JPH0413852A - アルミニウム合金硬質板の製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金硬質板の製造方法Info
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- JPH0413852A JPH0413852A JP11555890A JP11555890A JPH0413852A JP H0413852 A JPH0413852 A JP H0413852A JP 11555890 A JP11555890 A JP 11555890A JP 11555890 A JP11555890 A JP 11555890A JP H0413852 A JPH0413852 A JP H0413852A
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Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
(産業上の利用分野)
本発明は、強度及びD/I成形加工性にすぐれしかもD
/I成形加工・ベーキング後の成形性にすぐれたアルミ
ニウム合金硬質板の製造方法に関するものであり、更に
詳しく述べるなら高強度で成形加工性の良好な2ピ一ス
アルミニウム缶胴のD/I缶の塗装焼付は処理後の成形
を容易にするA I −M g −M n −Cu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
。 00℃から400℃で30分から3時間程度の箱型焼鈍
炉を用いた焼鈍であり、この場合最終冷延率は70%以
上で製造されている。又、もう一つは連続焼鈍炉を用い
る方法であり、中間焼鈍で高温到達及び急速冷却が可能
となり、これによる溶体化効果を利用して最終冷延率が
比較的ψなくても高強度が得られる。いずれにしても中
間焼鈍後冷間圧延を施してから最終焼鈍を施した材料が
用いられている。
/I成形加工・ベーキング後の成形性にすぐれたアルミ
ニウム合金硬質板の製造方法に関するものであり、更に
詳しく述べるなら高強度で成形加工性の良好な2ピ一ス
アルミニウム缶胴のD/I缶の塗装焼付は処理後の成形
を容易にするA I −M g −M n −Cu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
。 00℃から400℃で30分から3時間程度の箱型焼鈍
炉を用いた焼鈍であり、この場合最終冷延率は70%以
上で製造されている。又、もう一つは連続焼鈍炉を用い
る方法であり、中間焼鈍で高温到達及び急速冷却が可能
となり、これによる溶体化効果を利用して最終冷延率が
比較的ψなくても高強度が得られる。いずれにしても中
間焼鈍後冷間圧延を施してから最終焼鈍を施した材料が
用いられている。
缶材として用いられるA1合金板は近年薄肉化と高強度
化が進められている。これはより強度の高い薄板を利用
することによる経済効果を期待したものである。JI8
3004合金硬質板は、強度を上げる為に高度の冷間圧
延した場合でも比較的良好な成形性を有することから、
缶用材に用いられる事が多い。 この硬質板は下記の工程で製造されることが多い。すな
わち、均質化処理後、常法に従って熱間圧延され、次い
で、冷間圧延を施してから、或いは施さずに中間焼鈍を
行なう。この時の中間焼鈍には2種類有り、一つは3
化が進められている。これはより強度の高い薄板を利用
することによる経済効果を期待したものである。JI8
3004合金硬質板は、強度を上げる為に高度の冷間圧
延した場合でも比較的良好な成形性を有することから、
缶用材に用いられる事が多い。 この硬質板は下記の工程で製造されることが多い。すな
わち、均質化処理後、常法に従って熱間圧延され、次い
で、冷間圧延を施してから、或いは施さずに中間焼鈍を
