JPH10195608A

JPH10195608A - 耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法

Info

Publication number: JPH10195608A
Application number: JP66597A
Authority: JP
Inventors: Yukio Urayoshi; 幸男浦吉; Satoru Shoji; 了東海林
Original assignee: Furukawa Electric Co Ltd
Current assignee: Furukawa Electric Co Ltd
Priority date: 1997-01-07
Filing date: 1997-01-07
Publication date: 1998-07-28

Abstract

(57)【要約】【課題】しごき加工性、塗装焼付け後のフランジ成形
性に優れた耳率の低いアルミニウム合金板を製造する。【解決手段】 Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.7〜1.3wt%、
Feを 0.2〜0.5wt%、Siを0.1〜0.5wt%、Cuを 0.1〜0.3wt
%、さらにTi 0.005〜0.05wt% を単独で或いはB0.0001〜
0.01wt% とともに含有し、残部がAlと不可避的不純物か
らなるアルミニウム合金鋳塊に、均質化処理、熱間粗圧
延、熱間仕上圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、仕上焼鈍
を所定の条件で施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は強度および成形性に
優れた、耳率の低いアルミニウム合金板の製造方法に関
し、さらに詳しくは、高強度が得られ、しごき加工性、
塗装焼付け後のフランジ成形性に優れた、特に飲料缶胴
材に適した、耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合
金板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来飲料缶胴材の製造方法は、通常JIS-
3004合金鋳塊を均質化処理後常法により熱間圧延後、直
ちにもしくは冷間圧延を行ってから焼鈍、冷間圧延とい
う一連の工程で製造される。さらに必要に応じ、冷間圧
延後に、仕上焼鈍、脱脂洗浄、カッピング用潤滑油塗布
などが施される。

【０００３】ところで、飲料缶用胴材には、耳率（カッ
プ高さに対する耳の高さの割合）が高いため、カップ
成形またはしごき成形時に耳先端のチップが混入してピ
ンホールやティアーオフが発生する、フランジ成形後
の缶の寸法精度が低下する、缶ボディ成形後のトリミ
ング量が増える、トリミング後も缶周縁部の凹部が除
去できない、などの問題がある。耳率は圧延材の結晶学
的異方性が原因で生じるものであり、熱間圧延終了後或
いは焼鈍中に進行する再結晶により形成される立方体方
位優先の再結晶集合組織成分（主に０°−90°耳）と、
圧延加工（冷間圧延）により形成される圧延集合組織成
分（45°耳）とのバランスが悪いと高くなる。前記耳率
が高い原因は、缶強度の面から冷間圧延を高圧延率で行
うため圧延集合組織成分が大きくなることにあり、耳率
を低く抑えるには、熱間圧延終了後或いは焼鈍後に立方
体方位優先の再結晶集合組織が優先的に成長した状態に
する必要がある。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし従来の技術では
低い耳率の製品を安定して製造することが困難で、製造
工程の変動により耳率が高くなることがあり、大きな問
題となっている。すなわち、従来の熱間圧延条件では、
熱間圧延終了後或いは焼鈍後において、前記立方体方位
優先の再結晶集合組織が十分に生じておらず、従って、
耳率の発生を抑制するには、前記再結晶集合組織が安定
して生じる製造条件、特に熱間粗圧延条件を詳細に検討
する必要がある。本発明は、高強度であり、またしごき
加工性やDI成形性に優れた、耳率の低いアルミニウム合
金板の製造方法の提供を目的とする。

