JP3247447B2 - 耳率の低い成形用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、耳率・強度及び成形
加工性に優れたアルミニウム板の製造方法に関するもの
であり、更に詳しく述べるなら２ピースアルミニウム缶
（ＤＩ缶）胴用のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金
板の製造方法に関するものである。本発明に係る製造方
法により製造された成形加工用アルミニウム硬質板は、
特に缶材などのような塗装焼付け処理が施される用途に
適しており、深絞り耳が低く、高強度が得られ成形性に
も優れている。

【０００２】

【従来の技術】缶材として用いられているアルミニウム
合金板は近年より薄肉化を図って材料コストの低減を図
ることが強く望まれており、そこでＤＩ缶の缶胴材料に
ついても、薄肉で充分な強度が得られるように、より高
強度化を図ることが強く望まれている。

【０００３】従来のＤＩ缶胴材としては、ＪＩＳ ３０
０４合金硬質板が広く用いられている。この３００４合
金は、強度を高めるために高圧延率の冷間圧延を施した
場合でも比較的良好な成形性を示すところから、ＤＩ缶
胴材に好適であるとされている。このような３００４合
金硬質板の製造にあたっては、均質化処理を施した後、
常法に従って熱間圧延し、次いで冷間圧延を施してから
あるいは冷間圧延を施さずに中間焼鈍を行ない、その後
最終冷間圧延を行なう工程を適用するのが一般的であ
る。このような製造工程において、中間焼鈍としては従
来は箱型焼鈍炉を用いて３００〜４００℃で３０分〜３
時間程度のバッチ焼鈍を行なうのが一般的であり、この
場合は中間焼鈍後の最終冷間圧延率を７０％以上の高い
圧延率としなければ必要な強度を確保することが困難で
あるが、深絞り耳率の点からは、バッチ焼鈍を適用すれ
ば上述のような高圧延率でもさほど耳率が大きくなるこ
とはないという利点がある。最近ではコイルを連続的に
繰り出しながら焼鈍する連続焼鈍炉（ＣＡＬ）が普及し
つつあり、この連続焼鈍炉を用いて中間焼鈍を施せば、
高温に急速加熱して急速冷却することができ、それによ
る溶体化効果を利用すれば、比較的最終冷間圧延率が低
くても高強度を得ることが可能となる。但しこのような
連続焼鈍炉を用いたプロセスでは、最終冷間圧延率が高
くなれば深絞り耳率も大きくなってしまうという問題が
ある。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】一般にアルミニウムＤ
Ｉ缶の製造においては、缶胴用の薄板材料を用いて、し
ごき加工を含むＤＩ成形を行なって缶胴とし、その後塗
装焼付処理を行なってから、ネッキング加工（口絞り加
工）、フランジング加工（つば出し加工）を行ない、そ
の後缶蓋（缶エンド）を合せてシーミング加工（巻締
め）を行なうのが通常である。このようなＤＩ缶の製造
においては、前述のように薄肉化を図るために高強度が
要求されるばかりでなく、ＤＩ成形時における深絞り耳
率が低いことが材料歩留りの点から必要であり、またＤ
Ｉ成形性が良好であること、またＤＩ缶胴に成形して塗
装焼付処理を行なった後のネッキング加工、フランジン
グ加工、シーミング加工での成形性が良好であることも
要求される。

【０００５】ところで前述のような従来の３００４合金
硬質板を用いてＤＩ缶を製造するにあたって中間焼鈍に
連続焼鈍を適用した場合、その連続焼鈍において溶体化
効果が得られることから成分組成を適切に定めることに
よって塗装焼付処理時における時効析出硬化を期待する
ことができ、その結果塗装焼付処理時の強度低下を少な
くすることができる。したがって、ＤＩ成形前の材料強
度を若干抑えておいても塗装焼付処理後に充分な強度を
得ることができ、ＤＩ成形時において成形性を良好にす
ることができるという利点がある。しかしながら中間焼
鈍に連続焼鈍炉を適用した場合、最終冷間圧延率を大き
くするとＤＩ成形時における深絞り耳率が大きくなって
しまうという問題がある。従って、最終冷間圧延率を小
さくするためには、最終板厚の薄肉化に対応して連続焼
鈍炉で処理する前の段階で板厚を薄肉化しなければなら
ず、その結果連続焼鈍炉の通板面積が増大するという問
題がある。