行なう。この時の中間焼鈍には2種類有り、一つは3
薄肉化にともないD/I缶壁が薄くなりD/I缶の塗装
焼付は処理後、ネッキング成形・フランジ成形及びシー
ミング成形時の缶胴の挫屈がおきやすくなる。 このためD/I缶のネック部の強度は低く伸びのある材
料がよい。 しかし上記した従来材においては二つの中間焼鈍のタイ
プにより程度の差はあるがCu、Mg、Si等の金属元
素による溶体化効果があり、その後の冷間圧延による歪
の存在下では最終焼鈍時もしくはベーキング時の加熱に
より時効硬化する。一般的に缶胴材ではD/I成形加工
性特に深絞り性が重要視されるので冷延後最終焼鈍を行
なうかまたは冷間圧延の終了温度を高温に上げて成形性
をもたせている。しかしこのとき析出により時効硬化し
ており、D/I成形により更に歪が蓄積されその後のベ
ーキングにより時効が過度にすすみフランジ部の硬化や
伸びの低下を引きおこしてネッキング性やフランジ成形
性更にはシーミング性を悪、くする。 この現象について少し詳しく説明する。冷延上がり後、
従来の様にD/I成形加工性特に深絞り性を良くするた
め100〜200℃の温度で箱型焼鈍炉で最終焼鈍を施
したり冷間圧延をコイル温度が120℃を越える高温で
仕上げる方法はこの段階でAlCuMg、Mg2Si等
の析出により時効1!1.象を起こし、さらにその後D
/I成形加工によって時効析出した上に歪がまして、そ
の後の塗装焼付けの熱処理によりさらに時効析出が進み
材料は硬化して伸びが減少する。この現象により塗装焼
付は後のネッキング加工性、フランジ成形性さらにシー
ミング時の成形性が悪くなる。またネック部の強度が高
くなればネッキング時に缶の胴部の挫屈が起る恐れが強
くなる。
焼付は処理後、ネッキング成形・フランジ成形及びシー
ミング成形時の缶胴の挫屈がおきやすくなる。 このためD/I缶のネック部の強度は低く伸びのある材
料がよい。 しかし上記した従来材においては二つの中間焼鈍のタイ
プにより程度の差はあるがCu、Mg、Si等の金属元
素による溶体化効果があり、その後の冷間圧延による歪
の存在下では最終焼鈍時もしくはベーキング時の加熱に
より時効硬化する。一般的に缶胴材ではD/I成形加工
性特に深絞り性が重要視されるので冷延後最終焼鈍を行
なうかまたは冷間圧延の終了温度を高温に上げて成形性
をもたせている。しかしこのとき析出により時効硬化し
ており、D/I成形により更に歪が蓄積されその後のベ
ーキングにより時効が過度にすすみフランジ部の硬化や
伸びの低下を引きおこしてネッキング性やフランジ成形
性更にはシーミング性を悪、くする。 この現象について少し詳しく説明する。冷延上がり後、
従来の様にD/I成形加工性特に深絞り性を良くするた
め100〜200℃の温度で箱型焼鈍炉で最終焼鈍を施
したり冷間圧延をコイル温度が120℃を越える高温で
仕上げる方法はこの段階でAlCuMg、Mg2Si等
の析出により時効1!1.象を起こし、さらにその後D
/I成形加工によって時効析出した上に歪がまして、そ
の後の塗装焼付けの熱処理によりさらに時効析出が進み
材料は硬化して伸びが減少する。この現象により塗装焼
付は後のネッキング加工性、フランジ成形性さらにシー
ミング時の成形性が悪くなる。またネック部の強度が高
くなればネッキング時に缶の胴部の挫屈が起る恐れが強
くなる。
上記課題を解決するために本発明は次の構成を採る。
すなわち本願第1請求項は
Mg0. 5−1. 8wt、%、 CuO、 8w
t、%以下、Mn0.6〜1.8wt1%、Si0.1
〜0.5wt。 %、Fe0.2−1.0wt.%を含有し、残部Alお
よび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に常法
に従って均熱・熱間圧延を施し、その後そのまままたは
冷間圧延を施してから再結晶焼鈍を施し冷間圧延を施す
にあたり、この最終冷延の仕上の1パスを式1のTの値
