JPH04228551A - 耳率の小さい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、例えば２ピースアルミニウム缶の缶胴材す
なわちＤＩ缶胴材あるいは缶蓋材等として使用される成
形加工用アルミニウム合金硬質板の製造方法に関し、特
に成形加工時の耳の発生が少なく、しかも強度、成形加
工性に優れたＡ■−Ｃｕ−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ＤＩ缶の缶胴材と
して用いられるアルミニウム合金板については、より強
度の高い薄板を使用す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
の種の用途には従来から種々のアルミニウム合金が用い
られているが特にＡ■−Ｍｇ−Ｍｎ系合金であるＪＩＳ
　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
ところから、ＤＩ缶の缶胴材に使用されることが多い。

この３００４合金硬質板の製造方法としては、その鋳塊
に均質化熱処理を施した後、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
さずに中間焼鈍を施し、その後最終冷間圧延を施して製
品板とすることが多い。

このような工程中における中間焼鈍としては、一般には
箱焼鈍炉を用いて３００〜４００℃において３０分〜３
時間程度保持するバッチ焼鈍を適用することが多く、こ
の場合最終冷間圧延の圧延率は７０％以上とすることが
通常である。また近年は連続焼鈍炉の普及に伴ない、中
間焼鈍に連続焼鈍を適用することによって急速昇温、高
温短時間加熱、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間圧延の圧延率が比較的低くて
も高強度が得られるようにしたプロセスも提案されてい
る。

発明が解決しようとする課題 ＤＩ缶の缶胴材に要求される性能としては、前述のよう
に高強度を有しかつ成形性が優れていることのほか、ま
たＤＩ加工時の耳率が低いことが重要である。

ところで前述のような３００４合金硬質板の従来の製造
方法の問題点は、中間焼鈍を箱型焼鈍炉で行なう場合と
、連続焼鈍炉で行なう場合とで異なる。

すなわち先ず連続焼鈍炉を用いたプロセスでは、ＤＩ加
工時に発生する耳率の制御が難しく、中間焼鈍に供され
るまでの過程で工夫を要する。

一方箱型焼鈍炉を用いたプロセスでは、強度を高めよう
とすれば最終冷間圧延率を高めざるを得ず、このように
最終冷間圧延率を高くすれば耳率の制御が難しくなる。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、最
終冷間圧延率を高めても成形加工時における耳率の制御
が容易であって、しかも成形性、強度に優れたアルミニ
ウム合金硬質板を製造する方法を提供しようとするもの
である。

課題を解決するための手段 この発明の方法では、基本的には、Ａ■−Ｍｇ−Ｍｎ−
Ｃｕ系のアルミニウム合金の成分組成を適切に設定し、
熱間圧延においては ａ）金属間化合物の周辺の歪を回復させて、ｂ）それ以
外のマトリックスの歪は回復させないで蓄積し、 熱間圧延後の自己熱もしくはその後の再結晶焼鈍で再結
晶させる際に金属間化合物周辺を起点とする再結晶・亜
結晶化を防止する一方、それ以外のマトリックスを起点
とする再結晶・亜結晶化を促進することによって、耳率
の制御を容易としている。

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、Ｍｇ０．５〜２．５ｗｔ％、Ｃｕ０
．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ０．６〜１．８ｗｔ％、Ｓｉ
０．１〜１．０ｗｔ％、Ｆｅ０．２〜１．０ｗｔ％を含
有し、かつＦｅ／Ｓｉの重量比が３．０以下であり、残
部がＡ■および不可避的不純物よりなる合金を鋳造して
その鋳塊に均質化熱処理を施した後、熱間圧延を行なう
にあたり、熱間圧延での総圧下率を７０％以上として、
少なくともその熱延上り前の７０％の間の圧下率の圧延
過程における各圧延パス間での再結晶率を１０％以下と
し、しかも熱延上がり温度を２７０〜３５０℃の範囲内
の温度とするとともに熱延上がり板厚を３ｍｍ以下とし
て熱間圧延板の断面のミクロ組織において再結晶粒と１
０μｍ以下の粒径の亜結晶粒が合計で５０％以上を占め
る熱延板を得、その後、 （Ａ）無処理（但しこの無処理は熱延板の状態で１００
％再結晶している場合に限る）、（Ｂ）再結晶処理、 （Ｃ）圧下率３０％以下の冷間圧延後、再結晶処理、以
上の（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）のうちいずれかの過程を経
て、さらにその後５０％以上の冷間圧延を施すことを特
徴とするものである。

