JPH0570697B2

JPH0570697B2 -

Info

Publication number: JPH0570697B2
Application number: JP62243519A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiro Fukada; Masafumi Mizochi; Mamoru Matsuo
Original assignee: Sky Aluminium Co Ltd
Current assignee: Sky Aluminium Co Ltd
Priority date: 1987-09-28
Filing date: 1987-09-28
Publication date: 1993-10-05
Also published as: JPS6487740A

Description

【発明の詳細な説明】

産業上の利用分野この発明は強度が要求される成形加工品に使用
されるアルミニウム合金圧延板およびその圧延板
の製造に用いられる鋳塊と、その圧延板を製造す
る方法に関し、特にアルミニウム２ピースＤ／Ｉ
缶缶胴材や缶蓋材、そのほか深絞り加工や再絞り
加工により成形される食缶用材料等に適した、成
形加工時における耳率が低くかつ固体潤滑性に優
れた容器用アルミニウム合金圧延板、圧延板用鋳
塊、および圧延板製造方法に関するものである。従来の技術従来一般にアルミニウム２ピースＤ／Ｉ缶缶胴
材にはJIS規格3004合金のH19材あるいはH39材、
また缶蓋材には5052合金、5082合金、5182合金等
のH18材もしくはH38材、深絞り缶やDRD（絞り
−再絞り）食缶用材には5052合金のH18材もしく
はH38材あるいは5042合金のH38材が多く用いら
れている。これらのアルミニウム合金の成形用硬
質材の製造過程においては、再結晶によつて圧延
性、成形性、強度を調整する為に中間板厚で熱処
理（中間焼鈍）を行なうのが通常であるが、この
ような調質を目的とした焼鈍の具体的方法として
は、従来は一般に箱焼鈍炉を用いたバツチ式焼鈍
を採用している。このバツチ焼鈍では、昇温速度
が20〜50℃／hrと極めて遅いのが特徴である。ところで前述のような用途においては、成形加
工時における耳の発生が少ないことが必要であ
り、耳率が高ければ材料歩留りが低下して材料コ
スト増大を招くばかりでなく、成形加工装置にお
けるツーリング上のトラブルも発生する。そこで
これらの用途のアルミニウム合金圧延板の製造過
程においても成形加工に供せられる最終板の方向
性を少なくする為の対応策が種々とられている
が、いずれにしても前述のような昇温速度が極め
て遅い徐速焼鈍を前提とした対策であつた。また最近の２ピースＤ／Ｉ缶等の容器製造工程
においては、成形速度を高めて生産性を上げるた
めの装置の改善や素材の高強度薄肉化に伴ない、
従来は顕現しなかつたような潤滑不良による成形
品の外観不良が問題となる事態が発生している。発明が解決すべき問題点近年に至り、生産性向上やコストダウン、品質
向上等の観点から、バツチ焼鈍に代り連続焼鈍が
採用されるようになつている。連続焼鈍は、連続
的にコイルを巻戻しながら加熱・冷却を行なうも
のであり、従来の一般的なバツチ焼鈍と比較して
昇温速度が速いこと、また比較的高温に到達させ
やすいこと、さらに冷却速度が速いことが特徴で
ある。このような連続焼鈍を適用した場合、合金
組成によつては、従来のバツチ式焼鈍を前提とし
た耳率低減策では、成形加工に供せられる最終板
の耳率が従来と比較して極端に高くなり、材料歩
留りの低下や成形加工上のトラブルを招くことが
ある。すなわち、純アルミ系の1050合金や1100合金の
ようにFe、Siの量が不純物量程度である場合に
は、Feの固溶量が比較的高くかつ中間焼鈍前の
冷間圧延率が高い場合のみ耳率が高くなる問題が
生じるから、その問題が生じないように製造する
ことは比較的容易であり、また5052合金等のよう
に添加遷移金属であるCrの拡散係数が極めて遅