【０００６】本発明は以上の事情を背景としてなされた
もので、連続焼鈍炉による中間焼鈍を施しても耳率が低
い材料を提供するだけでなく、中間焼鈍板厚を厚くして
最終冷間圧延で大きな圧延率で圧延したとしても諸要求
を満たし得る材料を提供することにより連続焼鈍炉の処
理量を増大させることが可能となるＤＩ缶胴用アルミニ
ウム合金板の製造方法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】本発明においては、前記
のような目的を達成するため、基本的には、合金の成分
組成を適切に選定すると同時に、連続焼鈍炉による中間
焼鈍の加熱パターンを適切に選定し、これによって溶体
化効果を付与するとともにＤＩ成形時の耳率の低減に有
利な結晶方位となるように制御したものである。

【０００８】すなわち本発明は、Ｍｇ：０．５〜２．０
％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％
を含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２％を単独でも
しくはＢ：０．０００１〜０．０５％と組合せて含有
し、さらにＳｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５
〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｎ：０．１
〜０．５％のうちの１種または２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
を鋳造した後、その鋳塊を常法に従って均熱、熱間圧延
および必要に応じて冷間圧延を施した後、中間焼鈍とし
て、到達温度Ｔ１が３００℃以上４００℃以下の範囲内
で、焼鈍開始温度から（Ｔ１−１５℃）の間の平均昇温
速度が３℃／ｓ以上で、しかも（Ｔ１−１５℃）からＴ
１までの温度範囲に５秒以上保持する１段目の焼鈍を施
し、該１段目の焼鈍に引続いてもしくは一旦１℃／ｓ以
上の冷却速度で１５０℃以下に冷却した後、到達温度Ｔ
２が４００℃以上６００℃以下の範囲内で、Ｔ２の温度
に到達後直ちにまたは４００℃を超える範囲の温度に曝
される時間が１０分以内となるように保持した後、１℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却する２段目の焼鈍を行ない、
その後圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、かつ該冷間
圧延後における表面ミクロ組織が、圧延方向に対して直
角方向の最大結晶粒の短径が２５〜６０μｍであること
を特徴とする強度、成形性に優れ耳率の低い成形用アル
ミニウム合金板の製造方法である。

【０００９】

【作用】先ず、本発明の合金成分組成の限定理由につい
て説明する。下記合金成分は、アルミニウムの強度を高
めると共に、耳率や成形性の制御を目的として添加する
ものである。

【００１０】Ｍｇ：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、本発明のように
溶体化効果を持たせた中間焼鈍を施す場合、特に塗装焼
付処理時の時効硬化によって塗装焼付処理後の強度低下
を抑えるのに効果がある。さらにＭｇは、単独でも固溶
強化の効果がある元素である。このようにＭｇは強度向
上に不可欠な元素であるが、Ｍｇ量が０．５％未満では
その効果が少なく、一方２．０％を超えて添加した場合
には、絞り成形上は問題がないが、加工硬化しやすくな
るために、ＤＩ成形時の再絞り性やしごき性を悪くす
る。したがってＭｇの範囲は０．５〜２．０％とした。

【００１１】Ｍｎ：Ｍｎは強度向上に寄与するとともに
成形性向上に有効な元素である。特に本発明において目
指している用途である缶胴材では、ＤＩ成形時にしごき
加工されるため、とりわけ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、Ｍｎはその晶出物を形成する
ために不可欠な元素である。Ｍｎ量が０．５％未満で
は、Ｍｎ化合物による固体潤滑的な効果が得られず、Ｍ
ｎ量が１．８％を超えると、ＭｎＡｌ₆ の初晶巨大金属
間化合物が発生し、著しく成形性を損う。そこでＭｎの
範囲は０．５〜１．８％とした。

【００１２】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Ｍｎ量が０．５％以上の本願発明においては適正な
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％を超えては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。

