JPH02254143A - 成形加工用アルミニウム合金硬質板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は深絞り性の優れた成形加工用のアルミニウム
合金硬質板の製造方法に関し、特に缶胴材、缶益材など
のようなｉｔ装焼イリは処理が施される用途に適した強
度が得られしかも方向性、成形性にも優れたＡｉ’−Ｃ
ｕ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板の製造方法に
関するものである。

従来の技術 成形加工用アルミニウム合金板、特に缶胴材や缶菩材に
用いられるアルミニウム合金板については、より強度の
高い薄板を利用づることによる経済的効果を期待するべ
く、近年は薄肉化と高強度化が進められている。この種
の用途にはＪＩＳ　３００４合金硬質板や月３５０８２
合金硬質板、ＪＩＳ　５１８２合金硬質板などが主とし
て用いられているが、特に３００４合金硬質板は、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ことから、缶ｒＩｉｉＩ材に用
いられることが多い、この３００４合金硬質板は、均質
化熱処理後、常法に従って熱間圧延を施し、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＠最終冷間圧延を施して製品板とするこ
とが多い。この場合の中間焼鈍としては、箱型焼鈍炉を
用いて３００〜４００℃程度で３０分から３時間程度の
バッチ焼鈍を行なうのが一般的であり、また最終冷間圧
延の圧延率は高強度化を図るため７０％以上とブーるの
が通常である。一方、缶益材としては５０８２合金硬質
板や５１８２合金硬質板が用いられることが多く、この
場合も中間焼鈍は箱型焼鈍炉を用いたバッチ焼鈍が多く
、また最終冷間圧延の圧下率（よ高強度化のため８０％
以上とするのが通常である。

発明が解決しようとする課題 前述のような３００４合金や５０８２合金、５１８２合
金の硬質板を製造する過程において中間焼鈍に箱型焼鈍
炉を用いた場合、製品板の強度を高めようとすれば、中
間焼鈍後の最終冷間圧延率を高めざるを得ない。しかし
ながら、最終冷間圧延率を高めれば、方向性が悪化して
絞り加工時にＪ５いて圧延方向に対し４５゛の方向の耳
が発生しやすくなる問題、すなわち耳率制卸が難しくな
る問題が生じ、またそのほか成形性もやや悪くなる問題
が生じる。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、耳
率制御が容易でしかも成形性、強度にも優れた成形加工
用アルミニウム合金硬質板を得る方法を提供づ−ること
を目的とでるものである。

課題を解決するための手段 前述の問題を解決するべく本光明者等が鋭意実験・検問
を重ねたところ、先ず合金の成分系については、強度お
よび成形性に優れしかも耳率制御を容易とｊ−るために
は、Ａｊ’−Ｃｕ−Ｍｃ＋−Ｍｎ系としかつ適量のＦｅ
、Ｓｉを添加覆ることが有利であることを見出した。そ
してこのようにＭｎを含有する成分系のＡ！金合金おい
ては、圧延工程の各圧延パスのうち、中間焼鈍前の少な
くとも数パスを、１パス当りの圧延率が５〜２５％とな
るような軽圧下パスと１−ることによって、中間焼鈍の
最終冷間圧延率を大きくしても４５°耳の少ない成形加
工用硬質板が得られることを見出し、この発明をなすに
至った。

すなわち、一般に成形加工用アルミニウム合金硬質板の
方向性制ｍ＜耳率制御Ｉ）のためには、中間焼鈍時に０
−９０’方位を発達させ、その後の冷間圧延の優先方位
である４５゛方位とのバランスによる耳率の制御が有効
であることが知られており、したがって中間焼鈍時に０
−９０゛方位をいかにして兄達させるかが耳率制御のた
めに重要であるが、前述のようにＭｎを含有する系のへ
β合金においでは、鋳塊段階でのデンドライト組織が圧
延により破壊された段階から中間焼鈍までの各圧延パス
の１パス当りの圧下率を、従来の一般的な圧延プロセス
ど比較して格段に軽圧下の５〜２５％の圧延率とするこ
とが、中間焼鈍時に０−９０゛方位を兄達させるに有効
であり、したがって耳率制卸に有効であることを見出し
、この発明をなしたのである。