い場合でかつその添加量も少ない場合にも問題が
少ない。これに対し、Fe、Si、Mnが同時に添加
されている合金、例えば3004合金、5182合金等の
場合には、Mnが主体の不溶性化合物が鋳造及び
鋳塊熱処理時に必ずアルミマトリツクス中に析出
分散する。この析出物は、焼鈍時にも残存し、特
に連続焼鈍のように比較的高温に短時間で到達さ
せる焼鈍の場合には、その析出物が、多数発生し
た再結晶核の成長を抑制する作用を果たし、結果
的に焼鈍後の再結晶組織が45°方位の残存の強い
組織となつてしまい、所望の強度を得るための焼
鈍後の冷間圧延においてさらに45°方位が強く発
達し、成形加工時における耳率の高い材料となつ
てしまう問題を招く。そこで本発明者等は、特願昭61−25252号にお
いて、連続焼鈍を適用した場合に従来のバツチ式
焼鈍を適用した圧延板と同程度もしくはそれより
低い耳率を有しかつ成形性も劣らないアルミニウ
ム合金圧延板を提案している。しかるに既に述べ
たように最近では高速成形の要求や素材の薄肉高
強度化の要求が強くなつており、このような苛酷
な成形条件下においても潤滑不良による成形品の
外観不良が生じないようにすることが望まれてい
るが、前記提案の方法で得られた圧延板は、固体
潤滑性が必ずしも良好であるとは限らず、確実か
つ充分に固体潤滑性の良好なアルミニウム合金圧
延板の開発が望まれている。この発明は以上の事情を背景としてなされたも
ので、より一層耳率の低減を図り得るように方向
性に優れ、しかも固体潤滑性の優れた容器用アル
ミニウム合金圧延板を提供することを目的とする
ものである。またこの発明は上述のように方向性
に優れかつ固体潤滑性の優れた圧延板を得るに適
したアルミニウム合金鋳塊を提供し、さらにその
圧延板を連続焼鈍法を適用して製造する方法を提
供することを目的とするものである。問題点を解決するための手段本願の第１発明は成形加工時における耳率が小
さくなるように方向性に優れしかも固体潤滑性の
優れた容器用アルミニウム合金圧延板を提供する
もので、この容器用アルミニウム合金圧延板は、
重量％でFe0.25〜0.80％、Cu0.10〜1.0％、Mg0.6
〜2.0％、Mn0.6〜1.3％を含有し、かつ不純物と
してのSiが0.15％未満とされ、残部がその他の不
可避的不純物およびAlからなり、晶出物中の
MnFeAl₆相の占める割合が90％以上であり、し
かも板表面から見た晶出物平均粒子径が４±1μ
ｍであることを特徴とするものである。また第２発明は、第１発明の容器用アルミニウ
ム合金圧延板の製造に用いられる圧延用アルミニ
ウム合金鋳塊を提供するものであつて、この鋳塊
は、重量％でFe0.25〜0.80％、Cu0.10〜1.0％、
Mg0.6〜2.0％、Mn0.6〜1.3％を含有し、かつ不
純物としてのSiが0.15％未満とされ、残部がその
他の不可避的不純物およびAlからなり、鋳造速
度30〜100mm／minで鋳造された鋳塊であつて、
しかも熱間圧延前の加熱後の晶出物中の
MnFeAl₆相の占める割合が90％以上でありかつ
無析出物帯の領域が鋳塊断面の平均面積率で60％
以上を占めるように調整されていることを特徴と
するものである。さらに第３発明は、第１発明の容器用アルミニ
ウム合金圧延板を製造する方法を提供するもので
あつて、重量％でFe0.25〜0.80％、Cu0.10〜1.0
％、Mg0.6〜2.0％、Mn0.6〜1.3％を含有し、か
つ不純物としてのSiが0.15％未満とされ、残部が
その他の不可避的不純物およびAlよりなるアル
ミニウム合金を素材とし、鋳造速度30〜100mm／
minで鋳造した後、得られた鋳塊を600〜630℃の
温度域で10時間以上加熱して、晶出物中の
MnFeAl₆相の占める割合が90％以上でかつ無析
出物帯の領域が鋳塊断面の平均面積率で60％以上
を占めるように調整し、続いて熱間圧延もしくは
熱間圧延および冷間圧延を施して、熱間圧延後直
ちにもしくは冷間圧延後に0.5℃／sec以上の昇温
