JPH04214845A - 成形性に優れたアルミ合金板の製造方法 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はアルミニウム合金硬質板
に関し、更に詳しくは、飲料缶胴材として、しごき加工
性、塗装印刷（ベーキング）後の成形（ネック・フラン
ジ）性に優れ、かつしごき加工前の絞りカップにおいて
側壁のリューダースマーク及びカップコーナー部のくび
れに対して優れた特性を有するアルミ合金板の製造方法
に関する。

【０００２】

【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来よ
り、ビール及び炭酸飲料用などの飲料缶体には、材料と
してはＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系の３００４合金硬質板が用い
られ、実際に使用されている合金は

【表１】 のとおりであり、極く限られた成分内で調整されている
。

【０００３】近年、競合容器のスチール缶との間で、缶
の軽量化が活発に行われている。したがって、缶の軽量
化として、材料には高強度高成形性化及び低耳化の要望
が強くなっている。このため、本発明者らは、先に析出
硬化型の高強度材（特公昭６１−７４６５号他）、更に
ネック・フランジ成形性を向上させた高強度材（特願平
１−２２６７４６号）、これにしごき加工性を向上させ
た高強度材（特願平２−２６７４６７号）を開発してい
る。 しかしながら、素材の薄肉化に伴いしごき加工前のカッ
プの性能が重要視されてきた。すなわち、絞り成形後に
観察される側壁のリューダースマーク及びカップコーナ
ー部のくびれの点である。

【０００４】具体的には、以下の問題がある。 （１）素材の薄肉化は絞り加工時に板面により大きなシ
ワ押さえ力を必要とし、これにより、カップ側壁にリュ
ーダースマークの発生を促す。これは、しごき加工時に
缶胴割れ及び缶表面の欠陥を招く。 （２）同じく素材の薄肉化は絞り加工時にカップコーナ
ーにくびれ発生を促し、これは、しごき加工時にピンホ
ール及び缶胴割れの発生を招く。

【０００５】一方、缶体用材料の製造方法は、前述の３
００４合金の鋳塊に均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延
及び中間焼鈍を組み合わせて施す方法であり、焼鈍方法
については、高強度化及び生産性の向上を目的として、
例えば、特公昭６１−７４６５号、同６２−３７７０５
号、同６２−６７４０号、同６２−１３４２１号等が提
案されている。しかし、素材の薄肉化に伴いしごき加工
前のカップの性能については満足できるものではない。

【０００６】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、
缶全体の薄肉化を可能とする高強度高成形性のアルミ合
金硬質板が得られる方法を提供することを目的とするも
のである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】まず、前記課題に鑑みて
、本発明者らは、カップ成形に関して、成分組成、機械
的性質、ミクロ組織及び板製造条件とカップ性能（リュ
ーダースマーク、くびれ）との関係を詳細に調査した。 その結果、カップ性能はいずれにも影響を受けるが、特
にミクロ組織に影響を受ける。したがって、ミクロ組織
に影響を与える成分組成、製造条件がポイントとなるこ
とを確認した。ミクロ組織の微細化は前記課題の発生を
抑制し、成分組成では焼鈍時に再結晶の核となるＦｅ、
Ｍｎ量が重要であり、これは晶出物形成の元素と対応す
る。またミクロ組織は製造条件に影響を受け、特に熱間
圧延時の製造条件をコントロールし、適正な範囲内であ
れば結晶粒の微細化が可能であることを究明した。

【０００８】また、これとは別に、目的である缶軽量化
について、特に缶体強度、晶出物及び成形性に対する成
分組成及び製造条件の影響を調査し、以下のことが明ら
かとなった。すなわち、缶側壁の薄肉化には、缶壁強度
の適正化（強度低下）が重要であり、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ
系の晶出物を比較的大きく、且つ多量に分散させること
、更に製品までの冷間圧延率を大きくとることがポイン
トであり、これが、ベーキング時に缶壁強度を適正化（
低下）させ、缶側壁の薄肉化を可能とする。晶出物のコ
ントロールにはＦｅとＭｎ量が重要であるが、サイズの
コントロールにはＳｉとＺｎも重要である。すなわち、
ＦｅとＭｎにより形成される晶出物はＳｉ量の増加によ
りα相を形成（しごき加工性向上）すると共に晶出物の
巨大化を招く。一方、Ｚｎ添加は晶出物の微細化（数増
加）に効果があり、上記Ｓｉとの組み合わせが重要とな
る。

