JPH07126789A - 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板およびその製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板およびその製造方法Info
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- JPH07126789A JPH07126789A JP30240493A JP30240493A JPH07126789A JP H07126789 A JPH07126789 A JP H07126789A JP 30240493 A JP30240493 A JP 30240493A JP 30240493 A JP30240493 A JP 30240493A JP H07126789 A JPH07126789 A JP H07126789A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 缶蓋材等として使用されるアルミニウム合金
硬質板として、耐応力腐食割れ性は５４５４合金並みに
優れ、強度は従来の５１８２合金並で、しかも強度異方
性が小さく、かつ成形性の良好なものを提供する。 【構成】 Ｍｇ２．０〜３．５％（重量％、以下同
じ）、Ｍｎ１．０％〜１．８％、Ｆｅ０．２０％以下を
含有し、Ｍｎ＋Ｆｅが１．８％以下で、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物よりなり、かつ１μｍ以上のＡｌ6 Ｍ
ｎ析出物粒子の数が０．１mm2 あたり１０００個以上
で、しかも２７０℃×２０秒の塗装焼き付け処理後の耐
力が２８０Ｎ／mm2 以上であることを特徴とする、耐応
力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板。
また前記成分組成のＡｌ合金板を製造するにあたり、鋳
造条件、鋳塊の均質化処理条件、最終冷間圧延条件を規
制した製造方法。
硬質板として、耐応力腐食割れ性は５４５４合金並みに
優れ、強度は従来の５１８２合金並で、しかも強度異方
性が小さく、かつ成形性の良好なものを提供する。 【構成】 Ｍｇ２．０〜３．５％（重量％、以下同
じ）、Ｍｎ１．０％〜１．８％、Ｆｅ０．２０％以下を
含有し、Ｍｎ＋Ｆｅが１．８％以下で、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物よりなり、かつ１μｍ以上のＡｌ6 Ｍ
ｎ析出物粒子の数が０．１mm2 あたり１０００個以上
で、しかも２７０℃×２０秒の塗装焼き付け処理後の耐
力が２８０Ｎ／mm2 以上であることを特徴とする、耐応
力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板。
また前記成分組成のＡｌ合金板を製造するにあたり、鋳
造条件、鋳塊の均質化処理条件、最終冷間圧延条件を規
制した製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、耐応力腐食割れ性
（以下耐ＳＣＣ性と記す）に優れ、かつ塗装焼き付け後
にも高強度を有し、成形性も良好なアルミニウム合金板
およびその製造方法に関し、特に缶の蓋材に好適に用い
られる材料に関するものである。
（以下耐ＳＣＣ性と記す）に優れ、かつ塗装焼き付け後
にも高強度を有し、成形性も良好なアルミニウム合金板
およびその製造方法に関し、特に缶の蓋材に好適に用い
られる材料に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ビールや炭酸飲料用の内圧の高い缶の蓋
材には近年の薄肉化の傾向に伴い塗装焼き付け後の耐力
が３００Ｎ／mm2以上の高強度材が要求され、５０００
系アルミニウム合金の中でも５１８２合金のＨ１８やＨ
３８材が使われるようになってきた。
材には近年の薄肉化の傾向に伴い塗装焼き付け後の耐力
が３００Ｎ／mm2以上の高強度材が要求され、５０００
系アルミニウム合金の中でも５１８２合金のＨ１８やＨ
３８材が使われるようになってきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、５１８２合金
は強度と成形性は優れるもののＭｇ量を４．０〜５．０
％と多く含み、経時変化によりＭｇが粒界に析出し易い
合金であることから、内圧の高い状態で夏場の高温・高
湿度の倉庫のような腐食の発生しやすい環境に曝される
と、缶蓋スコアー部から応力腐食割れが発生して破壊す
るケースがしばしばあった。
は強度と成形性は優れるもののＭｇ量を４．０〜５．０
％と多く含み、経時変化によりＭｇが粒界に析出し易い
合金であることから、内圧の高い状態で夏場の高温・高
湿度の倉庫のような腐食の発生しやすい環境に曝される
と、缶蓋スコアー部から応力腐食割れが発生して破壊す
るケースがしばしばあった。
【０００４】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、強度・成形性を損なうことなく耐ＳＣＣ性を
改善した、特に缶蓋用に好適に用いることのできるアル
ミニウム合金硬質板およびその製造方法を提供すること
を目的とするものである。
たもので、強度・成形性を損なうことなく耐ＳＣＣ性を
改善した、特に缶蓋用に好適に用いることのできるアル
ミニウム合金硬質板およびその製造方法を提供すること
を目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するため、本発明者等が種々実験検討を重ねた結果、耐
ＳＣＣ性に悪影響を与えるＭｇを減らす代りに、Ｍｎ量