速度で500〜620℃の温度域まで加熱し、直ちにも
しくは120秒以下の保持を行なつてから急速冷却
し、さらに圧延率20％以上の冷間圧延を施すこと
を特徴とするものである。作用本願の第１発明では、圧延板の成分組成範囲、
晶出相の大きさ、および晶出相中に占める MnFeAl₆相の割合（占有率）を適切に規定す
ることによつて、耳率が低くかつ固体潤滑性に優
れた圧延板を得ている。ここで固体潤滑性には、
特にMnFeAl₆相の占有率および晶出物相の大き
さが関係している。また第２発明は、鋳塊の成分
組成範囲および鋳造速度を適切に規定するととも
に、熱間圧延前の加熱後の鋳塊における晶出相中
のMnFeAl₆相占有率および無析出物帯の割合を
適切に規定し、耳率が低くかつ固体潤滑性の優れ
た圧延板が得られるような鋳塊を示している。こ
こで、無析出物帯の割合は最終的な圧延板での耳
率の低下に関係し、MnFeAl₆相の占有率は前述
のように固体潤滑性に関係している。また鋳造速
度は、晶出相の状態に影響を与え、ひいては固体
潤滑性に影響を与えている。さらに第３発明は、
耳率が低くかつ固体潤滑性の優れた第１発明の圧
延板を製造するために、その成分組成範囲で有効
な鋳塊加熱条件、連続焼鈍条件、および要求強度
を満足し得る最終冷間圧延圧下率を規定してい
る。以下さらに各発明における作用を、成分限定理
由および各工程のプロセス条件限定理由とともに
詳細に説明する。先ず各発明における成分限定理由を説明する。この発明の主眼は、既に述べたように、従来適
用していたバツチ式焼鈍を連続焼鈍に切り替えた
ことによつて生じる耳率制御技術上の問題を解消
すること、および高速成形と素材の高強度薄肉化
に伴なう成形品の外観品質上の問題点すなわち潤
滑性の向上にある。そこでこの発明においても、
基本的には、連続焼鈍法を適用した場合に耳率の
点で問題があつたMnを含有する系の合金を対象
とし、耳率の低減と固体潤滑性の向上との両者の
点からSi、Mn、Feを限定し、さらに主に強度と
深絞り成形性を考慮してCu、Mgを限定してい
る。 Si： Siは、従来の通常の考え方では、Fe、Mnの析
出を促進して再結晶後の方向性を制御するために
欠くことができないとされていたが、そのような
従来の考え方を打ち破つた点がこの発明の特徴の
一つである。すなわちFe、Mnを必須成分として
添加した場合、Siはむしろ積極的にその量を不可
避的不純物量程度以下に抑制してしまう方が方向
性の安定と固体潤滑性の向上に有効である。特に
固体潤滑性に優れたMnFeAl₆相の析出にはSi量
を低減させることが有効であり、MnFeAl₆相を
鋳塊均質化処理後に容易に90％以上残存させるこ
とができるSi量の上限は0.15wt％であり、したが
つてSi量は0.15wt％未満に限定した。 Fe： FeはMnの晶出および析出を促進させる作用を
果たし、特に固体潤滑に効果のある MnFeAl₆相の晶出および析出に有効である。
この発明では前述のようにSi量を抑制している
が、SiとFeとの両元素の添加を抑制した場合、
Mn系晶出物は極めて晶出しにくくなり、潤滑性
が極端に低下するとともに、再結晶粒の粒度調整
も困難となる。そこでこの発明ではFeは積極的
に添加することとしている。ここでFeが0.25wt
％未満では晶出、析出促進効果が期待できないか
ら、Fe量の下限は0.25wt％とした。一方Fe量の
上限は、初晶の生成の問題から規定される。すな
わち、初晶は概して大きな不溶性化合物であり、
時には数百μｍに及ぶ粗大なものが認められるこ
とがある。このような粗大な初晶が存在すれば、
容器のフランジ加工の際にその初晶を起点とした
割れが発生し、容器用材料として不適当となる。
連続鋳造のように冷却速度が速い場合には、
0.80wt％以上のFeを添加しても初晶の生成は特
に問題とならないが、逆にこの場合は晶出物が細
か過ぎて固体潤滑性を著しく低下させてしまうか
ら、この発明の場合は従来のDC鋳造法が最適で
あり、またDC鋳造の方が晶出物の粒径、分散の
