JP3550259B2 - 高速しごき成形性の優れたｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高速しごき成形性に優れ、薄肉化された２ピースアルミニウムＤＩ缶胴として好適なＤＩ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム合金板に深絞り成形としごき成形を順次施して缶胴とする２ピースアルミニウムＤＩ缶胴はビールや炭酸飲料などの容器として従来から広く用いられている。このような用途の缶胴材としては、ＪＩＳ−３００４アルミニウム合金硬質板が良好な成形性と強度を有するためもっぱら使用されている。
このＪＩＳ−３００４アルミニウム合金板は、鋳造、面削、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延という一連の工程で製造される。さらに必要に応じ、冷間圧延の後で仕上げ焼鈍、脱脂洗浄、カッピング用潤滑油塗布が施される。また強度調整のため、冷間圧延に先立ちまたは冷間圧延の途中に、中間焼鈍が施されるのが通例である。
アルミニウムＤＩ缶胴の成形工程は、０．２８〜０．３７ｍｍ程度の厚さの前記ＪＩＳ−３００４アルミニウム合金硬質板をＤＩ成形（カッピング成形⇒リドロー成形⇒３段連続のしごき成形）してストレート缶（この缶の側壁部の厚さは約１００〜１１０μｍ、後にネッキングとフランジ成形を受ける側壁先端部分の厚さは約１５０〜１８０μｍとやや厚く設定されている）を得、その後、トリミング（縁切り）、脱脂洗浄、化成処理、内外面塗装、焼き付け加熱を順次施した後、ネッキング成形して開口部の径を縮小し、最後に缶蓋との巻き締めをし易くするためのフランジ成形（口拡げ成形）を行う。その後、飲料などの内容物を充填した後、エンド（蓋）を二重巻き締め加工をして密閉する。
【０００３】
しかるに近年、生産性向上を目的として製缶速度の高速化が進み、ＤＩ成形機（ボディメーカー）の製缶速度は従来２００〜２５０缶／分だったものが現在では３５０〜４００缶／分程度が普通となり、さらに近年５００缶／分という高速ボディメーカーも開発され、今後もさらに高速化が進む動向にある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このようにＤＩ成形速度が大きくなると「破胴」と称する缶のしごき割れの発生率が増加するという問題があることが判明した。例えば発明者の経験によると、ＤＩ成形速度が２００缶／分程度では破胴発生率は５ＰＰＭ（即ち２０万缶に１缶の破胴発生）以下であったが、これを３５０缶／分に高速化すると破胴発生率は５０ＰＰＭ（２万缶に１缶の破胴発生）程度に急増し、約１時間に１回の頻度で破胴が発生した。この破胴が発生すると製缶ラインが停止し、千切れたアルミ片の除去や金型の調整のために数十分間のライン停止を余儀なくされ、生産性の低下が甚だしい。このため高速製缶しても破胴発生率の低い、高速しごき成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板が望まれていた。
【０００５】
このようなことから、本発明者らは鋭意検討を行い、固溶Ｓｉ量と引張り強さと耳率を特定の範囲に規制したアルミニウム合金板は、高速しごき成形性が優れることを見出し、さらに検討を進めて本発明を完成するに至った。
本発明は、高速製缶しても破胴発生率の低い、高速しごき成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明（請求項１記載の発明）は、Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、固溶Ｓｉ量が１０〜１００ＰＰＭ、引張り強さが２６０〜３１０Ｎ／ｍｍ2 、耳率が２％以下であることを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板である。
また、本発明（請求項２記載の発明）は、Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、さらにＣｕ、Ｃｒ、Ｚｎのうち１〜３種をそれぞれ０．３ｗｔ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、固溶Ｓｉ量が１０〜１００ＰＰＭ、引張り強さが２６０〜３１０Ｎ／ｍｍ2 、耳率が２％以下であることを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板である。
【０００７】
また、本発明（請求項３記載の発明）は、Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に５６０〜６３０℃で３時間以上、続いて４００〜５３０℃で１時間以上の２段均質化処理を施した後、開始温度を４００〜５５０℃にして熱間粗圧延を行い、続いて熱間仕上圧延を、３スタンド以上のタンデム圧延機を使用し、開始温度を３００〜４００℃、圧下率を８０％以上、最終パスの圧延速度を２５０〜４００メートル／分、コイル巻取り温度を３００〜３３０℃にして行い、コイル巻取り後少なくとも２５０℃に達するまでの冷却を７０℃／時間以下の速度で徐冷して完全に再結晶させ、続いて３５０〜４００℃に加熱後１００℃まで６０℃／分以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施し、さらに圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、その後必要に応じ１３０℃以下で仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法である。
また、本発明（請求項４記載の発明）は、Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、さらにＣｕ、Ｃｒ、Ｚｎのうち１〜３種をそれぞれ０．３ｗｔ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に５６０〜６３０℃で３時間以上、続いて４００〜５３０℃で１時間以上の２段均質化処理を施した後、開始温度を４００〜５５０℃にして熱間粗圧延を行い、続いて熱間仕上圧延を、３スタンド以上のタンデム圧延機を使用し、開始温度を３００〜４００℃、圧下率を８０％以上、最終パスの圧延速度を２５０〜４００メートル／分、コイル巻取り温度を３００〜３３０℃にして行い、コイル巻取り後少なくとも２５０℃に達するまでの冷却を７０℃／時間以下の速度で徐冷して完全に再結晶させ、続いて３５０〜４００℃に加熱後１００℃まで６０℃／分以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施し、さらに圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、その後必要に応じ１３０℃以下で仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の合金組成について詳細に説明する。