を５１８２合金よりも増量させ、しかも鋳塊の均質化処
理においてＡｌ6 Ｍｎ析出物を適度に析出させて、熱間
圧延上がり又は中間焼鈍後の中間材料の再結晶粒径を微
細化することによって、最終硬質板の強度・成形性を損
なうことなく耐ＳＣＣ性を改善できることを見出し、こ
の発明をなすに至った。
するため、本発明者等が種々実験検討を重ねた結果、耐
ＳＣＣ性に悪影響を与えるＭｇを減らす代りに、Ｍｎ量
を５１８２合金よりも増量させ、しかも鋳塊の均質化処
理においてＡｌ6 Ｍｎ析出物を適度に析出させて、熱間
圧延上がり又は中間焼鈍後の中間材料の再結晶粒径を微
細化することによって、最終硬質板の強度・成形性を損
なうことなく耐ＳＣＣ性を改善できることを見出し、こ
の発明をなすに至った。
【０００６】具体的には、請求項１のＭｇ２．０〜３．
５％（重量％、以下同じ）、Ｍｎ１．０％〜１．８％を
含有し、不純物としてのＦｅを０．２０％以下に規制
し、Ｍｎ＋Ｆｅが１．８％以下であり、Ｃｒ０．１５％
以下（０％を含む）、Ｖ０．１５％以下（０％を含
む）、Ｚｒ０．１５％以下（０％を含む）のいずれか１
種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的
不純物よりなり、かつ粒径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出
物粒子の数が０．１mm2 あたり１０００個以上で、しか
も２７０℃×２０秒の塗装焼き付け処理後の耐力が２８
０Ｎ／mm2 以上であることを特徴とする、耐応力腐食割
れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板。
５％（重量％、以下同じ）、Ｍｎ１．０％〜１．８％を
含有し、不純物としてのＦｅを０．２０％以下に規制
し、Ｍｎ＋Ｆｅが１．８％以下であり、Ｃｒ０．１５％
以下（０％を含む）、Ｖ０．１５％以下（０％を含
む）、Ｚｒ０．１５％以下（０％を含む）のいずれか１
種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的
不純物よりなり、かつ粒径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出
物粒子の数が０．１mm2 あたり１０００個以上で、しか
も２７０℃×２０秒の塗装焼き付け処理後の耐力が２８
０Ｎ／mm2 以上であることを特徴とする、耐応力腐食割
れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板。
【０００７】また請求項２のＭｇ２．０〜３．５％、Ｍ
ｎ１．０％〜１．８％を含有し、不純物としてのＦｅを
０．２０％以下に規制し、Ｍｎ＋Ｆｅが１．８％以下で
あり、Ｃｒ０．１５％以下（０％を含む）、Ｖ０．１５
％以下（０％を含む）、Ｚｒ０．１５％以下（０％を含
む）のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造温度６８０
℃以上で鋳造速度４０ｍｍ／分以上で鋳造し、得られた
鋳塊に５００〜６００℃の範囲内の温度で１〜４８時間
の均質化処理を施して、粒径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ粒
子を０．１mm2 あたり１０００個以上析出させ、その後
圧延を施して所要の最終板厚とするにあたり、熱間圧延
を施し、必要に応じ適宜冷間圧延と中間焼鈍を施し、最
後に６０％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする、耐
応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板
の製造方法 である。
ｎ１．０％〜１．８％を含有し、不純物としてのＦｅを
０．２０％以下に規制し、Ｍｎ＋Ｆｅが１．８％以下で
あり、Ｃｒ０．１５％以下（０％を含む）、Ｖ０．１５
％以下（０％を含む）、Ｚｒ０．１５％以下（０％を含
む）のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＡ
ｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造温度６８０
℃以上で鋳造速度４０ｍｍ／分以上で鋳造し、得られた
鋳塊に５００〜６００℃の範囲内の温度で１〜４８時間
の均質化処理を施して、粒径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ粒
子を０．１mm2 あたり１０００個以上析出させ、その後
圧延を施して所要の最終板厚とするにあたり、熱間圧延
を施し、必要に応じ適宜冷間圧延と中間焼鈍を施し、最
後に６０％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする、耐
応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板
の製造方法 である。
【０００８】
【作用】先ずこの発明における成分組成の限定理由につ
いて説明する。
いて説明する。
【０００９】Ｍｇ：Ｍｇは強度向上に有効な元素である
が、耐ＳＣＣ性を低下させる元素でもある。Ｍｇ量が
２．０％未満ではこの発明の用途である缶蓋材として強
度不足となり、一方３．５％を越えれば耐ＳＣＣ性が悪
くなる。したがってＭｇ量は２．０〜３．５％の範囲内
とした。
が、耐ＳＣＣ性を低下させる元素でもある。Ｍｇ量が
２．０％未満ではこの発明の用途である缶蓋材として強
度不足となり、一方３．５％を越えれば耐ＳＣＣ性が悪
