JPH08134610A - 成形加工用Ａｌ合金板の製造方法 - Google Patents
成形加工用Ａｌ合金板の製造方法Info
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- JPH08134610A JPH08134610A JP28066494A JP28066494A JPH08134610A JP H08134610 A JPH08134610 A JP H08134610A JP 28066494 A JP28066494 A JP 28066494A JP 28066494 A JP28066494 A JP 28066494A JP H08134610 A JPH08134610 A JP H08134610A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｍｎ０．５〜２．０ｗｔ％、Ｍｇ０．５〜
３．０ｗｔ％、Ｃｕ０．０１〜１．２ｗｔ％、Ｓｉ０．
１〜２．０ｗｔ％、Ｆｅ０．１〜１．５ｗｔ％を含み残
部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に、
常法の均質化熱処理後、終了温度５００℃が以上の熱間
粗圧延加工を順次施して熱間粗圧延板を製造した後、当
該熱間粗圧延板が５００℃以上である状態から当該熱間
粗圧延板を１００℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下
まで強制冷却してから、終了温度が２８０〜３２０℃の
熱間仕上圧延加工を施して、続いて焼鈍処理、加工率７
５％以下の冷間圧延加工、中間焼鈍処理、加工率６０％
以上の最終の冷間圧延加工を順次施して、圧延方向と直
角方向の断面の析出相の平均粒径が２０μｍ以下であ
り、かつ析出相の面積占有率が１０％以下とする成形加
工用Ａｌ合金板の製造方法。 【効果】 十分な強度を有し、４５°方向の耳率が小さ
い成形加工用Ａｌ合金板となる。
３．０ｗｔ％、Ｃｕ０．０１〜１．２ｗｔ％、Ｓｉ０．
１〜２．０ｗｔ％、Ｆｅ０．１〜１．５ｗｔ％を含み残
部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に、
常法の均質化熱処理後、終了温度５００℃が以上の熱間
粗圧延加工を順次施して熱間粗圧延板を製造した後、当
該熱間粗圧延板が５００℃以上である状態から当該熱間
粗圧延板を１００℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下
まで強制冷却してから、終了温度が２８０〜３２０℃の
熱間仕上圧延加工を施して、続いて焼鈍処理、加工率７
５％以下の冷間圧延加工、中間焼鈍処理、加工率６０％
以上の最終の冷間圧延加工を順次施して、圧延方向と直
角方向の断面の析出相の平均粒径が２０μｍ以下であ
り、かつ析出相の面積占有率が１０％以下とする成形加
工用Ａｌ合金板の製造方法。 【効果】 十分な強度を有し、４５°方向の耳率が小さ
い成形加工用Ａｌ合金板となる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＡｌ製キャンに用いるキ
ャンボディ材若しくはキャンエンド材に使われる成形加
工用Ａｌ合金板の製造方法に関する。
ャンボディ材若しくはキャンエンド材に使われる成形加
工用Ａｌ合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ａｌ材料は軽量で熱伝導率が高い上、成
形性が良いという利点を有するため、近年清涼飲料水や
ビール用のキャンに多量に使用されている。成形加工用
Ａｌ合金板、特にキャンボディ材用のものは、近年薄肉
化が進められ、高強度化が求められている。キャンボデ
ィ材として用いられるＡｌ合金として、特にＡ３００４
合金は高加工率の圧延加工を施しても比較的高い成形加
工性を維持できる等から、ＤＩ缶用の材料として広く用
いられている。
形性が良いという利点を有するため、近年清涼飲料水や
ビール用のキャンに多量に使用されている。成形加工用
Ａｌ合金板、特にキャンボディ材用のものは、近年薄肉
化が進められ、高強度化が求められている。キャンボデ
ィ材として用いられるＡｌ合金として、特にＡ３００４
合金は高加工率の圧延加工を施しても比較的高い成形加
工性を維持できる等から、ＤＩ缶用の材料として広く用
いられている。
【０００３】通常、Ａｌ製キャンは、ＤＩ加工等により
製造されたキャンボディに別途製造したＡｌ製キャンエ
ンドを取り付けて製造される。このＤＩ加工によりキャ
ンボディを製造する工程は概ね、深絞り加工、しごき加
工、ドーミング加工、トリミング加工、内面塗装、ベー
キング、ネッキング加工、フランジング加工等からな