【０００５】

【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.7〜1.3wt%、Feを 0.2〜0.5w
t%、Siを 0.1〜0.5wt%、Cuを 0.1〜0.3wt%、さらにTi
0.005〜0.05wt% を単独で或いはB 0.0001〜0.01wt% と
ともに含有し、必要に応じZn、Crのうち１〜２種をそれ
ぞれ0.3wt%以下含有し、残部がAlと不可避的不純物から
なるアルミニウム合金鋳塊に、均質化処理、熱間粗圧
延、熱間仕上圧延、冷間圧延などを施すキャンボディ用
アルミニウム合金板の製造方法であって、(1)前記均質
化処理を 540〜620 ℃の温度で１時間以上加熱して施
し、次いで (2)前記熱間粗圧延を、圧延終了板厚12〜50
mm、圧延終了温度 300〜450 ℃、最終パス圧延率〔70−
0.2×S (S：圧延速度m/分)]％以下の条件で施し、次い
で (3)前記熱間仕上圧延を、前記熱間粗圧延終了後ｔ秒
｛ｔ＝ 2.8×10⁴×exp(−0.012 ×T)（T:熱間粗圧延終
了温度℃）｝以内に、スタンド数３以上のタンデム式熱
間仕上圧延機を用いて、総圧延率 80%以上、各スタンド
ごとの圧延率 30%以上、圧延終了板厚 1.6〜3.0mm 、圧
延終了温度 290℃以上の条件で行ったのち、室温まで冷
却することを特徴とする耳率の低いキャンボディ用アル
ミニウム合金板の製造方法である。

【０００６】請求項２記載の発明は、Mgを 0.8〜1.4wt
%、Mnを 0.7〜1.3wt%、Feを 0.2〜0.5wt%、Siを 0.1〜
0.5wt%、Cuを 0.1〜0.3wt%、さらにTi 0.005〜0.05wt%
を単独で或いはB 0.0001〜0.01wt% とともに含有し、必
要に応じZn、Crのうち１〜２種をそれぞれ0.3wt%以下含
有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム
合金鋳塊に、均質化処理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延、
冷間圧延などを施すキャンボディ用アルミニウム合金板
の製造方法であって、(1)前記均質化処理を 540〜620
℃の温度で１時間以上加熱して施し、次いで (2)前記熱
間粗圧延を、圧延終了板厚12〜50mm、圧延終了温度 300
〜450 ℃、最終パス圧延率〔70− 0.2×S (S：圧延速度
m/分)]％以下の条件で施し、次いで (3)前記熱間粗圧延
終了後ｔ秒｛ｔ＝ 2.8×10⁴×exp(−0.012 ×T)（T:熱
間粗圧延終了温度℃）｝以内に前記熱間仕上圧延を施す
ことにより、熱間粗圧延終了後の再結晶化率を30% 以下
とする耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の
製造方法である。

【０００７】請求項３記載の発明は、請求項１記載の発
明で得られた熱間仕上圧延材に、 (イ)圧延率60〜90% の
最終冷間圧延を施すか、または (ロ)箱型焼鈍炉を用いた
300〜450 ℃で30分以上保持するバッチ焼鈍後、或いは
連続焼鈍炉を用いた 100℃／分以上の加熱速度で 360〜
560 ℃の所定温度に加熱し、前記所定温度に到達後直ち
に或いは 120秒以内保持したのち、 100℃／分以上の冷
却速度で70℃以下の温度に冷却する連続焼鈍後、圧延率
60〜90% の最終冷間圧延を施し、次いで必要に応じて 1
00〜150 ℃の仕上焼鈍を施すことを特徴とする耳率の低
いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法であ
る。

【０００８】請求項４記載の発明は、耳が45°耳で、耳
率が2.5%以下であることを特徴とする請求項３記載の耳
率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法
である。

【０００９】

【発明の実施の形態】以下に本発明にて用いるアルミニ
ウム合金について、合金成分の作用とその含有量につい
て説明する。Mgは強度向上に寄与し、缶底部の高強度化
に有効である。その含有量を 0.8〜1.4wt%に限定した理
由は、0.8wt%未満ではその効果が十分に得られず、1.4w
t%を超えるとDI成形時に加工硬化し易くなり、しごき加
工時の割れの発生頻度が増加するためである。Mgの含有
量は、他元素の含有量や製造条件によっても変化する
が、強度とDI成形性のバランスから見て 1.0〜1.35wt%
、さらには 1.1〜1.3wt%が望ましい。