具体的には、この発明の成形加工用アルミニウム合金硬
質板の製造方法は、Ｍｇ　０．ｓ〜５．０ｓｖｔ％、Ｃ
ｕ　　０．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ　　０．３〜１．ｆ
ｈｖｔ％、Ｓｏ、１〜１．０ｗｔ％、Ｆｅ　　０．２〜
１．０ｗｔ％を含有し、残部がＡ１および不可避的不純
物よりなるアルミニウム合金の鋳塊に対して熱間圧延を
含む圧延を施した後中間焼鈍を痛すにあたり、中間焼鈍
前の各圧延パスのうち、鋳塊に対ブーる厚さ減少率が７
０％以上の段階の各圧延パスにおいては１パス当りの圧
延率を５〜２５％の範囲内に調整し、その後の中間焼鈍
を再結晶率が１００％となるように行ない、さらに中間
焼鈍後に４０％以上の冷間圧延をＭ−９”ことを特徴と
するものである。

作　　　用 先ずこの光間のアルミニウム合金硬質板製造方法におけ
る合金の成分限定理由について説明覆る。

合金成分は、主としてアルミニウムの強度を高めるとと
もに、成形性や耳率の制御を目的として添加するもので
ある。

Ｍｑ： ＭＣ７はＣｕ、３ｉとの共存によりＧ、　Ｐ、ゾーン→
β’Ｍ（Ｊ２Ｓｉ→βＭｇ２　Ｓ　ｉ　、あるいはＧ、
　Ｐ、ゾーン→Ｓ’　Ａｆ２ＣｕＭｇ−１ｓＡｆ２ＣＬ
ＪｆＶＩ９のような析出過程をたどって、中間相の析出
段階で強度向上に寄与１−る。缶胴材の場合、０．３闇
程度に薄肉化しても、塗装焼付は処理後の耐力で２７〜
２９瞭／−程度の強度を有していれば、缶底部の圧力容
器としての目安である耐圧強度は問題とならず、したが
って強度はこの程度を目標として、むしろ成形歩留りや
ツーリング性に影ｗ′ＴＪ−る方向性や成形性の向上を
図るべきてあり、ＭＣＩの成分限定も強度と成形性との
調和から定められている。

Ｍｇの含有中が０．５ｗｔ％未満て゛は、他の合金成分
と合せで調整しでも、４０％以上の最終冷間圧延率で塗
装焼付は処理後に２７１ｖ／−以上の耐力を得ることが
できず、したがってｌｖｌｇＭの下限は０．５ｗｔ％と
した。−乃　５．５ｗｔ％を越えてＭｇを添加した場合
には、加工硬化しやづくなって圧延性、成形性が悪くな
るから、Ｍｇ吊の上限は５．５ｗｔ％とした。

ＣＵ： この発明の方法によるアルミニウム合金硬質板の強度向
上には、塗装焼付（）処理時の時効硬化も利用しており
、ＣＵはこの時効硬化による強度向上に寄与する。この
効果は、Ａ　１　＝　Ｇ　ｕ−Ｍ　ｑ系析出物の析出過
程で生じるが、昇温速度、冷却速度の遅い箱型焼鈍炉を
用いた中間焼鈍プロセスを適用してこの効果を得るため
には、Ｃｕは７トリツクスに固溶している必要がある。

したがってＣＵの添加量の下限は効果の顕現される下限
であるＯ、　１ｗｔ％とした。一方１．０ｗｔ％を越え
るＣｕを添加した場合、時効硬化は容易に得られるもの
の、成形中に加工硬化しやづくなり、成形性を損なうか
ら、ＣＩＪｉの上限は１．０ｗｔ％とじた。

