JPH0293049A - アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金板の製造方法Info
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- JPH0293049A JPH0293049A JP24575188A JP24575188A JPH0293049A JP H0293049 A JPH0293049 A JP H0293049A JP 24575188 A JP24575188 A JP 24575188A JP 24575188 A JP24575188 A JP 24575188A JP H0293049 A JPH0293049 A JP H0293049A
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Landscapes
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明はアルミニウム合金硬質板の製造方法。
さらに詳しくは高強度で、かつ成形性に優れ、飲料缶、
食缶などの金属缶の缶胴材および缶蓋材として好適な成
形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法に関するも
のである。
食缶などの金属缶の缶胴材および缶蓋材として好適な成
形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法に関するも
のである。
(従来の技術)
従来飲料缶として広く用いられているイージーオープン
缶は、キャンボディ(缶胴)とキャンエンド(缶蓋)か
らなるがこのイージーオープン缶は、まずキャンボディ
は板材を深絞り加工した後にしごき加工(D ll1t
形)を加えカップ状に製造される。他方キャンエンドは
板材にスコア加工とリベット成形(多段張出成形)を行
ってタブを取付は製造される。
缶は、キャンボディ(缶胴)とキャンエンド(缶蓋)か
らなるがこのイージーオープン缶は、まずキャンボディ
は板材を深絞り加工した後にしごき加工(D ll1t
形)を加えカップ状に製造される。他方キャンエンドは
板材にスコア加工とリベット成形(多段張出成形)を行
ってタブを取付は製造される。
以上のようにして製造されたキャンエンドをキャンボデ
ィに巻き締め接合することでイージーオープン缶が製造
される。
ィに巻き締め接合することでイージーオープン缶が製造
される。
上記キャンボディとしては、深絞り性及びDI成形性に
優れたJ I 53004合金板又はティンフリースチ
ール板が用いられ、キャンエンドとしてコーヒー、果汁
用等には、リベット成形性の優れたJ I 55052
合金板が用いられ、内圧の発生する炭酸飲料やビール等
には、さらに強度の高いJ I 55082合金板やJ
IS5182合金板等が用いられている。
優れたJ I 53004合金板又はティンフリースチ
ール板が用いられ、キャンエンドとしてコーヒー、果汁
用等には、リベット成形性の優れたJ I 55052
合金板が用いられ、内圧の発生する炭酸飲料やビール等
には、さらに強度の高いJ I 55082合金板やJ
IS5182合金板等が用いられている。
ところで、食品用の缶詰容器(食缶)には、多種のもの
があるがそれらのうち缶胴、缶蓋共にアルミ合金を使用
することにより容器の軽量化、イージーオープン性の向
上を図ると共に、従来のスチール缶胴とアルミ缶蓋の組
み合せで問題となっていた接触腐食による孔食(ガルバ
ニックコロ−ジョン)の発生を防止し、さらに深絞り加
工により缶胴の成形を行うことを特徴とするオールアル
ミツーピースDR缶の需要が増えてきている。そしてこ
の深絞り加工により成形される缶胴の製造には、製造ラ
インの簡略化および高速化による生産性向上を狙いとし
て予め塗装されたアルミニウム合金条が多用されている
。従来この種の用途に使用される材料としては、J I
55052.5352等のA文−Mg系合金かある。
があるがそれらのうち缶胴、缶蓋共にアルミ合金を使用
することにより容器の軽量化、イージーオープン性の向
上を図ると共に、従来のスチール缶胴とアルミ缶蓋の組
み合せで問題となっていた接触腐食による孔食(ガルバ
ニックコロ−ジョン)の発生を防止し、さらに深絞り加
工により缶胴の成形を行うことを特徴とするオールアル
ミツーピースDR缶の需要が増えてきている。そしてこ
の深絞り加工により成形される缶胴の製造には、製造ラ
インの簡略化および高速化による生産性向上を狙いとし