る。このようにキャンボディ材は上記のような過酷な成
形加工を受けるので、適当な強度を有することは勿論、
高い成形加工性を有することも要求されている。またキ
ャンエンドは通常、プレス加工されて製造される。
製造されたキャンボディに別途製造したＡｌ製キャンエ
ンドを取り付けて製造される。このＤＩ加工によりキャ
ンボディを製造する工程は概ね、深絞り加工、しごき加
工、ドーミング加工、トリミング加工、内面塗装、ベー
キング、ネッキング加工、フランジング加工等からな
る。このようにキャンボディ材は上記のような過酷な成
形加工を受けるので、適当な強度を有することは勿論、
高い成形加工性を有することも要求されている。またキ
ャンエンドは通常、プレス加工されて製造される。
【０００４】キャンボディ材である成形加工用Ａｌ合金
板は、通常、鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延、
必要に応じて焼鈍、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延
を順次施して製造される。上記中間焼鈍の方法として、
近年は、従来のバッチ焼鈍法に代わり連続焼鈍炉を用い
る、いわゆるＣＡＬ焼鈍が採用されることが多くなって
きている。このＣＡＬ焼鈍は生産性にも優れるが、圧延
板をコイル状にした状態で熱処理するバッチ処理と異な
り、コイルに巻く前に、若しくはコイルをほどいた状態
で加熱、冷却を行うので、急速な加熱、冷却が可能であ
り、Ｃｕ、ＭｎやＭｇ等の固溶率を高くできる。このた
めこれらがベーキング時に析出し、強度向上に寄与す
る。
板は、通常、鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延、
必要に応じて焼鈍、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延
を順次施して製造される。上記中間焼鈍の方法として、
近年は、従来のバッチ焼鈍法に代わり連続焼鈍炉を用い
る、いわゆるＣＡＬ焼鈍が採用されることが多くなって
きている。このＣＡＬ焼鈍は生産性にも優れるが、圧延
板をコイル状にした状態で熱処理するバッチ処理と異な
り、コイルに巻く前に、若しくはコイルをほどいた状態
で加熱、冷却を行うので、急速な加熱、冷却が可能であ
り、Ｃｕ、ＭｎやＭｇ等の固溶率を高くできる。このた
めこれらがベーキング時に析出し、強度向上に寄与す
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したキャンボディ
を製造する工程の深絞り加工において発生する耳は、ト
リミング加工において切り取られるが、当然のことなが
ら耳が大きいとそれだけ材料歩留りが低下してしまう。
それに加えて大きな耳はしごき割れの原因になったり、
或いは製造ラインにおける搬送工程を阻害する原因にも
なるという問題もある。従って従来から、キャンボディ
材に要求される特性として、前述したように高い強度を
有しかつ成形性に優れることは勿論、耳率が小さいこと
も重要であった。
を製造する工程の深絞り加工において発生する耳は、ト
リミング加工において切り取られるが、当然のことなが
ら耳が大きいとそれだけ材料歩留りが低下してしまう。
それに加えて大きな耳はしごき割れの原因になったり、
或いは製造ラインにおける搬送工程を阻害する原因にも
なるという問題もある。従って従来から、キャンボディ
材に要求される特性として、前述したように高い強度を
有しかつ成形性に優れることは勿論、耳率が小さいこと
も重要であった。
【０００６】ところで耳の発生は深絞り加工の条件にも
よるが、被成形体の集合組織にも大きく影響されること
が知られている。最終圧延加工の加工率を高めると、深
絞り加工において冷間圧延方向に対し４５°の角度に発
生する耳が大きくなることが知られている。
よるが、被成形体の集合組織にも大きく影響されること
が知られている。最終圧延加工の加工率を高めると、深
絞り加工において冷間圧延方向に対し４５°の角度に発
生する耳が大きくなることが知られている。
【０００７】しかし近年は、上述したようにＡｌ製キャ
ンが薄肉化する傾向にあり、またそのため高強度化が要
求されてきている。またベーキング後のフランジング加
工における成形性を向上させるためにも、従来以上に最
終圧延加工の加工率を上げる必要があった。それに伴い
４５°耳率が高くなってしまうという問題があった。
ンが薄肉化する傾向にあり、またそのため高強度化が要
求されてきている。またベーキング後のフランジング加
工における成形性を向上させるためにも、従来以上に最
終圧延加工の加工率を上げる必要があった。それに伴い