Ｍｇはアルミニウム合金板に強度を付与し缶胴としての耐圧強度を確保するために添加する。添加量が０．７ｗｔ％未満では強度が不十分で、缶とした場合の耐圧強度が不足する。また添加量が１．３ｗｔ％を超えるとアルミニウム合金板の強度が高すぎるためとＤＩ成形時に加工硬化し易くなるために、高速製缶での破胴の発生頻度が増加する。Ｍｇの最適添加量は、他元素の添加量や製造条件によりやや変化するが、耐圧強度としごき成形性のバランスの良好な範囲は０．８〜１．２ｗｔ％、さらに望ましくは０．８５〜１．１５ｗｔ％の範囲である。
【０００９】
Ｍｎは耐圧強度を向上させるとともに、しごき成形性を向上させるために添加する。ＤＩ成形においてはエマルジョン型またはソルブル型の潤滑材が通常使用されるが、Ｍｎ添加量が少ない場合はこれだけでは潤滑性が不十分であり、アルミニウム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り傷や焼き付きが発生する。
Ｍｎはα−Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）４Ｓｉ 、Ａｌ６Ｍｎ 、Ａｌ６（ＦｅＭｎ） などの金属間化合物（晶出化合物）を形成し、この晶出化合物が固体潤滑作用を有しビルトアップの発生を抑制するため、上記のゴーリング等の発生を防ぐ効果がある。またＭｎはα−Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）４Ｓｉ を形成し、高速しごき成形での破胴を抑制する効果を有する。
Ｍｎ添加量が０．８ｗｔ％未満ではしごき成形性が不十分であるとともに耐圧強度も不足する。Ｍｎ添加量が１．３ｗｔ％を超えるとしごき成形性および耐圧強度向上効果が飽和する上、後述のＦｅと結合してＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大な初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するため成形時に割れやピンホールが発生する危険が増大する。Ｍｎの最適添加量の範囲は０．９〜１．１ｗｔ％の範囲である。
【００１０】
Ｆｅは前記Ｍｎの晶出化合物の生成を促進するとともにその分布状態を均一化し、ＤＩ成形中のゴーリング等の発生を防止するために添加する。Ｆｅ添加量が０．３ｗｔ％未満では効果が不十分であり、０．７ｗｔ％を超えると前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大初晶化合物が発生し易くなりピンホール等の原因になるとともに耳率が増加する。Ｆｅの最適添加量の範囲は０．３５〜０．４５ｗｔ％である。
【００１１】
ＳｉはＭｎと結合し固体潤滑作用を有するα−Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）４Ｓｉ 金属間化合物を形成し、ＤＩ成形時のビルトアップの発生を抑制し、ゴーリング等の発生を防ぐ効果があるとともに高速しごき成形における破胴の発生を抑制する効果を有する。Ｓｉ添加量が０．１ｗｔ％未満ではゴーリング防止効果が不足し、０．５ｗｔ％を超えると脆いＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が多くなり、高速製缶した場合に破胴の発生頻度が増加する。Ｓｉの最適添加量の範囲は０．１４〜０．３５ｗｔ％である。
【００１２】
Ｔｉ、またはＴｉおよびＢは鋳塊組織を均一微細化するために添加する。Ｔｉが０．００５ｗｔ％未満では鋳塊組織の均一微細化効果が得られず、また０．０５ｗｔ％を超えるとＡｌ−Ｔｉ系の巨大初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するため成形時に割れやピンホールが発生する危険性が増大する。ＢはＴｉと共存させるとＴｉの鋳塊結晶粒の均一微細化効果を助長する効果がある。Ｂが０．０００１ｗｔ％未満ではその効果が無く、０．０１ｗｔ％を超えるとＴｉ−Ｂ系の巨大初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するため成形時に割れやピンホールが発生する危険が増大する。Ｔｉは０．０１〜０．０３ｗｔ％、Ｂは０．０００２〜０．００１ｗｔ％の範囲で同時に含有させるのが望ましい。
【００１３】
ＣｕまたはＣｒまたはＺｎは耐圧強度を向上させるので必要に応じて（例えばサイダーなどの高圧炭酸飲料缶用とする場合など）各々０．３ｗｔ％までは添加しても良い。添加量が０．３ｗｔ％を超えるとアルミニウム合金板の強度が高くなりすぎ、高速製缶での破胴率が増加する。
【００１４】
その他の不可避不純物についてはＪＩＳ３００４合金に規定される範囲内であれば特に問題は無い。
【００１５】
次にアルミニウム合金板の固溶Ｓｉ量の限定理由について述べる。固溶Ｓｉは３段のしごき成形中のアルミ材料の回復を抑制する効果を有し、高速製缶での破胴を抑制する効果がある。高速製缶した場合は初段しごき後の材料の発熱が著しく、瞬間的に１５０〜２００℃にも達する。この時固溶Ｓｉ量が１０ＰＰＭ未満と少ない場合は初段しごき加工を受けた缶の側壁が回復・軟化し、このため２段目のしごき加工において加工硬化し易く、従って２段目のしごき加工後の缶壁の硬さが大きくなり、３段目の最終しごき加工において割れ（破胴）が発生し易くなる。逆に固溶Ｓｉが多すぎる場合はアルミニウム合金板の強度が高すぎ、やはり破胴率が増加する。望ましい固溶Ｓｉ量の範囲は２０〜８０ＰＰＭ、最適範囲は４０〜６０ＰＰＭである。
【００１６】
次にアルミニウム合金板の引張り強さの限定理由について述べる。引張り強さが大きいと２段目のしごき加工後の缶壁の硬さが大きくなり、３段目の最終しごき加工において割れ（破胴）が発生し易くなる。このためアルミニウム合金板の引張り強さは高速製缶する場合は３１０Ｎ／ｍｍ２ 以下であることが必要である。但し、引張り強さが２６０Ｎ／ｍｍ２ 未満では缶として必要な耐圧強度を得ることができない。望ましい引張り強さの範囲は２７０〜３００Ｎ／ｍｍ２ 、さらに望ましくは２８０〜２９０Ｎ／ｍｍ２ である。
【００１７】
次にアルミニウム合金板の耳率の限定理由について述べる。耳率が大きいとしごき加工に先立って行われるカッピング加工およびリドロー加工において側壁に偏肉が生じ、圧延方向およびそれと直角方向において側壁の厚さが数μｍ厚くなる。これを次工程のしごき加工において均一な厚さにしごく訳であるが、偏肉の部分では過大な変形抵抗が発生しこの抵抗がしごき中の薄い側壁に引張り応力としてかかるため破胴が発生し易い。高速製缶においては特にこの引張り応力が増大するため、耳率は２％以下、望ましくは１．５％以下に規制する必要がある。