作用 先ずこの発明におけるアルミニウム合金の成分限定理由
について説明する。

以下に示す各合金成分は、主として材料の強度を高める
とともに、耳率や成形性の制御を目的として添加される
ものである。

Ｍｇ： ＭｇはＣｕ、Ｓｉとの共存によりＧ．Ｐ．ゾーン→β′
Ｍｇ２Ｓｉ→βＭｇ２Ｓｉ、あるいはＧ．Ｐ．ゾーン→
Ｓ′Ａ■２ＣｕＭｇ→ＳＡ■２ＣｕＭｇのような析出過
程をたどり、中間相の析出段階で強度向上に寄与する。

またＭｇは単独でも固溶強化に寄与する元素である。こ
のようにＭｇは強度向上に不可欠な元素であるが、Ｍｇ
が０．５ｗｔ％未満では強度向上の効果が少なく、一方
２．５ｗｔ％を越えれば、絞り成形上は特に問題ないが
、加工硬化しやすくなるため、再絞り性やしごき加工性
等の成形性を悪化させる。したがってＭｇ量は０．５〜
２．５ｗｔ％の範囲内とした。

Ｃｕ： この発明の方法では、熱延上りの時点でＣｕの固溶量が
維持できるならば、箱型焼鈍炉を用いたプロセスでもＣ
ｕの溶体化を期待することができ、もちろん連続焼鈍炉
を用いたプロセスではこの効果が期待できる。そのため
Ｃｕが添加されていれば、塗装焼付け処理時におけるＡ
■−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の析出過程での時効硬化を利用
して強度向上を図ることができる。但しＣｕ量が０．１
ｗｔ％未満では上述の効果がほとんど期待できず、一方
１．０ｗｔ％を越えてＣｕを添加した場合、時効硬化は
容易に得られるものの、成形加工中に加工硬化が生じや
すくなって成形性を損なうから、Ｃｕの添加量は０．１
〜１．０ｗｔ％とした。

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。特にこの発明における主用途である缶胴材
においては、苛酷なしごき成形が施されるから、成形性
向上のためにＭｎの添加は重要である。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
潤滑剤が使用されているが、Ｍｎ系晶出物が少ない場合
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ある。Ｍｎ系
晶出物はしごき成形時において固体潤滑的な効果をもた
らして、しご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、量、種類に影
響される。連続鋳造法を用いた冷却速度の速い鋳造を行
なう場合には、Ｍｎが１．８ｗｔ％を越えて添加されて
も特に支障なく鋳造できるばかりでなく、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鋳造法では、Ｍｎが１．８ｗｔ％を越えて添
加されれば、ＭｎＡ■６の初晶巨大金属間化合物が生じ
、逆に著しく成形性を損なうおそれがある。そこでＭｎ
の添加量の上限は１．８ｗｔ％とした。またＭｎ量が０
．６ｗｔ％未満では、Ｍｎ化合物による前述の固体潤滑
的な効果が得られないため、Ｍｎ量の下限は０．６ｗｔ
％とした。