が100〜250となる圧延条件でかつ巻取り直後のコ
イルの実態温度が110℃以下になるように圧延するこ
とを特徴とする強度及びD/I成形加工性に優れしかも
D/工成形加工・ベーキング後の成形性にすぐれたアル
ミニウム合金硬質板の製造方法。 式I T=1.95X(入側板厚−出側板厚)×(入
側耐力+出側耐力)/出側板厚 (ただし板厚の単位は
mm、耐力の単位はに匠f/lllIn2) で
ありまた本願第2請求項は Mg0. 5−1. 8wt、%、 CuO、 8w
t、%以下、Mn0. 6−1. 8wt、%、 Si
n、 1〜0. 5wt。 %、Fe0.2〜1.0wt.%を含有し、残部A1お
よび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に常法
に従って均熱・熱間圧延を施し、その後そのまままたは
冷間圧延を施してから再結晶焼鈍を施し冷間圧延を施す
にあたり、この最終冷延の仕上の1パスを式1のTの値
が100未満となる圧延条件で圧延した後1°C/Se
C以上の速度で昇温して130〜300℃の温度で2分
以内保持しその後1℃/ s e c以上の速度で冷却
して100℃以下とする最終焼鈍を施すことを特徴とす
る強度及びD/I成形加工性に優れしかもD/I成形加
工・ベーキング後の成形性にすぐれたアルミニウム合金
硬質板の製造方法 式I T=1.95X(入側板厚−出側板厚)×(入
側耐力士出側耐力)/出側板厚 (ただし板厚の単位は
mm、耐力の単位はKgf/mm2) である。 先ず、この発明のアルミニウム合金圧延板における成分
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。 M g ; M gはCu、Siとの共存によりG、
P、 ゾーン、βMg2Si、βMg2Siあるい
はG、 P、 ゾーン、S’ Al2CuMg、S
Al2CuMgといった析出過程を辿り析出するが、中
間相の析出段階では強度向上に寄与する。更にMg単独
でも固溶体強化に効果がある元素である。このように強
度向上には不可欠な元素であるが、Mgが0.5wt、
5未満ではその効果が少なく1.8%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
い為に再絞り性やしごき性を悪くする。そこでMgの範
囲は0. 5〜1.8wt、%とした。 Cu;本発明の製法によれば、Cuの溶体化効果が期待
でき、焼付は処理時のA l −Cu −M g系析出
物の析出過程で起る時効硬化を利用して強度向上に寄与
する元素である。Cuを0.5wt、%を超えて添加し
た場合、時効硬化は容易に得られるもの100’C以下
での時効が容易に進行して、D/I成形後の焼付塗装に
より過度に硬化して成形性を損う為、Cuの添加上限を
0.5wt、%とした。一方0.1wt、%未満ではそ
の効果が得られない。 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。特に本発明が目指す用途である缶胴
材では、しごき成形される為にとりわけMnは重要とな
る。アルミニウム板のしごき成形において1通常エマル
ジ目ンタイプの潤滑剤が用いられている。Mn系品出物
が少ない場合、同程度の強度を有していてもエマルジ目
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といった外観不良が発生する。 この現象は、晶出物の大きさ、量、種類に影響されるこ
とが知られている。連続鋳造法を用いた冷却速度の速い
鋳造では、Mn1.8wt、%を超えて添加しても問題
なく鋳造でき晶出物サイズもその後の熱処理で調整する
ことが可能であるが、現在主流であるり、 C,@造
では、M n A l e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量の上限は1.