Ｍｎ： Ｍｎは強度向上と成形性向上に有効であるばかりてなく
、方向性（耳率）制御にも大きな影響を与える元素であ
ってこの発明において極めて重要な添加元素である。す
なわちＭｎを含まないへ１合金の場合には、中間焼鈍前
の１パス当りの圧延率は高いほど中間焼鈍時に０−９０
°耳の強い再結晶組織が得られるが、Ｍｎが添加された
場合は１パス当りの圧延率に最適値が存在し、後に改め
て説明するように、中間焼鈍前の数パス、特に鋳塊に対
づ”る厚さ減少率が７０％以上の段階での圧延パスの１
パス当りの圧延率を５〜２５％、好ましくは８〜１５％
に調整することによって、中間焼鈍時に０−９０’耳の
強い再結晶組織が得られ、ひいてはＩ＃軽冷冷間圧延板
の絞り加工時における４５°耳率が少ない板が得られる
。したがってこの発明の方法は、Ｍｎ添加による強度向
上効果と成形性向上効甲を活かしながら、方向性の而も
制御するためになされたもの、と古うことができる。前
述のようにＭｎの添加自体は強度と成形性の向上に有効
であるが、特にこの発明の方法による硬質板の主たる用
途である缶材においてはしごき成形が施されるのが通常
であるため、成形性向上のためにＭｎの添加が重要であ
る。通常アルミニウム合金板のしごき成形においては、
エマルジョンタイプの潤滑剤が使用されるが、Ｍｎ系品
出物が少ない場合には、同程度の強度を有していてもエ
マルジョンタイプの潤滑剤だけでは潤滑能が不足し、ゴ
ーリングと称される擦り疵や焼付き等の外観不良が生じ
るおそれがある。ｊｙｌｎ系晶出初晶出物き成形時にお
いて固体潤滑的な効果をもたらして、しどき成形後の外
観不良の発生を防止するに有効であるが、その効果は晶
出物の大きさ、革、種類に影響されることが知られてい
る。連続鋳造法を用いた冷Ｗ速度の高い鋳造を行なう場
合は、Ｍｎを１．８ｗｔ％を越えて添加しても特に支障
なく鋳造でき、晶出物サイズもその後の熱処理で調整可
能であるが、現在主流を占めているＤＣ鋳造では、Ｍｎ
　　１．ｆｈｖｔ％を越えて添加した場合、Ｍ　ｎ　Ａ
　Ｒ６の初晶巨人金属間化合物が発生し、名しく成形性
を損なうおそれがある。そこでｆｖｌｎの添加中」−眼
は１．８ｗｔ％とした。またＭｎの添加は、缶蓋のひき
ちぎり性や開缶性向上にも効果がある。ＭｎＭが０．３
１％未満ではＭｎ系品出物による前述の固体潤滑的効果
や開缶性の向上効果が得られないため、Ｍｎｌの下限は
０．３ｗｔ％とした。

Ｆｅ： ＦｅおよびＳｌはＭｎの晶出や析出を促進し、アルミニ
ウムマトリックス中の固溶量や１ｙｌｎ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。箱型焼
鈍炉を用いた中間焼鈍プロセスで最適な方向性や再結晶
粒度を得るためには、昇温速度が遅い熱履歴に応じた固
溶状態、不溶性化合物の分散状態、および加工歪が焼鈍
前に与えられていることが必要となるが、このような状
態を得るために必要な条件が、Ｍｎ添加吊に応じたＦｅ
、３ｉの添加である。Ｆｅ量が０．２ｗｔ％未満ては適
正な分散状態を胃ることか難しく、またＦ　ｅ　Ｉが１
．０ｗ１％を越えれば、Ｍｎ添加と相俟って、初晶巨大
化合物がＲ生じ、成形性を著しく損なう。したがってＦ
ｅｆｆ１は下限を０．２ｗｔ％、上限を１．０ｗ１％と
じた。

Ｓｉ： Ｍｇ２　Ｓ　ｉ系の晶出過程でも時効硬化による強度向
上が期待てきることが知られているが、この発明の方法
にお（ブる３ｉの役割は、強度向上よりもむしろ方向性
の制御にある。Ｆｅは再結晶粒を細かくするためには積
極的に添加して良い元素であるが、［Ｃがアルミニウム
マトリックス中に固溶している場合、４５°耳が発生し
やすくなるから、アルミニウムマトリックス中には固溶
させないことが望ましい。ＳｌはＦｅの析出を促進し、
結果的にマトリックス中のＦｅ固溶量を減少させる効果
があり、したがってＳｉの添加量はＦｅの添加量に応じ
て定まる。Ｓｌが０．１ｗｔ％未満では「０析出効果が
少なく、一方Ｓ１が１．０ｗ１％を越えればＦｅを析出
させる効果が飽和してしまう。したがって５ｉｆｆｌは
０．１〜１．０ｗ１％の範囲内どした。