管理を容易に行なうことができる。そしてDC鋳
造による場合にMnFeAl₆相の調整を行ないかつ
初晶の生成を容易に管理できるFe量の上限は
0.80wt％であり、したがつてFe量の上限を
0.80wt％とした。 Mn： Mnは強度の向上、耳率の低減、成形性特に固
体潤滑性の向上、さらに蓋材に用いた場合の引き
ちぎり性の向上に有効である。但し、1.3wt％を
越えてMnを添加した場合には、初晶生成を制御
するためにFe添加量を制限せざるを得なくなり、
そのため有効な固体潤滑効果が得られなくなる。
一方Mn量が0.6wt％未満でも晶出物の絶対量が
不足し、同様に有効な固体潤滑効果が得られな
い。したがつてMnは0.6〜1.3wt％の範囲内に限
定した。いずれにしても、Si、Fe、Mnは三者一
体として考慮すべき元素であり、耳率制御の点と
固体潤滑性への配慮からSiを積極的に抑制したこ
の発明では、Fe、Mnの相互作用の管理が重要で
ある。 Cu： Cuは強度を向上させるとともに、焼付塗装後
の伸びを向上させて成形性を良好とするのに有効
な元素である。連続焼鈍を用いた場合、溶体化効
果が奇態できる元素にSi、Cu、Mgがあるが、こ
の発明ではSiを耳率制御、固体潤滑性向上のため
に抑制している関係上、Cuを積極的に添加して
いる。但し、1.0wt％を越えてCuを添加した場合
には強度は向上するものの、成形性は低下してし
まう。一方Cuが0.10wt％未満では大幅な強度向
上が望めないから、Cuは0.10〜1.0wt％の範囲内
とした。 Mg： MgはCuと同様に強度向上と焼付塗装後の伸び
向上に有効な元素である。但しMgが0.6wt％未
満であれば、この発明の用途に適した強度を得る
ことが困難となり、一方2.0wt％を越えれば成形
性、特にしごき性が極端に低下することから、
Mgは0.6〜2.0wt％の範囲内に限定した。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多く、この発明においても
微量のTi、あるいはTiおよびＢを含有する場合
を除外するものではない。但しTiを添加する場
合、0.01％未満では鋳塊結晶粒微細化効果が得ら
れず、一方0.15％を越えれば初晶Ti₃Alが晶出し
て成形性を害するから、Tiは0.01〜0.15％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未満ではその効果がな
く、一方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。次にこの発明における晶出相に関しての限定理
由および製造プロセス条件について説明する。一般にSi、Mn、Feが含まれた系の合金におけ
る晶出相および析出相は、MnFeAl₆相および
αAlMnFeSi相（α相）であることが知られてい
る。本発明者等は、完全にα相だけを晶出・析出
させた圧延板と完全にMnFeAl₆相だけを晶出・
析出させた圧延板についてしごき性を評価した結
果から、 MnFeAl₆相を圧延板中に分散させた方が、α
相を分散させた場合よりしごき性が良好となるこ
と、換言すれば固体潤滑性向上にはα相よりも
MnFeAl₆相の方が有効であることを見出した。
特にこの傾向は高速成形の場合に顕著である。そ
して実験を重ねた結果、晶出物中に占める
MnFeAl₆相の割合が80％以上となれば従来のα
相が比較的多い圧延材よりしごき性が良好となる
が、明確な効果を得るためには90％以上とする必
要があることが判明した。一方晶出相の大きさに
ついては、粗すぎれば成形加工時にピンホールや
フランジ割れ等の欠陥の発生を招き、細かすぎれ
ば固体潤滑性が極端に低下する。本発明者等の実
験によれば、最終板表面から見た晶出物の大きさ
は、平均粒子径で４±1μｍの範囲内で固体潤滑
効果に最も優れかつ成形欠陥発生のおそれも少な
いことが判明した。したがつて第１発明の圧延板
においては、優れた固体潤滑性を得るために必要
な条件として、晶出相中のMnFeAl₆相の占める