8wt、%とした。また、Mn0.6wt、5未満では
、Mn化合物による固体潤滑的な効果が得られないため
下限を0.6wt、%とした。 Fe: FeおよびSiはMnの晶出や析出を促進し、
アルミニウム基地中の固溶量や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。この状態を
得る必要条件はMn添加量に応じたFe、Siの添加で
ある。Fe0.2wt、5未満では適正な化合物分散状
態を得ることが難しく、又Fe1.0wt.%を超える
とMn添加と相俟って初晶巨大化合物が発生し、D/I
成形性を著しく損う。そこでFeは0. 2〜1゜0w
t.%とした。 Si;Mg2Si系化合物の析出過程でも時効硬化が期
待できることは良く知られている。しかし本発明におけ
るSiの役割はこれとは異なり、FeおよびMnの析出
を促進し適正な化合物分散状態を得るための働きをする
。 つまりSiの範囲はFeとMn添加量から決ってくる。 Siが0.1wt、5未満では最適な金属間化合物の分
散が得られず、Siが0.5wt、%を超えるとFeと
Mnを析出させる効果は飽和してしまい、意味がなくし
かもMg2Siによる時効硬化が進みCuと同様の効果
で成形性を悪くする。そこでSi量は0. 1〜0.5
wt、%とした。 以上の各成分の残部はA1及び不可避不純物とすれば良
い。 なお通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微
細化の為にTi及びBを微量添加することがあり、本発
明のアルミニウム合金圧延板においても微量のTi、或
いはBを含有しても良い。 但し、Tiを添加する場合、0.01wt、%未満では
その効果が得られず、0.2wt、%を超えると初晶T
iA 13が晶出して成形性を阻害するから、Tiは0
.01〜0.2wt、%の範囲とすることが好ましい。 又、Tiと共にBを添加する場合、lppm未満ではそ
の効果がなく、500ppmを越えればTiB2の粗大
粒子が混入して成形性を害することから、Bは1〜50
0ppmの範囲とすることが好ましい。 又Cr、Zn等の元素が入ってもかまわず、Cry。 3 w t 、%以下、Zn0.5wt、%以下ならば
本発明の効果を失わず強度向上に寄与する。 次に本発明における製造プロセスについて説明する。 先ず、前述の様な合金組成を有するアルミニウム合金鋳
塊を常法に従ってり、 C,鋳造法により作製する。 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施すがまたは均質化処理
を兼ねた熱間圧延予備加熱を施し、引き続き熱間圧延を
行なう。 その後そのままもしくは冷間圧延を施した後再結晶処理
を施し冷間圧延を行なう。 この最終冷延の仕上の1パスを式I T=1.95X(入側板厚−出側板厚)×(入側耐力+
出側耐力)/出側板厚 (ただし板厚の単位はmm、
++m力の単位はKgf/mm2) のTの値が計算上で100〜250となるように圧下率
・歪速度および強度を設定して、しかも巻取り直後のコ
イルの実態温度が110℃以下になるように圧延する。 圧延機のタイプとしてタンデム圧延機の場合にはその全
てのスタンドのトータル圧下を1パスとみなす。最終の
パス時の歪蓄積が大きく冷延上がりコイルで110’C
を越えてしまう場合には、コイル巻取りの段階で強制空
冷等の処理を行なうことによって110’C以下にする
。 このような仕上圧延によって歪の回復が進みD/工成形
特に深絞り成形性を良好にする。式1のTの値が100
以上に上がることは材料がきわめて短時間に13’O℃
以上に温度が上がり自己回復が為されその後冷延ロール
や放射により急冷され析出が起こらない。しかし式1の
Tの値が250を超えると歪の回復が優先しすぎて強度
の低下が大きくなることと、冷延の出側で冷却機能を付
与させても、仕上りコイル温度が110℃以上となって
しまう。そこで式1のTの値は100〜250とする。 また別の方法としてこのときの最終冷延の仕上げの1パ
スを式1のTの値が計算上で100未満になるように圧
下率・歪速度および強度を設定して仕上げた場合には1
℃/ s e c以上の速度で昇温して130〜30o
℃の温度で2分以内保持しその後1℃/ s e c以
上の速度で冷却して100℃以下とする最終焼鈍を施す
ことにより歪を回復させD/I成形特に深絞りの成形性
を良好にする。昇温、保持、冷却の条件をこのように規
制することにより昇温、保持、冷却時に析出がψなく抑
えられ歪の回復が起こるためである。この昇温・冷却速
度は連続焼鈍炉を用いることにより得られる。130℃
未満の温度では2分程度の保持で歪の回復は充分に起ら