以上の各成分の残部は、基本的にはＡβおよび不可避的
不純物とすれば良い。なお通常のアルミラム合金におい
ては鋳塊結晶粒微細化のために、Ｔ１、あるいはＴ１お
よびＢをｍ中添加覆ることがあり、この光間の場合にお
いてもｒｌｌｍのｌｉ、あるいはＴｉおよびＢを含有し
ていても良い。但し、Ｔ＋を添加する場合、０．０１　
ｗ４％未満ではＴ１添加の効果が得られず、一方０．１
５　ｗｔ％を越えれば初晶ＴｉＡｆ３が晶出して成形性
を害づ−るから、Ｔｉは０，０１〜０．１５　ｗｔ％の
範囲内とづ−ることか好ましい。またＴｉとともにＢを
添加する場合、Ｂが１ｐｐｎ未満ではＢ添加の効果が得
られず、一方Ｂが５００ｐｐｌを越えればＴｉＢ２の粗
大粒子が混入して成形性を害するから、Ｂは１〜５００
ｐｐｎの範囲内とすることが好ましい。そのほか、鋳造
時の溶湯酸化防」トのために３ｅを０．０２　ｗｔ％以
下の範囲で添加しても良い。さらに強度向上のため０、
３１ｖｔ％以下のＣｒ　、　　０．３ｗｔ％以下のＶ、
　　０．３ｗｔ％以下の７１のうちの１種または２種以
上を添加することもできる。

次にこの発明の方法にお〔プる製造プロセスについて説
明づる。

先ず、前述のような成分組成を有するアルミラム合金鋳
塊を常法に従ってＤＣ鋳造法等により鋳造する。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
熱間圧延前の予備加熱を７Ｉｌｉｉプか、または均質化
処理を兼勾た熱間圧延的予備加熱を施し、引続き常法に
従って熱間圧延を行なう。熱間圧延後にはたたちに中間
焼鈍を行なうか、または冷間圧延（−次冷間圧延）を行
なってから中間焼鈍を行なう。この中間焼鈍前におけ各
圧延パスの１パス当りの圧延率は、方向性の制御のため
に極めて重要であり、鋳塊に対づる厚さ減少率が７０％
以上の段階の圧延パスでは１パス当りの圧延率を５〜２
５％、好ましくは８〜１５％に調整することが方向性の
制御に有効である。

すなわち、既に述べたように成形加工用アルミラム合金
硬質板の方向性制御（４５°耳の耳率低減）のためには
、中間焼鈍時に０−９０°方位を兄達させ、その後の冷
間圧延（最終冷間圧延）での優先方位である４５°方位
とのバランスによる耳率の制御が有効であることが知ら
れているが、その場合如何にして中間焼鈍時に０−９０
°方位を発達させるかが大ぎな課題となっている。従来
、圧延時の１パス当りの圧延率は、圧延速度を高めて生
産性を向上させるという観点のもとに、割れ等の圧延欠
陥を招かない範囲内でできるだけ大ぎくすることが常識
とされており、中間焼鈍前の圧延パスでも少なくとも５
０％以上の１パス当り圧延率が適用されていた。しかる
にＭｎを含有する系のアルミニウム合金板では、中間焼
鈍によって０９０°方位を発達させるためには、中間焼
鈍前の１パス当りの圧延率は逆に少ないことが良いこと
を新規に見出した。ここで、Ｏ−９０’方位を発達させ
ることは、（１００）［００１］方位の再結晶粒の集積
度を高めことを意味ダるが、単純に中間焼鈍前の圧延に
Ｊ５４ノる７パス当りの圧延率を下げるだけで上述の方
位の再結晶粒の集積度を高め得るのではなく、鋳塊段階
で認められるデンドライト組織が圧延により破壊された
段階から軽圧下の圧延パスを適用づることが好ましく、
そのためにこの弁明では少なくともＩ塊に対する厚さ減
少率にして７０％双にの段階の各パスは１パス当り５〜
２５％の圧延率の軽圧下の圧延パスを適用することとし
ている。