Ｆｅ： ＦｅはＳｉとともに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。

特にこの発明の方法の場合、成形加工時の耳率を制御す
るために最適な方向性を得ることを目的としているが、
この効果を得るためには、中間焼鈍（再結晶処理）にお
いてそれまでの熱履歴に応じて最適な再結晶組織を得る
ことができるような固溶状態、不溶性化合物の分散状態
および熱延後の加工歪（あるいは熱延段階とそれに引続
く軽度の冷間圧延後の加工歪）が再結晶前に存在してい
ることが必要となる。このような条件を得るためには、
Ｍｎ添加量に応じた適切なＦｅ量、Ｓｉ量とする必要が
ある。Ｆｅ量が０．２ｗｔ％未満では、適正な化合物分
散状態を得ることが困難となり、一方Ｆｅ量が１．０ｗ
ｔ％を越えれば、Ｍｎ添加と相俟って初晶巨大金属間化
合物が発生して成形性を著しく損なうおそれがある。そ
こでＦｅ量は０．２〜１．０ｗｔ％の範囲内とした。

Ｓｉ： Ｓｉが添加されている場合、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
が、この発明におけるＳｉの役割は、強度向上よりもむ
しろ成形加工時の方向性の制御にある。すなわちＦｅは
再結晶粒を微細にするためには積極的に添加して良い元
素であるが、Ｆｅがアルミニウム基地中に固溶している
場合、４５゜耳が発生しやすくなるから、Ｆｅはアルミ
ニウム基地中に固溶させないことが好ましい。ＳｉはＦ
ｅの析出を促進し、結果的にアルミニウム基地中のＦｅ
の固溶量を減少させ、これにより成形加工時の方向性を
良好にする。ここでＦｅ／Ｓｉ比（重量比）が３．０を
越えればＳｉが少な過ぎてＦｅの固溶量が大きくなる。

Ｆｅ／Ｓｉ比が３．０以下であれば、Ｆｅの固溶量を少
なくして方向性を良好とすることができる。したがって
Ｓｉ量はＦｅ量に応じてＦｅ／Ｓｉ比が３．０以下とな
るように定める必要がある。またＳｉの絶対量が０．１
ｗｔ％未満では最適Ｆｅ／Ｓｉ比を得ることが難しく、
一方１．０ｗｔ％を越えればＦｅの析出を促進させる効
果が飽和し、また過度な固溶状態となるため時効硬化性
は高くなるが方向性制御には不適当となる。したがって
Ｓｉの絶対量は０．１〜１．０ｗｔ％の範囲内とした。

以上の各成分の残部は、基本的にはＡ■および不可避的
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ために、Ｔｉ、あるいはＴｉ
およびＢを微量添加することがあり、この発明の場合に
おいても微量のＴｉ、あるいはＴｉおよびＢを含有して
いても良い。但し、Ｔｉを添加する場合、０．０１ｗｔ
％未満ではＴｉ添加の効果が得られず、一方　０．２ｗ
ｔ％を越えれば初晶ＴｉＡ■３が晶出して成形性を害す
るから、Ｔｉは０．０１〜０．２ｗｔ％の範囲内とする
ことが好ましい。またＴｉとともにＢを添加する場合、
Ｂが１ｐｐｍ未満ではＢ添加の効果が得られず、一方Ｂ
が５００ｐｐｍ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１〜５００ｐｐｍ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
止のためにＢｅを０．０２ｗｔ％以下の範囲で添加して
も良い。さらに不純物としてＣｒ、Ｚｎ、Ｖ、Ｚｒ等の
元素が微量含有されていても良く、Ｃｒ０．３ｗｔを％
以下、Ｚｎ０．１ｗｔ％以下、Ｖ０．３ｗｔ％以下、Ｚ
ｒ０．３ｗｔ％以下であれば特にこの発明の効果が損な
われることはない。

次にこの発明の成形加工用アルミニウム合金硬質板の製
造方法におけるプロセスについて説明する。

先ず前述のような成分組成を有するアルミニウム合金の
溶湯を常法に従って溶製し、鋳造する。

鋳造法としては一般的なＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）を
適用すれば良い。得られた鋳塊に対しては、均質化熱処
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
か、または均質化熱処理を兼ねた熱間圧延前予備加熱を
施し、引続き熱間圧延を行なう。均質化熱処理の条件は
特に限定しないが、通常は５００〜６２０℃、１〜２０
時間とすれば良い。