ず、これより長時間となると析出が始るので温度は13
0℃以上とした。また300’Cを超えると歪の回復が
優先して強度の低下が大きくなるので300℃以下とし
た。 上記2つの方法は一見異なるように思えるが、D/I成
形・焼き付は処理後の時効による硬化が適切で強度の向
上は望めるが過度な時効による硬化がなくしかも伸び等
の成形に必要な特性が良好であるという点で同じである
。 【作Jul] このようにして得られたアルミニウム硬質板は、深絞り
性に優れしかも焼付は塗装後の時効硬化現象が現れさら
には、しごき加工後焼付は処理後のフランジの硬化は従
来より低く押えられ伸びも出る。 (実施例) 第1表に示すような本発明に係る成分組成及び比較成分
組成の合金を常法にしたがってり、 C,鋳造し、得
られた鋳塊を常法にしたがって均熱・加熱を施しその後
熱間圧延した。 一16− その後、第2表に示す製法で得られた各板に対し、ベー
キング前後の耐力、深絞り性及び限界しごき率を第3表
に示した。缶のボトム部はほとんど加工を受けないので
耐圧強度の代用特性として元板のベーキング後の耐力を
もちいた。 また本材料の主な用途の缶用材においてD/I成形・焼
付は塗装後成形されるのは、フランジ相当部であるので
、その厚み(0,17mm)まで元板を圧延して200
℃×20分のベーキング後の機械的性質を測定して結果
を第3表に併せて示した。 その結果、本発明材は従来例と比べ、元板強度は同程度
もしくは低くなるため深絞り性やしごき性は同等かもし
くは良好な結果となっている。 つぎに板厚0.17mmまで圧延後の強度を見るとAB
EFの様に連続焼鈍(CAL)中間焼鈍の場合には耐力
値でI Kgf/mu2程度強度は低く、さらに伸びの
点では1゜5%以上の増加が見られ、その後の成形すな
わちネッキング成形・フランジ成形及びシーミング成形
時に缶胴の挫屈がおきにくい非常に有利な特性を示して
いる。箱型の焼鈍炉の場合はCAL材はど顕著な差は認
められないが同様な挙動を示し、強度で0. 6 Kg
f/mm2の低下、伸びで1%の増加が見込まれる。 【発明の効果1 このように本発明によるアルミニウム合金硬質板は2ピ
一ス缶の胴材としてD/I成形性は従来の材料と同等か
それ以上の特性を示し、しかもベーキング後の強度を同
じくした場合、時効による硬化が適切であるためDZI
後のフランジ相当部の強度が低いのでネッキング成形時
の加工荷重が少なくてすみ更にフランジ成形及びシーミ
ング成形時の加工荷重をも下げ得る。また伸びの点では
増加するのでフランジ成形時の割れも少なくなる。 以上
t、%以下、Mn0.6〜1.8wt1%、Si0.1
〜0.5wt。 %、Fe0.2−1.0wt.%を含有し、残部Alお
よび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に常法
に従って均熱・熱間圧延を施し、その後そのまままたは
冷間圧延を施してから再結晶焼鈍を施し冷間圧延を施す
にあたり、この最終冷延の仕上の1パスを式1のTの値
が100〜250となる圧延条件でかつ巻取り直後のコ
イルの実態温度が110℃以下になるように圧延するこ
とを特徴とする強度及びD/I成形加工性に優れしかも
D/工成形加工・ベーキング後の成形性にすぐれたアル
ミニウム合金硬質板の製造方法。 式I T=1.95X(入側板厚−出側板厚)×(入
側耐力+出側耐力)/出側板厚 (ただし板厚の単位は
mm、耐力の単位はに匠f/lllIn2) で
ありまた本願第2請求項は Mg0. 5−1. 8wt、%、 CuO、 8w
t、%以下、Mn0. 6−1. 8wt、%、 Si
n、 1〜0. 5wt。 %、Fe0.2〜1.0wt.%を含有し、残部A1お
よび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に常法
に従って均熱・熱間圧延を施し、その後そのまままたは
冷間圧延を施してから再結晶焼鈍を施し冷間圧延を施す
にあたり、この最終冷延の仕上の1パスを式1のTの値
が100未満となる圧延条件で圧延した後1°C/Se
C以上の速度で昇温して130〜300℃の温度で2分
以内保持しその後1℃/ s e c以上の速度で冷却
して100℃以下とする最終焼鈍を施すことを特徴とす
る強度及びD/I成形加工性に優れしかもD/I成形加
工・ベーキング後の成形性にすぐれたアルミニウム合金
硬質板の製造方法 式I T=1.95X(入側板厚−出側板厚)×(入
側耐力士出側耐力)/出側板厚 (ただし板厚の単位は
mm、耐力の単位はKgf/mm2) である。 先ず、この発明のアルミニウム合金圧延板における成分