くなる。したがってＭｇ量は２．０〜３．５％の範囲内
とした。
【００１０】Ｍｎ：Ｍｎは鋳造時に強制固溶されて、固
溶強化により強度向上に有効となるばかりでなく、鋳塊
に対する高温の均熱処理（均質化処理）によって析出す
るＡｌ6 Ｍｎが熱間圧延上がり又は中間焼鈍後の中間材
料における再結晶粒を微細化して、最終板の強度を向上
させるに有効に作用するとともに、強度異方性や耳率の
低減、エリクセン値の向上等、成形性の向上にも寄与す
る。但し、Ｍｎ量が１．０％未満ではＭｎの固溶量が不
充分で、高温の均熱処理により析出するＡｌ6 Ｍｎ粒子
の数、大きさが充分ではなく、そのため熱間圧延上がり
又は中間焼鈍軟質化後の中間材料における再結晶粒を微
細化する効果が充分に得られず、最終板の強度・成形性
の向上が充分に図れなくなる。一方Ｍｎ量が１．８％を
越えればＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物が粗大となって成
形性を阻害するおそれがある。したがってＭｎ量は１．
０％〜１．８％とした。
溶強化により強度向上に有効となるばかりでなく、鋳塊
に対する高温の均熱処理（均質化処理）によって析出す
るＡｌ6 Ｍｎが熱間圧延上がり又は中間焼鈍後の中間材
料における再結晶粒を微細化して、最終板の強度を向上
させるに有効に作用するとともに、強度異方性や耳率の
低減、エリクセン値の向上等、成形性の向上にも寄与す
る。但し、Ｍｎ量が１．０％未満ではＭｎの固溶量が不
充分で、高温の均熱処理により析出するＡｌ6 Ｍｎ粒子
の数、大きさが充分ではなく、そのため熱間圧延上がり
又は中間焼鈍軟質化後の中間材料における再結晶粒を微
細化する効果が充分に得られず、最終板の強度・成形性
の向上が充分に図れなくなる。一方Ｍｎ量が１．８％を
越えればＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物が粗大となって成
形性を阻害するおそれがある。したがってＭｎ量は１．
０％〜１．８％とした。
【００１１】Ｆｅ：Ｆｅは通常のアルミニウム合金にお
いて不純物として不可避的に含有される元素である。Ｆ
ｅが０．２０％を越えれば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の化合
物晶出物の数が増えてＭｎ固溶量が減少し、強度向上を
図れなくなるとともに成形性を阻害するから、Ｆｅは
０．２０％以下に規制することとした。また、Ｍｎ＋Ｆ
ｅが１．８％を超えるとＡｌ−Ｍｎ系の巨大金属間化合
物が生成して成形性を著しく阻害するのでＭｎ＋Ｆｅを
１．８％以下とした。
いて不純物として不可避的に含有される元素である。Ｆ
ｅが０．２０％を越えれば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の化合
物晶出物の数が増えてＭｎ固溶量が減少し、強度向上を
図れなくなるとともに成形性を阻害するから、Ｆｅは
０．２０％以下に規制することとした。また、Ｍｎ＋Ｆ
ｅが１．８％を超えるとＡｌ−Ｍｎ系の巨大金属間化合
物が生成して成形性を著しく阻害するのでＭｎ＋Ｆｅを
１．８％以下とした。
【００１２】以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌお
よびＦｅ以外の不可避的不純物とすれば良い。
よびＦｅ以外の不可避的不純物とすれば良い。
【００１３】そのほか、強度向上のためにＣｒ０．１５
％以下（０％を含む）、Ｖ０．１５％以下（０％を含
む）、Ｚｒ０．１５％以下（０％を含む）のいずれか１
種または２種以上を含有させることも許容される。
％以下（０％を含む）、Ｖ０．１５％以下（０％を含
む）、Ｚｒ０．１５％以下（０％を含む）のいずれか１
種または２種以上を含有させることも許容される。
【００１４】なおＦｅ以外の不可避的不純物としては、
Ｓｉ，Ｚｎ，Ｃｕ等が含有されることがあるが、Ｓｉは
０．４％以下、Ｚｎは０．５％以下、Ｃｕは０．３％以
下であれば、この発明の効果を損なうことはない。
Ｓｉ，Ｚｎ，Ｃｕ等が含有されることがあるが、Ｓｉは
０．４％以下、Ｚｎは０．５％以下、Ｃｕは０．３％以
下であれば、この発明の効果を損なうことはない。
【００１５】また一般のアルミニウム合金においては、
鋳塊結晶組織の微細化のために、少量のＴｉを単独で、
あるいは少量のＴｉを微量のＢもしくはＣと組合せて添
加することがあるが、この発明の場合も必要に応じてこ
れらを添加しても良い。但し、Ｔｉを単独で添加する場
合のＴｉ量は０．２０％以下、ＴｉとＢとを複合添加す
る場合のＴｉ量は０．１０％以下、Ｂは０．０５％以
下、ＴｉとＣとを複合添加する場合のＴｉ量は０．１０
％以下、Ｃ量は０．０５％以下とすることが望ましく、
これらの範囲内であれば特にこの発明の効果を損なうこ
とはない。また、鋳造時の溶湯酸化の防止のため、Ｂｅ
を０．０１％以下添加することも許容される。
鋳塊結晶組織の微細化のために、少量のＴｉを単独で、
あるいは少量のＴｉを微量のＢもしくはＣと組合せて添
加することがあるが、この発明の場合も必要に応じてこ
れらを添加しても良い。但し、Ｔｉを単独で添加する場
合のＴｉ量は０．２０％以下、ＴｉとＢとを複合添加す
る場合のＴｉ量は０．１０％以下、Ｂは０．０５％以
下、ＴｉとＣとを複合添加する場合のＴｉ量は０．１０
％以下、Ｃ量は０．０５％以下とすることが望ましく、
これらの範囲内であれば特にこの発明の効果を損なうこ
とはない。また、鋳造時の溶湯酸化の防止のため、Ｂｅ
を０．０１％以下添加することも許容される。
【００１６】請求項１の発明のアルミニウム合金硬質板
においては、前述のように成分組成を規定するのみなら
ず、Ａｌ6 Ｍｎ析出物の析出状態が重要である。すなわ