割合を90％以上、板表面から見た晶出物の大きさ
を平均粒子径で４±1μｍの範囲内と規定したの
である。上述のような晶出相の状態には、既に述べたよ
うに成分組成が大きな影響を及ぼすが、同じ成分
組成であれば鋳造速度によつて決定される。そこ
で第２発明の圧延板用鋳塊および第３発明の圧延
板製造方法においては鋳造速度を限定した。鋳造
速度が100mm／minを越える場合、鋳塊表皮近傍
の圧延板表面の位置となるべき組織中の晶出物は
著しく細かいものとなり、晶出相の如何にかかわ
らず固体潤滑性が悪くなる。一方30mm／min未満
の鋳造速度では生産性の面で劣り、工業的ではな
い。したがつて鋳造速度は30〜100mm／minの範
囲内に限定した。なおこのような鋳造速度は、
DC鋳造によつて得ることができる。前述のように晶出物中のMnFeAl₆相の占有率
を90％以上とした場合、均質化処理もしくは熱間
圧延ための予備加熱を施した時に析出する析出相
の分散状態（形状および大きさ）が晶出物中にα
相が多い場合と異なり、鋳塊中に析出するMn系
の不溶性化合物の析出物帯を少なくすることが容
易となる。このように均質化処理もしくは熱間圧
延ための予備加熱後の鋳塊におけるMn系の不溶
性化合物の析出物帯を少なくすること、換言すれ
ばMn系の不溶性化合物が実質的に析出していな
い無析出物帯の領域を大きくすることによつて、
後述するように成形加工時の耳率を小さくするこ
とができるから、第２発明の圧延板用鋳塊および
第３発明の圧延板製造方法において鋳塊の無析出
物帯の面積率を規定した。すなわち鋳塊中に析出
するMn系不溶性化合物の析出物帯は、鋳塊断面
における平均面積率で40％未満となるよう、換言
すればMn系の不溶性化合物が実質的に析出して
いない無析出物帯の領域の平均面積率が60％以上
となるように、熱間圧延前の鋳塊の段階で調達す
る。より具体的には、鋳塊に対する均質化処理また
は熱間圧延前の予備加熱の昇温過程においては
Mn系の不溶性化合物が分散析出するが、その加
熱を高温で長時間行なうことにより、その析出物
が次第にマトリツクス中に溶け込み、第１図に模
式的に示すように、析出物が群状に残つている領
域すなわち析出物帯１と、析出物がAlマトリツ
クス中に溶け込んで実質的に析出物が存在しなく
なつた無析出物帯２とに分かれて行く。なお無析
出物帯２では、MnFeAl₆等の晶出物３が晶出し
ているのが通常である。このような無析出物帯の
鋳塊断面における平均面積率が60％以上となるよ
うに鋳塊の均質化処理もしくは熱間圧延前の予備
加熱条件を制御するのである。このように鋳塊段
階での無析出物帯の平均面積率が60％以上であれ
ば連続焼鈍炉を用いた急速昇温急速冷却焼鈍を施
した場合でも、従来の徐速焼鈍であるバツチ焼鈍
で得られる成形加工用硬質アルミニウム合金圧延
板と同等かまたはそれ以上の安定した方向性を有
ししかも結晶粒が微細で成形性および強度ともに
満足し得る圧延板を得ることができる。一方無析
出物帯の面積率が60％未満では、結晶粒度は微細
であるが方向性の点で従来のバツチ焼鈍により得
られた圧延板より耳率の高いものしか得られな
い。ここで、鋳塊断面の無析出物帯が占有する面積
率は、透過電子顕微鏡を用いて直接観察を行な
い、10〜20視野の無析出物帯を含む領域における
無析出物帯の占有率を直接調べる方法もあるが、
次の方法が簡便でかつ測定における個人差を排除
することができる。すなわち、測定すべき鋳塊の
断面やダイヤモンドペースト研磨あるいはマゴメ
ツト仕上研磨等によりミクロ研磨し、ケラー氏液
を約40倍の純水で薄めたエツチング液を用いて室
温にて約60〜80秒浸漬エツチングし、水洗・乾燥
後、光学顕微鏡による断面組織像を画像解析装置
を用いて処理して、晶出物の部分を消すとともに
無析出物帯と析出物帯を２値化し、無析出物帯の
占有率を面積率で求める。このように光学顕微鏡
による断面組織像を画像処理装置で２値化処理し
た例を第２図に示す。第２図は第１図に示される