【００１８】
次に本発明における製造条件について説明する。
前記合金組成を有するアルミニウム合金を常法によりＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳造する。
次いで前記鋳塊に対し、必要に応じ面削後、Ｍｎなどの添加元素のミクロ的偏析を拡散・消滅させ固溶原子の分布を均一化し耳率と破胴率を低下させるために、均質化処理を施す。本発明においては耳率を２％以下に制限するために、特に２段の均質化処理を施す。第１段の均質化処理温度が５６０℃未満、あるいは保持温度が３時間未満では冷間圧延材の耳率が大きく破胴率が高い。一方、均質化処理温度が６３０℃を超えると、鋳塊表面に膨れが発生したり鋳塊が溶融するなどの問題が生じ、また晶出化合物が粗大化するため製缶時にピンホールが発生する危険がある。第１段の均質化処理条件は５９０〜６２０℃の温度で６〜１２時間の保持をするのが生産性と効果を考慮した上で最も好ましい。続いて第２段の均質化処理を施すが、これは第１段で均一に固溶させたＭｎを、晶出物とＡｌマトリクスの界面に析出させ、耳率を低下させるために施す。この第２段の均質化処理を施さずに熱間圧延した場合は、熱間粗圧延中にＭｎがＡｌマトリクス中に微細に析出し耳率低減に有利な立方体方位の再結晶粒の熱間仕上げ圧延工程での形成を妨害するため、冷間圧延材の耳率が大きく破胴率も高くなる。この第２段の均質化処理は、第１段の均質化処理が終了した後一旦室温まで冷却した後で施しても、或いは第１段の均質化処理が終了した後そのまま続けて施してもよい。第２段の均質化処理の温度が５３０℃を超えるか、あるいは保持温度が１時間未満では耳率低減効果が不十分であり、第２段の均質化処理の温度が４００℃未満では鋳塊温度が低すぎるため熱間変形抵抗が増大し熱間圧延が困難となる。
【００１９】
次いで上記の均質化処理の終了した鋳塊に対し熱間粗圧延を行う。熱間粗圧延は常法により、リバース式の熱間粗圧延機により行うが、その開始温度は４００〜５５０℃の範囲で行う。熱間粗圧延開始温度が４００℃未満では熱間変形抵抗性が大きく、熱間粗圧延が困難である。また熱間粗圧延開始温度が５５０℃を超えると、表面のはがれや焼き付きなどが多く表面品質が低下する。圧延開始温度の好ましい範囲は４２０〜４５０℃である。
【００２０】
次いで熱間粗圧延終了後、３スタンド以上（好ましくは４〜５スタンド）のタンデム圧延機を使用し、熱間仕上げ圧延を施すが、その開始温度を３００〜４００℃、トータルの圧下率を８５％以上、最終パスの圧延速度を２５０〜４００メートル／分、コイル巻き取り温度が３００〜３３０℃となるように圧延する。タンデム圧延機のスタンド数が２以下では熱間圧延による立方体方位の再結晶粒の発達が不十分であり冷間圧延板の耳率が高く高速製缶での破胴率も高い。熱間仕上げ圧延の開始温度が３００℃未満ではエッジ割れのため熱間圧延が困難であり、４００℃を超えると冷間圧延板の耳率が高いため破胴率が高い。またトータルの圧下率（仕上げ圧延開始⇒終了の板厚で定義）が８５％未満か、最終パスの圧延速度が２５０メートル／分未満か、コイル巻き取り温度が３００℃未満では、熱間圧延による立方体方位の再結晶粒の発達が不十分であり、冷間圧延板の耳率が高く高速製缶での破胴率も高い。また最終パスの圧延速度が４００メートル／分を超えるか、コイル巻き取り温度が３３０℃を超えると表面品質が悪化する。
【００２１】
熱間仕上げ圧延を終了した後、巻き取られた熱延コイルは、少なくとも２５０℃に達するまでは７０℃／時間以下の冷却速度で徐冷する。これは熱延コイルの全長・全巾において完全に再結晶を完了させ、冷間圧延板の耳率と破胴率を低く押さえるため必要である。２５０℃までの冷却速度が７０℃／時間を超えると部分的に非再結晶組織が残存し、耳率と破胴率が高い箇所が残る。また２５０℃以下ならばもはやそれ以上の再結晶は進行しないので冷却速度は特に規制する必要がない。なおこの冷却方法についてであるが、大型のコイルであれば熱容量が大きいため自然放冷しても本発明条件に入るが、小型のコイルの場合熱容量が小さく冷え易いので炉中冷却、或いは断熱材を被覆するなどの手段をとればよい。
【００２２】
次いで高速製缶での破胴率を改善するために、熱間圧延中、およびその後の冷却中に析出した微細な Ｍｇ２Ｓｉ析出物を固溶させて必要量の固溶Ｓｉを確保するための溶体化熱処理を行う。溶体化熱処理の温度が３５０℃未満では固溶Ｓｉ量が不足、４００℃を超えると冷間圧延板の強度が高すぎいずれも高速製缶での破胴率が高くなる。この溶体化処理は連続焼鈍炉で行うのが効率的であり、材料温度が３５０〜４００℃に達した時点でＳｉは固溶するので保持は特に必要ではなく、材料温度が所要温度に達したら直ちに冷却しても良い。なお保持しても良いが、その場合は生産性を考慮すると概ね１０分以内の保持が望ましい。但し、冷却速度は１００℃までは、６０℃／分以上とすることが必要である。これは冷却中に再び Ｍｇ２Ｓｉが析出し固溶Ｓｉ量が減ずるのを防止するためであり、強制空冷、ミスト冷却、水冷などの手段で冷却すればよい。１００℃までの冷却速度が６０℃／分未満では、冷却中に再び Ｍｇ２Ｓｉが析出し固溶Ｓｉ量が減じて高速製缶での破胴率が大きくなる。１００℃まで冷却してしまえば、より低温での析出は殆ど起こらないと考えてよいので、１００℃以下での冷却速度は特に制限しなくともよい。
【００２３】
次いで常法により製品板厚まで最終冷間圧延を行う。この冷間圧延は缶胴として必要な耐圧強度を付与するために行う。最終冷間圧延率は６０〜９０％の範囲で１パスまたは複数のパスにより実施すれば良い。最終冷間圧延率が６０％未満では耐圧強度が不足し、９０％を超えると強度が高すぎ、破胴率が増加する。
【００２４】
さらに最終冷間圧延後に必要に応じ仕上げ焼鈍を施す。この仕上げ焼鈍を実施する目的は、最終冷間圧延した素板の伸びが小さい場合に素板に適度な延性を付与しカップ底のしわやカップ割れの発生を防止するためである。但し仕上げ焼鈍を施す場合はその温度は１３０℃以下とする必要がある。仕上げ焼鈍温度が１３０℃を超えるとＤＩ成形時に加工硬化し易くなり、破胴の発生頻度が増加する。仕上げ焼鈍を施す場合の望ましい条件は１００〜１２０℃で１〜５時間である。
【００２５】
さらに、必要に応じ、上記の最終冷間圧延合金板または最終冷間圧延後に仕上げ焼鈍を施した合金板に対し常法により洗浄、矯正、カッピング用潤滑油塗布を施す。これは当業者においては通常実施している仕上げ処理である。