【００１０】Mnは強度とDI成形性の向上に寄与する。Mn
がDI成形性を向上させるのは、Mnが固体潤滑作用を有す
る Al-Mn系、Al-Mn-Fe系、 Al-Mn-Fe-Si系などの晶出物
を形成するためである。DI成形には、通常エマルジョン
型の潤滑剤が使用されるが、これだけでは潤滑が不十分
であり、金型との凝着によりビルトアップが発生してゴ
ーリングまたはスコアリングと呼ばれる擦り傷や焼付き
が発生することがある。Mnを所定量含有させることによ
り、前記ビルトアップの発生が阻止される。Mnの含有量
を 0.7〜1.3wt%に限定した理由は、Mnの含有量が0.7wt%
未満ではDI成形性の改善効果が不十分なばかりか強度も
不足し、1.3wt%を超えるとDI成形性および強度向上効果
が飽和する上、溶解鋳造時に後述のFeと結合してAl-Mn-
Fe系の巨大な（時として数mm程度のサイズの）初晶化合
物が発生し、これが圧延後も残存してDI成形時に割れや
ピンホールの原因になるためである。Mnの望ましい含有
量は、 0.9〜1.2wt%、さらに望ましくは 1.0〜1.2wt%で
ある。

【００１１】Feは前記Mnの晶出物の生成を促進するとと
もにその分布状態を均一化してDI成形性をより一層向上
させる。Feの含有量を 0.2〜0.5wt%に限定した理由は、
0.2wt%未満ではその効果が十分に得られず、0.5wt%を超
えると前述のAl-Mn-Fe系の巨大初晶化合物が発生し易く
なるためである。Feの含有量は、望ましくは、 0.3〜0.
5wt%、さらに望ましくは0.35〜0.45wt% である。

【００１２】Siは、Al-Mn-Fe系の晶出物に相変態を起こ
させ、 Al-Mn-Fe-Si系析出物を形成してその硬度を高
め、しごき加工性の向上に寄与する。Siの含有量を 0.1
〜0.5wt%に限定した理由は、0.1wt%未満ではその効果が
十分に得られず、0.5wt%を超えると晶出物が巨大化し
て、逆にしごき加工性が低下するためである。

【００１３】CuはMgと同じように缶底部の高強度化に有
効である。Cuの含有量を 0.1〜0.3wt%に限定した理由
は、0.1wt%未満では耐圧強度確保のため最終冷間圧延で
の圧延率が大きくなってDI成形性が低下し、0.3wt%を超
えると加工硬化が大きくなりしごき加工性が低下するた
めである。

【００１４】TiまたはTiおよび Bは、鋳塊の結晶粒を均
一微細化する。Tiの含有量を 0.005〜0.05wt% に限定し
た理由は、Tiが0.005wt%未満では鋳塊の結晶粒を均一微
細化する効果が得られず、 0.05wt%を超えると溶解鋳造
時にAl-Ti 系の巨大双晶化合物が発生し易くなり、これ
が圧延後も残存してDI成形時に割れやピンホールを誘発
するためである。

【００１５】B は結晶粒を均一微細化するTiの作用を助
長する。B が 0.0001wt%未満ではその効果が十分に得ら
れず、 0.01wt%を超えるとTi-B系の巨大な双晶化合物が
溶解鋳造時に発生し易くなり、これが圧延後も残存して
DI成形時に割れやピンホールの発生頻度を高める。従っ
て B量は0.0001〜0.01wt% に限定する。不純物は、本発
明の効果を損なわない範囲で許容でき、例えばZrは0.1w
t%以下、V は0.1wt%以下であれば問題ない。

【００１６】ＺｎまたはＣｒは耐圧強度を向上させるの
で、、必要に応じて各々0.3wt%までは添加しても良い。
添加量が0.3wt%を超えるとアルミニウム合金板の強度が
高くなりすぎ、高速製缶での破胴（しごき割れ）率が増
加する。