ちこの発明では耐ＳＣＣ性に優れ塗装焼き付け後にも高
強度を有し、成形性の向上をも図ることを目的としてい
るが、そのためには、最終硬質板の状態で、粒径１μｍ
以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物が０．１mm2 あたり１０００個
以上分散している状態とすることが必要である。この析
出状態を満たすＡｌ6 Ｍｎ析出物は熱間圧延上がり又は
中間焼鈍軟質化後の中間材料における再結晶粒を微細化
する事によって、最終硬質板の塗装焼付処理（２７０℃
×２０秒）後の耐力は２８０Ｎ／mm2 以上で高強度とな
りかつ絞り性、張出性等の成形性にも優れる。
においては、前述のように成分組成を規定するのみなら
ず、Ａｌ6 Ｍｎ析出物の析出状態が重要である。すなわ
ちこの発明では耐ＳＣＣ性に優れ塗装焼き付け後にも高
強度を有し、成形性の向上をも図ることを目的としてい
るが、そのためには、最終硬質板の状態で、粒径１μｍ
以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物が０．１mm2 あたり１０００個
以上分散している状態とすることが必要である。この析
出状態を満たすＡｌ6 Ｍｎ析出物は熱間圧延上がり又は
中間焼鈍軟質化後の中間材料における再結晶粒を微細化
する事によって、最終硬質板の塗装焼付処理（２７０℃
×２０秒）後の耐力は２８０Ｎ／mm2 以上で高強度とな
りかつ絞り性、張出性等の成形性にも優れる。
【００１７】Ａｌ6 Ｍｎ析出物の分布がこの析出状態を
満たさない場合には、熱間圧延上がり又は中間焼鈍軟質
化後の中間材料における再結晶組織が粒状と層状の混粒
となって、最終硬質板を塗装焼付処理した後の強度に異
方性が生じたり成形性が劣化してしまう。
満たさない場合には、熱間圧延上がり又は中間焼鈍軟質
化後の中間材料における再結晶組織が粒状と層状の混粒
となって、最終硬質板を塗装焼付処理した後の強度に異
方性が生じたり成形性が劣化してしまう。
【００１８】なおここで、熱間圧延上がり又は中間焼鈍
後の中間材料において再結晶組織を微細化するために
は、その熱間圧延後の自己再結晶又は中間焼鈍での再結
晶処理直前の状態で前述のように１μｍ以上のＡｌ6 Ｍ
ｎ析出物が０．１mm2 あたり１０００個以上存在するこ
とが必要であるが、最終硬質板の状態でＡｌ6 Ｍｎ析出
物が上記の条件を満たしていれば、必然的に熱間圧延後
の自己再結晶又は中間焼鈍での再結晶処理直前の状態で
もその条件を満たすところから、請求項１の発明では最
終硬質板として、上記条件を規定した。
後の中間材料において再結晶組織を微細化するために
は、その熱間圧延後の自己再結晶又は中間焼鈍での再結
晶処理直前の状態で前述のように１μｍ以上のＡｌ6 Ｍ
ｎ析出物が０．１mm2 あたり１０００個以上存在するこ
とが必要であるが、最終硬質板の状態でＡｌ6 Ｍｎ析出
物が上記の条件を満たしていれば、必然的に熱間圧延後
の自己再結晶又は中間焼鈍での再結晶処理直前の状態で
もその条件を満たすところから、請求項１の発明では最
終硬質板として、上記条件を規定した。
【００１９】次に上述のようなアルミニウム合金板の製
造方法、すなわち請求項２の発明の製造方法について説
明する。
造方法、すなわち請求項２の発明の製造方法について説
明する。
【００２０】先ず前述のような成分組成の合金を鋳造す
る。鋳造方法自体は特に限定されるものではないが、Ａ
ｌ−Ｍｎ系の巨大金属間化合物の生成を防止するため
に、鋳造温度（スパウト直上の温度）を６８０℃以上、
定常状態における鋳造速度を４０ｍｍ／分以上としたＤ
Ｃ鋳造法（半連続鋳造法）などによって鋳造する。
る。鋳造方法自体は特に限定されるものではないが、Ａ
ｌ−Ｍｎ系の巨大金属間化合物の生成を防止するため
に、鋳造温度（スパウト直上の温度）を６８０℃以上、
定常状態における鋳造速度を４０ｍｍ／分以上としたＤ
Ｃ鋳造法（半連続鋳造法）などによって鋳造する。
【００２１】得られた鋳塊に対しては、均質化処理（均
熱処理）を施す。この均熱処理は、単に鋳塊組織を均一
化するのみならず、Ａｌ6 Ｍｎを析出させるために重要
な工程である。すなわちこの発明では高温長時間の均熱
処理を施すことによって、１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出
物を０．１mm2 あたり１０００個以上析出させ、これに
よって後の熱間圧延上がりまたは中間焼鈍軟質化処理後
の中間材料における再結晶粒を微細化させることによっ
て最終硬質板の塗装焼付処理後における所要の強度と良
好な成形性を得ることができる。ここで、均熱処理温度
が５００℃未満または均熱処理時間が１時間未満ではＡ
ｌ6 Ｍｎ析出物の析出が不充分となり、一方均熱処理温
度が６００℃を越えれば局部融解を生じてしまい、また
均熱処理時間が４８時間を越えれば、Ａｌ6 Ｍｎ析出の
効果が飽和して経済性の点で問題が生じ、しかも表面の
酸化が進行して表面品質が悪くなる。したがって均熱処
理条件は、５００〜６００℃×１〜４８時間の範囲内と
する必要がある。なおこのような均熱処理によって析出
したＡｌ6Ｍｎ析出物は、その後のプロセスでマトリッ
クスに固溶してしまうことはなく、またそもそも微細で
あるため加工によって破砕されてそれ以上小径となって
しまうこともほとんどなく、したがって均熱処理段階で
１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物を０．１mm2 あたり１０
００個以上析出させておけば、熱間圧延上がり又は中間
焼鈍での中間材料の再結晶処理時においてもＡｌ6 Ｍｎ