以上に説明した製造方法によるアルミニウム合金板は高速しごき成形性が優れるため、特に高速製缶用のＤＩ缶胴用材料として非常に好適である。
【００２６】
【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）
本発明の実施例として表１に示すＮｏ． Ａ〜Ｆの組成の各種アルミニウム合金を、また比較例としてＧ〜Ｐの組成の各種アルミニウム合金を常法により溶解鋳造し、面削後、６１５℃で８時間の第１段均質化処理を施した後、５００℃で２時間の第２段均質化処理を施した。次いでリバース式の熱間粗圧延機により開始温度４３０℃で厚さ４９０ｍｍから２５ｍｍまで熱間粗圧延した。続いて４タンデム式の熱間仕上げ圧延機により開始温度３５０℃、終了板厚２ｍｍ（圧下率９２％）、最終パスでの圧延速度３００メートル／分、コイル巻き取り温度３１０℃で熱間仕上げ圧延した。その後２５０℃までに達する冷却速度が２０℃／時間になるように放冷し、その後室温に達するまではファン空冷した。次いで連続焼鈍炉を使用し、３８０℃に達するまで７５０℃／分の加熱速度で加熱し、ただちに冷却した。この時、１００℃に達するまでの冷却速度は５５０℃／分であった。その後、最終冷延を０．３０ｍｍまで施し（最終冷延率８５％、冷延パス数は３回）、最後に常法により洗浄、矯正、カッピング用潤滑油の塗布を施し、ＤＩ缶胴用アルミニウム合金板とした。
【００２７】
このようにして得られたアルミニウム合金板に対し、引張り試験によりベーク相当処理（２０５℃×２０分）前後の強度を測定し、カップ耳率を測定し、また製缶ラインにて３５０ｍｌ容量のＤＩ缶胴（側壁板厚１０５μｍ、最終第３しごき率４０％）に製缶速度２００缶／分と４００缶／分の２通りの製缶速度で各１００万缶を加工し、しごき割れの発生率を評価した。また製缶した缶の２０５℃×２０分のベーク処理後の耐圧強度を水圧負荷法にて測定した。また熱フェノールにアルミニウム合金板を溶解し、固化防止のためベンジルアルコールを加えた後、ポアサイズ０．１μｍのメンブランフィルターで濾過した後、濾液をＩＣＰ分析装置で分析し、Ｓｉ固溶量を測定した。また従来アルミニウム合金板としてＮｏ． Ｑ（熱延⇒冷延⇒ＣＡＬ焼鈍⇒冷延工程によるもの）とＮｏ． Ｒ（熱延⇒バッチ焼鈍⇒冷延工程によるもの）とＮｏ． Ｓ（熱延⇒ＣＡＬ焼鈍⇒冷延工程によるもの）を同時に製缶し比較した。以上の結果を表２に示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
表２から明らかなように、本発明組成であるＮｏ． Ａ〜Ｆは製缶速度２００缶／分と４００缶／分のいずれの条件においても破胴の発生率は２ＰＰＭ以下と低く、製缶上も何の問題もない。これに対し、Ｍｇ量の少ないＮｏ． Ｇはベーク後強度が低く従って耐圧強度が低く、Ｍｎ量の少ないＮｏ． Ｈ、およびＦｅ、Ｓｉ量の少ないＮｏ． Ｉはゴーリングが発生し金型が焼き付いたため連続した製缶が不可能であった。またＴｉ、Ｂの無添加のＮｏ． Ｊは鋳塊組織が粗く、缶にした時に肌荒れ状の外観不良が発生した。またＭｇ量の多いＮｏ． Ｋは破胴率が高く、Ｍｎ量の多いＮｏ． Ｌはピンホールが発生し、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂの多いＮｏ． Ｍ、Ｎは破胴率が高くピンホールが発生した。またＣｕ、Ｃｒ、Ｚｎの多いＮｏ． Ｏ、Ｐは破胴率が高い。さらに従来材Ｎｏ． Ｑ、Ｒ、Ｓは、組成は本発明範囲内ではあるが、固溶Ｓｉ量、耳率、引張り強さのいずれかが外れ、４００缶／分で高速製缶した時の破胴率が高い。
【００３１】
（実施例２）
実施例１のＮｏ． Ｄのアルミニウム合金を、常法により溶解鋳造し、面削後、均質化処理を施し、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍を施した。その詳細な条件を表３に示す。
【００３２】
このようにして得たアルミニウム合金板を実施例１と同様に評価した。その結果を表４に示す。
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】
表４から明らかなように、本発明工程によるＮｏ． １〜８はいずれも固溶Ｓｉ量、引張り強さ、耳率が所定範囲内であり、高速製缶した時の破胴率が低く、製缶上の問題点もない。これに対し、均質化処理条件の外れるＮｏ． ９、１０、１１、１２は耳率が高く破胴率が高い。また熱間粗圧延と熱間仕上げ圧延開始温度の高いＮｏ． １３は缶の表面品質が劣り耳率も高く高速製缶での破胴率が高い。熱間仕上げ圧延を２スタンドで実施したＮｏ． １４は耳率が高く破胴率が高い。熱間仕上げ圧延条件の外れるＮｏ． １５、１６、熱間圧延後の冷却の速いＮｏ． １７は耳率が高く破胴率が高い。溶体化熱処理の無いＮｏ． １８と溶体化熱処理温度の低いＮｏ． １９はＳｉ固溶量が低く高速での破胴率が高い。また溶体化熱処理温度の高いＮｏ． ２０、２１はＳｉ固溶量が高すぎ、やはり高速での破胴率が高い。溶体化熱処理後の冷却の遅いＮｏ． ２２はＳｉ固溶量が低く高速での破胴率が高い。最終冷延率の低いＮｏ． ２３は耐圧強度が不足し、逆に最終冷延率が高すぎるＮｏ． ２４、２５は引張り強さが高すぎ破胴率が高い。仕上げ焼鈍温度の高いＮｏ． ２６も破胴率が高い。
【００３６】
【発明の効果】
以上に詳細に説明したように、本発明の製造方法によれば、高速製缶しても破胴発生率の低い、高速しごき成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板が得られ、缶の生産性を向上できるので工業上顕著な効果を奏する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高速しごき成形性に優れ、薄肉化された２ピースアルミニウムＤＩ缶胴として好適なＤＩ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム合金板に深絞り成形としごき成形を順次施して缶胴とする２ピースアルミニウムＤＩ缶胴はビールや炭酸飲料などの容器として従来から広く用いられている。このような用途の缶胴材としては、ＪＩＳ−３００４アルミニウム合金硬質板が良好な成形性と強度を有するためもっぱら使用されている。
このＪＩＳ−３００４アルミニウム合金板は、鋳造、面削、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延という一連の工程で製造される。さらに必要に応じ、冷間圧延の後で仕上げ焼鈍、脱脂洗浄、カッピング用潤滑油塗布が施される。また強度調整のため、冷間圧延に先立ちまたは冷間圧延の途中に、中間焼鈍が施されるのが通例である。