て予め塗装されたアルミニウム合金条が多用されている
。従来この種の用途に使用される材料としては、J I
55052.5352等のA文−Mg系合金かある。
(発明が解決しようとする課題)
ところて近年アルミ缶の需要が増大し、製造価格の低減
のため缶体の薄肉軽量化が進められており、これに伴っ
て素材の高強度化が強く望まれている。
のため缶体の薄肉軽量化が進められており、これに伴っ
て素材の高強度化が強く望まれている。
しかしながら、上記従来の合金板は成形性に優れている
ものの、缶の塗装焼付け(以下ベーキングと称す)時の
加熱により強度が低下し、これに伴って耐圧強度が不足
するために、内圧のかかる炭酸飲料やビール用のキャン
ボディあるいはキャンエンドでは板厚0.3mm以下の
薄肉化が困難であった。
ものの、缶の塗装焼付け(以下ベーキングと称す)時の
加熱により強度が低下し、これに伴って耐圧強度が不足
するために、内圧のかかる炭酸飲料やビール用のキャン
ボディあるいはキャンエンドでは板厚0.3mm以下の
薄肉化が困難であった。
そこで従来のアルミニウム合金について単に冷間圧延率
を上昇させたり、主合金含有元素であるMgを多く含有
させたりすることにより高強度にしようとすると、絞り
加工時の耳率の増加、深絞り性の低下をもたらすばかり
でなく、塗装焼付は加熱時の強度低下が大きくなり、薄
肉化に必要な強度が得られないという問題が生じた。
を上昇させたり、主合金含有元素であるMgを多く含有
させたりすることにより高強度にしようとすると、絞り
加工時の耳率の増加、深絞り性の低下をもたらすばかり
でなく、塗装焼付は加熱時の強度低下が大きくなり、薄
肉化に必要な強度が得られないという問題が生じた。
さらに上記のように、従来材を高強度とするために単に
冷間圧延率、Mg含有量を上昇させた場合、冷間圧延時
およびその後の深絞り時の縮みフランジ加工あるいはキ
ャンエンドのリベット加工時にせん所帯が発生しやすく
なるという問題点が生じる。せん所帯は冷間圧延時の圧
延板の圧延方向に平行な板厚断面からみて、板面に対し
て約30〜40°の傾斜角度で交差した線状模様として
表われ、特にMg量が高い場合あるいは冷間圧延率が高
い場合は板厚全体にせん所帯が成長するために圧延加工
時あるいはその後のプレス加工時に、その部分から破断
しそれ以上の加工が不可能となる。
冷間圧延率、Mg含有量を上昇させた場合、冷間圧延時
およびその後の深絞り時の縮みフランジ加工あるいはキ
ャンエンドのリベット加工時にせん所帯が発生しやすく
なるという問題点が生じる。せん所帯は冷間圧延時の圧
延板の圧延方向に平行な板厚断面からみて、板面に対し
て約30〜40°の傾斜角度で交差した線状模様として
表われ、特にMg量が高い場合あるいは冷間圧延率が高
い場合は板厚全体にせん所帯が成長するために圧延加工
時あるいはその後のプレス加工時に、その部分から破断
しそれ以上の加工が不可能となる。
また、深絞り時に容器側壁部に垂直方向に対し、約30
〜40°の傾斜角度で交差した曲線群となって現われる
せん所帯すなわちカゴメ模様は容器の外観を損ない、商
品価値を低下させると共に、食缶のように塗膜を施した
後に絞り加工する場合には、塗膜剥離を生じ耐食性を劣
化させる恐れかある。
〜40°の傾斜角度で交差した曲線群となって現われる
せん所帯すなわちカゴメ模様は容器の外観を損ない、商
品価値を低下させると共に、食缶のように塗膜を施した
後に絞り加工する場合には、塗膜剥離を生じ耐食性を劣
化させる恐れかある。
(課題を解決するための手段)
本発明者らはかかる現状に鑑み、鋭意研究を行った結果
、■従来のA l −M n −M g系などの300
0系、AfL−Mg系などの5000系の非熱処理型ア
ルミニウム合金の代りに熱処理型アルミニウム合金、特
に時効処理あるいはベーキング処理を施すことによりM
g −S i基金属間化合物の析出効果を起こすAM
−Mg−Si系合金を用いることにより、缶用アルミニ
ウム合金板として十分な強度および良好な成形性が得ら
れること、また■せん所帯は3000系、5000系な
どの非熱処理型合金の場合、合金中の固溶Mg原子と冷
間圧延などにより導入された可動転位が、動的歪み時効
を起こして生じたものであり、これが冷間圧延中あるい
はその後のプレス加工時に板厚方向に発達し、破断に至
ること、■60006000系の熱処理型合金において
も時効初期に生じる微細かつマトリックスと整合あるい
は半整合な析出相が、冷間圧延などにより導入された可
動転位に交切されることによりせん新帝が発生すること
、■しかし冷間圧延前に析出処理を行い、析出物をある