析出物は同じ条件を満たすことができる。
熱処理）を施す。この均熱処理は、単に鋳塊組織を均一
化するのみならず、Ａｌ6 Ｍｎを析出させるために重要
な工程である。すなわちこの発明では高温長時間の均熱
処理を施すことによって、１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出
物を０．１mm2 あたり１０００個以上析出させ、これに
よって後の熱間圧延上がりまたは中間焼鈍軟質化処理後
の中間材料における再結晶粒を微細化させることによっ
て最終硬質板の塗装焼付処理後における所要の強度と良
好な成形性を得ることができる。ここで、均熱処理温度
が５００℃未満または均熱処理時間が１時間未満ではＡ
ｌ6 Ｍｎ析出物の析出が不充分となり、一方均熱処理温
度が６００℃を越えれば局部融解を生じてしまい、また
均熱処理時間が４８時間を越えれば、Ａｌ6 Ｍｎ析出の
効果が飽和して経済性の点で問題が生じ、しかも表面の
酸化が進行して表面品質が悪くなる。したがって均熱処
理条件は、５００〜６００℃×１〜４８時間の範囲内と
する必要がある。なおこのような均熱処理によって析出
したＡｌ6Ｍｎ析出物は、その後のプロセスでマトリッ
クスに固溶してしまうことはなく、またそもそも微細で
あるため加工によって破砕されてそれ以上小径となって
しまうこともほとんどなく、したがって均熱処理段階で
１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物を０．１mm2 あたり１０
００個以上析出させておけば、熱間圧延上がり又は中間
焼鈍での中間材料の再結晶処理時においてもＡｌ6 Ｍｎ
析出物は同じ条件を満たすことができる。
【００２２】均質化処理後には熱間圧延を行なう。この
熱間圧延開始温度は、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金と同様で
あれば良く、通常は４００〜５５０℃とする。なおこの
熱間圧延を行なうにあたっては、均熱処理後、一旦冷却
してから４００〜５５０℃に再加熱しても良く、あるい
は均熱処理後再加熱することなく、４００〜５５０℃の
状態から熱間圧延を施しても良い。
熱間圧延開始温度は、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金と同様で
あれば良く、通常は４００〜５５０℃とする。なおこの
熱間圧延を行なうにあたっては、均熱処理後、一旦冷却
してから４００〜５５０℃に再加熱しても良く、あるい
は均熱処理後再加熱することなく、４００〜５５０℃の
状態から熱間圧延を施しても良い。
【００２３】熱間圧延終了後の板は、１．その熱延板の
ままで、２．あるいは熱間圧延後に中間焼鈍を施し、
３．あるいは熱間圧延後適度な冷間圧延を施してから中
間焼鈍を施す、のいずれかの状態で、最後に６０％以上
の冷間圧延を施して硬質板とする。
ままで、２．あるいは熱間圧延後に中間焼鈍を施し、
３．あるいは熱間圧延後適度な冷間圧延を施してから中
間焼鈍を施す、のいずれかの状態で、最後に６０％以上
の冷間圧延を施して硬質板とする。
【００２４】ここで、最終の冷間圧延前が熱延板のまま
の場合には、高温でコイルとして巻き付けることによる
自己再結晶した状態が好ましく、熱間圧延後に中間焼鈍
を施し完全再結晶させた状態がさらに好ましく、熱間圧
延後適度な冷間圧延を施してから中間焼鈍を施し完全微
細再結晶させた状態が最も好ましい。中間焼鈍を施す場
合、通常の連続焼鈍方式、バッチ焼鈍方式のいずれでも
構わないが、再結晶粒微細化や生産性の点で連続焼鈍方
式の方が好ましい。連続焼鈍方式の場合は、昇温速度１
℃／秒以上、４５０〜６００℃の温度範囲内に１２０秒
以下の保持、降温速度１℃／秒以上とし、バッチ焼鈍方
式の場合は昇温速度２０℃／時間、３００〜４５０℃の
温度範囲内に１〜１０時間の保持、降温速度２０℃／時
間の条件が一般的である。
の場合には、高温でコイルとして巻き付けることによる
自己再結晶した状態が好ましく、熱間圧延後に中間焼鈍
を施し完全再結晶させた状態がさらに好ましく、熱間圧
延後適度な冷間圧延を施してから中間焼鈍を施し完全微
細再結晶させた状態が最も好ましい。中間焼鈍を施す場
合、通常の連続焼鈍方式、バッチ焼鈍方式のいずれでも
構わないが、再結晶粒微細化や生産性の点で連続焼鈍方
式の方が好ましい。連続焼鈍方式の場合は、昇温速度１
℃／秒以上、４５０〜６００℃の温度範囲内に１２０秒
以下の保持、降温速度１℃／秒以上とし、バッチ焼鈍方
式の場合は昇温速度２０℃／時間、３００〜４５０℃の
温度範囲内に１〜１０時間の保持、降温速度２０℃／時
間の条件が一般的である。
【００２５】なお最終の冷間圧延は塗装焼付後に所要の
強度を得るために６０％以上が必要である。この冷間圧
延によって得られた硬質板は、このまま缶蓋等の用途に
供してもよいが、塗装焼付後の強度低下をより少なく押
さえるためさらに１００〜２００℃で３０分〜１０時間
程度の最終熱処理を施しても構わない。缶蓋の塗装焼付
処理は１８０〜４００℃で５〜１８００秒程度の条件で
行われるのが一般的である。以上、缶蓋の例で説明して
きたが、本発明の硬質板は、塗装焼付等の熱処理後にも
耐ＳＣＣ性と強度と成形性が必要とされる、ブラインド
等他の用途にも好適に適用される。
強度を得るために６０％以上が必要である。この冷間圧
延によって得られた硬質板は、このまま缶蓋等の用途に
供してもよいが、塗装焼付後の強度低下をより少なく押
さえるためさらに１００〜２００℃で３０分〜１０時間
程度の最終熱処理を施しても構わない。缶蓋の塗装焼付
処理は１８０〜４００℃で５〜１８００秒程度の条件で
行われるのが一般的である。以上、缶蓋の例で説明して