アルミニウムＤＩ缶胴の成形工程は、０．２８〜０．３７ｍｍ程度の厚さの前記ＪＩＳ−３００４アルミニウム合金硬質板をＤＩ成形（カッピング成形⇒リドロー成形⇒３段連続のしごき成形）してストレート缶（この缶の側壁部の厚さは約１００〜１１０μｍ、後にネッキングとフランジ成形を受ける側壁先端部分の厚さは約１５０〜１８０μｍとやや厚く設定されている）を得、その後、トリミング（縁切り）、脱脂洗浄、化成処理、内外面塗装、焼き付け加熱を順次施した後、ネッキング成形して開口部の径を縮小し、最後に缶蓋との巻き締めをし易くするためのフランジ成形（口拡げ成形）を行う。その後、飲料などの内容物を充填した後、エンド（蓋）を二重巻き締め加工をして密閉する。
【０００３】
しかるに近年、生産性向上を目的として製缶速度の高速化が進み、ＤＩ成形機（ボディメーカー）の製缶速度は従来２００〜２５０缶／分だったものが現在では３５０〜４００缶／分程度が普通となり、さらに近年５００缶／分という高速ボディメーカーも開発され、今後もさらに高速化が進む動向にある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このようにＤＩ成形速度が大きくなると「破胴」と称する缶のしごき割れの発生率が増加するという問題があることが判明した。例えば発明者の経験によると、ＤＩ成形速度が２００缶／分程度では破胴発生率は５ＰＰＭ（即ち２０万缶に１缶の破胴発生）以下であったが、これを３５０缶／分に高速化すると破胴発生率は５０ＰＰＭ（２万缶に１缶の破胴発生）程度に急増し、約１時間に１回の頻度で破胴が発生した。この破胴が発生すると製缶ラインが停止し、千切れたアルミ片の除去や金型の調整のために数十分間のライン停止を余儀なくされ、生産性の低下が甚だしい。このため高速製缶しても破胴発生率の低い、高速しごき成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板が望まれていた。
【０００５】
このようなことから、本発明者らは鋭意検討を行い、固溶Ｓｉ量と引張り強さと耳率を特定の範囲に規制したアルミニウム合金板は、高速しごき成形性が優れることを見出し、さらに検討を進めて本発明を完成するに至った。
本発明は、高速製缶しても破胴発生率の低い、高速しごき成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明（請求項１記載の発明）は、Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、固溶Ｓｉ量が１０〜１００ＰＰＭ、引張り強さが２６０〜３１０Ｎ／ｍｍ2 、耳率が２％以下であることを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板である。
また、本発明（請求項２記載の発明）は、Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、さらにＣｕ、Ｃｒ、Ｚｎのうち１〜３種をそれぞれ０．３ｗｔ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、固溶Ｓｉ量が１０〜１００ＰＰＭ、引張り強さが２６０〜３１０Ｎ／ｍｍ2 、耳率が２％以下であることを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板である。
【０００７】
また、本発明（請求項３記載の発明）は、Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に５６０〜６３０℃で３時間以上、続いて４００〜５３０℃で１時間以上の２段均質化処理を施した後、開始温度を４００〜５５０℃にして熱間粗圧延を行い、続いて熱間仕上圧延を、３スタンド以上のタンデム圧延機を使用し、開始温度を３００〜４００℃、圧下率を８０％以上、最終パスの圧延速度を２５０〜４００メートル／分、コイル巻取り温度を３００〜３３０℃にして行い、コイル巻取り後少なくとも２５０℃に達するまでの冷却を７０℃／時間以下の速度で徐冷して完全に再結晶させ、続いて３５０〜４００℃に加熱後１００℃まで６０℃／分以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施し、さらに圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、その後必要に応じ１３０℃以下で仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法である。
また、本発明（請求項４記載の発明）は、Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、さらにＣｕ、Ｃｒ、Ｚｎのうち１〜３種をそれぞれ０．３ｗｔ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に５６０〜６３０℃で３時間以上、続いて４００〜５３０℃で１時間以上の２段均質化処理を施した後、開始温度を４００〜５５０℃にして熱間粗圧延を行い、続いて熱間仕上圧延を、３スタンド以上のタンデム圧延機を使用し、開始温度を３００〜４００℃、圧下率を８０％以上、最終パスの圧延速度を２５０〜４００メートル／分、コイル巻取り温度を３００〜３３０℃にして行い、コイル巻取り後少なくとも２５０℃に達するまでの冷却を７０℃／時間以下の速度で徐冷して完全に再結晶させ、続いて３５０〜４００℃に加熱後１００℃まで６０℃／分以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施し、さらに圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、その後必要に応じ１３０℃以下で仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の合金組成について詳細に説明する。
Ｍｇはアルミニウム合金板に強度を付与し缶胴としての耐圧強度を確保するために添加する。添加量が０．７ｗｔ％未満では強度が不十分で、缶とした場合の耐圧強度が不足する。また添加量が１．３ｗｔ％を超えるとアルミニウム合金板の強度が高すぎるためとＤＩ成形時に加工硬化し易くなるために、高速製缶での破胴の発生頻度が増加する。Ｍｇの最適添加量は、他元素の添加量や製造条件によりやや変化するが、耐圧強度としごき成形性のバランスの良好な範囲は０．８〜１．２ｗｔ％、さらに望ましくは０．８５〜１．１５ｗｔ％の範囲である。
【０００９】
Ｍｎは耐圧強度を向上させるとともに、しごき成形性を向上させるために添加する。ＤＩ成形においてはエマルジョン型またはソルブル型の潤滑材が通常使用されるが、Ｍｎ添加量が少ない場合はこれだけでは潤滑性が不十分であり、アルミニウム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り傷や焼き付きが発生する。