程度粗大化させることにより、せん新帝の形成が防止で
き、最終板の成形性を向上せしめることを見出し、この
知見に基づき本発明をなすに至った。
、■従来のA l −M n −M g系などの300
0系、AfL−Mg系などの5000系の非熱処理型ア
ルミニウム合金の代りに熱処理型アルミニウム合金、特
に時効処理あるいはベーキング処理を施すことによりM
g −S i基金属間化合物の析出効果を起こすAM
−Mg−Si系合金を用いることにより、缶用アルミニ
ウム合金板として十分な強度および良好な成形性が得ら
れること、また■せん所帯は3000系、5000系な
どの非熱処理型合金の場合、合金中の固溶Mg原子と冷
間圧延などにより導入された可動転位が、動的歪み時効
を起こして生じたものであり、これが冷間圧延中あるい
はその後のプレス加工時に板厚方向に発達し、破断に至
ること、■60006000系の熱処理型合金において
も時効初期に生じる微細かつマトリックスと整合あるい
は半整合な析出相が、冷間圧延などにより導入された可
動転位に交切されることによりせん新帝が発生すること
、■しかし冷間圧延前に析出処理を行い、析出物をある
程度粗大化させることにより、せん新帝の形成が防止で
き、最終板の成形性を向上せしめることを見出し、この
知見に基づき本発明をなすに至った。
すなわち本発明は、(1)Si0.5〜1.5wt%、
M g 0.5〜2.Ow t%を含有し、さらにFe
0.1−5−0,6wt%、M n 0.05〜1.0
wt%、Cr0.05〜0.3wt%のうち少なくとも
1種以上を含有し、残部として/l及び不可避不純物を
有するアルミニウム合金鋳塊に均質化処理、熱間圧延を
施して得られた合金板に、450〜580℃の温度で溶
体化処理、引き続き170〜220℃の温度で1時間以
上、好ましくは1〜24時間保持の析出処理を行った後
に、圧下率30%以上の冷間圧延を施すことを特徴とす
る成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法(以下
、第1発明という)、(2)冷間圧延の後に、100〜
250℃の温度で仕上焼鈍を施した前記(1)記載の成
形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法(以下、第
2発明という)を提供するものである。
M g 0.5〜2.Ow t%を含有し、さらにFe
0.1−5−0,6wt%、M n 0.05〜1.0
wt%、Cr0.05〜0.3wt%のうち少なくとも
1種以上を含有し、残部として/l及び不可避不純物を
有するアルミニウム合金鋳塊に均質化処理、熱間圧延を
施して得られた合金板に、450〜580℃の温度で溶
体化処理、引き続き170〜220℃の温度で1時間以
上、好ましくは1〜24時間保持の析出処理を行った後
に、圧下率30%以上の冷間圧延を施すことを特徴とす
る成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法(以下
、第1発明という)、(2)冷間圧延の後に、100〜
250℃の温度で仕上焼鈍を施した前記(1)記載の成
形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法(以下、第
2発明という)を提供するものである。
(作用)
本発明に係るアルミニウム合金板について、各含有成分
の作用とその含有量を限定した理由を以下に述べる。
の作用とその含有量を限定した理由を以下に述べる。
Siは0.5〜1.5wt%とする。
Siは含有量が0.5wt%未満では時効処理やベーキ
ングによりAQ−Mg−Si系化合物を析出させて強化
するには量的に不十分であり、含有量が1.5wt%を
越えると、焼入感受性が高くなり溶体化処理後の冷却過
程において粗大なM g −S i系合金が粒界に析出
して靭性が劣化し成形性が低下する。さらには時効処理
やベーキングでのA1−Mg−5i系化合物の析出量が
不足し十分な強度が得られなくなる。
ングによりAQ−Mg−Si系化合物を析出させて強化
するには量的に不十分であり、含有量が1.5wt%を
越えると、焼入感受性が高くなり溶体化処理後の冷却過
程において粗大なM g −S i系合金が粒界に析出
して靭性が劣化し成形性が低下する。さらには時効処理
やベーキングでのA1−Mg−5i系化合物の析出量が
不足し十分な強度が得られなくなる。
Mgは0.5〜2.0wt%とする。
Mgは含有量が0.5wt%未満ではMg−5i系化合
物を析出させて強化するには量的に不十分であり、2.