【００１３】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・安定化のためにＴｉおよびＢ
を微量添加することが行なわれており、本発明において
も微量のＴｉ、もしくはＴｉおよびＢを添加する。但
し、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果が得られ
ず、０．２０％を超えれば初晶ＴｉＡｌ₃ が晶出して成
形性を阻害する。そこでＴｉ量は０．００５〜０．２０
％の範囲とした。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％を超えれば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％の範囲とした。

【００１４】Ｃｕ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｚｎ：これらはいずれ
も強度向上に寄与する元素であり、本発明ではこれらの
うちから選ばれた１種または２種以上が添加される。こ
れらの各元素についてさらに説明する。

【００１５】Ｓｉ：Ｓｉの添加はＭｇ₂ Ｓｉ系化合物の
析出による時効硬化に寄与する。Ｓｉ量が０．０５％未
満ではその効果が得られず、０．５％を超えると時効硬
化は容易に得られるものの材料が硬くなりすぎて成形性
を阻害する。そこでＳｉの範囲は０．０５〜０．５％と
した。

【００１６】Ｃｕ：Ｃｕの添加は本発明では中間焼鈍に
おいてＣｕを溶体化させ塗装焼付処理時のＡｌ−Ｃｕ−
Ｍｇ系析出物の析出過程で起る時効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％を超えて添加した場合
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。そこでＣｕの範囲は０．０５〜
０．５％とした。

【００１７】Ｃｒ：Ｃｒも強度向上に効果的な元素であ
るが、Ｃｒ量が０．０５％未満ではその効果が少なく、
０．３％を超えると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の範囲は０．
０５〜０．３％とした。

【００１８】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％を超えると強度への寄
与については問題ないが、耐食性を劣化させる。そこで
Ｚｎの範囲は０．１〜０．５％とした。

【００１９】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。

【００２０】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。

【００２１】鋳造・均熱：先ず前述のような合金組成を
有するアルミニウム合金鋳塊を、常法に従ってＤＣ鋳造
法（半連続鋳造法）により鋳造する。次いでその鋳塊に
対して、均質化処理としての加熱を施した後に熱間圧延
前の予備加熱を施すか、または均質化処理を兼ねた熱間
圧延前予備加熱を施し、引き続き熱間圧延を行なう。こ
の際の均質化処理条件は、常法に従って５００〜６２０
℃の温度で１時間以上の保持とすれば良い。

【００２２】熱間圧延：熱間圧延の条件は特に規制しな
いが、熱間圧延性を考慮するとその終了温度（上り温
度）が２３０℃以上とすることが好ましい。熱間圧延
後、熱間圧延のみでは所要の板厚とならない場合は、必
要に応じて所要の板厚となるまで冷間圧延を施す。