断面組織像を処理した場合の例を示すものであ
り、白地の部分が無析出物帯２、黒地の部分が析
出物帯１をそれぞれ示し、断面組織が２値化され
ていることが判る。なおまた、鋳塊におけるMnFeAl₆相の占有率
は、上記と同様のミクロ研磨を行なつた後、10％
リン酸水溶液により例えば49℃×90秒のエツチン
グを施したサンプルを用いて測定すれば良い。こ
れは、α相はリン酸によりエツチングされるが、
MnFeAl₆相はリン酸によりエツチングされない
ことを利用したものである。前述のように熱間圧延前の加熱後において無析
出物帯の平均面積率が60％以上となるように調整
するためには、特願昭61−25252号の方法では各
合金組成の融点に近い高温での15時間以上の長時
間の処理が必要であつたが、この発明の場合は従
来の一般的な加熱温度よりやや高めの温度での10
時間以上の処理とすれば良い。具体的には、均質
化処理もしくは熱間圧延前の予備加熱のいずれか
の条件、あるいは両者を兼ねる場合はその条件
を、600〜630℃の温度域での10時間以上の加熱と
すれば良い。600℃未満の加熱温度では、鋳塊の
無析出物帯の平均面積率を60％以上とするために
40時間を越える著しい長時間の加熱を必要とする
ようになつて、経済的に不利となり、一方630℃
を越える高温では鋳塊の局部溶融が生じてしま
う。また10時間未満の加熱時間では600℃での処
理で鋳塊の無析出物帯の平均面積率60％以上を得
ることが困難となる。なお処理時間の上限は特に
規定しないが、40時間を越える長時間処理では生
産性が低下し、経済的な不利を招く。上述のように熱間圧延前の加熱後の鋳塊におい
て無析出物帯の面積率を60％以上調整した後、常
法にしたがつて圧延し、所要の中間板厚とする。
この圧延は熱間圧延のみによつて行なつても良
く、あるいは熱間圧延と冷間圧延を組合せて行な
つても良い。圧延後の中間板厚の板に対しては500〜620℃の
範囲内の温度に0.5℃／sec以上の昇温速度で急速
加熱し、その温度から直ちに急冷あるいはその温
度に120秒以下の時間保持して急冷する中間熱処
理（中間焼鈍）を施す。この中間熱処理は再結晶
による圧延性、成形性、強度の調整のために行な
うものであり、既に述べたところから明らかなよ
うに連続焼鈍炉を用いて行なう。ここで連続焼鈍
炉の特性として昇温速度、冷却速度は生産効率の
面から0.5℃／sec未満とすることはまれであり、
また鋳造段階での無析出物帯の面積率を60％以上
とした効果も昇温速度が速ければ速い程大きくな
り、0.5℃／sec未満の昇温速度では従来のバツチ
焼鈍材よりむしろ耳率は高くなつてしまうから、
昇温速度は0.5％／sec以上とした。冷却速度につ
いては、生産効率の面からは0.5℃／sec以上の急
速冷却が好ましく、また強度の面から溶体化効果
を期待する場合も0.5℃／sec以上の急速冷却が好
ましい。一方中間熱処理における処理温度は、
120秒以下の保持によつても充分な溶体化効果が
期待できる500℃を下限とした。また処理温度の
上限は、この発明で対象とする合金組成において
共晶融解を招かない620℃とした。保持時間は120
秒を越えれば生産性が低下するだけであるから
120秒を上限とした。このようにして中間熱処理を行なつた後には、
成形性と強度を調整するために最終冷間圧延を行
なう。この最終冷間圧延における圧延率が20％未
満では、用途に応じた必要強度を有する板が得れ
なくなるから、20％以上の圧延率で最終冷間圧延
することとした。以上のようにして得られた成形加工用硬質アル
ミニウム合金圧延板は、従来のバツチ焼鈍方式に
より得られた圧延板と比較して、この組成域の特
徴である結晶粒が微細であることに加え、成形加
工の際の耳率の点においても従来と同等以上に低
減することができ、しかも高速成形に耐え得る優
れた固体潤滑性を有し、なおかつ高強度素材であ
つて薄肉化が容易である。実施例実施例１第１表に示すような成分組成を有する合金符号
Ａ〜Ｅの合金について、第２表中に示すようにそ
