JP3708616B2 - 成形性に優れたＤＩ缶胴用Ａｉ合金板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，ＤＩ成形で耳率が低く成形性に優れ，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Ａｌ合金板の製造方法に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ａｌ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（Ｄｒａｗｉｎｇ Ａｎｄ Ｉｒｏｎｉｎｇ）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−３００４Ａｌ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。アルミニウムＤＩ缶胴の成形工程は、まず０．２８〜０．３７ｍｍ程度の厚さの前記ＪＩＳ−３００４Ａｌ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）してストレート缶を得る（このストレート缶の側壁部の厚さは約１００〜１１０μｍ、後にネッキング及びフランジ成形を受ける側壁先端部分の板厚は約１５０〜１８０μｍとやや厚く設定されている）。
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、最後に缶蓋を巻き締めやすくするためのフランジ成形（口拡げ成形）を行う。
【０００３】
このＪＩＳ−３００４Ａｌ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し、その後脱脂洗浄、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。
【０００４】
しかるに近年、コスト低減を目的として缶の薄肉・軽量化が進み、ＤＩ成形を行った後の缶胴の側壁が薄肉化される傾向にある。特に、缶蓋を巻き締めるためにフランジ成形が施される缶胴側壁先端部分の厚さは、従来１８０μｍ程度であったものが、現在１５０〜１７０μｍ程度にまで薄くなっており、今後さらに薄くされる傾向がある。また缶底部も従来厚さが０．３６ｍｍ程度であったものが、０．３２ｍｍ程度に薄くなってきており、これも今後さらに薄くされる傾向にある。
【０００５】
しかしながら、缶胴側壁先端部分の板厚が１６０μm 程度以下まで薄くなると、ＤＩ加工後に缶をパンチから取り外す工程（ストリッピング工程）において缶側壁先端部分の山が潰れてパンチに引っ掛かり、缶を取り外すことが出来なくなるという問題がある。特に従来材のごとく耳率の高い材料（耳率２．５％以上）ではこのフランジ部分の山の高さが高く、したがってストリッピング時の山の潰れの程度が甚だしく、上記の問題が多発することが判明した。上記の問題の発生を防止するには耳率を２．５％以下、望ましくは２．０％以下とすることが必要である。
【０００６】
また上記のように缶側壁先端部分の板厚が薄くなると、ネッキング、フランジ成形後に、蓋を巻き締め加工をした時にフランジ加工部に割れが発生しやすく、内容物の密封性に問題があることも判明した。これは缶側壁先端部分が薄肉化されたために加工限界が低下し、巻き締め時にフランジ加工部が割れやすくなったためである。
さらに缶底部の板厚も薄肉化されることにともなって、缶底部をドーム型の形状に成形した時に、缶底部にしわが発生しやすくなり、美観を損ねるという問題もある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、ＤＩ成形時の耳率を従来以上に低くして、前記ストリッピング工程での引っ掛かりが発生せず、巻き締め加工をした時にフランジ加工部の割れが発生せず、かつ缶底部のしわの発生しない、薄肉化が容易なＤＩ缶胴用Ａｌ合金板の製造方法を見出すことである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意検討の結果、熱間圧延条件および冷間圧延条件さらに仕上げ焼鈍条件を特定し、かつ板の耐力強度を特定範囲に規制し、更に板の圧延集合組織の結晶状態を特定の範囲に
規定することにより、Ｘ線回折測定で、（２００）面の回折線強度の半値巾を特定範囲に規制されたＡｌ合金板が得られ、前記目的を達成することを見出し、本発明を完成するに至った。
【０００９】
請求項１の発明に係る製造方法は、前記課題を解決するため、Ｍｇ０．９〜１．３ｗｔ％、Ｃｕ０．１〜０．２ｗｔ％、Ｍｎ０．９〜１．２ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．５ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．２ｗｔ％、さらにＴｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％若しくはＴｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．０１ｗｔ％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に５６０〜６２０℃で１〜１０時間の均質化熱処理を施した後、熱間圧延するが、その熱間圧延の最終パスにおいて、圧延速度を３００〜４００メートル／分、減面率を４０〜６０％の範囲とし、かつ熱間圧延の終了温度を２９０〜３３０℃の範囲として熱延板を製造し、続いてこれに３００〜４００℃で１〜１０時間の焼鈍を施し、次いで減面率７５〜９０％の冷間圧延を施し、さらに１４０〜１７０℃で１〜１０時間の仕上げ焼鈍を施すことにより、当該Ａｌ合金板の耐力が２５０〜２９０ＭＰａ，耐圧強度が７００ＫＰａ以上であって、その金属組織のＸ線回折測定において下記の測定条件で得られた（２００）面の回折線強度の半値巾（β1/2 ）が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態を有し、表面性状が良好な成形性に優れたＡｌ合金板を製造することを特徴としている。
光学系の測定条件：Ｘ線源はＣｕ
発散スリットは１°
受光スリットは０．１５ｍｍ