0wt%を越えると靭性が劣化し成形性が損われる。
物を析出させて強化するには量的に不十分であり、2.
0wt%を越えると靭性が劣化し成形性が損われる。
F e 0.1〜0.6 w t%、M n 0.05
〜1.Ow t%、Cr 0.05〜0.:l w t
%は、少なくとも1種以上を上記範囲内で含有する。
〜1.Ow t%、Cr 0.05〜0.:l w t
%は、少なくとも1種以上を上記範囲内で含有する。
Fe、Mn、Crは結晶粒を微細化して成形性を改善し
、集合組織を安定化させてカップ耳率な低減させ、さら
に強度も向上させる効果を有する。含有量が各々0.1
wt%、0−05wt%、0.05wt%未満では上記
効果が少なく。
、集合組織を安定化させてカップ耳率な低減させ、さら
に強度も向上させる効果を有する。含有量が各々0.1
wt%、0−05wt%、0.05wt%未満では上記
効果が少なく。
逆に各々0.6.1.0.’0.3wt%を越えて含有
されると粗大な金属間化合物を形成して絞り成形性ある
いはリベット成形性を劣化させる。
されると粗大な金属間化合物を形成して絞り成形性ある
いはリベット成形性を劣化させる。
また、鋳塊組織の微細化剤として通常添加されるTi、
Bは、それぞれ0.1wt%、0.02wt%以下の範
囲で添加するのが好ましい。
Bは、それぞれ0.1wt%、0.02wt%以下の範
囲で添加するのが好ましい。
さらにCuは0.5wt%以下の添加であれば、耐食性
を損わずに強度を向上するので添加してもよい。
を損わずに強度を向上するので添加してもよい。
その他の不純物は0.1wt%以下であれば特に問題は
ない。
ない。
次に本発明合金板の製造方法について説明する。
まず上記のような成分を含有するアルミニウム合金溶湯
な常法に従って鋳造する。この鋳造法としては半連続鋳
造法が一般的であるが、省エネルギーや機械的性質の向
上等から薄板連続鋳造をギってもよい。得られた鋳塊は
均熱処理(均質化処理)を行う、この均熱処理条件は、
溶体化処理の結晶粒を微細化させるために、均熱温度を
450〜600℃、均熱保持時間を48時間以内とする
ことが好ましい。
な常法に従って鋳造する。この鋳造法としては半連続鋳
造法が一般的であるが、省エネルギーや機械的性質の向
上等から薄板連続鋳造をギってもよい。得られた鋳塊は
均熱処理(均質化処理)を行う、この均熱処理条件は、
溶体化処理の結晶粒を微細化させるために、均熱温度を
450〜600℃、均熱保持時間を48時間以内とする
ことが好ましい。
均熱処理後は熱間圧延を行うが、この熱間圧延に関して
は特に厳密に管理する必要はなく、常法に従って400
〜500℃で熱間圧延を行えばよい。
は特に厳密に管理する必要はなく、常法に従って400
〜500℃で熱間圧延を行えばよい。
次に溶体化処理を行うが、その前に冷間圧延を施しても
よい、冷間圧延を行うことにより、溶体化処理での結晶
粒をさらに微細化することができる。
よい、冷間圧延を行うことにより、溶体化処理での結晶
粒をさらに微細化することができる。
溶体化処理は合金中へのMg、Siの固溶促進のため、
加熱温度を450〜580℃の範囲とする。すなわち溶
体化温度が450℃未満ではMg、Siの固溶か十分に
行われず、また580℃を越える温度ではバーニングに
よるMgの局部的な溶解が起こるため好ましくない、溶
体化処理方法は通常のバッチ焼鈍後急速冷却する方法で
も急速加熱、急速冷却する連続焼鈍でもよいが、連続焼
鈍法が耳率制御、結晶粒微細化による成形性(深絞り性
、リベット成形性)の向上、および生産性の向上の点か
ら望ましい、また溶体化加熱後の冷却過程での析出物生
成を防ぎ最終板の強度を確保する見地から冷却温度は5
℃/ s e c以上とすることが望ましい。
加熱温度を450〜580℃の範囲とする。すなわち溶
体化温度が450℃未満ではMg、Siの固溶か十分に
行われず、また580℃を越える温度ではバーニングに
よるMgの局部的な溶解が起こるため好ましくない、溶
体化処理方法は通常のバッチ焼鈍後急速冷却する方法で
も急速加熱、急速冷却する連続焼鈍でもよいが、連続焼
鈍法が耳率制御、結晶粒微細化による成形性(深絞り性
、リベット成形性)の向上、および生産性の向上の点か
ら望ましい、また溶体化加熱後の冷却過程での析出物生
成を防ぎ最終板の強度を確保する見地から冷却温度は5
℃/ s e c以上とすることが望ましい。
次に析出処理を行うか、この析出処理を170〜210
℃で行うのは析出硬化による最終板の強度向上を図ると
共に、析出相を粗大化させ、冷間圧延時およびその後の
プレス加工時のせんl1lfr帯の発生、成長を抑制す
るためであり、析出処理温度か170℃未満では、微細