【００１７】以下に本発明の製造方法について説明す
る。前記組成のアルミニウム合金を通常のDC鋳造法（半
連続鋳造法）により鋳塊とし、この鋳塊に 540〜620 ℃
の所定温度で均質化処理を１時間以上施す。この均質化
処理は、最終板の強度、靭性、深絞り加工性の向上およ
び耳率のばらつき低減などに有効である。前記均質化処
理温度を 540〜620 ℃で１時間以上に限定した理由は、
処理温度が 540℃未満でも、保持時間が１時間未満で
も、十分に均質化されず、 620℃を超えると鋳塊表面に
膨れが生じたりするためである。生産性を加味した最も
望ましい均質化処理条件は 540〜620 ℃で３〜12時間で
ある。

【００１８】均質化処理後は熱間圧延を行なう。熱間圧
延は、まず粗圧延を行なってから仕上圧延を行なう。本
発明では、熱間粗圧延と熱間仕上圧延工程で再結晶の駆
動力となる歪みを多く蓄積させ、冷間圧延後の板材の組
織を立方体方位優先の再結晶集合組織にする。前記再結
晶集合組織はマトリクス中の遷移帯(transition band)
から核が生成しこれが成長して形成されることが知られ
ている。

【００１９】本発明において、熱間粗圧延終了後の板厚
を12〜50mmに限定する理由は、前記板厚が12mm未満では
板の冷却が速く、次工程の熱間仕上圧延での終了温度を
290℃以上にできなくなり、また板厚が50mmを超える
と、表面性状を悪化（焼付きや肌荒れなど）させずに熱
間仕上圧延後の板厚を 1.6〜3.0mm にするのが困難なた
めである。また熱間粗圧延の終了温度を 300〜450 ℃に
限定する理由は、終了温度が 300℃未満では熱間仕上圧
延温度が低くなり仕上圧延時にエッジ割れが生じ、 450
℃を超えると熱間粗圧延終了時の再結晶率が 30%を超え
るためである。熱間粗圧延の特に望ましい温度は 330〜
380 ℃である。また熱間粗圧延の最終パスの圧延率をR%
〔但し R＝70-0.2×S (S：圧延速度m/分)]以下に限定す
る理由は、前記圧延率を超えると、圧延材が加工発熱し
て 450℃を超えるとともに、粗圧延での歪み（再結晶駆
動力）が大きくなって、熱間粗圧延終了後に再結晶率が
30%を超えてしまうためである。

【００２０】熱間仕上圧延を、熱間粗圧延終了後ｔ秒以
内に行う（但しｔ＝ 2.8×10⁴×exp(-0.012×T)（T:熱
間粗圧延終了温度、℃）理由は、ｔ秒を超えると歪みが
回復し再結晶率が 30%を超えてしまうためである。な
お、前述のように、熱間仕上圧延前の再結晶率が 30%を
超えないようにする理由は、前記再結晶率が 30%を超え
ると熱間仕上圧延で歪が十分蓄積されず、熱間仕上圧延
後室温まで冷却する間の再結晶過程で立方体方位優先の
再結晶集合組織が十分に得られなくなるためである。本
発明は、粗圧延最終パスリダクションと、粗圧延終了か
ら仕上圧延までの時間と、粗圧延終了温度とが、前記関
係を満足するように制御することに特徴があり、これに
より始めて、中間焼鈍、冷間圧延、時効処理などを施し
た最終のキャンボディ材の耳率低減が達成されるのであ
る。