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。 M g ; M gはCu、Siとの共存によりG、
P、 ゾーン、βMg2Si、βMg2Siあるい
はG、 P、 ゾーン、S’ Al2CuMg、S
Al2CuMgといった析出過程を辿り析出するが、中
間相の析出段階では強度向上に寄与する。更にMg単独
でも固溶体強化に効果がある元素である。このように強
度向上には不可欠な元素であるが、Mgが0.5wt、
5未満ではその効果が少なく1.8%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
い為に再絞り性やしごき性を悪くする。そこでMgの範
囲は0. 5〜1.8wt、%とした。 Cu;本発明の製法によれば、Cuの溶体化効果が期待
でき、焼付は処理時のA l −Cu −M g系析出
物の析出過程で起る時効硬化を利用して強度向上に寄与
する元素である。Cuを0.5wt、%を超えて添加し
た場合、時効硬化は容易に得られるもの100’C以下
での時効が容易に進行して、D/I成形後の焼付塗装に
より過度に硬化して成形性を損う為、Cuの添加上限を
0.5wt、%とした。一方0.1wt、%未満ではそ
の効果が得られない。 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。特に本発明が目指す用途である缶胴
材では、しごき成形される為にとりわけMnは重要とな
る。アルミニウム板のしごき成形において1通常エマル
ジ目ンタイプの潤滑剤が用いられている。Mn系品出物
が少ない場合、同程度の強度を有していてもエマルジ目
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といった外観不良が発生する。 この現象は、晶出物の大きさ、量、種類に影響されるこ
とが知られている。連続鋳造法を用いた冷却速度の速い
鋳造では、Mn1.8wt、%を超えて添加しても問題
なく鋳造でき晶出物サイズもその後の熱処理で調整する
ことが可能であるが、現在主流であるり、 C,@造
では、M n A l e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量の上限は1.
8wt、%とした。また、Mn0.6wt、5未満では
、Mn化合物による固体潤滑的な効果が得られないため
下限を0.6wt、%とした。 Fe: FeおよびSiはMnの晶出や析出を促進し、
アルミニウム基地中の固溶量や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。この状態を
得る必要条件はMn添加量に応じたFe、Siの添加で
ある。Fe0.2wt、5未満では適正な化合物分散状
態を得ることが難しく、又Fe1.0wt.%を超える
とMn添加と相俟って初晶巨大化合物が発生し、D/I
成形性を著しく損う。そこでFeは0. 2〜1゜0w
t.%とした。 Si;Mg2Si系化合物の析出過程でも時効硬化が期
待できることは良く知られている。しかし本発明におけ
るSiの役割はこれとは異なり、FeおよびMnの析出
を促進し適正な化合物分散状態を得るための働きをする
。 つまりSiの範囲はFeとMn添加量から決ってくる。 Siが0.1wt、5未満では最適な金属間化合物の分
散が得られず、Siが0.5wt、%を超えるとFeと
Mnを析出させる効果は飽和してしまい、意味がなくし
かもMg2Siによる時効硬化が進みCuと同様の効果
で成形性を悪くする。そこでSi量は0. 1〜0.5
wt、%とした。 以上の各成分の残部はA1及び不可避不純物とすれば良
い。 なお通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微
細化の為にTi及びBを微量添加することがあり、本発
明のアルミニウム合金圧延板においても微量のTi、或
いはBを含有しても良い。 但し、Tiを添加する場合、0.01wt、%未満では
その効果が得られず、0.2wt、%を超えると初晶T
iA 13が晶出して成形性を阻害するから、Tiは0
.01〜0.2wt、%の範囲とすることが好ましい。 又、Tiと共にBを添加する場合、lppm未満ではそ
の効果がなく、500ppmを越えればTiB2の粗大
粒子が混入して成形性を害することから、Bは1〜50
0ppmの範囲とすることが好ましい。 又Cr、Zn等の元素が入ってもかまわず、Cry。 3 w t 、%以下、Zn0.5wt、%以下ならば
本発明の効果を失わず強度向上に寄与する。 次に本発明における製造プロセスについて説明する。 先ず、前述の様な合金組成を有するアルミニウム合金鋳