な析出相を多数生じ。
℃で行うのは析出硬化による最終板の強度向上を図ると
共に、析出相を粗大化させ、冷間圧延時およびその後の
プレス加工時のせんl1lfr帯の発生、成長を抑制す
るためであり、析出処理温度か170℃未満では、微細
な析出相を多数生じ。
強度は向上されるものの、せん新帝が発生し易くなるた
め好ましくなく、210℃を越える温度てはせん新帝は
形成されないものの、強度か低下するため好ましくない
、また時効保持時間を1〜24時間とするのは1時間未
満では、上記の効果が不十分てあり、24時間を越えて
もこの効果が飽和してしまうためである。
め好ましくなく、210℃を越える温度てはせん新帝は
形成されないものの、強度か低下するため好ましくない
、また時効保持時間を1〜24時間とするのは1時間未
満では、上記の効果が不十分てあり、24時間を越えて
もこの効果が飽和してしまうためである。
次に冷間圧延を行うが、冷間圧延を圧下率30%以上で
行うのは、加工硬化により素板の強度を向上させるため
であり、圧下率30%未満では素板の薄肉化に対応した
十分な強度が得られないため好ましくない。
行うのは、加工硬化により素板の強度を向上させるため
であり、圧下率30%未満では素板の薄肉化に対応した
十分な強度が得られないため好ましくない。
次に第2発明では、冷間圧延後に仕上焼鈍を行う。これ
は加工組織を回復させて、成形性(絞り、張出し加工)
の向上を図るためであり、焼鈍温度が100℃未満では
所望の成形性を確保することができず、一方250℃を
越えると、回復か進行しすぎるため、十分な強度か得ら
れず好ましくない。
は加工組織を回復させて、成形性(絞り、張出し加工)
の向上を図るためであり、焼鈍温度が100℃未満では
所望の成形性を確保することができず、一方250℃を
越えると、回復か進行しすぎるため、十分な強度か得ら
れず好ましくない。
このようにして得られた本発明合金板は、脱脂等の処理
を受けた後、キャンエンド成形前あるいはキャンボディ
成形後に200℃程度の温度で数分間の塗装焼付け(ベ
ーキング)されるが、たとえ塗装焼付けされても強度の
低下が少ないか、またはむしろ強度がベーキング前より
も向上するため、キャンボディ、キャンエンド、食缶な
どの缶用として使用される成形用アルミニウム合金板と
して好適なものである。
を受けた後、キャンエンド成形前あるいはキャンボディ
成形後に200℃程度の温度で数分間の塗装焼付け(ベ
ーキング)されるが、たとえ塗装焼付けされても強度の
低下が少ないか、またはむしろ強度がベーキング前より
も向上するため、キャンボディ、キャンエンド、食缶な
どの缶用として使用される成形用アルミニウム合金板と
して好適なものである。
(実施例)
次に本発明を実施例に基づき、さらに詳細に説明する。
第1表に示す組成のA文合金を溶解し、DC鋳造法によ
り厚さ500mmのスラブに鋳造し、これを均質化処理
してから熱間圧延により厚さ3mmの板に圧延した0次
いでこの熱間圧延板に冷間圧延を施し、厚さ0.4〜1
.5mmの板に圧延した後に、同じく第1表に示される
条件で溶体化処理、析出処理、最終冷間圧延および仕上
焼鈍をそれぞれ施すことによって、本発明方法1〜4、
比較方法5〜15を実施し、本発明方法によるA1合金
板1〜4、比較方法によるA41合金板5〜15を作製
した。これらのA1合金板(最終板厚0.3mm)に2
00℃で10分間のベーキング処理を施した後、直径3
3mm、肩部の曲率半径4.5mmのポンチと、肩部の
曲率半径4.5mmのダイスを用いる深絞り成形により
絞りカップを作製し、限界絞り比(L、D、R,)を測
定すると共に、カップ側壁部のカゴメ模様の有無を測定
した。またエリクセン試験により張出し性を評価すると
共に、外径60mmのキャンエンドに形成し、リベット
成形性を評価した。
り厚さ500mmのスラブに鋳造し、これを均質化処理
してから熱間圧延により厚さ3mmの板に圧延した0次
いでこの熱間圧延板に冷間圧延を施し、厚さ0.4〜1
.5mmの板に圧延した後に、同じく第1表に示される
条件で溶体化処理、析出処理、最終冷間圧延および仕上
焼鈍をそれぞれ施すことによって、本発明方法1〜4、
比較方法5〜15を実施し、本発明方法によるA1合金
板1〜4、比較方法によるA41合金板5〜15を作製
した。これらのA1合金板(最終板厚0.3mm)に2
00℃で10分間のベーキング処理を施した後、直径3
3mm、肩部の曲率半径4.5mmのポンチと、肩部の
曲率半径4.5mmのダイスを用いる深絞り成形により
絞りカップを作製し、限界絞り比(L、D、R,)を測
定すると共に、カップ側壁部のカゴメ模様の有無を測定