【００２１】本発明において、熱間仕上圧延を、スタン
ド数３以上のタンデム式熱間仕上圧延機を用い、総圧延
率 80%以上、各スタンドごとの圧延率 30%以上の条件で
行う理由は、スタンド数が３未満（１または２スタンド
の場合）、総圧延率が 80%未満、各スタンドごとの圧延
率が 30%未満では、いずれの場合も歪みが十分蓄積され
ず、熱間仕上圧延後に立方体方位優先の再結晶集合組織
が十分に得られないためである。また、熱間仕上圧延の
終了板厚を 1.6〜3.0mm に限定する理由は、前記終了板
厚が 1.6mm未満では、熱延板の表面性状（焼付きや肌荒
れなど）および板厚分布が悪化し、 3.0mmを超えると、
後工程の最終冷間圧延で圧延率が高くなって、耳率の低
いアルミニウム合金板を得ることが困難になるためであ
る。また熱間仕上圧延の終了温度を 290℃以上に限定し
た理由は、前記終了温度が290℃未満では、熱間仕上圧
延終了後の再結晶率が 80%未満となって立方体方位優先
の再結晶集合組織が十分発達しないためである。なお、
その後に仕上焼鈍を施して再結晶率を 80%以上に高めて
も、90°耳を低下させる立方体方位以外の方位（例えば
R方位）も発達して効果がない。この傾向は焼鈍を施さ
ずに最終冷間圧延を行う場合に一層強く現れる。

【００２２】本発明では、熱間仕上圧延後、そのまま、
または中間焼鈍（箱型焼鈍、連続焼鈍）後に、圧延率60
〜90% の最終冷間圧延を施す。この最終冷間圧延は缶胴
材として必要な強度を付与するために行なうもので、そ
の圧延率を60〜90% に限定した理由は、 60%未満では十
分な耐圧強度が得られず、 90%を超えると深絞り成形時
の45°耳の耳率が高くなるとともに、強度が高くなりす
ぎてDI成形性が低下し、カッピング割れ、缶底割れの発
生頻度が高くなるためである。この最終冷間圧延の終了
板厚は0.28〜0.4mm である。

【００２３】次に前記中間焼鈍について説明する。箱型
焼鈍での条件を 300〜450 ℃で30分以上とする理由は、
焼鈍温度が 300℃未満でも、焼鈍時間が30分未満でも、
完全再結晶組織が十分に得られず、 450℃を超えると再
結晶した結晶粒が粗大に成長し、この粗大な再結晶組織
は加工性を低下させる危険があると同時に特定方位の結
晶粒が優先的に成長して45°耳が大きくなるためであ
る。

【００２４】連続焼鈍を 100℃／分以上の加熱速度で 3
60〜560 ℃の所定温度に加熱し、前記所定温度に到達後
直ちに或いは 120秒以内保持したのち、 100℃／分以上
の冷却速度で70℃以下の温度に冷却する条件で行う理由
は、加熱温度が 360℃未満では、再結晶が不十分なため
冷間圧延板の強度が上がりすぎてDI成形性が低下し、56
0℃を超えるとCuやSiなどの析出物が再固溶しすぎて、
これが後工程の塗装焼付け(200℃で20分加熱に相当) 時
に析出してフランジ成形性を低下させるためである。保
持時間は 120秒以下なら目標温度に到達後直ちに冷却し
ても良い。 120秒を超えると、焼鈍温度が 560℃以下で
も析出物が再固溶しすぎ、この再固溶元素（CuやSiな
ど）が塗装焼付け時に析出してフランジ成形性を低下さ
せる。加熱速度を 100℃／分以上にするのは生産性を高
めるためである。また冷却速度を 100℃／分以上にする
のは生産性を高めるためと、冷却速度が 100℃／分未満
では、固溶したCuおよびSiが析出して、次の最終冷間圧
延で十分な強度が得られなくなるためである。

【００２５】最終冷間圧延後、必要に応じて仕上焼鈍を
施す。仕上焼鈍により加工組織が回復し、カッピング成
形性や缶底成形性が向上する。仕上焼鈍温度を 100〜15
0 ℃に限定した理由は、仕上焼鈍温度が 100℃未満で
は、その効果が十分に得られず、 150℃を超え或いは保
持時間が８時間を超えると、固溶元素が析出しすぎてDI
成形性やフランジ成形性が低下するためである。仕上焼
鈍は 115〜150 ℃で 1〜4 時間加熱する条件が最も望ま
しい。