【０００９】以上の知見により、ここに絞りカップ性能
も優れた高強度高成形性のアルミ合金硬質板の製造方法
を発明したものである。

【００１０】すなわち、本発明は、Ｍｎ：０．５〜１．
２％、Ｍｇ：０．５〜１．２％、Ｆｅ：０．４〜０．７
％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５
％及びＺｎ：０．０５〜１．０％を含有し、かつ、Ｆｅ
とＳｉとは、Ｆｅ＋Ｓｉ＝０．７〜１．０％、Ｆｅ／Ｓ
ｉ＝１．２５〜２．０の関係を満足し、残部がＡｌと不
可避的不純物からなるアルミ合金鋳塊に５６０〜６００
℃の温度で１時間以上の均質化熱処理を施した後、熱間
圧延開始温度を５５０〜４５０℃、仕上げ熱間圧延での
入側温度を４５０〜３８０℃にてタンデム圧延し、この
時の圧下率を９０％以上、出側温度を３３０℃以上とし
てコイル巻き上げ時に再結晶させ微細化し、その直後又
は放冷後、加熱冷却速度１００℃／ｍｉｎ以上、板温度
４００〜６００℃に１０分以内の保持、更に冷却に関し
ては板温度が１５０℃以下になる条件の連続焼鈍を施し
た後、冷間圧延率８０％以上の冷間圧延を行うことを特
徴とする成形性に優れたアルミ合金板の製造方法を要旨
とするものである。以下に本発明を更に詳述する。

【００１１】

【作用】まず、本発明における化学成分の限定理由は次
のとおりである。 Ｍｎ： Ｍｎは強度の向上、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物の適正生
成によるしごき加工性の向上、缶壁強度の軟化に効果の
ある元素である。しかし、０．５％未満ではいずれの効
果もなく、また１．２％を超えると強度が高くなりすぎ
て成形性（絞り、しごき、張出し性、フランジ性）の低
下を招く。したがって、Ｍｎ量は０．５〜１．２％の範
囲とする。

【００１２】 Ｍｇ： Ｍｇは強度向上に効果のある元素であり、特にＣｕとの
組合せにより、ベーキング時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出
物による析出硬化を示し、缶底部の高強度化に有効であ
る。 しかし、０．５％未満ではその効果は小さく、また１．
２％を超えると強度が高くなりすぎて成形性の低下を招
く。したがって、Ｍｇ量は０．５〜１．２％の範囲とす
る。

【００１３】 Ｆｅ： ＦｅはＭｎとの関係でＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物形成に
よるしごき加工性の向上、晶出物形成による缶壁強度の
軟化及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物形成による高強度化
に効果がある。しかし、０．４％未満ではいずれの効果
もなく、また０．７％を超えると巨大晶出物を生成し成
形性の低下を促す。したがって、Ｆｅ量は０．４〜０．
７％の範囲とする。

【００１４】 Ｓｉ： ＳｉはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物に相変態を生じさせ
、いわゆるα相を形成（硬度向上）して、しごき加工性
の向上に効果がある。しかし、０．２％未満ではその効
果は少なく、また０．５％を超えると晶出物の巨大化及
び晶出物の全面Ｓｉ変態により逆にしごき加工性の低下
を促す。したがって、Ｓｉ量は０．２〜０．５％の範囲
とする。