散乱スリットは１°
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下，本発明を更に詳細に説明する。
まず、請求項１に記載の製造方法のうち、ＤＩ缶胴用Ａｌ合金板の合金組成について説明する。
Ｍｇは、缶胴材としての耐圧強度を確保するために添加する。しかし、添加量が０．９ｗｔ％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％を越えるとＤＩ成形時に加工硬化しやすくなり、しごき割れの発生頻度が増加する。従って、Ｍｇの添加量は、他元素の添加量や製造条件によりやや変化するが、強度としごき加工性のバランスから、０．９〜１．３ｗｔ％であり、さらに望ましくは１．１〜１．２ｗｔ％の範囲である。
【００１１】
Ｃｕは、Ｍｇと同様、缶胴材としての耐圧強度を確保するために添加する。しかし、添加量が０．１ｗｔ％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０．２ｗ％を越えるとＤＩ成形時に加工硬化しやすくなり、しごき割れの発生頻度が増加する。従って、Ｃｕの添加量は、０．１〜０．２ｗｔ％であり、さらに望ましくは０．１３〜０．１８ｗｔ％の範囲である。
【００１２】
Ｍｎは、缶体としての耐圧強度を向上させるとともに、ＤＩ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剤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Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の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。しかし、Ｍｎ添加量が０．９ｗｔ％未満では前記のＤＩ成形性の改善効果が不十分であるとともに耐圧強度も不足する。またＭｎ添加量が１．２ｗｔ％を越えるとＤＩ成形性および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やすくなり、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。従って、Ｍｎの添加量は、０．９〜１．２ｗｔ％であり、より望ましくは０．９〜１．１ｗｔ％の範囲である。
【００１３】
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、０．５ｗｔ％を越えると前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大初晶化合物が発生しやすくなりピンホール等の原因となるとともに耳率が増加する。従って、Ｆｅの添加量は、０．３〜０．５ｗｔ％であり、より望ましくは０．３５〜０．４５ｗｔ％の範囲である。
【００１４】
Ｓｉは、Ｍｎと結合し固体潤滑作用を有するＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出化合物を形成し、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。Ｓｉ添加量が０．１ｗｔ％未満ではゴーリング防止効果が不足し、０．２ｗｔ％を越えると晶出化合物の量が多くなりすぎ巻き締め時のフランジ加工部の割れが発生しやすくなる。従って、Ｓｉの添加量は、０．１〜０．２ｗｔ％であり、より望ましくは０．１４〜０．１８ｗｔ％の範囲である。
【００１５】
上記成分の他に、Ｔｉ、またはＴｉ及びＢは、鋳塊組織の均一微細化のために添加する。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％を越えるとＡｌ−Ｔｉ系の巨大初晶化合物が溶解鋳造時に発生しやすくなり、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。従ってＴｉは０．００５〜０．０５ｗｔ％の範囲で、単独若しくはＢとともに添加する。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促進する効果がある。Ｂが０．０００１ｗｔ％未満ではその効果が無く、０．０１ｗｔ％を越えるとＴｉ−Ｂ系の巨大初晶化合物が溶解鋳造時に発生しやすくなり、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。従ってＢは０．０００１〜０．０１ｗｔ％の範囲でＴｉとともに添加する。
なお、Ｔｉ、Ｂは、Ｔｉ０．０１〜０．０３ｗｔ％、Ｂ０．０００２〜０．００１ｗｔ％の範囲で同時に添加するのが望ましい。
【００１６】
その他、アルミニウム地金中に不可避的に含まれている不純物（Ｃｒ、Ｚｎなど）は、ＪＩＳの３００４合金規定範囲内であれば特に問題は無い。
【００１７】
次に、請求項１に記載の製造方法のうち、Ａｌ合金板の合金組成以外の事項について説明する。
まず、前記合金組成を有するＡｌ合金鋳塊を常法のＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳造して圧延用鋳塊とし、これを面削する。
【００１８】
次いで前記鋳塊に対し、ミクロ的偏析を拡散・消滅させ溶質原子の分布を均一化するために均質化熱処理を施す。均質化熱処理温度が５６０℃未満または保持時間が１時間未満では均質化が不十分であり成形性や強度のばらつきが大きく、また冷間圧延板の耳率が大きくなる傾向がある。一方、均質化熱処理温度が６２０℃を越えると、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る。また、均質化熱処理の保持時間が１０時間を越えると効果が飽和する上、不経済である。従って均質化熱処理条件は、５６０〜６２０℃の温度で１〜１０時間の保持をするが、５８０〜６１５℃の温度で３〜８時間が生産性と効果を比較した上で最も望ましい。
【００１９】
次いで均質化熱処理の終了した鋳塊に対し、熱間圧延をおこなう。耳率を低減するためには、熱間圧延およびその後の焼鈍において多量の立方体方位結晶粒を形成させることが肝要である。立方体方位結晶粒は続く冷間圧延において板面法線方向の回りに方位回転をおこし、いわゆる回転立方体方位結晶粒になるが、この回転立方体方位結晶粒は耳率低減成分であるため耳率が低い冷間圧延板が得られる。