なｉＪ’３ここで１塊に対づる厚さ減少率が７０％以上
の段臣の各圧延パスとは、ある圧延パスによる圧延後の
厚さで鋳塊に対する厚さ減少率が７０％以上となるよう
な圧延パスを含むものとし、したがって例えば鋳塊に対
ブーる岸さ減少率が６７％となっている板を圧延して圧
延後にａ″３ける板の鋳塊に対する厚さ減少率が７０％
以上となるような圧延パスも含むものとづる。またこの
ような軽圧下のパスは、鋳塊に対する厚さ減少率が７０
％以上の段階で適用開始した後には、中間焼鈍直前の圧
延パスまでの全てのパスに適用することは勿論である。

さらに、既に述べたように中間焼鈍前の圧延としては、
熱間圧延のみを行なう場合と、熱間圧延に引続いて冷間
圧延（−激論間圧延）を行なう場合とがあるが、前者の
熱間圧延のみの場合は前述の軽圧下の圧延パスが熱間圧
延段階で開始されることは勿論であり、一方後者の［熱
間圧延］＋［冷間圧延〕の場合は、鋳塊に対ダる厚さ減
少率に応じて、熱間圧延の段階で前述の軽圧下の圧延パ
スが開始されることも、また冷間圧延の段階で開始され
ることもある。但しこの発明においては、前述のように
中間焼鈍時に０−９０°方位を発達させるためには、軽
圧下の圧延パスを、鋳塊に認められるデンドライトｌＩ
ｆＪＭが圧延により破壊されただけではなく、新たに熱
間圧延中の再結晶が認められる段階から適用することが
望ましく、その意味からは、中間焼鈍前に熱間圧延およ
び冷間圧延を行なう場合も、熱間圧延の段階で軽圧下の
圧延パスを適用することが望ましい。

以上のような中間焼鈍前の軽圧下の圧延パスは、１パス
当りの圧延率が５％未満でも、また２５％を越えても、
中間焼鈍時に０〜９０゛方位を充分に発達させることが
できず、したがってその１パス当りの圧延率は５〜２５
％の範囲内に限定した。なおこの範囲内でも特に８〜１
５％の範囲内に調整ｊ−れば、より一層０−９０’方位
を充分に発達させることかできる。なおこのような軽圧
下のパスによる圧延であっても、マルチスタンドの圧延
機、例えば４スタンドタンデム圧延機あるいは５スタン
ドタンデム圧延機等を用いれば、生産性をさほど低下さ
ゼることはない。

中間焼鈍に関しては、この弁明ては主として箱型焼鈍炉
を適用したバッチ焼鈍の場合について方向性の改善を考
慮しており、したがって３０℃／ｈｒ以上の加熱速度で
昇温する中間焼鈍であれば良い。

またこの中間焼鈍における加熱保持は、再結晶が１００
％完了する条件であれば良いが、さらに圧延後の最終強
度を固溶によってＦＪｌ整する場合には、３７０℃以上
で３０分以上の加熱保持を行なうことが望ましい。

中間焼鈍後の最終冷間圧延における圧延率は特に限定さ
れないが、成分調整により従来と同程度の強度が期待で
きる下限の冷延率である４０％以上とした。

このようにして得られたアルミニウム合金圧延板は、方
向性、成形性に優れ、しかも強度向上を成形性、方向性
を損なうことなく図ることができ、缶胴材や缶蓋材とし
て優れた強度を有する成形品を得ることができる。