４５°耳率が高くなってしまうという問題があった。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明はかかる上述の点
に鑑み、鋭意研究を行った結果なされたもので、その目
的は、最終圧延加工の加工率を上げても、深絞り加工に
おける４５°方向の耳率の発生を抑制できる成形加工用
Ａｌ合金板の製造方法を提供することにある。即ち本発
明は、Ｍｎ０．５〜２．０ｗｔ％、Ｍｇ０．５〜３．０
ｗｔ％、Ｃｕ０．０１〜１．２ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜
２．０ｗｔ％、Ｆｅ０．１〜１．５ｗｔ％を含み残部Ａ
ｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に、常法
の均質化熱処理後、終了温度５００℃が以上の熱間粗圧
延加工を順次施して熱間粗圧延板を製造した後、当該熱
間粗圧延板が５００℃以上である状態から当該熱間粗圧
延板を１００℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下まで
強制冷却してから、終了温度が２８０〜３２０℃の熱間
仕上圧延加工を施して、続いて焼鈍処理、加工率７５％
以下の冷間圧延加工、中間焼鈍処理、加工率６０％以上
の最終の冷間圧延加工を順次施して、圧延方向と直角方
向の断面の析出相の平均粒径が２０μｍ以下であり、か
つ析出相の面積占有率が１０％以下とすることを特徴と
する成形加工用Ａｌ合金板の製造方法である。
に鑑み、鋭意研究を行った結果なされたもので、その目
的は、最終圧延加工の加工率を上げても、深絞り加工に
おける４５°方向の耳率の発生を抑制できる成形加工用
Ａｌ合金板の製造方法を提供することにある。即ち本発
明は、Ｍｎ０．５〜２．０ｗｔ％、Ｍｇ０．５〜３．０
ｗｔ％、Ｃｕ０．０１〜１．２ｗｔ％、Ｓｉ０．１〜
２．０ｗｔ％、Ｆｅ０．１〜１．５ｗｔ％を含み残部Ａ
ｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に、常法
の均質化熱処理後、終了温度５００℃が以上の熱間粗圧
延加工を順次施して熱間粗圧延板を製造した後、当該熱
間粗圧延板が５００℃以上である状態から当該熱間粗圧
延板を１００℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下まで
強制冷却してから、終了温度が２８０〜３２０℃の熱間
仕上圧延加工を施して、続いて焼鈍処理、加工率７５％
以下の冷間圧延加工、中間焼鈍処理、加工率６０％以上
の最終の冷間圧延加工を順次施して、圧延方向と直角方
向の断面の析出相の平均粒径が２０μｍ以下であり、か
つ析出相の面積占有率が１０％以下とすることを特徴と
する成形加工用Ａｌ合金板の製造方法である。
【０００９】
【作用】本発明の成形加工用Ａｌ合金板の製造方法は、
上述の問題に鑑み発明されたもので、十分な強度と十分
な加工性を実現させるものである。以下に本発明で使わ
れるＡｌ合金の組成と、製造工程について説明する。先
ず本発明で使われるＡｌ合金の組成について説明する。
Ｍｎは材料強度向上に寄与すると共に、鋳造時にＡｌ−
Ｆｅ−Ｍｎ晶出物を生じ、その晶出物がしごき加工にお
いて成形性の向上に寄与する。その含有量は０．５〜
２．０ｗｔ％がよく、０．５ｗｔ％未満では上記寄与が
乏しく、一方２．０ｗｔ％を越えると、強度は高くなる
ものの、深絞り加工等において成形性が劣化してしま
う。
上述の問題に鑑み発明されたもので、十分な強度と十分
な加工性を実現させるものである。以下に本発明で使わ
れるＡｌ合金の組成と、製造工程について説明する。先
ず本発明で使われるＡｌ合金の組成について説明する。
Ｍｎは材料強度向上に寄与すると共に、鋳造時にＡｌ−
Ｆｅ−Ｍｎ晶出物を生じ、その晶出物がしごき加工にお
いて成形性の向上に寄与する。その含有量は０．５〜
２．０ｗｔ％がよく、０．５ｗｔ％未満では上記寄与が
乏しく、一方２．０ｗｔ％を越えると、強度は高くなる
ものの、深絞り加工等において成形性が劣化してしま
う。
【００１０】Ｍｇは材料強度向上に寄与し、特にベーキ
ング工程時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物が生成し材料強
度を向上させる。その含有量は０．５〜３．０ｗｔ％が
よく、０．５ｗｔ％未満では強度向上が乏しく、３．０
ｗｔ％を越えると、強度は高くなるものの、深絞り加工
等において成形性が劣化してしまう。
ング工程時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物が生成し材料強
度を向上させる。その含有量は０．５〜３．０ｗｔ％が
よく、０．５ｗｔ％未満では強度向上が乏しく、３．０