した。またエリクセン試験により張出し性を評価すると
共に、外径60mmのキャンエンドに形成し、リベット
成形性を評価した。
リベット成形性は3段階張出加工により外径3mm、高
さ2.4mmのリベットを成形した後、タブを接合し割
れ発生率を測定し10000個成形したときの割れ不良
率で評価した。またベーキング前後の板の0.2%耐力
な引張試験により測定した。これらの結果を第2表に示
す。
さ2.4mmのリベットを成形した後、タブを接合し割
れ発生率を測定し10000個成形したときの割れ不良
率で評価した。またベーキング前後の板の0.2%耐力
な引張試験により測定した。これらの結果を第2表に示
す。
第2表の結果から明らかなように、本発明方法1〜4に
よって製造された本発明A見合金板1〜4はいずれも従
来のJ I S5182 (No。
よって製造された本発明A見合金板1〜4はいずれも従
来のJ I S5182 (No。
12)、JIS5052 (No、13.14)、J
I 53004 (No、15)合金板に比べ、高強度
で、かつ成形性に優れ、カゴメ模様の発生も見られない
のに対し、比較方法No、5〜11で製造された比較A
1合金板No、5〜11はこれらの特性のうち少なくと
もいずれかの性質が劣ったものになっている。すなわち
、溶体化温度が下限未満である合金板No、5は、強度
か不足すると共にぜん所帯か発生しやすく、冷間圧延率
か下限未満である合金板No、6は成形性は良好である
ものの強度か不足している。また、析出処理温度あるい
は時間か下限未満である合金板No、7.8は、強度は
十分であるが、せん所帯を多発し成形性が劣化している
。また析出処理時間か上限を越える合金板N089は、
強度が不足すると共に成形性が劣化する。また合金中の
Mg、Si量が下限未満の合金板No、IOは、成形性
は良好であるものの強度か不足し、Siが上限を越えて
添加された合金板No、11は、強度は十分であるが成
形性が著しく劣化する。
I 53004 (No、15)合金板に比べ、高強度
で、かつ成形性に優れ、カゴメ模様の発生も見られない
のに対し、比較方法No、5〜11で製造された比較A
1合金板No、5〜11はこれらの特性のうち少なくと
もいずれかの性質が劣ったものになっている。すなわち
、溶体化温度が下限未満である合金板No、5は、強度
か不足すると共にぜん所帯か発生しやすく、冷間圧延率
か下限未満である合金板No、6は成形性は良好である
ものの強度か不足している。また、析出処理温度あるい
は時間か下限未満である合金板No、7.8は、強度は
十分であるが、せん所帯を多発し成形性が劣化している
。また析出処理時間か上限を越える合金板N089は、
強度が不足すると共に成形性が劣化する。また合金中の
Mg、Si量が下限未満の合金板No、IOは、成形性
は良好であるものの強度か不足し、Siが上限を越えて
添加された合金板No、11は、強度は十分であるが成
形性が著しく劣化する。
(発明の効果)
このように本発明方法によれば強度及び成形性に優れた
アルミニウム合金板か得られ、これはキャンボディ、キ
ャンエンド、食缶などの缶用として好適に用いることが
できる。
アルミニウム合金板か得られ、これはキャンボディ、キ
ャンエンド、食缶などの缶用として好適に用いることが
できる。
特許出願人 古河アルミニウム工業株式会社代理人 弁
理士 飯 1)敏 三
理士 飯 1)敏 三
Claims (2)
- (1)Si0.5〜1.5wt%、Mg0.5〜2.0
wt%を含有し、さらにFe0.1〜0.6wt%、M
n0.05〜1.0wt%、Cr0.05〜0.3wt
%のうち少なくとも1種以上を含有し、残部としてAl
及び不可避不純物を有するアルミニウム合金鋳塊に均質
化処理、熱間圧延を施して得られた合金板に、450〜
580℃の温度で溶体化処理、引き続き170〜220
℃の温度で1時間以上の析出処理を行った後に、圧下率
30%以上の冷間圧延を施すことを特徴とする成形性に
優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - (2)冷間圧延の後に、100〜250℃の温度で仕上
焼鈍を施す請求項(1)記載の成形性に優れたアルミニ
ウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63245751A JP2773874B2 (ja) | 1988-09-29 | 1988-09-29 | アルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63245751A JP2773874B2 (ja) | 1988-09-29 | 1988-09-29 | アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0293049A true JPH0293049A (ja) | 1990-04-03 |