きたが、本発明の硬質板は、塗装焼付等の熱処理後にも
耐ＳＣＣ性と強度と成形性が必要とされる、ブラインド
等他の用途にも好適に適用される。
【００２６】
【実施例】表１の合金符号Ａ〜Ｃに示される合金につい
て、常法に従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳
造温度（スパウト直上の温度）７０５℃、鋳造速度６０
mm／分で鋳造し、厚さ４６０mm、幅１２００mm、長さ３
０００mmの鋳塊を得た。得られた鋳塊に対し、表２の製
造条件Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６に示すような種々の条件で均
熱処理（均質化処理）、熱間圧延前予備加熱、熱間圧延
を施して、厚さ２．０〜４．０mmの圧延板とした。その
後適宜、冷間圧延と中間焼鈍を施して板厚０．３mmの最
終硬質板とした。なお、表中には示さなかったが、製造
条件Ｎｏ．３は熱間圧延上がりのコイル巻取り直前の温
度が３２０℃になっており、最終冷間圧延前に調べたと
ころ自己焼鈍により再結晶していた。
て、常法に従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳
造温度（スパウト直上の温度）７０５℃、鋳造速度６０
mm／分で鋳造し、厚さ４６０mm、幅１２００mm、長さ３
０００mmの鋳塊を得た。得られた鋳塊に対し、表２の製
造条件Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６に示すような種々の条件で均
熱処理（均質化処理）、熱間圧延前予備加熱、熱間圧延
を施して、厚さ２．０〜４．０mmの圧延板とした。その
後適宜、冷間圧延と中間焼鈍を施して板厚０．３mmの最
終硬質板とした。なお、表中には示さなかったが、製造
条件Ｎｏ．３は熱間圧延上がりのコイル巻取り直前の温
度が３２０℃になっており、最終冷間圧延前に調べたと
ころ自己焼鈍により再結晶していた。
【００２７】均熱処理直後、１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析
出物の０．１mm2 あたりの数を調べ、その結果を表２中
に併せて示す。
出物の０．１mm2 あたりの数を調べ、その結果を表２中
に併せて示す。
【００２８】また、最終硬質板に対し、塗装焼付に相当
する熱処理として、オイルバスによる２７０℃×２０秒
の熱処理を施し、この熱処理後の板について１μｍ以上
のＡｌ6 Ｍｎ析出物の０．１mm2 あたりの数や、引張試
験によるＬ方向耐力およびＬ方向耐力と４５°方向耐力
の差である強度異方性について調べ、その結果を表３に
示す。強度異方性が大きいと蓋の外形を打ち抜く際に充
分な真円度が得られなかったり、蓋にタブを取り付けて
リベット部を形成する際にリベット部に充分な真円度が
得られなかったり、蓋を缶胴に取り付けた後に圧力を加
えた場合４５°方向からバックリングが生じる恐れがあ
る。また、上記の塗装焼付に相当する熱処理を施した板
に対し、ダイス直径３２．８４mm、ポンチ直径３２．０
mm、ブランク直径５８．０mmの条件で耳率を、またＪＩ
Ｓ Ｚ ２２４７ エリクセン試験Ａ法によりエリクセ
ン値を調べた。結果を表３に併せて示す。さらに耐ＳＣ
Ｃ性については、上記の塗装焼付に相当する熱処理を施
した板に対し、約１０年間のＭｇ2 Ａｌ3 の変化に相当
する１２０℃×７日間の熱処理を施すことによってＳＣ
Ｃ感受性を高めた厳しい状態で調べた。このＳＣＣ試験
は、ＮａＣｌ水溶液中での単軸引張による応力付加を行
なうとともに、耐ＳＣＣ性を比較的短時間で評価するた
めに試験片に直流５mA／cm2 の電流を流すことで粒界腐
食を促進させる方法、すなわち電流付加単軸引張方式で
行なった。なお付加応力はＳＣＣ感受性を高める処理を
行った後の各材料の耐力の８０％とし、試験片の破断寿
命を調べると共に、走査型電子顕微鏡により破断部の破
壊様式を観察して総合的に耐ＳＣＣ性を評価した。これ
らの結果も表３に併せて示す。
する熱処理として、オイルバスによる２７０℃×２０秒
の熱処理を施し、この熱処理後の板について１μｍ以上
のＡｌ6 Ｍｎ析出物の０．１mm2 あたりの数や、引張試
験によるＬ方向耐力およびＬ方向耐力と４５°方向耐力
の差である強度異方性について調べ、その結果を表３に
示す。強度異方性が大きいと蓋の外形を打ち抜く際に充
分な真円度が得られなかったり、蓋にタブを取り付けて
リベット部を形成する際にリベット部に充分な真円度が
得られなかったり、蓋を缶胴に取り付けた後に圧力を加
えた場合４５°方向からバックリングが生じる恐れがあ
る。また、上記の塗装焼付に相当する熱処理を施した板
に対し、ダイス直径３２．８４mm、ポンチ直径３２．０
mm、ブランク直径５８．０mmの条件で耳率を、またＪＩ
Ｓ Ｚ ２２４７ エリクセン試験Ａ法によりエリクセ
ン値を調べた。結果を表３に併せて示す。さらに耐ＳＣ
Ｃ性については、上記の塗装焼付に相当する熱処理を施
した板に対し、約１０年間のＭｇ2 Ａｌ3 の変化に相当
する１２０℃×７日間の熱処理を施すことによってＳＣ
Ｃ感受性を高めた厳しい状態で調べた。このＳＣＣ試験
は、ＮａＣｌ水溶液中での単軸引張による応力付加を行
なうとともに、耐ＳＣＣ性を比較的短時間で評価するた
めに試験片に直流５mA／cm2 の電流を流すことで粒界腐
食を促進させる方法、すなわち電流付加単軸引張方式で
行なった。なお付加応力はＳＣＣ感受性を高める処理を
行った後の各材料の耐力の８０％とし、試験片の破断寿
命を調べると共に、走査型電子顕微鏡により破断部の破
壊様式を観察して総合的に耐ＳＣＣ性を評価した。これ