塊を常法に従ってり、 C,鋳造法により作製する。 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施すがまたは均質化処理
を兼ねた熱間圧延予備加熱を施し、引き続き熱間圧延を
行なう。 その後そのままもしくは冷間圧延を施した後再結晶処理
を施し冷間圧延を行なう。 この最終冷延の仕上の1パスを式I T=1.95X(入側板厚−出側板厚)×(入側耐力+
出側耐力)/出側板厚 (ただし板厚の単位はmm、
++m力の単位はKgf/mm2) のTの値が計算上で100〜250となるように圧下率
・歪速度および強度を設定して、しかも巻取り直後のコ
イルの実態温度が110℃以下になるように圧延する。 圧延機のタイプとしてタンデム圧延機の場合にはその全
てのスタンドのトータル圧下を1パスとみなす。最終の
パス時の歪蓄積が大きく冷延上がりコイルで110’C
を越えてしまう場合には、コイル巻取りの段階で強制空
冷等の処理を行なうことによって110’C以下にする
。 このような仕上圧延によって歪の回復が進みD/工成形
特に深絞り成形性を良好にする。式1のTの値が100
以上に上がることは材料がきわめて短時間に13’O℃
以上に温度が上がり自己回復が為されその後冷延ロール
や放射により急冷され析出が起こらない。しかし式1の
Tの値が250を超えると歪の回復が優先しすぎて強度
の低下が大きくなることと、冷延の出側で冷却機能を付
与させても、仕上りコイル温度が110℃以上となって
しまう。そこで式1のTの値は100〜250とする。 また別の方法としてこのときの最終冷延の仕上げの1パ
スを式1のTの値が計算上で100未満になるように圧
下率・歪速度および強度を設定して仕上げた場合には1
℃/ s e c以上の速度で昇温して130〜30o
℃の温度で2分以内保持しその後1℃/ s e c以
上の速度で冷却して100℃以下とする最終焼鈍を施す
ことにより歪を回復させD/I成形特に深絞りの成形性
を良好にする。昇温、保持、冷却の条件をこのように規
制することにより昇温、保持、冷却時に析出がψなく抑
えられ歪の回復が起こるためである。この昇温・冷却速
度は連続焼鈍炉を用いることにより得られる。130℃
未満の温度では2分程度の保持で歪の回復は充分に起ら
ず、これより長時間となると析出が始るので温度は13
0℃以上とした。また300’Cを超えると歪の回復が
優先して強度の低下が大きくなるので300℃以下とし
た。 上記2つの方法は一見異なるように思えるが、D/I成
形・焼き付は処理後の時効による硬化が適切で強度の向
上は望めるが過度な時効による硬化がなくしかも伸び等
の成形に必要な特性が良好であるという点で同じである
。 【作Jul] このようにして得られたアルミニウム硬質板は、深絞り
性に優れしかも焼付は塗装後の時効硬化現象が現れさら
には、しごき加工後焼付は処理後のフランジの硬化は従
来より低く押えられ伸びも出る。 (実施例) 第1表に示すような本発明に係る成分組成及び比較成分
組成の合金を常法にしたがってり、 C,鋳造し、得
られた鋳塊を常法にしたがって均熱・加熱を施しその後
熱間圧延した。 一16− その後、第2表に示す製法で得られた各板に対し、ベー
キング前後の耐力、深絞り性及び限界しごき率を第3表
に示した。缶のボトム部はほとんど加工を受けないので
耐圧強度の代用特性として元板のベーキング後の耐力を
もちいた。 また本材料の主な用途の缶用材においてD/I成形・焼
付は塗装後成形されるのは、フランジ相当部であるので
、その厚み(0,17mm)まで元板を圧延して200
℃×20分のベーキング後の機械的性質を測定して結果
を第3表に併せて示した。 その結果、本発明材は従来例と比べ、元板強度は同程度
もしくは低くなるため深絞り性やしごき性は同等かもし
くは良好な結果となっている。 つぎに板厚0.17mmまで圧延後の強度を見るとAB
EFの様に連続焼鈍(CAL)中間焼鈍の場合には耐力
値でI Kgf/mu2程度強度は低く、さらに伸びの
点では1゜5%以上の増加が見られ、その後の成形すな
わちネッキング成形・フランジ成形及びシーミング成形
時に缶胴の挫屈がおきにくい非常に有利な特性を示して
いる。箱型の焼鈍炉の場合はCAL材はど顕著な差は認
められないが同様な挙動を示し、強度で0. 6 Kg
f/mm2の低下、伸びで1%の増加が見込まれる。 【発明の効果1 このように本発明によるアルミニウム合金硬質板は2ピ
一ス缶の胴材としてD/I成形性は従来の材料と同等か
それ以上の特性を示し、しかもベーキング後の強度を同
じくした場合、時効による硬化が適切であるためDZI
後のフランジ相当部の強度が低いのでネッキング成形時
の加工荷重が少なくてすみ更にフランジ成形及びシーミ