JP2773874B2 JP2773874B2 (ja) | 1998-07-09 |
Family
ID=17138253
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63245751A Expired - Lifetime JP2773874B2 (ja) | 1988-09-29 | 1988-09-29 | アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2773874B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2017179448A (ja) * | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 昭和電工株式会社 | Al−Mg―Si系合金板の製造方法 |
JP2021521346A (ja) * | 2018-05-15 | 2021-08-26 | ノベリス・インコーポレイテッドNovelis Inc. | 高強度6xxx及び7xxxアルミニウム合金ならびにその作製方法 |
JP2021529881A (ja) * | 2018-06-29 | 2021-11-04 | ハイドロ アルミニウム ロールド プロダクツ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングHydro Aluminium Rolled Products GmbH | 高い強度および高い電気伝導率を有するアルミニウムストリップの製造方法 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5292812A (en) * | 1976-02-02 | 1977-08-04 | Mitsubishi Metal Corp | Production of corrosion-resisting al alloy sheet having high strength and tough ductility |
-
1988
- 1988-09-29 JP JP63245751A patent/JP2773874B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5292812A (en) * | 1976-02-02 | 1977-08-04 | Mitsubishi Metal Corp | Production of corrosion-resisting al alloy sheet having high strength and tough ductility |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2017179448A (ja) * | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 昭和電工株式会社 | Al−Mg―Si系合金板の製造方法 |
JP2021521346A (ja) * | 2018-05-15 | 2021-08-26 | ノベリス・インコーポレイテッドNovelis Inc. | 高強度6xxx及び7xxxアルミニウム合金ならびにその作製方法 |
US11932928B2 (en) | 2018-05-15 | 2024-03-19 | Novelis Inc. | High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same |
JP2021529881A (ja) * | 2018-06-29 | 2021-11-04 | ハイドロ アルミニウム ロールド プロダクツ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングHydro Aluminium Rolled Products GmbH | 高い強度および高い電気伝導率を有するアルミニウムストリップの製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2773874B2 (ja) | 1998-07-09 |
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