Ｍｎはα−Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）４Ｓｉ 、Ａｌ６Ｍｎ 、Ａｌ６（ＦｅＭｎ） などの金属間化合物（晶出化合物）を形成し、この晶出化合物が固体潤滑作用を有しビルトアップの発生を抑制するため、上記のゴーリング等の発生を防ぐ効果がある。またＭｎはα−Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）４Ｓｉ を形成し、高速しごき成形での破胴を抑制する効果を有する。
Ｍｎ添加量が０．８ｗｔ％未満ではしごき成形性が不十分であるとともに耐圧強度も不足する。Ｍｎ添加量が１．３ｗｔ％を超えるとしごき成形性および耐圧強度向上効果が飽和する上、後述のＦｅと結合してＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大な初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するため成形時に割れやピンホールが発生する危険が増大する。Ｍｎの最適添加量の範囲は０．９〜１．１ｗｔ％の範囲である。
【００１０】
Ｆｅは前記Ｍｎの晶出化合物の生成を促進するとともにその分布状態を均一化し、ＤＩ成形中のゴーリング等の発生を防止するために添加する。Ｆｅ添加量が０．３ｗｔ％未満では効果が不十分であり、０．７ｗｔ％を超えると前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大初晶化合物が発生し易くなりピンホール等の原因になるとともに耳率が増加する。Ｆｅの最適添加量の範囲は０．３５〜０．４５ｗｔ％である。
【００１１】
ＳｉはＭｎと結合し固体潤滑作用を有するα−Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）４Ｓｉ 金属間化合物を形成し、ＤＩ成形時のビルトアップの発生を抑制し、ゴーリング等の発生を防ぐ効果があるとともに高速しごき成形における破胴の発生を抑制する効果を有する。Ｓｉ添加量が０．１ｗｔ％未満ではゴーリング防止効果が不足し、０．５ｗｔ％を超えると脆いＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が多くなり、高速製缶した場合に破胴の発生頻度が増加する。Ｓｉの最適添加量の範囲は０．１４〜０．３５ｗｔ％である。
【００１２】
Ｔｉ、またはＴｉおよびＢは鋳塊組織を均一微細化するために添加する。Ｔｉが０．００５ｗｔ％未満では鋳塊組織の均一微細化効果が得られず、また０．０５ｗｔ％を超えるとＡｌ−Ｔｉ系の巨大初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するため成形時に割れやピンホールが発生する危険性が増大する。ＢはＴｉと共存させるとＴｉの鋳塊結晶粒の均一微細化効果を助長する効果がある。Ｂが０．０００１ｗｔ％未満ではその効果が無く、０．０１ｗｔ％を超えるとＴｉ−Ｂ系の巨大初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するため成形時に割れやピンホールが発生する危険が増大する。Ｔｉは０．０１〜０．０３ｗｔ％、Ｂは０．０００２〜０．００１ｗｔ％の範囲で同時に含有させるのが望ましい。
【００１３】
ＣｕまたはＣｒまたはＺｎは耐圧強度を向上させるので必要に応じて（例えばサイダーなどの高圧炭酸飲料缶用とする場合など）各々０．３ｗｔ％までは添加しても良い。添加量が０．３ｗｔ％を超えるとアルミニウム合金板の強度が高くなりすぎ、高速製缶での破胴率が増加する。
【００１４】
その他の不可避不純物についてはＪＩＳ３００４合金に規定される範囲内であれば特に問題は無い。
【００１５】
次にアルミニウム合金板の固溶Ｓｉ量の限定理由について述べる。固溶Ｓｉは３段のしごき成形中のアルミ材料の回復を抑制する効果を有し、高速製缶での破胴を抑制する効果がある。高速製缶した場合は初段しごき後の材料の発熱が著しく、瞬間的に１５０〜２００℃にも達する。この時固溶Ｓｉ量が１０ＰＰＭ未満と少ない場合は初段しごき加工を受けた缶の側壁が回復・軟化し、このため２段目のしごき加工において加工硬化し易く、従って２段目のしごき加工後の缶壁の硬さが大きくなり、３段目の最終しごき加工において割れ（破胴）が発生し易くなる。逆に固溶Ｓｉが多すぎる場合はアルミニウム合金板の強度が高すぎ、やはり破胴率が増加する。望ましい固溶Ｓｉ量の範囲は２０〜８０ＰＰＭ、最適範囲は４０〜６０ＰＰＭである。
【００１６】
次にアルミニウム合金板の引張り強さの限定理由について述べる。引張り強さが大きいと２段目のしごき加工後の缶壁の硬さが大きくなり、３段目の最終しごき加工において割れ（破胴）が発生し易くなる。このためアルミニウム合金板の引張り強さは高速製缶する場合は３１０Ｎ／ｍｍ２ 以下であることが必要である。但し、引張り強さが２６０Ｎ／ｍｍ２ 未満では缶として必要な耐圧強度を得ることができない。望ましい引張り強さの範囲は２７０〜３００Ｎ／ｍｍ２ 、さらに望ましくは２８０〜２９０Ｎ／ｍｍ２ である。
【００１７】
次にアルミニウム合金板の耳率の限定理由について述べる。耳率が大きいとしごき加工に先立って行われるカッピング加工およびリドロー加工において側壁に偏肉が生じ、圧延方向およびそれと直角方向において側壁の厚さが数μｍ厚くなる。これを次工程のしごき加工において均一な厚さにしごく訳であるが、偏肉の部分では過大な変形抵抗が発生しこの抵抗がしごき中の薄い側壁に引張り応力としてかかるため破胴が発生し易い。高速製缶においては特にこの引張り応力が増大するため、耳率は２％以下、望ましくは１．５％以下に規制する必要がある。
【００１８】
次に本発明における製造条件について説明する。
前記合金組成を有するアルミニウム合金を常法によりＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳造する。