【００２０】
熱間圧延は、常法によりリバース式の熱間粗圧延機、続いてタンデム式の熱間仕上げ圧延機により実施するか、あるいは粗圧延・仕上げ圧延兼用機により実施してもよい。ただし、冷間圧延板の耳率を低く押さえるためには、熱間圧延の最終パスの条件が極めて重要であり、最終パスでの圧延速度が３００〜４００メートル／分、最終パスでの減面率を４０〜６０％、最終パス圧延後の熱間圧延終了温度が２９０〜３３０℃である必要がある。最終パスでの圧延速度が３００メートル／分未満あるいは減面率が４０％未満であるか、あるいは熱間圧延終了温度が２９０℃未満であると、耳率低減成分である立方体方位の結晶粒の形成が不十分であるため冷間圧延板の耳率が増加し、また圧延速度が４００メートル／分あるいは減面率が６０％あるいは熱間圧延終了温度が３３０℃を越えると、板表面に剥がれ、むしれなどが発生して板の表面性状が悪化する。
従って、熱間圧延における最終パス及び圧延終了温度の条件は、前記の範囲で行う。
なお熱間圧延の終了板厚は、後述の冷間圧延での減面率が７５〜９０％となるように設定する。
【００２１】
次いで熱間圧延の終了した熱間圧延板（コイル）に対し、焼鈍を施す。この焼鈍は、熱間圧延板の組織を完全に再結晶組織とすることにより最終冷間圧延板の耳率をさらに低減するためにおこなう。焼鈍温度が３００℃未満あるいは保持時間が１時間未満であると再結晶の形成が不充分であり耳率が増加する。焼鈍温度が４００℃を越えるかあるいは保持時間が１０時間を越えると、酸化が著しくなり板の表面性状が悪化する。従って焼鈍は、３００〜４００℃で１〜１０時間行う。
【００２２】
次いで、この板に冷間圧延を施し最終の板厚である０．２８〜０．３６ｍｍ程度の板厚とする。冷間圧延は缶体として必要な耐圧強度を確保するためにおこなうが、本発明においてはさらに製缶後、巻き締め加工をした時にフランジ加工部に割れが発生しないようにするため、その減面率の下限を規定する。すなわち冷間圧延の減面率が７５％未満であるとネッキングおよびフランジ加工した後の転位組織の回復の程度が不十分であり延性が不足するために、巻き締め加工をした時にフランジ加工部に割れが発生しやすく薄肉化ができない。また冷間圧延の減面率が９０％を越えると強度が上がり過ぎるためしごき加工工程での缶胴体の割れが発生しやすくなるとともに、耳率が増加する。従って冷間圧延の減面率は、７５〜９０％の範囲で行う。
【００２３】
次いで冷間圧延板（コイル）に対し、仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍は、冷間圧延板に適度な延性を付与してカップ成形工程でのカップの割れを防止し、また缶底部のしわ発生を防止するために施す。仕上げ焼鈍温度が１４０℃未満または保持時間が１時間未満では、効果が不十分であり、また仕上げ焼鈍温度が１７０℃を越えるかまたは保持時間が１０時間を越えると、冷間圧延板が軟化しすぎてしまい、缶の耐圧強度が低下する。従って仕上げ焼鈍は、１４０〜１７０℃で１〜１０時間の範囲で行う。
【００２４】
前記本発明に係る製造方法によれば、以下のような特性を有するＤＩ缶胴用Ａｌ合金板が製造される。
当該Ａｌ合金板は、耐力が２５０〜２９０ＭＰａであって耐圧強度が７００ＫＰａ以上である。耐力が前記上限を越えるとＤＩ成形が困難になる。
【００２５】
また、Ａｌ合金板は、その圧延集合組織の結晶状態が特定の範囲内になる。即ち、その金属組織のＸ線回折測定において、下記の測定条件で得られた（２００）面の回折線強度の半値巾（β1/2 ）が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態になる。
光学系の測定条件：Ｘ線源はＣｕ
発散スリットは１°
受光スリットは０．１５ｍｍ
散乱スリットは１°
【００２６】
図１は、Ａｌ合金圧延板のＸ線回折試験において、回折角２θでの（２００）面における回折線の半値巾（β1/2 ）を示す説明図である。
図において、ＩP は最高回折線強度であり、ＩP ／２は最高回折線強度の半分に相当し、β1/2 はＩP ／２における半値巾（度）である。
本発明方法により製造されたＡＬ合金板においては、この半値巾（β1/2 ）が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態になる。
なお、この半値巾は、材料の結晶状態と光学系の測定条件によっても変わるため、光学系の測定条件は前記のごとく一定にするのが好ましい。
【００２７】
材料の結晶状態においては、この（２００）面の回折線強度の半値巾（β1/2）は、冷間圧延板中の立方体方位結晶粒と立方体方位結晶粒が板面法線方向の回りに回転した方位の結晶粒の存在比率および転位密度を表す指標であり、立方体方位（およびその回転方位）結晶粒の存在比率が高いほど、また転位密度（格子欠陥）が高いほど半値巾は大きくなるという関係がある。
半値巾が、０．１５度未満では立方体方位（およびその回転方位）結晶粒の存在比率が低く従って耳率が大きく、逆に０．２５度を越えると転位密度が高いため成形性が劣り、特にカップ成形工程でのカップの割れと缶底部のしわが発生しやすくなり、薄肉化した缶胴を得ることが困難となる。
従って、本発明方法により、（２００）面の回折線強度の半値巾が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態とすることができる。
半値巾は前記の範囲、即ち立方体方位（およびその回転方位）結晶粒の存在比率と転位密度が適度になることによって、本発明の目的とするＤＩ成形時に耳率が低く、巻締加工時にフランジ加工部に割れがなく、缶底部にしわのない成形性の優れたＡｌ合金板が得られる。
例えば、前記他の要件を満足していたとしても、半値巾が０．１２度と低い場合は、ＤＩ成形性は良好であるが、耳率が高く（３．５％）、巻き締め成形で割れが発生する。また半値巾が０．２８度と高い場合は、巻き締め成形は良好であるが、ＤＩ成形で缶底にしわが発生する（耳率は、２．５％でやや良好である）。
【００２８】