れぞれ２種の異なる鋳造速度条件を適用してDC
鋳造により鋳造し、かつ得られた鋳塊に対して第
２表中に示すように均質化処理を兼ねた熱間圧延
前の予備加熱における加熱温度および時間を調整
することにより、MnFeAl₆相の占有率および無
析出帯の面積率を調整した。引続き熱間圧延し、
さらに0.80〜0.95mmまで第１次冷間圧延を施し、
その後連続焼鈍もしくはバツチ焼鈍による中間熱
処理を施した。その条件も第２表中に示す。なお
連続焼鈍における急熱急冷は昇温速度約25℃／
sec、冷却速度約22℃／secとし、保持は行なわな
かつた。さらに中間熱処理の後、最終の２次冷間
圧延を施して0.32mm厚の冷延板とした。以上のようにして得られた各圧延板に対し、焼
付塗装に相当する200℃×20分の加熱（ベーキン
グ）後の耐力、方向性、再絞り性、しごき加工性
およびフローラインを調べた結果を第３表に示
す。なお第３表において、再絞り性、しごき加工
性、およびフローラインの評価は、E₁の従来プ
ロセス材を基準とし、これを良好（○印）とし
て、やや良を△印、不良を×印、従来プロセス材
E₁より優れているものを◎印とした。また方向
性は、深絞り後の耳率、すなわち耳率（％）＝山の平均値−谷の平均値／谷の平均値×
100 で示した。なおまた、鋳塊の加熱処理後の無析出
帯の面積率は、既に述べたようにミクロ研磨した
後エツチングして光学顕微鏡で得られた組織像を
画像解析装置で処理して２値化して求めた。

【表】

【表】第３表から、この発明の条件に従つて製造した
アルミニムウ合金圧延板（本発明例B₁、D₁）は、
従来例（E₁）および比較例（A₁、A₂、B₂、B₃、
C₁、D₂、E₂）により得られた圧延板と比較して、
高強度材としても方向性は従来例による圧延板と
同等以上であり、かつ再絞り性やしごき加工性、
フローラインの点でも優れた素材となつているこ
とが明らかである。そして特にしごき加工性は外
観不良の問題から重要であり、評価が△○と○と
のわずかな差であつても、工業的規模での高速成
形においては製品歩留りに大きな差が生じるか
ら、この発明による圧延板のしごき加工性が優れ
ていることは重要な特徴の一つである。実施例２第４表に示すような種々の成分組成を有する合
金符号Ｂ、Ｆ、Ｄ、Ｇの合金を、第５表中に示す
ように55mm／minの鋳造速度で鋳造し、均質化処
理を兼ねた熱間圧延前の予備加熱の温度と時間を
調整し、同じく第５表中に示すように MnFeAl₆相の占有率、無析出物帯の面積率を
調整した。続いて2.6〜4.2mm厚まで熱間圧延し、
さらに0.65〜1.8mm厚まで第１次冷間圧延を施し
た。その後第５表中に示すような条件で中間熱処
理（但し第５表中における「急熱急冷」は連続焼
鈍にて昇温速度25℃／sec程度、冷却速度22℃／
sec程度、保持なしで行なつたもの）を施してか
ら、最終の２次冷間圧延を施して0.23〜0.285mm
厚の最終圧延板とした。さらにその圧延板に必要
に応じて第５表中に示すように安定化焼鈍を行な
い、その後焼付塗装相当の加熱処理（ベーキング
処理）を行なつた。以上の各材料について、ベーキング処理後の強
度、方向性、L.D.R.（限界絞り比）、ひきちぎり荷
重、ダイマーク発生について調べた結果を第６表
に示す。なお第５表、第６表において符号B₄、
B₅、Ｆの材料は、それぞれDRD用の缶胴材への
適用例、D₃、D₄、Ｇの材料は缶蓋材のへの適用
例である。

【表】

【表】 MnにFeあるいはSiが含有される合金の特徴と
して、急熱焼鈍によりいずれも結晶粒が微細化さ
れ、フローラインは良好となるが、それに加えて
第６表から明らかなように、本発明例によるもの
は、従来例のものと比較して、方向性が同等以上
に低く、安定化され、しかも量産規模でダイマー
ク欠陥あるいは工具寿命に影響するダイマークの
発生が非常に少なくなり、かつ副次的にL.D.R.お
よびエリクセン値も従来の場合より良好となつて
いる。また缶蓋に適用した場合に、蓋耐圧に影響
するベーキング後の耐力は充分に高く、しかも蓋