【００２３】１段目の焼鈍：この焼鈍においては深絞り
耳の低減に有効な低耳成分である結晶方位（Ｃｕｂｅ方
位）を優先的に生成・成長させる。本発明の合金成分で
は、通常のＤＣ鋳造により得られる圧延材では比較的粗
大な晶出物が多く、このため再結晶の初期には晶出物近
傍から高耳成分のＲ方位と呼ばれる再結晶粒が生成成長
する。一方の低耳成分であるＣｕｂｅ方位の結晶粒は、
その生成はＲ方位より遅いが成長速度が速いことから、
再結晶の進行の遅い条件下では優先的に成長する特性が
あり。このことから本発明においてはこのＣｕｂｅ方位
の生成成長を促すような焼鈍条件とする。すなわち、昇
温速度は焼鈍開始温度から（到達温度Ｔ１−１５℃）の
間の平均昇温速度が３℃／ｓ以上であることとする。こ
れより遅い昇温速度では昇温過程で微細な析出物が生成
して、所定温度に到達した後の再結晶進行時にＲ方位だ
けでなくＣｕｂｅ方位の再結晶粒の成長をも抑制するの
でこの条件とする。また到達温度Ｔ１は３００℃〜４０
０℃の範囲内で、かつ（到達温度Ｔ１−１５℃）から到
達温度Ｔ１までの温度範囲に少なくとも５秒以上保持す
ることとする。到達温度が４００℃より高温では昇温過
程でほぼ再結晶が終了してしまいＣｕｂｅ方位の少ない
再結晶粒となり、一方３００℃より低温では再結晶が進
行しにくく焼鈍過程の間に微細な析出物が生成してＣｕ
ｂｅ方位の成長を抑制することになるため低耳効果は少
なくなる。従って到達温度は３００℃〜４００℃の温度
範囲とする。到達温度が本条件下では保持中に再結晶が
進行し、Ｃｕｂｅ方位の比率が上昇する。この温度範囲
の高温になるほど到達保持時間は短くてよいが低耳効果
は少なくなる。低温側ではその温度保持時間は長時間が
必要であるが、その分Ｃｕｂｅ方位の比率は増加して低
耳効果が増大する。いずれにしても、少なくとも５秒以
上の保持を行わないとその効果が得られない。なお再結
晶終了温度は一般には加熱昇温速度によって決定され、
加熱昇温速度が遅くなれば再結晶終了温度は低くなり、
加熱昇温速度が速くなれば再結晶終了温度は高くなる。
したがって第１段目の焼鈍の到達温度は、実際には昇温
速度との兼ね合いで３００〜４００℃の範囲内の適切な
温度に定めれば良い。１段目の焼鈍が終了した時点で、
再結晶がほぼ完了していることが望ましいが、この時点
でＣｕｂｅ方位の再結晶の芽が生成してさえいれば２段
目の完全焼鈍時にＣｕｂｅ方位粒の比率が通常材より多
くなることから１段目の焼鈍で再結晶が完了していなく
ともさしつかえは無い。このようにして耳を低くする成
分であるＣｕｂｅ方位の再結晶粒もしくはその芽を得た
後に、さらに高温での２段目の焼鈍過程を行う。２段目
の焼鈍に移行する際には、そのまま常温近くまで冷却す
ることなく引続き２段目の焼鈍を行っもよいし、一旦冷
却した後に改めて加熱し２段目の焼鈍を行ってもよい。
一旦冷却する場合は冷却過程での析出を抑え、また冷却
後の析出の進行を遅くさせるために１５０℃以下まで１
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが必要である。

【００２４】２段目の焼鈍：２段目の焼鈍は、４００〜
６００℃の範囲内の到達温度Ｔ２まで加熱し、かつ４０
０℃以上の温度（６００℃以下）に曝される時間を１０
分以内とし、その後１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却す
る。到達温度Ｔ２が４００℃以上でないとＣｕ、Ｍｇ、
Ｓｉ等の金属元素の固溶が充分に進まず、したがってそ
の後の塗装焼付け処理時の時効硬化が望めなくなり、強
度向上を図れなくなる。また上限は６００℃とする。高
温である方がより溶体化効果による強度向上が望める
が、６００℃より高温になると共晶融解が生じて製造上
の不都合をきたすとともに製品の外観品質を損なうおそ
れがある。昇温時の平均昇温速度は１℃／ｓ以上が好ま
しく、これより遅いと昇温過程で合金元素の析出が進み
析出物が粗大化してしまい、高温での加熱保持によって
も析出物を固溶させるのに時間がかかる。４００〜６０
０℃の範囲の温度に曝される時間は所定の温度Ｔ２に到
達後直ちに冷却するか、もしくは１０分以内の保持とな
るようにする。１０分より長時間となると、表面の酸化
皮膜の形成により焼鈍終了後の冷間圧延性を損なったり
製品の外観品質を損なったりする。さらに到達温度から
の冷却は、１℃／ｓ以上の冷却速度とする。これより遅
いと折角固溶した合金元素が析出してしまい、その後の
塗装焼付け処理時の溶体化効果による強度向上の程度が
少なくなる。