ｗｔ％を越えると、強度は高くなるものの、深絞り加工
等において成形性が劣化してしまう。
【００１１】Ｃｕは上記Ｍｇ同様、ベーキング工程時に
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物が生成し材料強度を向上させ
る。その含有量は０．０１〜１．２ｗｔ％がよく、０．
０１ｗｔ％未満では強度向上が乏しく、１．２ｗｔ％を
越えると、強度は高くなるものの、深絞り加工等におい
て成形性が劣化してしまうからである。
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物が生成し材料強度を向上させ
る。その含有量は０．０１〜１．２ｗｔ％がよく、０．
０１ｗｔ％未満では強度向上が乏しく、１．２ｗｔ％を
越えると、強度は高くなるものの、深絞り加工等におい
て成形性が劣化してしまうからである。
【００１２】Ｓｉは、均質化熱処理において上記Ａｌ−
Ｆｅ−Ｍｎ晶出物をＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物
（α相）に相変態させる。そしてこのα相はＡｌ−Ｆｅ
−Ｍｎ晶出物より硬く、しごき加工において成形性を向
上させる効果がある。その含有量は０．１〜２．０ｗｔ
％がよく、０．１ｗｔ％未満では上記効果が乏しく、
２．０ｗｔ％を越えると、上記α相が粗大化して逆にし
ごき加工における成形性が劣化してしまう。
Ｆｅ−Ｍｎ晶出物をＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物
（α相）に相変態させる。そしてこのα相はＡｌ−Ｆｅ
−Ｍｎ晶出物より硬く、しごき加工において成形性を向
上させる効果がある。その含有量は０．１〜２．０ｗｔ
％がよく、０．１ｗｔ％未満では上記効果が乏しく、
２．０ｗｔ％を越えると、上記α相が粗大化して逆にし
ごき加工における成形性が劣化してしまう。
【００１３】Ｆｅは、しごき加工における成形性を向上
させるための元素である。上述したが、ＦｅはＭｎとは
鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ晶出物を生じ、その晶出物が
しごき加工において成形性の向上に寄与する。Ｆｅの含
有量は０．１〜１．５ｗｔ％がよく、０．１ｗｔ％未満
では上記寄与が乏しく、一方１．５ｗｔ％を越えると、
Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ晶出物が粗大化し、逆にしごき加工に
おける成形性が劣化してしまう。
させるための元素である。上述したが、ＦｅはＭｎとは
鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ晶出物を生じ、その晶出物が
しごき加工において成形性の向上に寄与する。Ｆｅの含
有量は０．１〜１．５ｗｔ％がよく、０．１ｗｔ％未満
では上記寄与が乏しく、一方１．５ｗｔ％を越えると、
Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ晶出物が粗大化し、逆にしごき加工に
おける成形性が劣化してしまう。
【００１４】以上説明したように、本発明で使われるＡ
ｌ合金の組成は、Ａｌの他、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｓｉ、
Ｆｅからなるが、その他、市販Ａｌ材レベルでＺｎ等の
不純物が混入していても構わない。
ｌ合金の組成は、Ａｌの他、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｓｉ、
Ｆｅからなるが、その他、市販Ａｌ材レベルでＺｎ等の
不純物が混入していても構わない。
【００１５】次に本発明における工程について説明す
る。まず鋳塊に均質化熱処理を施す。この均質化熱処理
において上述したように、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ晶出物がＡ
ｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物（α相）に相変態してし
ごき加工における成形性を向上させる効果がある。この
均質化熱処理は常法に従って行えばよいが、望ましくは
６００〜６２０℃で２〜１０時間が適当である。
る。まず鋳塊に均質化熱処理を施す。この均質化熱処理
において上述したように、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ晶出物がＡ
ｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物（α相）に相変態してし