以上のように、本発明方法により製造されたＡｌ合金板は、後に記す実施例からでも明らかなごとく、ＤＩ成形時の耳率を従来以上に低くして、ストリッピング工程での引っ掛かりが発生せず、また巻き締め加工をした時にフランジ加工部の割れも発生しなく、かつ缶底部にしわが発生しない。従って薄肉化・軽量化が容易となることが期待できる。
【００２９】
また、本発明の製造方法で得られたＡｌ合金板は、耳率が低く成形性が優れるため、特に薄肉化・軽量化をはかったＤＩ缶胴用材料として好適である。
【００３０】
【実施例】
以下、実施例によりさらに詳細に、本発明を説明する。
〔実施例１〕
表１に示す各種組成のＡｌ合金を，常法により溶解鋳造し，面削後、６１０℃で６時間の均質化熱処理を施した後、熱間圧延開始温度４５０℃で、厚さ４９０ｍｍの鋳塊から厚さ２．２ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延の最終パスにおける圧延速度は３２０メートル／分、減面率は４５％とし、熱間圧延終了温度は３００〜３１５℃の範囲とした。続いて３６０℃×２時間の焼鈍を施し完全に再結晶させたのち、厚さ０．３２ｍｍまで冷間圧延をおこなった。冷間圧延の減面率は８５．５％であった。続いてこれに１５０℃×４時間の焼鈍を施し、ＤＩ缶胴用Ａｌ合金板を得た。
【００３１】
【表１】
【００３２】
このようにして得たＡｌ合金板について、（２００）Ｘ線回折測定における（２００）面〔回折角２θ〕の回折線強度の半値巾（度）を求めた。なお、光学系の測定条件は以下のごとくした。
光学系の測定条件：Ｘ線源はＣｕをターゲットとし、波長１．５４０５Å
発散スリットは１°
受光スリットは０．１５ｍｍ
散乱スリットは１°
また引張試験により塗装焼き付け（２００℃×２０分）前後の素板の耐力強度を測定した。
【００３３】
さらに深絞り試験機により３３ｍｍφ（ブランク径５７ｍｍφ）の小径カップを絞り、その耳率を測定した。
また、実機の製缶ラインにて３５０ｍｌ容量の飲料用のＤＩ缶胴（側壁板厚１０５μｍ、側壁先端部板厚１６５μｍ）に加工し、脱脂、塗装、焼き付け、ネッキング（４段）、フランジ加工、内容物充填を順次施し、最後に蓋と巻き締め加工をおこない、耐圧強度と巻締部での割れの発生率を測定した。その結果を表２に示す。
【００３４】
【表２】
【００３５】
表２から明らかなように、本発明組成であるＡ〜Ｆは耳率が２．５％以下と低く、耐圧強度、巻き締め成形性とも良好である。
これに対し、ＭｇまたはＣｕ量の少ないＧ、Ｈは缶胴体の耐圧強度が低く、ＭｎまたはＳｉ量の少ないＩ、ＪはＤＩ加工で缶胴体の表面にゴーリングが発生した。またＭｇ量の多いＫはＤＩ加工で缶胴体にしごき割れが発生し、巻締部に割れも発生した。またＦｅ量の多いＬはＤＩ加工で缶胴体にピンホールが発生したうえ耳率も大きく、巻締部に割れも発生した。ＳｉとＣｕ量の多いＭはＤＩ加工で缶胴体にしごき割れが発生し、巻締部に割れも発生した。
【００３６】
〔実施例２〕
実施例１のＡのＡｌ合金を、常法により溶解鋳造し、面削後、均質化熱処理を施し、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。
【００３７】
【表３】
【００３８】
このようにして得たＡｌ合金板について、実施例１と同様にＸ線回折測定を行い、（２００）面〔回折角２θ〕の回折線強度の半値巾（度）を求めた。
さらに実施例１と同様にして引張試験による耐力強度測定、耳率測定、製缶試験を実施した。その結果を表４に示す。
【００３９】
【表４】
【００４０】
表４から明らかなように、本発明工程によるＮｏ．１〜６は、いずれも（２００）面のＸ線回折線の強度の半値巾が０．１５〜０．２５度の範囲内にあって、耳率が２．５％以下と低く、耐圧強度、成形性ともに良好である。
【００４１】
これに対し、本発明の範囲外の比較例は、いずれかの特性の点で劣った。即ち均質化処理温度の低いＮｏ．７、熱延最終パスの速度が遅いＮｏ．９、熱延最終パスの減面率が低いＮｏ．１１、熱延終了温度の低いＮｏ．１３、焼鈍がないかまたは温度の低いＮｏ．１５、１６は回転立方体方位の存在比率が低く、（２００）面のＸ線回折線の強度の半値巾が０．１５度未満であって耳率が高い。
また、均質化処理温度の高過ぎるＮｏ．８、熱延最終パスの速度が速すぎるＮｏ．１０、熱延最終パスの減面率が高すぎるＮｏ．１２、熱延終了温度の高すぎるＮｏ．１４、焼鈍温度の高過ぎるＮｏ．１７は、板の表面性状が不良であった。
【００４２】
また、減面率の高すぎるＮｏ．１８は耳率が大きく缶底部にしわも発生した。
また、仕上げ焼鈍がないかまたは温度が低く時間の短いＮｏ．１９、２０は（２００）面のＸ線回折線の強度の半値巾が０．２５度を越えて転位密度が高いため、缶底部にしわが発生した。また、仕上げ焼鈍温度が高すぎるＮｏ．２１は耐圧強度が不足した。
【００４３】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明に係わるＤＩ缶胴用Ａｌ合金板の製造方法は、Ａｌ合金板のＤＩ成形において、耳率が従来以上に低いためストリッピング工程で引っ掛かりが発生せず、また巻締加工をした時にフランジ加工部に割れが発生せず、かつ缶底部にもしわの発生がなく、従って薄肉化が容易である等工業上顕著な効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 （２００）面〔回折角２θ〕におけるＸ線回折線の強度の半値巾を示す説明図である。
【符号の説明】
Ｉp （２００）面〔回折角２θ〕における回折線の強度
β1/2 回折線の強度の半値巾（度）
【発明の属する技術分野】
本発明は，ＤＩ成形で耳率が低く成形性に優れ，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Ａｌ合金板の製造方法に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ａｌ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（Ｄｒａｗｉｎｇ Ａｎｄ Ｉｒｏｎｉｎｇ）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−３００４Ａｌ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。アルミニウムＤＩ缶胴の成形工程は、まず０．２８〜０．３７ｍｍ程度の厚さの前記ＪＩＳ−３００４Ａｌ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）してストレート缶を得る（このストレート缶の側壁部の厚さは約１００〜１１０μｍ、後にネッキング及びフランジ成形を受ける側壁先端部分の板厚は約１５０〜１８０μｍとやや厚く設定されている）。