らの結果も表３に併せて示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】以上の実施例において製造条件Ｎｏ．５
は、従来多用されている高強度缶蓋材である５１８２合
金に相当する合金符号Ｂの合金を用いて、従来の一般的
な製造プロセスを適用して製造した例である。また製造
条件Ｎｏ．６は、厳しい条件下においてもＳＣＣを生じ
ないことで知られている５４５４合金に相当する合金符
号Ｃの合金を用いて、従来の５１８２合金の一般的な製
造プロセスを適用して製造した例である。そこで実施例
においてもこの製造条件Ｎｏ．５によって得られた５１
８２合金相当材を強度および成形性の基準とし、製造条
件Ｎｏ．６によって得られた５４５４相当合金の材料を
耐ＳＣＣ性の基準として評価した。
は、従来多用されている高強度缶蓋材である５１８２合
金に相当する合金符号Ｂの合金を用いて、従来の一般的
な製造プロセスを適用して製造した例である。また製造
条件Ｎｏ．６は、厳しい条件下においてもＳＣＣを生じ
ないことで知られている５４５４合金に相当する合金符
号Ｃの合金を用いて、従来の５１８２合金の一般的な製
造プロセスを適用して製造した例である。そこで実施例
においてもこの製造条件Ｎｏ．５によって得られた５１
８２合金相当材を強度および成形性の基準とし、製造条
件Ｎｏ．６によって得られた５４５４相当合金の材料を
耐ＳＣＣ性の基準として評価した。
【００３３】製造条件Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３の材料は、い
ずれも成分組成および製造プロセスの両者がこの発明で
規定する条件を満たすものであり、これらはＮｏ．５の
５１８２相当合金の従来例と比較して、Ｌ方向耐力、強
度異方性、耳率、エリクセン値等の強度、機械的性質は
同等かそれ以上に優れたものであった。一方、耐ＳＣＣ
性は製造条件Ｎｏ．６の５４５４相当合金の比較例と比
べＳＣＣ破断寿命は同等で、破断面の観察においても比
較例と同等なディンプル破面の延性破壊を呈し、ＳＣＣ
は起こらないことを示していた。
ずれも成分組成および製造プロセスの両者がこの発明で
規定する条件を満たすものであり、これらはＮｏ．５の
５１８２相当合金の従来例と比較して、Ｌ方向耐力、強
度異方性、耳率、エリクセン値等の強度、機械的性質は
同等かそれ以上に優れたものであった。一方、耐ＳＣＣ
性は製造条件Ｎｏ．６の５４５４相当合金の比較例と比
べＳＣＣ破断寿命は同等で、破断面の観察においても比
較例と同等なディンプル破面の延性破壊を呈し、ＳＣＣ
は起こらないことを示していた。
【００３４】一方製造条件Ｎｏ．４の材料は、この発明
で規定する成分組成範囲内の合金Ａを用いてはいるが、
均質化処理温度がこの発明で規定する下限よりも低い場
合の比較例であり、この場合は均質化処理温度が低いた
め１μｍ以上の大きさのＡｌ6 Ｍｎ析出物が得られず、
中間焼鈍で再結晶遅れが生じて、層状と粒状の混粒組織
となったため、強度異方性、耳率、エリクセン値等が劣
化してしまった。一方、耐ＳＣＣ性は、この発明で規定
する成分組成範囲内であるので、製造条件Ｎｏ．１〜３
および６の５４５４相当合金と同等に優れていた。
で規定する成分組成範囲内の合金Ａを用いてはいるが、
均質化処理温度がこの発明で規定する下限よりも低い場
合の比較例であり、この場合は均質化処理温度が低いた
め１μｍ以上の大きさのＡｌ6 Ｍｎ析出物が得られず、
中間焼鈍で再結晶遅れが生じて、層状と粒状の混粒組織
となったため、強度異方性、耳率、エリクセン値等が劣
化してしまった。一方、耐ＳＣＣ性は、この発明で規定
する成分組成範囲内であるので、製造条件Ｎｏ．１〜３
および６の５４５４相当合金と同等に優れていた。
【００３５】
【発明の効果】前述の実施例からも明らかなように、こ
の発明によれば、耐応力腐食割れ性については、従来か
ら耐応力腐食割れ性が良好であることが知られている５
４５４合金並みに優れていて厳しい使用環境下でも応力
腐食割れのおそれがなく、しかも強度については５１８
２合金並の高強度を有するとともに強度異方性が小さ
く、かつ成形性の良好なアルミニウム合金硬質板を得る
ことができる。
の発明によれば、耐応力腐食割れ性については、従来か
ら耐応力腐食割れ性が良好であることが知られている５
４５４合金並みに優れていて厳しい使用環境下でも応力
腐食割れのおそれがなく、しかも強度については５１８
２合金並の高強度を有するとともに強度異方性が小さ
く、かつ成形性の良好なアルミニウム合金硬質板を得る
ことができる。
【００３６】従って、この発明によるアルミニウム合金
硬質板を内圧の高いビール用や炭酸飲料用で耐応力腐食
割れ性が要求される缶蓋材に使用することによって、従
来よりも薄肉化を図って、缶重量の軽量化および材料コ
ストの低減を図ることができる。なおこの発明のアルミ
ニウム合金硬質板は、缶蓋以外のブラインド材などにも
使用できることは勿論である。さらに、中間焼鈍のまま
の中間材料は、自動車の車体（インナーおよびアウタ
ー）や足廻り部材等に使用できる。
硬質板を内圧の高いビール用や炭酸飲料用で耐応力腐食
割れ性が要求される缶蓋材に使用することによって、従
来よりも薄肉化を図って、缶重量の軽量化および材料コ
ストの低減を図ることができる。なおこの発明のアルミ
ニウム合金硬質板は、缶蓋以外のブラインド材などにも
使用できることは勿論である。さらに、中間焼鈍のまま
の中間材料は、自動車の車体（インナーおよびアウタ
ー）や足廻り部材等に使用できる。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ２．０〜３．５％（重量％、以下同