【００１５】 Ｆｅ＋Ｓｉ： Ｆｅ＋Ｓｉ量は晶出物の量及びサイズの適正化により、
しごき加工性の向上に効果がある。しかし、Ｆｅ＋Ｓｉ
量が０．７％未満では本発明品のしごき加工に対しては
不充分であり、また１．０％を超えると晶出物の巨大化
及びα相の全面形成により、しごき加工性の低下を促す
。したがって、Ｆｅ＋Ｓｉ量は０．７〜１．０％の範囲
とする。

【００１６】 Ｆｅ／Ｓｉ： Ｆｅ／Ｓｉ比はα相の最適形成によるしごき加工性の向
上に効果がある。しかし、Ｆｅ／Ｓｉ比が１．２５未満
ではα相の形成量が少なく、しごき加工性に対しては不
充分である。また、２．０を超えると晶出物の全面α相
化が進み、加工時に割れの起点となる。したがって、Ｆ
ｅ／Ｓｉ比は１．２５〜２．０の範囲とする。

【００１７】 Ｃｕ： ＣｕはＭｇと同様の効果を示す元素であり、Ａｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系析出物による析出硬化を示し、缶底部の高強度
化に有効である。しかし、Ｃｕ量が０．０５％未満では
その効果が少なく、また０．５％を超えると強度が高く
なりすぎて成形性の低下を促す。したがって、Ｃｕ量は
０．０５〜０．５％の範囲とする。

【００１８】 Ｚｎ： Ｚｎは晶出物の分散を適正にし、絞り、しごき加工性及
びフランジ成形性の向上に効果がある。しかし、Ｚｎ量
が０．０５％未満ではその効果が少なく、また１．０％
を超えても特に問題はないが、コスト的に不利である。 したがって、Ｚｎ量は０．０５〜１．０％の範囲とする
。

【００１９】次に本発明の製造法について説明する。上
記化学成分を有するアルミ合金は常法により溶解、鋳造
し、得られた鋳塊は熱間圧延前に均質化熱処理が施され
る。この熱処理は、その後の熱間圧延性の向上、前述の
α相の形成によるしごき加工性の向上及び絞り加工時に
形成される耳抑制に効果がある。しかし、５００℃未満
ではいずれの効果も小さく、また６００℃を超えるとバ
ーニング等による板表面の性能低下を招く。なお、保持
時間はなくてもよいが、好ましくは１時間以上である。 したがって、均質化熱処理は５６０〜６００℃の温度で
行う。

【００２０】引き続き行われる熱間圧延が本発明のポイ
ントの１つである。すなわち、本発明では熱間上がりの
状態で結晶粒の微細化を得ることであり、そのためには
、熱間圧延終了直後に再結晶していることが必要である
。仕上げ熱間圧延時の発熱により再結晶させるには圧延
時の歪量と上がり温度の関係を最適化することが重要で
あり、本発明では熱間圧延開始温度を５５０℃〜４５０
℃（好ましくは５２０〜４８０℃、このために２段の均
質化熱処理も可）にすると共に、仕上げ熱間圧延前の温
度を４５０〜４３０℃とし、圧下率９０％以上のタンデ
ム圧延を施す。これにより、圧延時の歪量及び仕上げ熱
間圧延時の発熱を大きくする。この範囲以外の条件では
歪量或いは熱間圧延時の発熱が不足し、熱間圧延終了時
に再結晶が得られない。また、熱間圧延終了温度が３３
０℃未満ではその前の歪量に関係なく再結晶が得られな
い。このことより、本発明では熱間圧延条件として開始
温度、仕上げ熱間圧延前後の温度及びタンデム圧延での
圧下量を規制している。また、缶軽量化に対して材料に
要求される特性（強度、耳率）を満足させるためには熱
間圧延終了板厚をコントロールすることが重要である。 本発明では１．５〜２．０ｍｍ程度（仕上げ圧延前板厚
１５〜２０ｍｍ以上、好ましくは１８〜３０ｍｍ）が最
適である。