【００２６】

【実施例】以下に本発明を実施例により詳細に説明す
る。（実施例１）表１に示す組成のアルミニウム合金を常法
により溶解鋳造して厚さ 500mmの鋳塊（スラブ）を得
た。次にこのスラブを 490mm厚さに面削し、その後 590
℃で８時間の均質化処理を施し、次いで熱間粗圧延を、
終了板厚25mm、最終パスの圧延率 25%、圧延速度 120ｍ
／分、終了温度 370℃、粗圧延終了から仕上圧延開始ま
での時間 150秒の条件で行った。熱間粗圧延後の再結晶
率を5%であった。その後熱間仕上圧延を４スタンドの熱
間仕上圧延機を用い、仕上圧延の総圧延率90.4% （各ス
タンドの圧延率、F₁:53%、F₂:47%、F₃:44%、F₄:37%) 、
終了温度330℃の条件で行って再結晶率100%、厚さ2.2mm
の熱延板を得た。なお、前記再結晶率とは、熱延板断
面における再結晶粒の占める割合である。次に、前記熱
延板を連続焼鈍炉により 420℃で０分（材料が 420℃に
到達後直ちに空冷）焼鈍した。この時の加熱速度は 780
℃／分、冷却速度は1020℃／分であった。続いて常法に
より最終冷間圧延して厚さ 0.3mmの板材 (圧延率87.5%)
とし、この板材に 115℃で２時間の最終焼鈍を施して缶
胴用アルミニウム合金板を製造した。

【００２７】このようにして得られた合金板について、
耳率、引張強度、DI成形性、フランジ成形性を調査し
た。耳率は、直径33mm、肩R2.5mmのポンチを用いて57mm
φの円板をクリアランス 30%でカップに深絞り成形し、
このカップの周縁部の耳率を常法により調べた。耳率2.
5%以内を良好と評価した。引張強度は、前記合金板を 2
00℃で20分間加熱し（塗装焼付け条件）、加熱前後の引
張強さ（TS）と0.2%耐力(YS)を測定した。加熱後の0.2%
耐力(YS)が260MPa以上のものを良好と評価した。DI成形
性は、前記合金板を炭酸飲料用のDI缶胴（内径66mmφ、
側壁板厚103 μｍ、側壁先端部板厚165 μｍ）に成形
し、しわの発生状況を観察し評価した。フランジ成形性
は、前記DI缶にトリミングと洗浄を施し、これを 200℃
で20分間加熱し、次に４段ネッキング加工を行って開口
部の内径d を57mmφに縮小し、最後に頂角90°の円錐状
の治具をフランジ割れが発生するまで押込み、割れが発
生した時の開口部の径D を測定して開口部の径の増加率
Pを求め、P が 15%以上のものを良好と評価した。P は
P＝[(D-d)／d]×100%の式に前記d とD を代入して求め
た。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】表２より明らかなように、本発明例品 (N
o.A〜E)は耳率が低く（2.5%以内）、フランジ成形での
口径の限界増加率（1.5%以上）も大きく、フランジ成形
性が良好であった。また 200℃で20分加熱（塗装焼付け
条件）後の耐力（YS）も260MPa以上であるので缶底部の
耐圧強度に対しても問題のない強度水準を有していた。
またDI成形性も良好であった。他方、比較例品の合金F
と合金G は、それぞれMgまたはMnの含有量が多かったた
め、いずれもDI成形でしごき割れが発生した。合金H は
ＣｕとＳｉの添加量が多いため、 200℃で20分の加熱
（塗装焼付け条件）で引張強さが高くなっており、缶胴
側壁先端部の塗装、焼付工程による軟化が不十分で、フ
ランジ成形での限界増加率が小さく、フランジ成形性が
劣った。合金I はMg含有量が少ないため強度が低下し、
合金J はMnの含有量が少ないためDI成形において焼付き
が生じた。合金K はCuとSiの含有量が少ないため強度が
低下した。合金L 、M はＺｎとＣｕの含有量が多いため
いずれもDI成形でしごき割れが発生した。