じ）、Ｍｎ１．０％〜１．８％を含有し、不純物として
のＦｅを０．２０％以下に規制し、Ｍｎ＋Ｆｅが１．８
％以下であり、Ｃｒ０．１５％以下（０％を含む）、Ｖ
０．１５％以下（０％を含む）、Ｚｒ０．１５％以下
（０％を含む）のいずれか１種または２種以上を含有
し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ粒
径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物粒子の数が０．１mm2
あたり１０００個以上で、しかも２７０℃×２０秒の塗
装焼き付け処理後の耐力が２８０Ｎ／mm2 以上であるこ
とを特徴とする、耐応力腐食割れ性に優れた高強度アル
ミニウム合金硬質板。 - 【請求項２】 Ｍｇ２．０〜３．５％、Ｍｎ１．０％〜
１．８％を含有し、不純物としてのＦｅを０．２０％以
下に規制し、Ｍｎ＋Ｆｅが１．８％以下であり、Ｃｒ
０．１５％以下（０％を含む）、Ｖ０．１５％以下（０
％を含む）、Ｚｒ０．１５％以下（０％を含む）のいず
れか１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不
可避的不純物よりなる合金を鋳造温度６８０℃以上で鋳
造速度４０ｍｍ／分以上で鋳造し、得られた鋳塊に５０
０〜６００℃の範囲内の温度で１〜４８時間の均質化処
理を施して、粒径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ粒子を０．１
mm2 あたり１０００個以上析出させ、その後圧延を施し
て所要の最終板厚とするにあたり、熱間圧延を施し、必
要に応じ適宜冷間圧延と中間焼鈍を施し、最後に６０％
以上の冷間圧延を施すことを特徴とする、耐応力腐食割
れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30240493A JP2891620B2 (ja) | 1993-11-08 | 1993-11-08 | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30240493A JP2891620B2 (ja) | 1993-11-08 | 1993-11-08 | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07126789A true JPH07126789A (ja) | 1995-05-16 |
| JP2891620B2 JP2891620B2 (ja) | 1999-05-17 |
Family
ID=17908513
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30240493A Expired - Fee Related JP2891620B2 (ja) | 1993-11-08 | 1993-11-08 | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金硬質板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2891620B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104736271A (zh) * | 2012-10-26 | 2015-06-24 | 株式会社Uacj | Al合金铸件制压缩机叶轮及其制造方法 |
| CN106521261A (zh) * | 2016-11-17 | 2017-03-22 | 东莞宜安科技股份有限公司 | 一种制备高强耐蚀铝镁合金片的方法、其产品以及应用 |
| CN111560547A (zh) * | 2020-05-08 | 2020-08-21 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种汽车用5182-o态铝合金板材制备方法 |
-
1993
- 1993-11-08 JP JP30240493A patent/JP2891620B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104736271A (zh) * | 2012-10-26 | 2015-06-24 | 株式会社Uacj | Al合金铸件制压缩机叶轮及其制造方法 |
| CN104736271B (zh) * | 2012-10-26 | 2016-09-21 | 株式会社Uacj | Al合金铸件制压缩机叶轮及其制造方法 |
| US10018203B2 (en) | 2012-10-26 | 2018-07-10 | Uacj Corporation | Al alloy cast impeller for compressor and process for producing same |
| CN106521261A (zh) * | 2016-11-17 | 2017-03-22 | 东莞宜安科技股份有限公司 | 一种制备高强耐蚀铝镁合金片的方法、其产品以及应用 |
| CN111560547A (zh) * | 2020-05-08 | 2020-08-21 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种汽车用5182-o态铝合金板材制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2891620B2 (ja) | 1999-05-17 |
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