ング成形時の加工荷重をも下げ得る。また伸びの点では
増加するのでフランジ成形時の割れも少なくなる。 以上
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Mg0.5〜1.8wt.%、CuO、8wt.%
以下、Mn0.6〜1.8wt.%、Si0.1〜0.
5wt.%、Fe0.2〜1.0wt.%を含有し、残
部Alおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳
塊に常法に従つて均熱・熱間圧延を施し、その後そのま
ままたは冷間圧延を施してから再結晶焼鈍を施し冷間圧
延を施すにあたり、この最終冷延の仕上の1パスを式1
のTの値が100〜250となる圧延条件でかつ巻取り
直後のコイルの実態温度が110℃以下になるように圧
延することを特徴とする強度及びD/I成形加工性に優
れしかもD/I成形加工・ベーキング後の成形性にすぐ
れたアルミニウム合金硬質板の製造方法。 式1:T=1.95×(入側板厚−出側板厚)×(入側
耐力+出側耐力)/出側板厚(ただし板厚の単位はmm
、耐力の単位はKgf/mm^2) 2、Mg0.5〜1.8wt.%、Cu0.8wt.%
以下、Mn0.6〜1.8wt.%、Si0.1〜0.
5wt.%、Fe0.2〜1.0wt.%を含有し、残
部Alおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳
塊に常法に従って均熱・熱間圧延を施し、その後そのま
ままたは冷間圧延を施してから再結晶焼鈍を施し冷間圧
延を施すにあたり、この最終冷延の仕上の1パスを式1
のTの値が100未満となる圧延条件で圧延した後1℃
/sec以上の速度で昇温して130〜300℃の温度
で2分以内保持しその後1℃/sec以上の速度で冷却
して100℃以下とする最終焼鈍を施すことを特徴とす
る強度及びD/I成形加工性に優れしかもD/I成形加
工・ベーキング後の成形性にすぐれたアルミニウム合金
硬質板の製造方法 式1:T=1.95×(入側板厚−出側板厚)×(入側
耐力+出側耐力)/出側板厚(ただし板厚の単位はmm
、耐力の単位はKgf/mm^2)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11555890A JPH0413852A (ja) | 1990-05-01 | 1990-05-01 | アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11555890A JPH0413852A (ja) | 1990-05-01 | 1990-05-01 | アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0413852A true JPH0413852A (ja) | 1992-01-17 |
Family
ID=14665515
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11555890A Pending JPH0413852A (ja) | 1990-05-01 | 1990-05-01 | アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0413852A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2009242830A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | ボトル缶用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
JP2009242831A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | ボトル缶用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
-
1990
- 1990-05-01 JP JP11555890A patent/JPH0413852A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2009242830A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | ボトル缶用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
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