ごき加工における成形性を向上させる効果がある。この
均質化熱処理は常法に従って行えばよいが、望ましくは
６００〜６２０℃で２〜１０時間が適当である。
【００１６】均質化熱処理の後、終了温度が５００℃以
上の熱間粗圧延加工を施して熱間粗圧延板を製造する。
終了温度は５００℃以上がよく、５００℃未満であると
熱間粗圧延加工時に微細なα相が析出し、この微細なα
相の分散が、熱間粗圧延加工終了後の焼鈍や中間焼鈍時
における立方体方位の結晶の成長を抑制してしまうから
である。立方体方位の再結晶組織が少ないと、４５°耳
率が大きくなってしまう。
上の熱間粗圧延加工を施して熱間粗圧延板を製造する。
終了温度は５００℃以上がよく、５００℃未満であると
熱間粗圧延加工時に微細なα相が析出し、この微細なα
相の分散が、熱間粗圧延加工終了後の焼鈍や中間焼鈍時
における立方体方位の結晶の成長を抑制してしまうから
である。立方体方位の再結晶組織が少ないと、４５°耳
率が大きくなってしまう。
【００１７】熱間粗圧延加工後、当該熱間粗圧延板が５
００℃以上である状態から１００℃／秒以上の冷却速度
で４００℃以下まで強制冷却するのは、微細なα相の析
出を抑制するためである。
００℃以上である状態から１００℃／秒以上の冷却速度
で４００℃以下まで強制冷却するのは、微細なα相の析
出を抑制するためである。
【００１８】次に、当該熱間粗圧延板に終了温度が２８
０〜３２０℃の熱間仕上圧延加工を施した後、焼鈍処理
を施す。終了温度を２８０〜３２０℃としたのは、この
熱間仕上圧延加工後に施す焼鈍において立方体方位の結
晶生成を促進するためである。終了温度が２８０℃未満
では、焼鈍において再結晶の駆動力が大きく、再結晶が
ランダム方位に成長してしまう。この結果、立方体方位
の結晶の成長が阻害される。終了温度は、再結晶温度よ
り若干低めの３２０℃に設定することが望ましい。こう
して作製した熱間仕上圧延板は、再結晶の面積占有率が
１０〜５０％で、板厚は４．５ｍｍ以下程度にしておく
ことが望ましい。
０〜３２０℃の熱間仕上圧延加工を施した後、焼鈍処理
を施す。終了温度を２８０〜３２０℃としたのは、この
熱間仕上圧延加工後に施す焼鈍において立方体方位の結
晶生成を促進するためである。終了温度が２８０℃未満
では、焼鈍において再結晶の駆動力が大きく、再結晶が
ランダム方位に成長してしまう。この結果、立方体方位
の結晶の成長が阻害される。終了温度は、再結晶温度よ
り若干低めの３２０℃に設定することが望ましい。こう
して作製した熱間仕上圧延板は、再結晶の面積占有率が
１０〜５０％で、板厚は４．５ｍｍ以下程度にしておく
ことが望ましい。
【００１９】この本発明では更に焼鈍処理を施すことに
より、立方体方位の結晶の成長を促進している。この焼
鈍処理は、温度３２０〜４００℃で１時間以上施すこと
が望ましく、常法によるバッチ処理で行えばよい。
より、立方体方位の結晶の成長を促進している。この焼
鈍処理は、温度３２０〜４００℃で１時間以上施すこと
が望ましく、常法によるバッチ処理で行えばよい。
【００２０】次に冷間圧延加工、中間焼鈍、更に最終の
冷間圧延加工を順次施して、圧延方向と直角方向の断面
の析出相の平均粒径が２０μｍ以下であり、かつ析出相
の面積占有率を１０％以下とする。焼鈍処理後に施す冷
間圧延加工の加工率は７５％以下がよく、７５％を越え
る加工率では次に施す中間焼鈍において再結晶の駆動力
が大きく、再結晶がランダム方位に成長し、立方体方位
の結晶の成長が阻害されてしまう。なお、中間焼鈍を施
す前の冷間圧延加工の加工率の下限値は特に設定しない
が、熱間仕上圧延板の板厚および最終板厚とを考慮し、
後述する中間焼鈍後の冷間圧延加工の加工率が６０％以
上になるように設定すればよい。
冷間圧延加工を順次施して、圧延方向と直角方向の断面
の析出相の平均粒径が２０μｍ以下であり、かつ析出相
の面積占有率を１０％以下とする。焼鈍処理後に施す冷
間圧延加工の加工率は７５％以下がよく、７５％を越え
る加工率では次に施す中間焼鈍において再結晶の駆動力
が大きく、再結晶がランダム方位に成長し、立方体方位
の結晶の成長が阻害されてしまう。なお、中間焼鈍を施
す前の冷間圧延加工の加工率の下限値は特に設定しない
が、熱間仕上圧延板の板厚および最終板厚とを考慮し、
後述する中間焼鈍後の冷間圧延加工の加工率が６０％以
上になるように設定すればよい。
【００２１】次に中間焼鈍を施した後、加工率６０％以
上の最終の冷間圧延加工を施して、最終板厚とする。こ
の最終の冷間圧延加工において、その加工率を６０％以
上とするのは、６０％未満では材料強度が不足する上、
フランジング加工性が不十分になるからである。
上の最終の冷間圧延加工を施して、最終板厚とする。こ
の最終の冷間圧延加工において、その加工率を６０％以