【００２１】次の連続焼鈍は、熱間圧延直後又は放冷後
のいずれかで行われる。前者の方が生産性（冷却される
までの時間なし）及び熱エネルギー共に優れる製造方法
であり好ましい。連続焼鈍は所謂ＣＡＬと呼ばれる連続
焼鈍炉にて行われ、その条件は強度及び成形性に大きな
影響を与える。加熱及び冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未
満では強度及び成形性の向上に対する効果が少ない。し
たがって、加熱及び冷却速度は１００℃／ｍｉｎ以上の
範囲とする。板温度はＣｕ、Ｍｇの強制固溶量に影響し
、４００℃未満では完了せず、また６００℃を超えると
バーニングによる板面不良を招く。したがって、板温度
は４００〜６００℃の範囲とする。なお、高強度高成形
性の面で好ましくは４５０〜５３０℃の範囲である。ま
た、保持時間はＣｕ、Ｍｇの強制固溶量に影響し、低温
（４００℃）であれば１０分程度、高温（５００℃以上
）であれば保持なしでもよく、したがって、保持時間は
１０分以内とする。更に、冷却に関して１５０℃以上で
冷却が完了するとＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の析出物が生成し
、製品板での加工時（ベーキング）に析出硬化が得られ
ない。したがって、冷却に関しては板温度が１５０℃以
下になるようにする。

【００２２】最後の工程である冷間圧延は、強度及び成
形性（缶壁のベーキング軟化）に影響を与え、８０％未
満では強度及び成形性（ネック・フランジ性）向上の効
果が得られない。したがって、最終の冷間圧延率は８０
％以上とする。

【００２３】なお、その後に仕上げ焼鈍を施して、延性
向上による高張出し性を確保する工程を行うこともあり
、この場合には１００〜２００℃の温度で１時間以上の
焼鈍を施す。次に本発明の実施例を示す。

【００２４】

【実施例１】

【表２】 に示すアルミ合金に５８５℃×４ｈｒの均質化熱処理を
施し、熱間圧延前に放冷して５１０℃とした後、熱間圧
延を実施した。仕上げ熱間圧延（４タンデム）では入側
温度を４００℃とし、２５ｍｍから２．０ｍｍ（出側温
度３５０℃）まで行い、直ちに加熱冷却速度が３５０℃
／ｍｉｎ、板温度が５００℃、焼鈍終了温度が８０℃と
なる連続焼鈍を実施した。その後、冷間圧延にて０．３
ｍｍの板製品とした。表３に板製品における材料特性を
示す。

【００２５】供試材は、いずれも本発明の製造工程であ
るため、結晶粒は微細である。その中で、本発明例のＮ
ｏ．１とＮｏ．２は適正な機械的性質と晶出物分布を有
し、いずれの成形性にも優れている。しかし、従来例Ｎ
ｏ．３は、Ｚｎの添加がなく、ネック・フランジ性にや
や劣っている。また比較例Ｎｏ．４Ｃｕ量不足によりベ
ークハードが得られず、缶強度不足である。更に比較例
Ｎｏ．５はＦｅ、Ｍｎ、Ｍｇ量が多く、強度が高すぎる
こと等により成形性に劣っている。

【００２６】なお、製品板の成形性は以下の方法により
評価した。カップの性能（リューダース、くびれ）につ
いては、クランクプレスを用いて８７ｍｍφの絞りカッ
プ（絞り比１．７２）にて評価し、限界絞り比（ＬＤＲ
）については、エリクセン試験機を使用してブランク径
を変更し、成形できる絞り比（ブランク径／ポンチ径）
にて求めた。なお、ポンチ径は３３ｍｍφ、潤滑油はダ
イドローＮ、シワ押さえ力５００ｋｇｆである。更に、
限界しごき加工率（ＬＩＲ）はブランク径１５０ｍｍφ
を８７ｍｍφのポンチ径にて製作した絞りカップに、実
機レベルのＤＩ加工機を用いて、通常３伸でしごき加工
するところを２伸で行い、そのしごきダイスの径を変化
させ、成形できる加工率（１伸と２伸の肉厚変化）にて
求めた。なお、缶サイズは３５０ｃｃであり、水溶性潤
滑油を使用した。