【００２５】以上のように本発明に係る焼鈍は、３００
〜４００℃の到達温度Ｔ１で焼鈍開始温度から（Ｔ１−
１５℃）の間の平均昇温速度を３℃／ｓ以上とし（Ｔ１
−１５℃）〜Ｔ１の温度範囲に５秒以上保持することと
した１段目の焼鈍を施して耳率の低減に有効なＣｕｂｅ
方位の再結晶粒を生成・優先成長させ、その後４００〜
６００℃の到達温度で保持なしまたは４００℃を超える
温度範囲にある時間を１０分以内とし１℃／ｓ以上で急
冷する２段目焼鈍を適用することによって溶体化効果を
与えその後の塗装焼付処理において時効硬化による強度
向上を得ることができるのである。このような加熱パタ
ーンの焼鈍は、連続焼鈍炉を２回使用することにより行
ってもよいが、連続焼鈍炉の加熱速度（加熱温度）をゾ
ーン（加熱帯）ごとに個別に制御することによっても達
成することができる。

【００２６】上記焼鈍を施すことにより、Ｃｕｂｅ方位
が優先成長することから、焼鈍終了後の最大再結晶粒の
大きさは２５〜６０μｍとなる。その後の冷間圧延等に
より加工を受けると結晶粒は圧延方向に延びるが幅方向
の大きさはほとんど変化しない。従って本発明では冷間
圧延後のミクロ組織で規定するものとする。冷間圧延後
における表面ミクロ組織において、圧延方向に対して直
角方向の最大結晶粒の短径が２５μｍ以上ではカッピン
グ時のリューダースマークの発生が抑制され、ＤＩ成形
時の缶切れを少なくするが、６０μｍを超えると成形性
が低下する。そこで、冷間圧延後における表面ミクロ組
織において、圧延方向に対して直角方向の最大結晶粒の
短径が２５〜６０μｍであることとする。

【００２７】冷間圧延：上述のようにして２段階の中間
焼鈍を行なった後、圧延率が４０％以上の冷間圧延を行
う。圧延率が４０％未満では必要強度を確保することが
できない。

【００２８】最終焼鈍：なお、このように最終冷間圧延
を行なった後は、そのままＤＩ成形等の成形に供しても
良いが、必要に応じて１００〜２００℃程度の最終焼鈍
を施すことにより、深絞り性の一層の改善を図ることが
できる。

【００２９】

【実施例】表１に示す合金記号Ａ、Ｂ（本発明の成分範
囲に入るもの）および合金記号Ｃ（従来材の５０５２合
金に相当し、本発明の成分範囲に対してＭｇ、Ｍｎ量が
外れるもの）について、常法に従ってＤＣ鋳造し、その
後表２に示すような条件で処理した。すなわち鋳塊に対
し先ず表２中に示す条件で均質化処理を施し、熱間圧延
を行い、さらに冷間圧延を行い表２に示す板厚とし、一
部のものは連続して昇温させる１段階の中間焼鈍とし他
のものは表２に示す条件で１段目の焼鈍「中間焼鈍１」
と２段目の焼鈍「中間焼鈍２」の２段階の中間焼鈍を施
した。なお、表２において中間焼鈍１の冷却の欄の「徐
冷」は３５℃／ｈ（約０．０１℃／ｓ）、「急冷」は２
５℃／ｓであり、加熱の欄は焼鈍開始温度〜（Ｔ１（到
達温度）−１５℃）までの平均昇温温度、到達の欄は
（Ｔ１−１５℃）〜Ｔ１の温度範囲での保持時間を示す
が、Ｎｏ１，４および１０では保持は行わないので代わ
りに３００〜４００℃の温度範囲の通過時間を「３−４
００」として示してある。また、中間焼鈍２の加熱の欄
は中間焼鈍１から中間焼鈍２への加熱の昇温速度を示し
たものであり、到達の欄で保持時間が「０」となってい
るものは温度到達後直ちに（保持無しで）冷却に移った
ことを示す。