熱間圧延においては、熱間圧延での総圧下率を７０％以
上とし、少なくともその熱延上り前の７０％の圧下率の
圧延過程における各圧延パス間での再結晶率が１０％以
下となるように制御する。すなわち、熱間圧延の仕上げ
圧延の圧下率が７０％以上の場合、その仕上圧延におけ
る圧延終了前からさかのぼって少なくとも圧下率７０％
の圧延の間における各パス間の再結晶率が１０％以下と
なるように制御すれば良く、また仕上げ圧延が圧下率７
０％未満である場合には、その仕上げ圧延とその前の中
間圧延もしくは粗圧延を通して圧延終了前からさかのぼ
って少なくとも圧下率が７０％の間における各パス間の
再結晶率が１０％以下となるように制御すれば良い。具
体的には、例えば熱延上がり板厚が３ｍｍであるとすれ
ば、板厚が１０ｍｍの段階から３ｍｍに仕上げるまでの
間の圧下率が７０％であるから、熱間圧延工程で少なく
とも１０ｍｍとなった段階から熱延終了までの数パスに
おける各パス間での再結晶率が１０％以下となるように
制御すれば良い。

このように熱間圧延における圧延終了前の圧下率７０％
以上の圧延過程での各パス間の再結晶率を１０％以下に
規制することは、 ａ）金属間化合物周辺の歪を回復させて、ｂ）それ以外
のマトリックスの歪は回復させないで蓄積し、 熱間圧延後の自己熱もしくはその後の再結晶焼鈍で再結
晶させる際に金属間化合物周辺を起点とする再結晶・亜
結晶化を防止する一方、それ以外のマトリックスを起点
とする再結晶・亜結晶化を促進することを意味する。す
なわちこの発明においては、熱間圧延終了後最終冷延前
のキューブ方位の再結晶・亜結晶を増すことによって最
終板の耳率を制御するわけであるが、キューブ方位は金
属間化合物周辺を起点とする再結晶・亜結晶にはほとん
ど存在せず、逆にそれ以外のマトリックスを起点とする
再結晶・亜結晶にはキューブ方位が多いからである。こ
のように各パス間での再結晶率を制御することは、各パ
ス間の時間（保持時間）を圧延温度および圧下率に応じ
て適切に調整することにより達成することができる。例
えば第１図には、缶胴材として代表的な３００４合金に
ついて、熱間圧延１パスにおける圧延温度と圧下率に対
し、再結晶率が１０％となるような圧延パス後保持時間
の等時間直線を示す。この第１図において、各等時間直
線の左下の領域が再結晶率１０％以下の領域となり、し
たがって圧延温度と圧下率から、再結晶率が１０％以下
となるような各パス間保持時間の目安を求めることがで
きる。なお３００４合金よりもＭｇ等の合金元素量が増
加すれば第１図の等時間直線は低圧下側、低温側にずれ
、また仕上熱間圧延の前の熱履歴によっても等時間直線
はずれるが、安全サイドの条件はこの図より容易に見出
すことができる。

さらに熱間圧延における上がり温度は２７０〜３５０℃
の範囲内、上がり板厚は３ｍｍ以下とし、かつ熱間圧延
上がりの熱延板のままで、その熱延板におけるミクロ組
織として、再結晶粒と１０μｍ以下の亜結晶粒が合計で
５０％以上を占めるような再結晶状態となるように調整
する。このような条件は、前述のような熱延終了前の圧
下率７０％以上の圧延過程における各パス間の再結晶率
の制御とならんで、成形加工時の耳率の制御のために重
要である。