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、最後に缶蓋を巻き締めやすくするためのフランジ成形（口拡げ成形）を行う。
【０００３】
このＪＩＳ−３００４Ａｌ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し、その後脱脂洗浄、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。
【０００４】
しかるに近年、コスト低減を目的として缶の薄肉・軽量化が進み、ＤＩ成形を行った後の缶胴の側壁が薄肉化される傾向にある。特に、缶蓋を巻き締めるためにフランジ成形が施される缶胴側壁先端部分の厚さは、従来１８０μｍ程度であったものが、現在１５０〜１７０μｍ程度にまで薄くなっており、今後さらに薄くされる傾向がある。また缶底部も従来厚さが０．３６ｍｍ程度であったものが、０．３２ｍｍ程度に薄くなってきており、これも今後さらに薄くされる傾向にある。
【０００５】
しかしながら、缶胴側壁先端部分の板厚が１６０μm 程度以下まで薄くなると、ＤＩ加工後に缶をパンチから取り外す工程（ストリッピング工程）において缶側壁先端部分の山が潰れてパンチに引っ掛かり、缶を取り外すことが出来なくなるという問題がある。特に従来材のごとく耳率の高い材料（耳率２．５％以上）ではこのフランジ部分の山の高さが高く、したがってストリッピング時の山の潰れの程度が甚だしく、上記の問題が多発することが判明した。上記の問題の発生を防止するには耳率を２．５％以下、望ましくは２．０％以下とすることが必要である。
【０００６】
また上記のように缶側壁先端部分の板厚が薄くなると、ネッキング、フランジ成形後に、蓋を巻き締め加工をした時にフランジ加工部に割れが発生しやすく、内容物の密封性に問題があることも判明した。これは缶側壁先端部分が薄肉化されたために加工限界が低下し、巻き締め時にフランジ加工部が割れやすくなったためである。
さらに缶底部の板厚も薄肉化されることにともなって、缶底部をドーム型の形状に成形した時に、缶底部にしわが発生しやすくなり、美観を損ねるという問題もある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、ＤＩ成形時の耳率を従来以上に低くして、前記ストリッピング工程での引っ掛かりが発生せず、巻き締め加工をした時にフランジ加工部の割れが発生せず、かつ缶底部のしわの発生しない、薄肉化が容易なＤＩ缶胴用Ａｌ合金板の製造方法を見出すことである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意検討の結果、熱間圧延条件および冷間圧延条件さらに仕上げ焼鈍条件を特定し、かつ板の耐力強度を特定範囲に規制し、更に板の圧延集合組織の結晶状態を特定の範囲に
規定することにより、Ｘ線回折測定で、（２００）面の回折線強度の半値巾を特定範囲に規制されたＡｌ合金板が得られ、前記目的を達成することを見出し、本発明を完成するに至った。
【０００９】
請求項１の発明に係る製造方法は、前記課題を解決するため、Ｍｇ０．９〜１．３ｗｔ％、Ｃｕ０．１〜０．２ｗｔ％、Ｍｎ０．９〜１．２ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．５ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．２ｗｔ％、さらにＴｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％若しくはＴｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．０１ｗｔ％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に５６０〜６２０℃で１〜１０時間の均質化熱処理を施した後、熱間圧延するが、その熱間圧延の最終パスにおいて、圧延速度を３００〜４００メートル／分、減面率を４０〜６０％の範囲とし、かつ熱間圧延の終了温度を２９０〜３３０℃の範囲として熱延板を製造し、続いてこれに３００〜４００℃で１〜１０時間の焼鈍を施し、次いで減面率７５〜９０％の冷間圧延を施し、さらに１４０〜１７０℃で１〜１０時間の仕上げ焼鈍を施すことにより、当該Ａｌ合金板の耐力が２５０〜２９０ＭＰａ，耐圧強度が７００ＫＰａ以上であって、その金属組織のＸ線回折測定において下記の測定条件で得られた（２００）面の回折線強度の半値巾（β1/2 ）が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態を有し、表面性状が良好な成形性に優れたＡｌ合金板を製造することを特徴としている。
光学系の測定条件：Ｘ線源はＣｕ
発散スリットは１°
受光スリットは０．１５ｍｍ
散乱スリットは１°
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下，本発明を更に詳細に説明する。
まず、請求項１に記載の製造方法のうち、ＤＩ缶胴用Ａｌ合金板の合金組成について説明する。
Ｍｇは、缶胴材としての耐圧強度を確保するために添加する。しかし、添加量が０．９ｗｔ％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％を越えるとＤＩ成形時に加工硬化しやすくなり、しごき割れの発生頻度が増加する。従って、Ｍｇの添加量は、他元素の添加量や製造条件によりやや変化するが、強度としごき加工性のバランスから、０．９〜１．３ｗｔ％であり、さらに望ましくは１．１〜１．２ｗｔ％の範囲である。
【００１１】