のひきちぎり荷重が低いひきちぎり性良好な蓋材
が得られる。発明の効果第１発明によれば、Mn系の晶出物、析出物を
有しかつ連続焼鈍を適用として製造される容器用
アルミニウム合金圧延板として、Si含有量を積極
的に規制するとともに、圧延板における晶出物中
のMnFeAl₆相の占有率および晶出物平均粒子径
を所定の範囲内に調整することによつて、成形加
工時の耳率が従来のバツチ焼鈍を適用した圧延板
と同等以上に低く、しかも固体潤滑性が良好で高
速成形時や薄肉高強度材の成形時にも潤滑不良に
よる外観不良が生じるおそれが少なく、かつその
他の成形加工性も良好でまた高強度を有する圧延
板を得ることが可能となつた。また第２発明によれば、第１発明と同様にSi含
有量を積極的に抑制するとともに鋳造速度を適切
に調整し、これにより熱間圧延前の加熱後の鋳塊
中の晶出物中のMnFeAl₆相の占有率および無析
出物帯の面積率を調整することによつて、前述し
たように成形加工時における耳率が低くかつ固体
潤滑性に優れた圧延板を製造するに最適な鋳塊を
得ることが可能となつた。さらに第３発明の製造方法によれば、鋳塊の鋳
造速度および鋳塊に対する均質化処理もしくは熱
間圧延のための予備加熱の条件を適切に調整する
ことによつて、鋳塊の晶出物中における MnFeAl₆相の占有率および無析出物帯の面積
率を適切に調整し、さらに熱間圧延もしくは冷間
圧延後の連続焼鈍による中間焼鈍条件と最終の冷
間圧延圧下率を適切に設定することによつて、前
述のように成形加工時における耳率が低くかつ固
体潤滑性が良好で、なおかつその他の成形加工性
も良好で強度も高い圧延板を得ることが可能とな
つた。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋳塊段階において無析出物帯の面積率
を調整した状態の鋳塊断面組織を模式的に示す模
式図、第２図は第１図の断面組織について画像処
理により２値化した状態を示す模式図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でFe0.25〜0.80％、Cu0.10〜1.0％、
Mg0.6〜2.0％、Mn0.6〜1.3％を含有し、かつ不
純物としてのSiが0.15％未満とされ、残部がその
他の不可避的不純物およびAlからなり、晶出物
中のMnFeAl₆相の占める割合が90％以上であり、
しかも板表面から見た晶出物平均粒子径が４±
1μｍであることを特徴とする容器用アルミニウ
ム合金圧延板。２重量％でFe0.25〜0.80％、Cu0.10〜1.0％、
Mg0.6〜2.0％、Mn0.6〜1.3％を含有し、かつ不
純物としてのSiが0.15％未満とされ、残部がその
他の不可避的不純物およびAlからなり、鋳造速
度30〜100mm／minで鋳造された鋳塊であつて、
しかも熱間圧延前の加熱後の晶出物中の
MnFeAl₆相の占める割合が90％以上でありかつ
無析出物帯の領域が鋳塊断面の平均面積率で60％
以上を占めるように調整されていることを特徴と
する容器用アルミニウム合金圧延板用鋳塊。３重量％でFe0.25〜0.80％、Cu0.10〜1.0％、
Mg0.6〜2.0％、Mn0.6〜1.3％を含有し、かつ不
純物としてのSiが0.15％未満とされ、残部がその
他の不可避的不純物およびAlよりなるアルミニ
ウム合金を素材とし、鋳造速度30〜100mm／min
で鋳造した後、得られた鋳塊を600〜630℃の温度
域で10時間以上加熱して、晶出物中のMnFeAl₆
相の占める割合が90％以上でかつ無析出物帯の領
域が鋳塊断面の平均面積率で60％以上を占めるよ
うに調整し、続いて熱間圧延もしくは熱間圧延お
よび冷間圧延を施して、熱間圧延後直ちにもしく
は冷間圧延後に0.5℃／sec以上の昇温速度で500
〜620℃の温度域まで加熱し、直ちにもしくは120
秒以下の保持を行なつてから急速冷却し、さらに
圧延率20％以上の冷間圧延を施すことを特徴とす
る容器用アルミニウム合金圧延板の製造方法。