すなわち、前述のように各パス間の再結晶率を制御する
ことによって ａ）金属間化合物周辺の歪を回復させて、ｂ）それ以外
のマトリックスの歪は回復させないで蓄積し、 熱間圧延後の自己熱もしくはその後の再結晶焼鈍で再結
晶させる際に金属間化合物周辺を起点とする再結晶・亜
結晶化を防止する一方それ以外のマトリックスを起点と
する再結晶・亜結晶化を促進するのである。これによっ
て熱間圧延終了後最終冷延前のキューブ方位の再結晶・
亜結晶を増加し、その結果最終板として０−９０゜高耳
の板が得られるようになる。すなわち４５゜耳が低く、
全体として耳率の低い最終板が得られるようになる。

ここで、熱延上りのままで再結晶粒と１０μｍ以下の亜
結晶粒が合計で５０％以上となるような状態とならなけ
れば、その後の再結晶焼鈍もしくは自己熱による再結晶
で０−９０゜高耳となるような組織が得られない。そし
てまたこのように熱延上りのままで再結晶粒と１０μｍ
以下の亜結晶粒が合計で５０％以上を占めるような状態
とするためには、熱延上り温度が２７０℃以上である必
要がある。すなわち熱延上り温度が２７０℃未満では、
いかなる仕上圧延条件を適用しても、熱延後のままで再
結晶粒と亜結晶粒の合計が５０％以上とはならない。一
方熱延上り温度が３５０℃を越えれば、熱延時のロール
コーティングが強くなって実用的でなくなり、また熱間
圧延終了前圧下率７０％の圧延過程で各パス間の再結晶
率を１０％以下に抑制することが容易ではなくなる。し
たがって熱延上り温度は２７０〜３５０℃の範囲内とし
た。なお熱延上り温度が２７０〜３５Ｃ℃の範囲内であ
れば完全再結晶後に０−９０゜高耳の板が得られるが、
熱延板の長手方向および幅方向において均一でかつ微細
な再結晶粒を得、さらに圧延の条件のしやすさを考慮す
れば、２７０〜３５０℃の範囲内でも特に２８０〜３１
０℃の範囲内とすることが好ましい。また熱延上り板厚
が３ｍｍを越える厚さとなれば再結晶後の均一性が失わ
れ、また耳率も０−９０゜高耳とならない。

したがって熱延上り板厚は３ｍｍ以下とした。

このようにして得られた熱延板に対しては、冷却してか
ら、あるいはそのまま直ちに、再結晶処理を施して完全
再結晶させる。あるいは熱延上り後のコイルのままでそ
の熱延板コイルの有する自己熱によって完全再結晶させ
る。あるいはまた、圧下率が３０％以下の軽圧下の冷間
圧延を施してから再結晶処理を施して完全再結晶させる
。

すなわち、熱延上り後の熱延コイルは、その自己保有熱
により少なくとも若干は再結晶が進行するが、この自己
保有熱により１００％再結晶した場合には、積極的に再
結晶処理を施さなくても良く、それ以外の場合すなわち
熱延コイルの自己保有熱により１００％再結晶に至らな
い場合は積極的に再結晶処理を施して完全再結晶させる
。そしてこの再結晶処理は熱延板に対して行なっても、
あるいは３０％以下の軽圧下の冷間圧延を施してから行
なっても良い。ここで、熱延後に３０％以下の冷間圧延
を行なってから再結晶処理を行なっても良い理由は次の
通りである。すなわち３０％以下の低加工度の冷間圧延
では、熱延上りで生成されたキューブ方位の粒は方位の
回転を起さず、その後の再結晶処理での再結晶核となる
ことができ、そのため３０％以下の軽冷間圧延後再結晶
処理を行なっても最終的に０−９０゜高耳の板を得るこ
とが可能となるのである。なお熱延コイルの自己保有熱
により１００％再結晶した場合でも、引続いて、あるい
は３０％以下の軽圧下の冷間圧延を行ってから、再結晶
処理を施しても良い。

このような再結晶処理は、要は１００％再結晶するよう
な条件で行なえば良く、箱型炉を用いたバッチ式熱処理
でも、連続炉を用いた連続熱処理のいずれでも良い。バ
ッチ式熱処理の場合、通常は３００〜４００℃で０．５
〜１０時間の保持とすれば良く、また連続炉を用いた熱
処理の場合、通常は３８０〜６２０℃に加熱して保持な
しまたは２分以下の保持とすれば良い。

