JPH0717989B2 - 成形性に優れたアルミ合金板の製造方法 - Google Patents

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:０.０
５〜１.０％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、Ｆe／
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−Ｍ
g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℃〜４５
０℃(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３
３０℃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、４０
０℃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４０
０〜６００℃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０.３mm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Ｎo.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×１２２m
mｈ)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０.４mm
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℃、４
００℃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:０.０
   ５〜１.０％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。