上とするのは、６０％未満では材料強度が不足する上、
フランジング加工性が不十分になるからである。
【００２２】上記のような工程を経て、製造された最終
の冷間圧延板の組織は、圧延方向と直角方向の断面の析
出相の平均粒径が２０μｍ以下であり、かつ析出相の面
積占有率を１０％以下となっており、十分な立方体方位
の結晶が成長している。このため最終の冷間圧延加工に
おける加工率を高くしても、４５°方向の耳率は小さく
抑制できる。
の冷間圧延板の組織は、圧延方向と直角方向の断面の析
出相の平均粒径が２０μｍ以下であり、かつ析出相の面
積占有率を１０％以下となっており、十分な立方体方位
の結晶が成長している。このため最終の冷間圧延加工に
おける加工率を高くしても、４５°方向の耳率は小さく
抑制できる。
【００２３】また必要に応じて上記最終の冷間圧延加工
を施した後、１００〜２００℃で２〜１０時間保持する
安定化熱処理を施してもよい。この安定化熱処理を施す
ことで、深絞り加工等における成形性を向上させること
が可能で、耳率のバラツキ等が抑制される。
を施した後、１００〜２００℃で２〜１０時間保持する
安定化熱処理を施してもよい。この安定化熱処理を施す
ことで、深絞り加工等における成形性を向上させること
が可能で、耳率のバラツキ等が抑制される。
【００２４】
【実施例】次に本発明の実施例を説明する。表１に示す
組成の合金を常法により鋳造し、面削後、均質化熱処理
として６００℃×９時間の均質化熱処理を施した後、表
２に示す条件にて熱間粗圧延加工を施し、板厚１８ｍｍ
の熱間粗圧延板を製造した。熱間粗圧延加工後に３５０
℃×２時間の焼鈍（バッチ焼鈍法）を施し、次いで表２
に示す条件で熱間仕上圧延加工を施した。次いで表２に
示す条件で冷間圧延加工を施して最終板厚０．３ｍｍに
した。冷間圧延加工後の焼鈍は５５０℃×０時間とし
た。こうして製造した最終冷間圧延板からサンプリング
し、顕微鏡で観察することで、圧延方向と直角方向の断
面の析出相で平均粒径が２０μｍ以下である析出相の占
有率を測定した。結果を表２に併記する。また上記最終
冷間圧延板に常法に従うベーキングを施した後の引張特
性および４５°方向の耳率を調べた。結果を表２に併記
する。
組成の合金を常法により鋳造し、面削後、均質化熱処理
として６００℃×９時間の均質化熱処理を施した後、表
２に示す条件にて熱間粗圧延加工を施し、板厚１８ｍｍ
の熱間粗圧延板を製造した。熱間粗圧延加工後に３５０
℃×２時間の焼鈍（バッチ焼鈍法）を施し、次いで表２
に示す条件で熱間仕上圧延加工を施した。次いで表２に
示す条件で冷間圧延加工を施して最終板厚０．３ｍｍに
した。冷間圧延加工後の焼鈍は５５０℃×０時間とし
た。こうして製造した最終冷間圧延板からサンプリング
し、顕微鏡で観察することで、圧延方向と直角方向の断
面の析出相で平均粒径が２０μｍ以下である析出相の占
有率を測定した。結果を表２に併記する。また上記最終
冷間圧延板に常法に従うベーキングを施した後の引張特
性および４５°方向の耳率を調べた。結果を表２に併記
する。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】表２から明らかなように、本発明例によれ
ば比較例や従来例に比べ、ベーキング後の特性が同等若
しくはそれ以上であり、かつ４５°方向の耳率が低い特
性を得られる。
ば比較例や従来例に比べ、ベーキング後の特性が同等若
しくはそれ以上であり、かつ４５°方向の耳率が低い特
性を得られる。
【００２８】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、十
分な強度を有し、優れた成形加工性を実現する成形加工
用Ａｌ合金板が製造でき、４５°方向の耳率を低減さ
せ、Ａｌ製キャンの製造歩留りを向上させてＡｌ製キャ
ンの低価格化を促進する等、その産業上の貢献は著しい
ものである。
分な強度を有し、優れた成形加工性を実現する成形加工
用Ａｌ合金板が製造でき、４５°方向の耳率を低減さ
せ、Ａｌ製キャンの製造歩留りを向上させてＡｌ製キャ
ンの低価格化を促進する等、その産業上の貢献は著しい
ものである。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｍｎ０．５〜２．０ｗｔ％、Ｍｇ０．５
〜３．０ｗｔ％、Ｃｕ０．０１〜１．２ｗｔ％、Ｓｉ
０．１〜２．０ｗｔ％、Ｆｅ０．１〜１．５ｗｔ％を含
み残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊
に、常法の均質化熱処理後、終了温度５００℃が以上の
熱間粗圧延加工を順次施して熱間粗圧延板を製造した
後、当該熱間粗圧延板が５００℃以上である状態から当