次いで前記鋳塊に対し、必要に応じ面削後、Ｍｎなどの添加元素のミクロ的偏析を拡散・消滅させ固溶原子の分布を均一化し耳率と破胴率を低下させるために、均質化処理を施す。本発明においては耳率を２％以下に制限するために、特に２段の均質化処理を施す。第１段の均質化処理温度が５６０℃未満、あるいは保持温度が３時間未満では冷間圧延材の耳率が大きく破胴率が高い。一方、均質化処理温度が６３０℃を超えると、鋳塊表面に膨れが発生したり鋳塊が溶融するなどの問題が生じ、また晶出化合物が粗大化するため製缶時にピンホールが発生する危険がある。第１段の均質化処理条件は５９０〜６２０℃の温度で６〜１２時間の保持をするのが生産性と効果を考慮した上で最も好ましい。続いて第２段の均質化処理を施すが、これは第１段で均一に固溶させたＭｎを、晶出物とＡｌマトリクスの界面に析出させ、耳率を低下させるために施す。この第２段の均質化処理を施さずに熱間圧延した場合は、熱間粗圧延中にＭｎがＡｌマトリクス中に微細に析出し耳率低減に有利な立方体方位の再結晶粒の熱間仕上げ圧延工程での形成を妨害するため、冷間圧延材の耳率が大きく破胴率も高くなる。この第２段の均質化処理は、第１段の均質化処理が終了した後一旦室温まで冷却した後で施しても、或いは第１段の均質化処理が終了した後そのまま続けて施してもよい。第２段の均質化処理の温度が５３０℃を超えるか、あるいは保持温度が１時間未満では耳率低減効果が不十分であり、第２段の均質化処理の温度が４００℃未満では鋳塊温度が低すぎるため熱間変形抵抗が増大し熱間圧延が困難となる。
【００１９】
次いで上記の均質化処理の終了した鋳塊に対し熱間粗圧延を行う。熱間粗圧延は常法により、リバース式の熱間粗圧延機により行うが、その開始温度は４００〜５５０℃の範囲で行う。熱間粗圧延開始温度が４００℃未満では熱間変形抵抗性が大きく、熱間粗圧延が困難である。また熱間粗圧延開始温度が５５０℃を超えると、表面のはがれや焼き付きなどが多く表面品質が低下する。圧延開始温度の好ましい範囲は４２０〜４５０℃である。
【００２０】
次いで熱間粗圧延終了後、３スタンド以上（好ましくは４〜５スタンド）のタンデム圧延機を使用し、熱間仕上げ圧延を施すが、その開始温度を３００〜４００℃、トータルの圧下率を８５％以上、最終パスの圧延速度を２５０〜４００メートル／分、コイル巻き取り温度が３００〜３３０℃となるように圧延する。タンデム圧延機のスタンド数が２以下では熱間圧延による立方体方位の再結晶粒の発達が不十分であり冷間圧延板の耳率が高く高速製缶での破胴率も高い。熱間仕上げ圧延の開始温度が３００℃未満ではエッジ割れのため熱間圧延が困難であり、４００℃を超えると冷間圧延板の耳率が高いため破胴率が高い。またトータルの圧下率（仕上げ圧延開始⇒終了の板厚で定義）が８５％未満か、最終パスの圧延速度が２５０メートル／分未満か、コイル巻き取り温度が３００℃未満では、熱間圧延による立方体方位の再結晶粒の発達が不十分であり、冷間圧延板の耳率が高く高速製缶での破胴率も高い。また最終パスの圧延速度が４００メートル／分を超えるか、コイル巻き取り温度が３３０℃を超えると表面品質が悪化する。
【００２１】
熱間仕上げ圧延を終了した後、巻き取られた熱延コイルは、少なくとも２５０℃に達するまでは７０℃／時間以下の冷却速度で徐冷する。これは熱延コイルの全長・全巾において完全に再結晶を完了させ、冷間圧延板の耳率と破胴率を低く押さえるため必要である。２５０℃までの冷却速度が７０℃／時間を超えると部分的に非再結晶組織が残存し、耳率と破胴率が高い箇所が残る。また２５０℃以下ならばもはやそれ以上の再結晶は進行しないので冷却速度は特に規制する必要がない。なおこの冷却方法についてであるが、大型のコイルであれば熱容量が大きいため自然放冷しても本発明条件に入るが、小型のコイルの場合熱容量が小さく冷え易いので炉中冷却、或いは断熱材を被覆するなどの手段をとればよい。
【００２２】
次いで高速製缶での破胴率を改善するために、熱間圧延中、およびその後の冷却中に析出した微細な Ｍｇ２Ｓｉ析出物を固溶させて必要量の固溶Ｓｉを確保するための溶体化熱処理を行う。溶体化熱処理の温度が３５０℃未満では固溶Ｓｉ量が不足、４００℃を超えると冷間圧延板の強度が高すぎいずれも高速製缶での破胴率が高くなる。この溶体化処理は連続焼鈍炉で行うのが効率的であり、材料温度が３５０〜４００℃に達した時点でＳｉは固溶するので保持は特に必要ではなく、材料温度が所要温度に達したら直ちに冷却しても良い。なお保持しても良いが、その場合は生産性を考慮すると概ね１０分以内の保持が望ましい。但し、冷却速度は１００℃までは、６０℃／分以上とすることが必要である。これは冷却中に再び Ｍｇ２Ｓｉが析出し固溶Ｓｉ量が減ずるのを防止するためであり、強制空冷、ミスト冷却、水冷などの手段で冷却すればよい。１００℃までの冷却速度が６０℃／分未満では、冷却中に再び Ｍｇ２Ｓｉが析出し固溶Ｓｉ量が減じて高速製缶での破胴率が大きくなる。１００℃まで冷却してしまえば、より低温での析出は殆ど起こらないと考えてよいので、１００℃以下での冷却速度は特に制限しなくともよい。
【００２３】
次いで常法により製品板厚まで最終冷間圧延を行う。この冷間圧延は缶胴として必要な耐圧強度を付与するために行う。最終冷間圧延率は６０〜９０％の範囲で１パスまたは複数のパスにより実施すれば良い。最終冷間圧延率が６０％未満では耐圧強度が不足し、９０％を超えると強度が高すぎ、破胴率が増加する。
【００２４】
さらに最終冷間圧延後に必要に応じ仕上げ焼鈍を施す。この仕上げ焼鈍を実施する目的は、最終冷間圧延した素板の伸びが小さい場合に素板に適度な延性を付与しカップ底のしわやカップ割れの発生を防止するためである。但し仕上げ焼鈍を施す場合はその温度は１３０℃以下とする必要がある。仕上げ焼鈍温度が１３０℃を超えるとＤＩ成形時に加工硬化し易くなり、破胴の発生頻度が増加する。仕上げ焼鈍を施す場合の望ましい条件は１００〜１２０℃で１〜５時間である。
【００２５】
さらに、必要に応じ、上記の最終冷間圧延合金板または最終冷間圧延後に仕上げ焼鈍を施した合金板に対し常法により洗浄、矯正、カッピング用潤滑油塗布を施す。これは当業者においては通常実施している仕上げ処理である。
以上に説明した製造方法によるアルミニウム合金板は高速しごき成形性が優れるため、特に高速製缶用のＤＩ缶胴用材料として非常に好適である。
【００２６】
【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）
本発明の実施例として表１に示すＮｏ． Ａ〜Ｆの組成の各種アルミニウム合金を、また比較例としてＧ〜Ｐの組成の各種アルミニウム合金を常法により溶解鋳造し、面削後、６１５℃で８時間の第１段均質化処理を施した後、５００℃で２時間の第２段均質化処理を施した。次いでリバース式の熱間粗圧延機により開始温度４３０℃で厚さ４９０ｍｍから２５ｍｍまで熱間粗圧延した。続いて４タンデム式の熱間仕上げ圧延機により開始温度３５０℃、終了板厚２ｍｍ（圧下率９２％）、最終パスでの圧延速度３００メートル／分、コイル巻き取り温度３１０℃で熱間仕上げ圧延した。その後２５０℃までに達する冷却速度が２０℃／時間になるように放冷し、その後室温に達するまではファン空冷した。次いで連続焼鈍炉を使用し、３８０℃に達するまで７５０℃／分の加熱速度で加熱し、ただちに冷却した。この時、１００℃に達するまでの冷却速度は５５０℃／分であった。その後、最終冷延を０．３０ｍｍまで施し（最終冷延率８５％、冷延パス数は３回）、最後に常法により洗浄、矯正、カッピング用潤滑油の塗布を施し、ＤＩ缶胴用アルミニウム合金板とした。
