面のＭｇＯの生成を少なくするには急速加熱する必要が
あり、望ましくは１００℃／分以上の速度で加熱するこ
とが望ましい。尚この連続焼鈍に際し、高温で過度に長
時間保持すると再結晶粒が成長して成形性が著しく阻害
されるので、保持時間は実質的に０または１０分間以内
に抑えるのがよい。

【００２８】該加熱保持後の冷却に当たっては、第一に
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の析出硬化を進めるため（ゆ
っくりした冷却速度では冷却途中で粗大析出物が析出し
てしまい、焼き付け塗装時に十分な析出硬化が得られな
くなる）、第二に（２００）面積分強度の割合を低くす
るため（ゆっくりした冷却速度では、冷却途中にＭｇの
固溶度が低下し、（２００）面積分強度の割合を十分に
小さくすることはできなくなる）、冷却速度を大きくす
る必要があり、好ましくは１００℃／ｈｒ以上、より好
ましくは１０００℃／ｈｒ以上とすべきである。

【００２９】冷却終了温度は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出
物の析出が発生する温度以下まで連続して行なわなけれ
ばならず、途中で中断すると焼き付け塗装時に高い時効
硬化が期待できなくなる。また、Ｍｇの固溶量が極端に
低下する温度まで連続的に冷却しないと、（２００）面
積分強度の割合が増大してしまう。これらのことから、
冷却終了温度は１５０℃以下に、析出硬化を更に十分に
するには１００℃以下に設定することが望ましい。

【００３０】連続焼鈍後の冷間圧延に当たっては、圧延
率を高めるにつれて（２００）面積分強度の割合が低下
し、ＤＩ成形性が向上してくる。（２００）面積分強度
の割合を低下させる他の因子としてはＭｇ添加量があ
り、Ｍｇ量を増大するにつれて（２００）面積分強度の
割合が低下しＤＩ成形性が向上する。これらのことか
ら、冷延板表面の（２００）面積分強度の割合を３２％
以下に保つには、冷間圧延率とＭｇ添加量を式（１）の
関係式を満たす様に管理することが有効であることを確
認した。 Ｒ≦−４０．８×Ｍｇ＋１１０ …（１） Ｍｇ：Ｍｇ量（重量％） Ｒ ：冷間圧延率（％）

【００３１】尚本発明では、３００４系合金または３１
０４系合金を対象とする缶胴体用アルミニウム合金に適
用されるものであるが、連続焼鈍の如く急速加熱および
冷却前の冷間圧延を省略して製造されるアルミニウム合
金板において、結晶粒を微細化し且つアスペクト比を小
さくし、更に（２００）面積分強度を小さくすることに
より異方性を低減することによって特定方向での成形不
良を改善するという特徴は、上記２種の合金に対して若
干組成の異なる他のＡｌ合金に適用した場合でも生かす
ことが可能であり、また缶胴体用Ａｌ合金硬質板以外の
用途に適用されるＡｌ合金板にも活用することが可能で
ある。

【００３２】

【実施例】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であ
り、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含され
る。

【００３３】実施例１ Ｍｇ：１．０５重量％、Ｓｉ：０．２０重量％、Ｆｅ：
０．３重量％、Ｃｕ：０．１５重量％、Ｍｎ：１．０重
量％、Ｚｎ：０．０９重量％、残部：Ａｌおよび不可避
不純物からなる３００４系Ａｌ合金を用いて常法により
溶解・鋳造し、次いで５９０℃で８ｈｒの均質化熱処理
を施した後、表１に示す条件で熱間圧延して板厚２．０
ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、連続焼鈍炉で加熱速
度３００℃／分、保持条件４８０℃×１０秒、冷却速度
３００℃／分の熱処理を施した後、引き続いて厚さ０．
３ｍｍまで冷間圧延を行った。

【００３４】結果は表１に示す通りであり、本発明の規
定要件を全て満足する実施例では、結晶粒が微細等軸状
で且つ（２００）面積分強度の割合が小さく、この結果
ＤＩ成形性においては前記公告発明と同等以上、ネック
・フランジ成形性においては前記公開発明と同等以上の
優れた特性を有していることが分かる。尚、表１に示し
た（２００）面積分強度の割合の算出方法は、表２に示
した通りである。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】実施例２ Ｍｇ：０．８〜１．３重量％、Ｓｉ：０．３５重量％、
Ｆｅ：０．３重量％、Ｃｕ：０．１５重量％、Ｍｎ：
１．０重量％、Ｚｎ：０．０９重量％、残部：Ａｌおよ
び不可避不純物からなる３１０４系Ａｌ合金を使用し、
常法により溶解・鋳造を行なった後、５９０℃で８ｈｒ
の均質化熱処理を施し、開始温度４９０℃、終了温度２
６０℃で熱間圧延を行ない、その後、連続焼鈍炉で加熱
速度３００℃／分、保持条件４８０℃×１０秒、冷却速
度３００℃／分の熱処理を行なった後、引き続いて厚さ
０．３ｍｍまで冷間圧延した。

【００３８】結果は表３に示す通りであり、本発明の規
定要件を満たす実施例では、（２００）面積分強度の割
合が小さく、その結果ＤＩ成形性は前記公告発明と同等
以上、ネック・フランジ成形性は前記公開発明と同等以
上の優れた特性が得られている。

【００３９】尚表３からも明らかである様に、Ｍｇ量と
冷間圧延率との関係が前記関係式（１）の要件を満たす
ものは、（２００）面積分強度の割合が３２％以下とな
り、前記公告発明レベルの良好なＤＩ成形性を示すこと
を確認できる。

【００４０】

【表３】

【００４１】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、３
００４系または３１０４系Ａｌ合金をベースとし、 板
表面における（２００）面積分強度の割合を特定するこ
とによって、あるいは更にその製造条件等を特定するこ
とによって、優れたネック・フランジ成形性を有すると
共にＤＩ成形時のティアオフ発生頻度を安定して低レベ
ルに抑えることができ、低コストで安定した品質の缶胴
体用硬質Ａｌ合金板を提供し得ることになった。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−17205（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 21/00 C22F 1/00 - 1/04

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ３００４系または３１０４系Ａｌ合金か
   らなり、板表面における（２００）面積分強度の割合が
   ３２％以下であることを特徴とする成形性に優れた缶胴
   体用硬質Ａｌ合金板。
2. 【請求項２】 ３００４系または３１０４系Ａｌ合金を
   用いて溶解・鋳造および均質化熱処理を行なった後、開
   始温度を５００℃以下、終了温度を２８０〜２５０℃と
   する熱間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍炉で急速加熱
   及び冷却することによって結晶粒径を３５μｍ以下、ア
   スペクト比を５以下としてから冷間圧延を行い、板表面
   の（２００）面積分強度の割合を３２％以下とすること
   を特徴とする成形性に優れた缶胴体用硬質Ａｌ合金板の
   製法。
3. 【請求項３】 冷間圧延を、下記関係式（１）を満足す
   る条件で行なう請求項２に記載の製法。 Ｒ≦−４０．８×Ｍｇ＋１１０ …（１） Ｍｇ：Ａｌ合金中のＭｇ含有量（重量％） Ｒ ：冷間圧延率（％）