該熱間粗圧延板を１００℃／秒以上の冷却速度で４００
℃以下まで強制冷却してから、終了温度が２８０〜３２
０℃の熱間仕上圧延加工を施して、続いて焼鈍処理、加
工率７５％以下の冷間圧延加工、中間焼鈍処理、加工率
６０％以上の最終の冷間圧延加工を順次施して、圧延方
向と直角方向の断面の析出相の平均粒径が２０μｍ以下
であり、かつ析出相の面積占有率が１０％以下とするこ
とを特徴とする成形加工用Ａｌ合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28066494A JPH08134610A (ja) | 1994-11-15 | 1994-11-15 | 成形加工用Ａｌ合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28066494A JPH08134610A (ja) | 1994-11-15 | 1994-11-15 | 成形加工用Ａｌ合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134610A true JPH08134610A (ja) | 1996-05-28 |
Family
ID=17628219
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28066494A Pending JPH08134610A (ja) | 1994-11-15 | 1994-11-15 | 成形加工用Ａｌ合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08134610A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012043582A1 (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | ボトル缶用アルミニウム合金冷延板 |
| WO2013118611A1 (ja) * | 2012-02-09 | 2013-08-15 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板 |
| CN103540877A (zh) * | 2013-10-31 | 2014-01-29 | 银邦金属复合材料股份有限公司 | 一种提高钎焊后抗塌陷性能的铝合金翅片加工工艺 |
| JP2016135926A (ja) * | 2016-03-08 | 2016-07-28 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 |
-
1994
- 1994-11-15 JP JP28066494A patent/JPH08134610A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012043582A1 (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | ボトル缶用アルミニウム合金冷延板 |
| JP2012092431A (ja) * | 2010-09-30 | 2012-05-17 | Kobe Steel Ltd | ボトル缶用アルミニウム合金冷延板 |
| AU2011309067B2 (en) * | 2010-09-30 | 2015-08-20 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Cold-rolled aluminum alloy sheet for bottle can |
| WO2013118611A1 (ja) * | 2012-02-09 | 2013-08-15 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板 |
| JP2013163835A (ja) * | 2012-02-09 | 2013-08-22 | Kobe Steel Ltd | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板 |
| CN103540877A (zh) * | 2013-10-31 | 2014-01-29 | 银邦金属复合材料股份有限公司 | 一种提高钎焊后抗塌陷性能的铝合金翅片加工工艺 |
| JP2016135926A (ja) * | 2016-03-08 | 2016-07-28 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 |
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