【００２７】
このようにして得られたアルミニウム合金板に対し、引張り試験によりベーク相当処理（２０５℃×２０分）前後の強度を測定し、カップ耳率を測定し、また製缶ラインにて３５０ｍｌ容量のＤＩ缶胴（側壁板厚１０５μｍ、最終第３しごき率４０％）に製缶速度２００缶／分と４００缶／分の２通りの製缶速度で各１００万缶を加工し、しごき割れの発生率を評価した。また製缶した缶の２０５℃×２０分のベーク処理後の耐圧強度を水圧負荷法にて測定した。また熱フェノールにアルミニウム合金板を溶解し、固化防止のためベンジルアルコールを加えた後、ポアサイズ０．１μｍのメンブランフィルターで濾過した後、濾液をＩＣＰ分析装置で分析し、Ｓｉ固溶量を測定した。また従来アルミニウム合金板としてＮｏ． Ｑ（熱延⇒冷延⇒ＣＡＬ焼鈍⇒冷延工程によるもの）とＮｏ． Ｒ（熱延⇒バッチ焼鈍⇒冷延工程によるもの）とＮｏ． Ｓ（熱延⇒ＣＡＬ焼鈍⇒冷延工程によるもの）を同時に製缶し比較した。以上の結果を表２に示す。
【００２８】
【表１】
【表２】
表２から明らかなように、本発明組成であるＮｏ． Ａ〜Ｆは製缶速度２００缶／分と４００缶／分のいずれの条件においても破胴の発生率は２ＰＰＭ以下と低く、製缶上も何の問題もない。これに対し、Ｍｇ量の少ないＮｏ． Ｇはベーク後強度が低く従って耐圧強度が低く、Ｍｎ量の少ないＮｏ． Ｈ、およびＦｅ、Ｓｉ量の少ないＮｏ． Ｉはゴーリングが発生し金型が焼き付いたため連続した製缶が不可能であった。またＴｉ、Ｂの無添加のＮｏ． Ｊは鋳塊組織が粗く、缶にした時に肌荒れ状の外観不良が発生した。またＭｇ量の多いＮｏ． Ｋは破胴率が高く、Ｍｎ量の多いＮｏ． Ｌはピンホールが発生し、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂの多いＮｏ． Ｍ、Ｎは破胴率が高くピンホールが発生した。またＣｕ、Ｃｒ、Ｚｎの多いＮｏ． Ｏ、Ｐは破胴率が高い。さらに従来材Ｎｏ． Ｑ、Ｒ、Ｓは、組成は本発明範囲内ではあるが、固溶Ｓｉ量、耳率、引張り強さのいずれかが外れ、４００缶／分で高速製缶した時の破胴率が高い。
【００３１】
（実施例２）
実施例１のＮｏ． Ｄのアルミニウム合金を、常法により溶解鋳造し、面削後、均質化処理を施し、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍を施した。その詳細な条件を表３に示す。
【００３２】
このようにして得たアルミニウム合金板を実施例１と同様に評価した。その結果を表４に示す。
【００３３】
【表３】
【表４】
表４から明らかなように、本発明工程によるＮｏ． １〜８はいずれも固溶Ｓｉ量、引張り強さ、耳率が所定範囲内であり、高速製缶した時の破胴率が低く、製缶上の問題点もない。これに対し、均質化処理条件の外れるＮｏ． ９、１０、１１、１２は耳率が高く破胴率が高い。また熱間粗圧延と熱間仕上げ圧延開始温度の高いＮｏ． １３は缶の表面品質が劣り耳率も高く高速製缶での破胴率が高い。熱間仕上げ圧延を２スタンドで実施したＮｏ． １４は耳率が高く破胴率が高い。熱間仕上げ圧延条件の外れるＮｏ． １５、１６、熱間圧延後の冷却の速いＮｏ． １７は耳率が高く破胴率が高い。溶体化熱処理の無いＮｏ． １８と溶体化熱処理温度の低いＮｏ． １９はＳｉ固溶量が低く高速での破胴率が高い。また溶体化熱処理温度の高いＮｏ． ２０、２１はＳｉ固溶量が高すぎ、やはり高速での破胴率が高い。溶体化熱処理後の冷却の遅いＮｏ． ２２はＳｉ固溶量が低く高速での破胴率が高い。最終冷延率の低いＮｏ． ２３は耐圧強度が不足し、逆に最終冷延率が高すぎるＮｏ． ２４、２５は引張り強さが高すぎ破胴率が高い。仕上げ焼鈍温度の高いＮｏ． ２６も破胴率が高い。
【００３６】
【発明の効果】
以上に詳細に説明したように、本発明の製造方法によれば、高速製缶しても破胴発生率の低い、高速しごき成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板が得られ、缶の生産性を向上できるので工業上顕著な効果を奏する。
Claims (4)
- Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、固溶Ｓｉ量が１０〜１００ＰＰＭ、引張り強さが２６０〜３１０Ｎ／ｍｍ2 、耳率が２％以下であることを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板。
- Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、さらにＣｕ、Ｃｒ、Ｚｎのうち１〜３種をそれぞれ０．３ｗｔ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、固溶Ｓｉ量が１０〜１００ＰＰＭ、引張り強さが２６０〜３１０Ｎ／ｍｍ2 、耳率が２％以下であることを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板。
- Ｍｇ０．７〜１．３ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜１．３ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％を単独で、もしくはＢ０．０００１〜０．１ｗｔ％と組み合わせて含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に５６０〜６３０℃で３時間以上、続いて４００〜５３０℃で１時間以上の２段均質化処理を施した後、開始温度を４００〜５５０℃にして熱間粗圧延を行い、続いて熱間仕上圧延を、３スタンド以上のタンデム圧延機を使用し、開始温度を３００〜４００℃、圧下率を８０％以上、最終パスの圧延速度を２５０〜４００メートル／分、コイル巻取り温度を３００〜３３０℃にして行い、コイル巻取り後少なくとも２５０℃に達するまでの冷却を７０℃／時間以下の速度で徐冷して完全に再結晶させ、続いて３５０〜４００℃に加熱後１００℃まで６０℃／分以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施し、さらに圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、その後必要に応じ１３０℃以下で仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする高速しごき成形性の優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
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