以上のようにして完全再結晶させた後には、圧下率５０
％以上の冷間圧延を施して製品の硬質板とすれば良い。

また深絞り加工や局部伸びの必要な成形加工などにおけ
る成形性が重視される場合には、上述のような５０％以
上の冷間圧延の後、さらに９０〜２５０℃の範囲内の温
度で最終焼鈍を施しても良い。

このようにして得られた硬質板は、成形加工時における
耳率が低くしかも強度の高い材料となっている。また缶
材のように塗装焼付けを行なう用途に使用する場合にお
ける塗装焼付け処理後の強度も充分に得ることができ、
特に冷間圧延後に９０〜２５０℃の最終焼鈍を施す場合
には、溶体化効果を有する焼鈍方法を選べば、塗装焼付
け処理後の強度はさらに増すことができる。

実施例 第１表の合金番号Ｎｏ．１、Ｎｏ．２に示す本発明成分
組成範囲内の合金と、同じく第１表の合金番号Ｎｏ．３
に示す本発明成分組成範囲外の合金（比較合金）とにつ
いて、常法にしたがってＤＣ鋳造し、得られた鋳塊に対
してＮｏ．１、Ｎｏ．２の合金の場合６００℃×６時間
の鋳塊加熱を行ない、Ｎｏ．３の合金の場合は５００℃
×２時間の鋳塊加熱を行なった後、熱間圧延を行ない、
第２表の製造プロセス符号Ａ〜Ｉに示すように上がり温
度２６０〜３２０℃にて板厚２．０〜３．５ｍｍに仕上
げた。このとき、熱間圧延終了前の数パスにおいては各
パス間の再結晶率が１０％以下となったが、再結晶率が
１０％以下となってから熱延終了までの圧下率を第２表
中に示す。また熱延上り段階でのミクロ組織における再
結晶粒と１０μｍ以下の再結晶粒の合計を調べたので、
その結果も第２表中に示す。

その後、熱延板に対してそのままの厚みで、あるいは冷
間圧延を施して中間板厚とした後、再結晶処理として連
続炉を用いた中間焼鈍もしくは箱型炉を用いた中間焼鈍
を行なった。その再結晶処理（中間焼鈍）を行なった時
点の板厚、および焼鈍方法、焼鈍条件（温度、時間）を
第２表中に示す。その後さらに冷間圧延を行なって、第
２表中に示すように最終板厚０．３０ｍｍとした。得ら
れた最終板厚の硬質板のうち、一部のものに対しては第
２表中に示すように１６０℃×２時間もしくは１２０℃
×２時間の最終焼鈍を施し、他のものは最終焼鈍を施さ
ずにそのまま次の試験に供した。

以上のようにして得られた各板について、塗装焼付け相
当処理として、２７０℃×２０秒もしくは２００℃×２
０分のベーキングを行ない、ベーキング後の耐力を調べ
、さらにそのベーキング後の方向性について、次のよう
にして耳率を調べた。すなわち、ブランク径５８ｍｍφ
、ポンチ径３２ｍｍφ、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
、深絞り後の耳率を調べた。その結果を第３表に示す。

さらにベーキング後の成形性評価として、前記各板のう
ち、製造プロセス符号Ａ、Ｉにより得られた板について
は、深絞り成形性、曲げ性、エリクセン値を調べた。ま
た製造プロセス符号Ｂ〜Ｈにより得られた板については
、缶胴材を想定した成形性評価として、深絞り性および
しごき成形性を調べた。これらの結果を第３表中に示す
。なおこれらの評価については、製造プロセス符号Ａ、
Ｉにより得られた板については、従来例に相当するＩの
プロセスによる板を基準（良：〇印）として相対評価し
、製造プロセス符号Ｂ〜Ｈにより得られらた板について
も、従来例に相当するＨのプロセスによる板を基準（良
：○印）として相対評価した。