【００３０】各々について説明すると、Ｎｏ１は合金Ａ
を用いて従来通りの１段階の焼鈍を施した従来例であ
る。Ｎｏ２は合金Ａを用いて１段目の焼鈍後に一旦冷却
しその後第２段目の焼鈍を行った発明例であり、Ｎｏ３
は合金Ａを用いて１段目の焼鈍後に冷却せずに連続して
第２段目の焼鈍を行った発明例である。Ｎｏ４は合金Ｂ
を用いて通常の１段階の焼鈍を施した比較例であり、Ｎ
ｏ５は合金Ｂを用いＮｏ３より低温で１段目の焼鈍を行
い最終焼鈍も行った発明例であり、Ｎｏ６はＮｏ５に対
して１段目の到達温度が本発明の範囲より低い比較例で
あり、Ｎｏ７はＮｏ５に対して１段目の到達温度が本発
明の範囲より高い比較例であり、Ｎｏ８は２段目の焼鈍
がバッチ焼鈍であり加熱・冷却速度ならびに保持時間が
本発明から外れる比較例であり、Ｎｏ９は１段目の焼鈍
がバッチ焼鈍であり昇温速度が本発明から外れる比較例
である。Ｎｏ１０は合金成分が本発明から外れる合金Ｃ
を用いて従来の１段階の中間焼鈍を行った比較例であ
る。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】以上のようにして得られた試料について２
００℃×２０分の加熱による塗装焼付（ベーキング）相
当の熱処理を行なった。元板（すなわち塗装焼付相当処
理を行なわない状態のもの）および上記熱処理を施した
ものについて、引張強さ（ＴＳ：Ｎ／ｍｍ² ）、耐力
（ＹＳ：Ｎ／ｍｍ² ）、伸び（ＥＬ：％）を測定した。
また元板について実際に３８ｍｍφ、肩Ｒ＝２．５ｍｍ
のポンチを用いて６６ｍｍφのサークルをクリアランス
３０％で深絞りを行って耳率（％）を測定した。また実
際のＤＩ成形を行って、連続成形性およびＤＩ缶の外観
を観察し、ゴーリング（縦疵）による缶切れが発生した
場合に連続成形の欄を×印、カップリューダースマーク
が発生してＤＩ成形時に１万缶に１缶以上缶切れを起こ
したものを△印、１万缶以上連続成形しても缶切れを起
こさなかったものを○印とした。また外観の観察で缶側
壁の圧延目に沿ったフローライン状の外観欠陥および黒
筋焼付き等の外観欠陥のない場合に○印を、外観欠陥が
存在する場合に×印をＤＩ缶外観の欄に付した。その結
果を表３に示す。

【００３４】

【表３】

【００３５】表３に示されるように、本発明例のＮｏ
２，３，５の場合は、いずれもＤＩ成形時における深絞
り耳率は２〜３％と低く良好な値を示している。また、
塗装焼付処理時の強度の低下は少なく耐力も２７８Ｎ／
ｍｍ² 以上と強く、さらにＤＩ成形性が良好で外観不良
も発生していない。１段目の焼鈍後に一旦冷却したもの
（Ｎｏ２）も、冷却せずに連続して２段目の焼鈍を行っ
たもの（Ｎｏ３）もいずれも同等の性能を示している。
またＭｇ量を少なくしＺｎのかわりにＣｒを添加した合
金Ｂを用いたもの（Ｎｏ５）でも、到達温度を適宜選定
することによりＮｏ２，３に比べて耳率はやや高いもの
の伸びが５％と良好であり、他の性能もほぼ同等の性能
を得ることができる。これに対しＮｏ１は、合金Ａを用
いて従来通りの１段階の焼鈍を施した従来例であり、塗
装焼付処理時の強度ならびにＤＩ成形性は良いものの耳
率が４％と大きくなってしまっている。またＮｏ４は、
Ｎｏ５と同じ合金Ｂを用いて従来通りの１段階の焼鈍を
施したものであり、この場合も耳率が高くなってしまっ
ている。さらにＮｏ６は、Ｎｏ５に対して１段目の焼鈍
の到達温度が本発明の範囲より低い比較例であり、耳率
が５％とかなり悪くなっている。Ｎｏ７は、Ｎｏ６とは
逆に１段目の焼鈍の到達温度が高い比較例であり、この
場合も耳率が悪くなっている。Ｎｏ８は、２段目の焼鈍
がバッチ焼鈍である比較例であり、この場合は中間焼鈍
の２段目の焼鈍において高温に曝される時間が長いた
め、ＤＩ缶外観に劣り、また中間焼鈍後の冷却が徐冷と
なって溶体化効果が充分に得られず、元板強度を高くせ
ざるを得ず、それでも塗装焼付け後の強度は耐力が２７
０Ｎ／ｍｍ² と低い値になっている。Ｎｏ９は、１段目
の焼鈍がバッチ焼鈍であり２段目は発明例と同じ条件の
焼鈍を行った比較例であり、元板の強度は低めで成形性
は良好であるが、耳率が６％と極めて悪いものとなって
いる。Ｎｏ１０は、Ｍｎ量が少ないかわりにＭｇ量の多
い合金Ｃを用いたものであり、元板強度が高すぎ、また
Ｆｅ，Ｍｎ系晶出物が少なかったためと思われるがゴー
リングによる缶切れが発生してＤＩ缶の連続成形ができ
なかった。そして、耳率も４％と悪く、塗装焼付け後の
強度も耐力で２７０Ｎ／ｍｍ² とＤＩ缶胴材に適さない
性能となっている。