【００２７】また、得られたＤＩ缶（６６ｍｍφ×１２
２ｍｍｈ）に２００℃のベーキングを施し、４段のネッ
ク加工を実施した。加工配分は径で２ｍｍ／段である。 ネック性は４段ネックができた成功率にて評価した。更
に、交角９０度のポンチにて穴拡げを実施し、フランジ
率１２％（フランジ径６５ｍｍφ、ネック径５８ｍｍφ
）における成功率にてフランジ性を評価した。

【００２８】更に、缶強度である耐圧、座屈強度は窒素
封入及び軸圧縮にて求めた。以上の成形性等の評価結果
は

【表３】 に示すとおりであり、本発明例はいずれも比較例よりも
カップ性能に優れている。

【００２９】

【実施例２】表１中の合金Ｎｏ．１用いて、

【表４】 の条件にて熱間圧延及び焼鈍を実施し、その後０．４ｍ
ｍまで冷間圧延し、製品板とした。

【表５】 に結晶粒、強度及び成形性（カップの性能）を示す。な
お、仕上げ熱間圧延の入り側温度は４００℃である。

【００３０】これより、本発明範囲内の工程Ａによれば
結晶粒微細化によりカップ性能に優れ、かつ高強度であ
ることがわかる。しかし、その他の工程では結晶粒の微
細化ができず、又は高強度が得られず、満足できるもの
ではない。

【００３１】

【実施例３】表１中の合金Ｎｏ．１ついて、表３中の工
程Ａにおける仕上げ熱間圧延時の入り側温度を変化させ
、他は同じ条件で製品板を得た。入側温度は３５０℃、
４００℃及び４７０℃の３種類であり、３５０℃のもの
については熱間圧延時のクーラントを減少させても出側
温度は３２０℃であり、熱延後に再結晶が得られなかっ
た。また、４７０℃のものについては熱間圧延中のスタ
ンド間（タンデム）にて再結晶が生じ、コイル巻き上げ
時に結晶粒の微細化（５０μｍ）ができなかった。これ
により、入り側温度は本発明範囲にコントロールする必
要があることが確認された。

【００３２】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
得られるアルミ合金硬質板はカップの性能に優れ、かつ
高強度高成形性を有するので、近年の缶軽量化の要望に
充分応えられるものである。また、これによりアルミ缶
の普及を促進し、リサイクリング向上による資源の有効
活用につながる。

【表６】

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％で（以下、同じ）、Ｍｎ：０．
   ５〜１．２％、Ｍｇ：０．５〜１．２％、Ｆｅ：０．４
   〜０．７％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｃｕ：０．０５
   〜０．５％及びＺｎ：０．０５〜１．０％を含有し、か
   つ、ＦｅとＳｉとは、Ｆｅ＋Ｓｉ＝０．７〜１．０％、
   Ｆｅ／Ｓｉ＝１．２５〜２．０の関係を満足し、残部が
   Ａｌと不可避的不純物からなるアルミ合金鋳塊に５６０
   〜６００℃の温度で１時間以上の均質化熱処理を施した
   後、熱間圧延開始温度を５５０〜４５０℃、仕上げ熱間
   圧延での入側温度を４５０〜３８０℃にてタンデム圧延
   し、この時の圧下率を９０％以上、出側温度を３３０℃
   以上としてコイル巻き上げ時に再結晶させ微細化し、そ
   の直後又は放冷後、加熱冷却速度１００℃／ｍｉｎ以上
   、板温度４００〜６００℃に１０分以内の保持、更に冷
   却に関しては板温度が１５０℃以下になる条件の連続焼
   鈍を施した後、冷間圧延率８０％以上の冷間圧延を行う
   ことを特徴とする成形性に優れたアルミ合金板の製造方
   法。