Ｃｕは、Ｍｇと同様、缶胴材としての耐圧強度を確保するために添加する。しかし、添加量が０．１ｗｔ％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０．２ｗ％を越えるとＤＩ成形時に加工硬化しやすくなり、しごき割れの発生頻度が増加する。従って、Ｃｕの添加量は、０．１〜０．２ｗｔ％であり、さらに望ましくは０．１３〜０．１８ｗｔ％の範囲である。
【００１２】
Ｍｎは、缶体としての耐圧強度を向上させるとともに、ＤＩ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剤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Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の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。しかし、Ｍｎ添加量が０．９ｗｔ％未満では前記のＤＩ成形性の改善効果が不十分であるとともに耐圧強度も不足する。またＭｎ添加量が１．２ｗｔ％を越えるとＤＩ成形性および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やすくなり、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。従って、Ｍｎの添加量は、０．９〜１．２ｗｔ％であり、より望ましくは０．９〜１．１ｗｔ％の範囲である。
【００１３】
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、０．５ｗｔ％を越えると前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大初晶化合物が発生しやすくなりピンホール等の原因となるとともに耳率が増加する。従って、Ｆｅの添加量は、０．３〜０．５ｗｔ％であり、より望ましくは０．３５〜０．４５ｗｔ％の範囲である。
【００１４】
Ｓｉは、Ｍｎと結合し固体潤滑作用を有するＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出化合物を形成し、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。Ｓｉ添加量が０．１ｗｔ％未満ではゴーリング防止効果が不足し、０．２ｗｔ％を越えると晶出化合物の量が多くなりすぎ巻き締め時のフランジ加工部の割れが発生しやすくなる。従って、Ｓｉの添加量は、０．１〜０．２ｗｔ％であり、より望ましくは０．１４〜０．１８ｗｔ％の範囲である。
【００１５】
上記成分の他に、Ｔｉ、またはＴｉ及びＢは、鋳塊組織の均一微細化のために添加する。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％を越えるとＡｌ−Ｔｉ系の巨大初晶化合物が溶解鋳造時に発生しやすくなり、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。従ってＴｉは０．００５〜０．０５ｗｔ％の範囲で、単独若しくはＢとともに添加する。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促進する効果がある。Ｂが０．０００１ｗｔ％未満ではその効果が無く、０．０１ｗｔ％を越えるとＴｉ−Ｂ系の巨大初晶化合物が溶解鋳造時に発生しやすくなり、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。従ってＢは０．０００１〜０．０１ｗｔ％の範囲でＴｉとともに添加する。
なお、Ｔｉ、Ｂは、Ｔｉ０．０１〜０．０３ｗｔ％、Ｂ０．０００２〜０．００１ｗｔ％の範囲で同時に添加するのが望ましい。
【００１６】
その他、アルミニウム地金中に不可避的に含まれている不純物（Ｃｒ、Ｚｎなど）は、ＪＩＳの３００４合金規定範囲内であれば特に問題は無い。
【００１７】
次に、請求項１に記載の製造方法のうち、Ａｌ合金板の合金組成以外の事項について説明する。
まず、前記合金組成を有するＡｌ合金鋳塊を常法のＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳造して圧延用鋳塊とし、これを面削する。
【００１８】
次いで前記鋳塊に対し、ミクロ的偏析を拡散・消滅させ溶質原子の分布を均一化するために均質化熱処理を施す。均質化熱処理温度が５６０℃未満または保持時間が１時間未満では均質化が不十分であり成形性や強度のばらつきが大きく、また冷間圧延板の耳率が大きくなる傾向がある。一方、均質化熱処理温度が６２０℃を越えると、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る。また、均質化熱処理の保持時間が１０時間を越えると効果が飽和する上、不経済である。従って均質化熱処理条件は、５６０〜６２０℃の温度で１〜１０時間の保持をするが、５８０〜６１５℃の温度で３〜８時間が生産性と効果を比較した上で最も望ましい。
【００１９】
次いで均質化熱処理の終了した鋳塊に対し、熱間圧延をおこなう。耳率を低減するためには、熱間圧延およびその後の焼鈍において多量の立方体方位結晶粒を形成させることが肝要である。立方体方位結晶粒は続く冷間圧延において板面法線方向の回りに方位回転をおこし、いわゆる回転立方体方位結晶粒になるが、この回転立方体方位結晶粒は耳率低減成分であるため耳率が低い冷間圧延板が得られる。
【００２０】
熱間圧延は、常法によりリバース式の熱間粗圧延機、続いてタンデム式の熱間仕上げ圧延機により実施するか、あるいは粗圧延・仕上げ圧延兼用機により実施してもよい。ただし、冷間圧延板の耳率を低く押さえるためには、熱間圧延の最終パスの条件が極めて重要であり、最終パスでの圧延速度が３００〜４００メートル／分、最終パスでの減面率を４０〜６０％、最終パス圧延後の熱間圧延終了温度が２９０〜３３０℃である必要がある。最終パスでの圧延速度が３００メートル／分未満あるいは減面率が４０％未満であるか、あるいは熱間圧延終了温度が２９０℃未満であると、耳率低減成分である立方体方位の結晶粒の形成が不十分であるため冷間圧延板の耳率が増加し、また圧延速度が４００メートル／分あるいは減面率が６０％あるいは熱間圧延終了温度が３３０℃を越えると、板表面に剥がれ、むしれなどが発生して板の表面性状が悪化する。