【００３１】（実施例２）表１に示したＡ合金組成のア
ルミニウム合金を常法により溶解鋳造して厚さ500mm の
鋳塊（スラブ）を得た。次にこのスラブを面削により 4
90mm厚さにし、これに均質化処理、熱間粗圧延、仕上圧
延を施し、熱延コイルを得た。この熱延コイルを室温ま
で冷却した後、箱型焼鈍または連続焼鈍を行うか、中間
焼鈍を行なわずに、常法により冷間圧延して缶胴用アル
ミニウム合金板を製造した。均質化処理、熱間圧延、中
間焼鈍、最終冷間圧延の条件は種々に変化させた。この
ようにして得られた板材について、実施例１と同じ方法
により、耳率、引張強度、DI成形性、フランジ成形性を
調査した。製造条件を表３、４、６、７に、調査結果を
表５、８にそれぞれ示す。

【００３２】

【表３】

【００３３】

【表４】

【００３４】

【表５】

【００３５】

【表６】

【００３６】

【表７】

【００３７】

【表８】

【００３８】表５より明らかなように、本発明例品は、
いずれも耳率（2.5%以内）、フランジ成形性、缶底部の
耐圧性（耐力260MPa以上）、DI成形性が良好であった。
これに対し、比較例品は、いずれも、いずれかの特性に
劣った。すなわち、表８より明らかなように、比較例品
のNo.1は、均質化処理温度が低かったため均質化が不十
分で耳率が高くなった。No.2は均質化処理温度が高かか
ったため鋳塊表面に膨れが生じ、仕上圧延終了後の表面
性状が悪化した。No.3は熱間仕上圧延での終了板厚が薄
かったため終了温度が低くなり熱間仕上圧延でエッジ割
れが生じた。No.4は前記終了板厚が厚かったため熱間仕
上圧延で焼付きが生じた。No.5は熱間粗圧延終了温度が
低かったため熱間仕上圧延時にエッジ割れが生じた。

【００３９】No.6から No.11は、いずれも熱間粗圧延終
了後、仕上圧延直前の再結晶化率が30%を超えたものの
代表的製造工程である。すなわち、No.6は熱間粗圧延終
了温度が高かったため粗圧延終了から仕上圧延開始まで
の再結晶率が 30%を超えてしまい、歪みの蓄積が不十分
で耳率が基準値を上回った。No.7〜11はいずれも熱間粗
圧延での最終パス圧延率が大きいか、熱間粗圧延終了か
ら熱間仕上圧延開始までの時間が長かったため、粗圧延
終了から仕上圧延開始までの間に再結晶が進み、歪みの
蓄積が不十分で耳率が基準値を上回った。

【００４０】No.12 は熱間仕上圧延終了板厚が厚かった
ため最終冷間圧延率が高くなりDI成形で絞り割れが発生
し、また耳率も基準値を上回った。 No.13は熱間仕上圧
延終了板厚が薄かったため熱間仕上圧延後に焼付きが生
じた。 No.14は熱間仕上圧延での終了温度が低かったた
め再結晶率が低くなり耳率が基準値を上回った。 No.15
は熱間仕上圧延での各パス圧延率が 30%未満のため歪み
の蓄積が不十分で耳率が基準値を上回った。 No.16は最
終冷間圧延率が高かったためDI成形で絞り割れが発生
し、また耳率が基準値を上回った。 No.17は最終焼鈍温
度が高かったため析出強化して焼付け前の耐力が高くな
りしごき割れが発生した。 No.18は中間焼鈍温度が高か
ったため 200℃で20分間の加熱で引張強さが向上しフラ
ンジ成形性が劣った。

【００４１】参考のため、図１に熱間粗圧延における圧
延速度と最終パス圧延率の関係を示し、図２に熱間粗圧
延終了温度と、熱間粗圧延終了後熱間仕上圧延開始まで
の時間の関係を示し、それぞれに前記実施例の結果をプ
ロットした。本発明例のものはいずれも本発明の限定範
囲内にある。

【００４２】

【発明の効果】以上に述べたように、本発明によれば、
高強度で、しごき加工性や塗装焼付け後のフランジ成形
性に優れた、耳率の低いアルミニウム合金板が得られ、
工業上顕著な効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱間粗圧延における圧延速度と最終パス圧延率
の関係を示す図である。