第２表に示す各製造プロセスＡ〜Ｉのうち、比較例のＣ
は、熱延上り温度が低いため、熱延上りでの再結晶粒＋
亜結晶粒が０％となったものである。また比較例のＤは
熱延上り板厚が３ｍｍを越え、しかも再結晶処理を、熱
延上り後３０％を越える冷間圧延を施してから行なった
ものである。さらに比較例のＦは、熱延上り温度が低く
、熱延上りでの再結晶粒＋亜結晶粒が０％となったもの
である。

そしてまた比較例のＧは各パス間での再結晶率が１０％
以下となってからの熱延上り前圧下率が７０％に満たな
かったものである。さらに従来例のＨは再結晶処理（中
間焼鈍）を、熱延上り後３０％を越える圧下率の冷間圧
延を行なった後に施したものである。そして従来例のＩ
は素材の合金成分組成がこの発明で規定する範囲を外れ
たものである。

第３表から明らかなように、この発明の条件にしたがっ
て得られたアルミニウム合金硬質板（製造プロセス符号
Ａ、Ｂ、Ｅ）は、従来例もしくは比較例により得られた
硬質板と比較して、方向性の点では優れており、また強
度および成形性の点では同等もしくは同等以上の性能が
得られた。したがってこの発明の方法によれば、耳率の
増大を招くことなく、従来と同等以上の高強度、優れた
成形性を与え得ることが明らかである。

発明の効果 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
法によれば、缶胴材等として使用される硬質板として、
成形加工時の耳の発生が少なく、しかも強度、成形性に
優れた板を得ることができる。特にこの発明の方法では
、冷間圧延の圧下率を高めることと、中間焼鈍（再結晶
処理）方法として連続焼鈍を適用することとの組合せに
よって強度を高めた場合でも、耳率の増大は少なく、強
度、耳率ともに優れた硬質板を得ることが可能となる。

なおこの発明の方法は缶胴材の製造に適しているが、缶
蓋材として従来から用いられている５１８２合金なみの
強度を、耳率の増大を招くことなく達成することができ
るから、缶蓋材向けの硬質板の製造にも適しており、こ
のほか種々の用途の成形加工用硬質板の製造に適用する
ことができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、３００４合金について１パス圧延時の圧延温
度と圧下率に対して再結晶率が１０％となるような圧延
保持時間の等時間直線を示す線図である。 出願人　スカイアルミニウム株式会社 代理人　弁理士　豊田　武久

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｍｇ０．５〜２．５ｗｔ％、Ｃｕ０．１〜１．０ｗｔ％
   、Ｍｎ０．６〜１．８ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜１．０ｗｔ
   ％、Ｆｅ０．２〜１．０ｗｔ％を含有し、かつＦｅ／Ｓ
   ｉの重量比が３．０以下であり、残部がＡ■および不可
   避的不純物よりなる合金を鋳造してその鋳塊に均質化熱
   処理を施した後、熱間圧延を行なうにあたり、熱間圧延
   での総圧下率を７０％以上として、少なくともその熱延
   上り前の７０％の間の圧下率の圧延過程における各圧延
   パス間での再結晶率を１０％以下とし、しかも熱延上が
   り温度を２７０〜３５０℃の範囲内の温度とするととも
   に熱延上がり板厚を３ｍｍ以下として熱間圧延板の断面
   のミクロ組織において再結晶粒と１０μｍ以下の粒径の
   亜結晶粒が合計で５０％以上を占める熱延板を得、その
   後、（Ａ）無処理（但しこの無処理は熱延板の状態で１
   ００％再結晶している場合に限る）、（Ｂ）再結晶処理
   、 （Ｃ）圧下率３０％以下の冷間圧延後、再結晶処理、以
   上の（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）のうちいずれかの過程を経
   て、さらにその後５０％以上の冷間圧延を施すことを特
   徴とする耳率の小さい成形加工用アルミニウム合金硬質
   板の製造方法。