【００３６】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明のＤＩ缶用
アルミニウム合金板の製造方法によれば、合金成分組成
を適切に選定するとともに、中間焼鈍条件を適切に設定
することによって、中間焼鈍工程において、深絞り耳率
の低減に有効な方位の再結晶粒を優先的に成長させると
ともに、塗装焼付処理時における時効硬化に寄与する元
素を固溶させる溶体化効果をもたらすことができる。そ
の結果ＤＩ成形時における深絞り耳を低減して、材料歩
留りを向上させることができると同時に、塗装焼付処理
時における時効硬化を利用して塗装焼付処理前後の強度
低下を少なくすることができ、そのため必要な缶胴強度
を得るためにＤＩ成形前の元板の強度をさほど高めてお
く必要がないことからＤＩ成形性も良好となり、さらに
は冷間圧延率を高めても深絞り耳率を低く抑えることが
できるため、最終冷間圧延率を高めることによりＤＩ成
形におけるしごき加工での圧下率の増分を相対的に少な
くし、これによってＤＩ成形後の缶胴フランジ部のネッ
キング加工、フランジング加工、シーミング加工におけ
る成形性も良好とすることができる。以上のように本発
明の方法によれば、ＤＩ缶として必要な高強度を有する
とともに、ＤＩ成形時における深絞り耳率が低く、かつ
ＤＩ成形時における成形性と、その後のフランジング加
工、ネッキング加工、シーミング加工における成形性と
の両者を良好にすることができるなど、顕著な効果を得
ることができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８６ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８６Ｚ ６９１ ６９１Ａ ６９１Ｂ ６９３ ６９３Ａ ６９３Ｂ

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇ：０．５〜２．０％（重量％、以下
   同じ）、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．
   ７％を含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２％を単独
   でもしくはＢ：０．０００１〜０．０５％と組合せて含
   有し、さらにＳｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０
   ５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｎ：０．
   １〜０．５％のうちの１種または２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
   金を鋳造した後、その鋳塊を常法に従って均熱、熱間圧
   延および必要に応じて冷間圧延を施した後、中間焼鈍と
   して、到達温度Ｔ１が３００℃以上４００℃以下の範囲
   内で、焼鈍開始温度から（Ｔ１−１５℃）の間の平均昇
   温速度が３℃／ｓ以上で、しかも（Ｔ１−１５℃）から
   Ｔ１までの温度範囲に５秒以上保持する１段目の焼鈍を
   施し、該１段目の焼鈍に引続いてもしくは一旦１℃／ｓ
   以上の冷却速度で１５０℃以下に冷却した後、到達温度
   Ｔ２が４００℃以上６００℃以下の範囲内で、Ｔ２の温
   度に到達後直ちにまたは４００℃を超える範囲の温度に
   曝される時間が１０分以内となるように保持した後、１
   ℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する２段目の焼鈍を行な
   い、その後圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、かつ該
   冷間圧延後における表面ミクロ組織が、圧延方向に対し
   て直角方向の最大結晶粒の短径が２５〜６０μｍである
   ことを特徴とする強度、成形性に優れ耳率の低い成形用
   アルミニウム合金板の製造方法。