従って、熱間圧延における最終パス及び圧延終了温度の条件は、前記の範囲で行う。
なお熱間圧延の終了板厚は、後述の冷間圧延での減面率が７５〜９０％となるように設定する。
【００２１】
次いで熱間圧延の終了した熱間圧延板（コイル）に対し、焼鈍を施す。この焼鈍は、熱間圧延板の組織を完全に再結晶組織とすることにより最終冷間圧延板の耳率をさらに低減するためにおこなう。焼鈍温度が３００℃未満あるいは保持時間が１時間未満であると再結晶の形成が不充分であり耳率が増加する。焼鈍温度が４００℃を越えるかあるいは保持時間が１０時間を越えると、酸化が著しくなり板の表面性状が悪化する。従って焼鈍は、３００〜４００℃で１〜１０時間行う。
【００２２】
次いで、この板に冷間圧延を施し最終の板厚である０．２８〜０．３６ｍｍ程度の板厚とする。冷間圧延は缶体として必要な耐圧強度を確保するためにおこなうが、本発明においてはさらに製缶後、巻き締め加工をした時にフランジ加工部に割れが発生しないようにするため、その減面率の下限を規定する。すなわち冷間圧延の減面率が７５％未満であるとネッキングおよびフランジ加工した後の転位組織の回復の程度が不十分であり延性が不足するために、巻き締め加工をした時にフランジ加工部に割れが発生しやすく薄肉化ができない。また冷間圧延の減面率が９０％を越えると強度が上がり過ぎるためしごき加工工程での缶胴体の割れが発生しやすくなるとともに、耳率が増加する。従って冷間圧延の減面率は、７５〜９０％の範囲で行う。
【００２３】
次いで冷間圧延板（コイル）に対し、仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍は、冷間圧延板に適度な延性を付与してカップ成形工程でのカップの割れを防止し、また缶底部のしわ発生を防止するために施す。仕上げ焼鈍温度が１４０℃未満または保持時間が１時間未満では、効果が不十分であり、また仕上げ焼鈍温度が１７０℃を越えるかまたは保持時間が１０時間を越えると、冷間圧延板が軟化しすぎてしまい、缶の耐圧強度が低下する。従って仕上げ焼鈍は、１４０〜１７０℃で１〜１０時間の範囲で行う。
【００２４】
前記本発明に係る製造方法によれば、以下のような特性を有するＤＩ缶胴用Ａｌ合金板が製造される。
当該Ａｌ合金板は、耐力が２５０〜２９０ＭＰａであって耐圧強度が７００ＫＰａ以上である。耐力が前記上限を越えるとＤＩ成形が困難になる。
【００２５】
また、Ａｌ合金板は、その圧延集合組織の結晶状態が特定の範囲内になる。即ち、その金属組織のＸ線回折測定において、下記の測定条件で得られた（２００）面の回折線強度の半値巾（β1/2 ）が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態になる。
光学系の測定条件：Ｘ線源はＣｕ
発散スリットは１°
受光スリットは０．１５ｍｍ
散乱スリットは１°
【００２６】
図１は、Ａｌ合金圧延板のＸ線回折試験において、回折角２θでの（２００）面における回折線の半値巾（β1/2 ）を示す説明図である。
図において、ＩP は最高回折線強度であり、ＩP ／２は最高回折線強度の半分に相当し、β1/2 はＩP ／２における半値巾（度）である。
本発明方法により製造されたＡＬ合金板においては、この半値巾（β1/2 ）が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態になる。
なお、この半値巾は、材料の結晶状態と光学系の測定条件によっても変わるため、光学系の測定条件は前記のごとく一定にするのが好ましい。
【００２７】
材料の結晶状態においては、この（２００）面の回折線強度の半値巾（β1/2）は、冷間圧延板中の立方体方位結晶粒と立方体方位結晶粒が板面法線方向の回りに回転した方位の結晶粒の存在比率および転位密度を表す指標であり、立方体方位（およびその回転方位）結晶粒の存在比率が高いほど、また転位密度（格子欠陥）が高いほど半値巾は大きくなるという関係がある。
半値巾が、０．１５度未満では立方体方位（およびその回転方位）結晶粒の存在比率が低く従って耳率が大きく、逆に０．２５度を越えると転位密度が高いため成形性が劣り、特にカップ成形工程でのカップの割れと缶底部のしわが発生しやすくなり、薄肉化した缶胴を得ることが困難となる。
従って、本発明方法により、（２００）面の回折線強度の半値巾が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態とすることができる。
半値巾は前記の範囲、即ち立方体方位（およびその回転方位）結晶粒の存在比率と転位密度が適度になることによって、本発明の目的とするＤＩ成形時に耳率が低く、巻締加工時にフランジ加工部に割れがなく、缶底部にしわのない成形性の優れたＡｌ合金板が得られる。
例えば、前記他の要件を満足していたとしても、半値巾が０．１２度と低い場合は、ＤＩ成形性は良好であるが、耳率が高く（３．５％）、巻き締め成形で割れが発生する。また半値巾が０．２８度と高い場合は、巻き締め成形は良好であるが、ＤＩ成形で缶底にしわが発生する（耳率は、２．５％でやや良好である）。
【００２８】
以上のように、本発明方法により製造されたＡｌ合金板は、後に記す実施例からでも明らかなごとく、ＤＩ成形時の耳率を従来以上に低くして、ストリッピング工程での引っ掛かりが発生せず、また巻き締め加工をした時にフランジ加工部の割れも発生しなく、かつ缶底部にしわが発生しない。従って薄肉化・軽量化が容易となることが期待できる。
【００２９】
また、本発明の製造方法で得られたＡｌ合金板は、耳率が低く成形性が優れるため、特に薄肉化・軽量化をはかったＤＩ缶胴用材料として好適である。
【００３０】
【実施例】
以下、実施例によりさらに詳細に、本発明を説明する。
〔実施例１〕