なお最終冷間圧延後には成形前に１４０〜１６０℃の温
度で数時間時効処理を施しても良く、このようにするこ
とによって塗装焼付（プ処理後の強度はさらに向上する
。

実　　施　　例 第１表の合金符号Ａ〜Ｆに示ず合金、づ−なゎちこの発
明で規定している成分組成範囲内の合金（符号Ａ、Ｂ）
および比較合金としての従来のＪＩＳ　３００４合金（
符号Ｃ）　、　ＪＩＳ　５０８２合金（符号Ｄ）、ＪＩ
Ｓ　５１８２合金（符＠Ｅ）につりで、常法に従ってＤ
Ｃｖｉ迄し、得られた鋳塊を常法に従って熱間圧延を行
ない、さらに一部を除いて一次冷間圧延を施した後、箱
型焼鈍炉を用いて中間焼鈍を施し、さらに最終冷間圧延
を施し、その後一部のものは最終焼鈍を施した。熱間圧
延後の詳ｌなブＯセス条件を第２表のプロセス番＠１〜
８に示す。なおここてブ［］セス番号１，３．５は中間
焼鈍前の７〜１２パスにｌｊ５いて１パス当り圧延率８
〜１５％の軽圧下のパスを適用した本冗明例、その他は
軽圧下のパスを適用ゼずに常法にしたがって各パス当り
５０％以上の圧延率で圧延した比較例もしくは従来例で
ある。

以上のようにして得られた各板に対し、焼付【プ処理前
後の機械的性質、方向性、絞り性、しこぎ性、ひきちぎ
り性を調べた結果を第３表に示す。

なお第３表において、「圧延のまま」とは、最終焼鈍を
施したプロセスの場合（プロセス番号１゜２）には、そ
の最終焼鈍後の楯械的性質を示す。

また第３表において、絞り性、しごき性、ひきちぎり性
の評価は、Ｎｏ、　６のプロセス＜　３００４合金従来
プロセス）　、Ｎ０．７のプロセス（５０８２合金従来
プロセス）、Ｎｏ、８のプロセス（５１８２合金従来プ
ロセス）を基準とし、これを良（Ｏ印）として、やや良
をΔ印、不良をＸ印、従来プロセス材よりも優れでいる
ものを◎印とした。また方向性の試験は、ブランク径５
８ｆｆｌφ、ボンデ径３２ａ＃Ｉφ、クリアランス４５
％の条件で、しごきを入れずに素材の特徴が出やすい深
絞りを行ない、深絞り後の耳率で示した。

また第３表において、焼付【プ処理は２００°Ｃ×２０
分の加熱によって行なった。

第３表に示すように、この発明の条件に従って製造した
アルミニウム合金圧延板（本発明例）は、比較例もしく
は従来例により冑られた圧延板と比較して、方向性は従
来例による圧延板よりはるかに優れ、かつ絞り性、しご
き性、ひきちぎり性に優れ、しかも焼付Ｅブ処理後の強
度も高い素材となっていることが明らかである。

発明の効果 実施例からも明らかなように、この発明の方法によれば
、強度向上のためにＣＬＩ、Ｍｇを添加しかつ方向性お
よび成形性の向上のためにＭｎ。

３ｉ、ｌ”ｅを添加した系の成形加工用アルミニウム合
金硬質板を製造するにあたって、従来の一般的な箱型焼
鈍炉を用いた中間焼鈍プロセスを適用した場合において
も方向性の制御が容易となり、強度、成形性を高めなが
ら絞り加工時における耳の発生の著しく少ないアルミニ
ウム合金硬質板を得ることが可能どなった。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｍｇ０．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｕ０．１〜１．０ｗｔ％
   、Ｍｎ０．３〜１．８ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜１．０ｗｔ
   ％、Ｆｅ０．２〜１．０ｗｔ％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の鋳塊に
   対して熱間圧延を含む圧延を施した後中間焼鈍を施すに
   あたり、中間焼鈍前の各圧延パスのうち、鋳塊に対する
   厚さ減少率が７０％以上の段階の各圧延パスにおいては
   １パス当りの圧延率を５〜２５％の範囲内に調整し、そ
   の後の中間焼鈍を再結晶率が１００％となるように行な
   い、さらに中間焼鈍後に４０％以上の冷間圧延を施すこ
   とを特徴とする成形加工用アルミニウム合金硬質板の製
   造方法。