【図２】熱間粗圧延終了温度と熱間粗圧延終了後熱間仕
上圧延開始までの時間の関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＣ２２Ｆ 1/00 ６８５Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５Ｚ６８６６８６Ａ６９１６９１Ｂ６９１Ａ６９１Ｃ６９２６９２Ａ６９２Ｂ６９４６９４Ａ６９４Ｂ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.7〜1.3wt%、
Feを 0.2〜0.5wt%、Siを 0.1〜0.5wt%、Cuを 0.1〜0.3w
t%、さらにTi 0.005〜0.05wt% を単独で或いはB 0.0001
〜0.01wt% とともに含有し、必要に応じZn、Crのうち１
〜２種をそれぞれ0.3wt%以下含有し、残部がAlと不可避
的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に、均質化処
理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延、冷間圧延などを施すキ
ャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法であって、 (1)前記均質化処理を 540〜620 ℃の温度で１時間以上
加熱して施し、次いで (2)前記熱間粗圧延を、圧延終了板厚12〜50mm、
圧延終了温度 300〜450 ℃、最終パス圧延率〔70− 0.2
×S (S：圧延速度m/分)]％以下の条件で施し、次いで (3)前記熱間仕上圧延を、前記熱間粗圧延終了後
ｔ秒｛ｔ＝ 2.8×10⁴×exp(−0.012 ×T)（T:熱間粗圧
延終了温度℃）｝以内に、スタンド数３以上のタンデム
式熱間仕上圧延機を用いて、総圧延率 80%以上、各スタ
ンドごとの圧延率 30%以上、圧延終了板厚 1.6〜3.0mm
、圧延終了温度 290℃以上の条件で行ったのち、室温
まで冷却することを特徴とする耳率の低いキャンボディ
用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項２】 Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.7〜1.3wt%、
Feを 0.2〜0.5wt%、Siを 0.1〜0.5wt%、Cuを 0.1〜0.3w
t%、さらにTi 0.005〜0.05wt% を単独で或いはB 0.0001
〜0.01wt% とともに含有し、必要に応じZn、Crのうち１
〜２種をそれぞれ0.3wt%以下含有し、残部がAlと不可避
的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に、均質化処
理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延、冷間圧延などを施すキ
ャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法であって、 (1)前記均質化処理を 540〜620 ℃の温度で１時間以上
加熱して施し、次いで (2)前記熱間粗圧延を、圧延終了板厚12〜50mm、
圧延終了温度 300〜450 ℃、最終パス圧延率〔70− 0.2
×S (S：圧延速度m/分)]％以下の条件で施し、次いで (3)前記熱間粗圧延終了後ｔ秒｛ｔ＝ 2.8×10⁴
×exp(−0.012 ×T)（T:熱間粗圧延終了温度℃）｝以内
に前記熱間仕上圧延を施すことにより、熱間粗圧延終了
後の再結晶化率を30% 以下とする耳率の低いキャンボデ
ィ用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項３】請求項１記載の発明で得られた熱間仕上
圧延材に、 (イ)圧延率60〜90% の最終冷間圧延を施す
か、または (ロ)箱型焼鈍炉を用いた 300〜450℃で30分
以上保持するバッチ焼鈍後、或いは連続焼鈍炉を用いた
100℃／分以上の加熱速度で 360〜560 ℃の所定温度に
加熱し、前記所定温度に到達後直ちに或いは 120秒以内
保持したのち、 100℃／分以上の冷却速度で70℃以下の
温度に冷却する連続焼鈍後、圧延率60〜90% の最終冷間
圧延を施し、次いで必要に応じて100〜150 ℃の仕上焼
鈍を施すことを特徴とする耳率の低いキャンボディ用ア
ルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】耳が45°耳で、耳率が2.5%以下であるこ
とを特徴とする請求項３記載の耳率の低いキャンボディ
用アルミニウム合金板の製造方法。