表１に示す各種組成のＡｌ合金を，常法により溶解鋳造し，面削後、６１０℃で６時間の均質化熱処理を施した後、熱間圧延開始温度４５０℃で、厚さ４９０ｍｍの鋳塊から厚さ２．２ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延の最終パスにおける圧延速度は３２０メートル／分、減面率は４５％とし、熱間圧延終了温度は３００〜３１５℃の範囲とした。続いて３６０℃×２時間の焼鈍を施し完全に再結晶させたのち、厚さ０．３２ｍｍまで冷間圧延をおこなった。冷間圧延の減面率は８５．５％であった。続いてこれに１５０℃×４時間の焼鈍を施し、ＤＩ缶胴用Ａｌ合金板を得た。
【００３１】
【表１】
このようにして得たＡｌ合金板について、（２００）Ｘ線回折測定における（２００）面〔回折角２θ〕の回折線強度の半値巾（度）を求めた。なお、光学系の測定条件は以下のごとくした。
光学系の測定条件：Ｘ線源はＣｕをターゲットとし、波長１．５４０５Å
発散スリットは１°
受光スリットは０．１５ｍｍ
散乱スリットは１°
また引張試験により塗装焼き付け（２００℃×２０分）前後の素板の耐力強度を測定した。
【００３３】
さらに深絞り試験機により３３ｍｍφ（ブランク径５７ｍｍφ）の小径カップを絞り、その耳率を測定した。
また、実機の製缶ラインにて３５０ｍｌ容量の飲料用のＤＩ缶胴（側壁板厚１０５μｍ、側壁先端部板厚１６５μｍ）に加工し、脱脂、塗装、焼き付け、ネッキング（４段）、フランジ加工、内容物充填を順次施し、最後に蓋と巻き締め加工をおこない、耐圧強度と巻締部での割れの発生率を測定した。その結果を表２に示す。
【００３４】
【表２】
表２から明らかなように、本発明組成であるＡ〜Ｆは耳率が２．５％以下と低く、耐圧強度、巻き締め成形性とも良好である。
これに対し、ＭｇまたはＣｕ量の少ないＧ、Ｈは缶胴体の耐圧強度が低く、ＭｎまたはＳｉ量の少ないＩ、ＪはＤＩ加工で缶胴体の表面にゴーリングが発生した。またＭｇ量の多いＫはＤＩ加工で缶胴体にしごき割れが発生し、巻締部に割れも発生した。またＦｅ量の多いＬはＤＩ加工で缶胴体にピンホールが発生したうえ耳率も大きく、巻締部に割れも発生した。ＳｉとＣｕ量の多いＭはＤＩ加工で缶胴体にしごき割れが発生し、巻締部に割れも発生した。
【００３６】
〔実施例２〕
実施例１のＡのＡｌ合金を、常法により溶解鋳造し、面削後、均質化熱処理を施し、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。
【００３７】
【表３】
このようにして得たＡｌ合金板について、実施例１と同様にＸ線回折測定を行い、（２００）面〔回折角２θ〕の回折線強度の半値巾（度）を求めた。
さらに実施例１と同様にして引張試験による耐力強度測定、耳率測定、製缶試験を実施した。その結果を表４に示す。
【００３９】
【表４】
表４から明らかなように、本発明工程によるＮｏ．１〜６は、いずれも（２００）面のＸ線回折線の強度の半値巾が０．１５〜０．２５度の範囲内にあって、耳率が２．５％以下と低く、耐圧強度、成形性ともに良好である。
【００４１】
これに対し、本発明の範囲外の比較例は、いずれかの特性の点で劣った。即ち均質化処理温度の低いＮｏ．７、熱延最終パスの速度が遅いＮｏ．９、熱延最終パスの減面率が低いＮｏ．１１、熱延終了温度の低いＮｏ．１３、焼鈍がないかまたは温度の低いＮｏ．１５、１６は回転立方体方位の存在比率が低く、（２００）面のＸ線回折線の強度の半値巾が０．１５度未満であって耳率が高い。
また、均質化処理温度の高過ぎるＮｏ．８、熱延最終パスの速度が速すぎるＮｏ．１０、熱延最終パスの減面率が高すぎるＮｏ．１２、熱延終了温度の高すぎるＮｏ．１４、焼鈍温度の高過ぎるＮｏ．１７は、板の表面性状が不良であった。
【００４２】
また、減面率の高すぎるＮｏ．１８は耳率が大きく缶底部にしわも発生した。
また、仕上げ焼鈍がないかまたは温度が低く時間の短いＮｏ．１９、２０は（２００）面のＸ線回折線の強度の半値巾が０．２５度を越えて転位密度が高いため、缶底部にしわが発生した。また、仕上げ焼鈍温度が高すぎるＮｏ．２１は耐圧強度が不足した。
【００４３】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明に係わるＤＩ缶胴用Ａｌ合金板の製造方法は、Ａｌ合金板のＤＩ成形において、耳率が従来以上に低いためストリッピング工程で引っ掛かりが発生せず、また巻締加工をした時にフランジ加工部に割れが発生せず、かつ缶底部にもしわの発生がなく、従って薄肉化が容易である等工業上顕著な効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 （２００）面〔回折角２θ〕におけるＸ線回折線の強度の半値巾を示す説明図である。
【符号の説明】
Ｉp （２００）面〔回折角２θ〕における回折線の強度
β1/2 回折線の強度の半値巾（度）
Claims (1)
- Ｍｇ０．９〜１．３ｗｔ％、Ｃｕ０．１〜０．２ｗｔ％、Ｍｎ０．９〜１．２ｗｔ％、Ｆｅ０．３〜０．５ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜０．２ｗｔ％、さらにＴｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％若しくはＴｉ０．００５〜０．０５ｗｔ％及びＢ０．０００１〜０．０１ｗｔ％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に５６０〜６２０℃で１〜１０時間の均質化熱処理を施した後、熱間圧延するが、その熱間圧延の最終パスにおいて、圧延速度を３００〜４００メートル／分、減面率を４０〜６０％の範囲とし、かつ熱間圧延の終了温度を２９０〜３３０℃の範囲として熱延板を製造し、続いてこれに３００〜４００℃で１〜１０時間の焼鈍を施し、次いで減面率７５〜９０％の冷間圧延を施し、さらに１４０〜１７０℃で１〜１０時間の仕上げ焼鈍を施すことにより、当該Ａｌ合金板の耐力が２５０〜２９０ＭＰａ，耐圧強度が７００ＫＰａ以上であって、その金属組織のＸ線回折測定において下記の測定条件で得られた（２００）面の回折線強度の半値巾（β1/2 ）が０．１５〜０．２５度となるような結晶状態を有し、表面性状が良好な成形性に優れたＤＩ缶胴用Ａｌ合金板の製造方法。
光学系の測定条件：Ｘ線源はＣｕ
発散スリットは１°
受光スリットは０．１５ｍｍ
散乱スリットは１°
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