JPH10310837A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 耳率を安定して低くでき、かつ強度と成形性
に優れたキャンボディ用Ａｌ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％、Ｔｉ
０．００５〜０．０５wt％を単独で或いはＢ０．０００
１〜０．０１wt％とともに含有し、残部がＡｌと不可避
的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に、５６０〜６２０℃の
温度範囲で１時間以上の均質化処理を施し、次いで２０
℃／時間以上の冷却速度で４５０〜５５０℃まで冷却し
て、或いはそのまま室温まで冷却したのち３０℃／時間
以上の昇温速度で４５０〜５５０℃まで再加熱して熱間
粗圧延を、終了板厚１２〜５０ｍｍ、終了温度３００〜
４５０℃、最終パスの圧下率ＲがＲ≦７０−０．２Ｓ
（Ｓ：圧延速度ｍ／分) になる条件で施し、その後、熱
間仕上圧延、焼鈍、最終冷間圧延、仕上焼鈍などを所定
条件にて施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、特に飲料缶胴材に
適した、高強度で、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、飲料缶胴材は、ＪＩＳ−３００４
合金鋳塊を均質化処理し、その後、熱間圧延、冷間圧
延、焼鈍、冷間圧延して製造されている。冷間圧延後、
必要に応じ、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】飲料缶用胴材をカップ（円筒）状に絞ると
カップの周縁部に凹凸が生じる場合がある。前記凸部と
凹部高さのカップ高さに対する比率を耳率と言うが、前
記耳率が高いと、カップ成形およびしごき成形時に耳先
端からチップが飛び込んでピンホールやティアーオフが
発生したり、フランジ成形後の缶の寸法精度が低下した
りする。そこで耳率が高い場合は、缶ボディ成形後のト
リミング量を増やすが、トリミング後も凹部が残ってし
まうという問題がある。また最近増えだした缶径の小さ
い缶の場合、耳率の高い材料を用いると、フランジング
やネッキング加工の際、フランジ長さのばらつきが大き
くなり、蓋との巻締めに支障をきたすという新たな問題
が生じている。このようなことから、飲料缶胴材には、
これまで以上に低耳率の材料が要求されるようになって
きている。

【０００４】ところで、耳は、圧延材の結晶学的異方性
に起因して生じるものであり、その高低は、熱延終了後
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
方位の再結晶粒の集合組織成分（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）とのバランスによって決まる。たと
えば、缶強度を重視する場合は、冷間加工を高圧下率で
行うため圧延集合組織が強く形成される。そこで、この
場合は、熱間圧延または焼鈍条件を厳密に規定して立方
体方位再結晶粒を優先成長させて対処している（特開平
4-228551号、特開平6-158244号）。しかし、近年は、缶
径の縮小に伴って、耳率に対するユーザーの要求が益々
厳しくなり、熱間圧延条件または焼鈍条件を規定するだ
けではユーザーの要求する低耳率は実現できず、耳率を
さらに低くするには、熱間圧延条件に加え、その上工程
の均質化処理条件などについても広く検討する必要がで
てきた。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、縮径管に対
しても、耳率を十分安定して低くでき、かつ成形性と強
度に優れたキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方
法の提供を目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は、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％、Ｔｉ０．００５〜０．０５wt％
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、５６０〜６２０℃の温度範囲で１時間
以上の均質化処理を施し、次いで均質化処理温度から２
０℃／時間以上の冷却速度で４５０〜５５０℃まで冷却
して熱間粗圧延を施すか、或いは均質化処理後そのまま
室温まで冷却したのち３０℃／時間以上の昇温速度で４
５０〜５５０℃まで再加熱して熱間粗圧延を施し、前記
熱間粗圧延を終了板厚が１２〜５０ｍｍ、終了温度が３
００〜４５０℃、最終パス圧下率ＲがＲ≦７０−０．２
Ｓ（Ｓ：圧延速度ｍ／分）の条件で施し、熱間粗圧延終
了後ｔ秒（ｔ＝２．８×１０⁴exp（−０．０１２Ｔ），
Ｔ：熱間粗圧延終了温度℃) 以内に熱間仕上圧延を開始
し、前記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、総圧下率８０％以上、各スタン
ドでの圧下率３０％以上、終了板厚１．６〜３．０ｍ
ｍ、終了温度２９０℃以上の条件で施し、熱間仕上圧延
後室温まで冷却し、続いて箱型焼鈍炉を用いて３００〜
４５０℃で３０分以上保持して焼鈍するか、連続焼鈍炉
を用いて１００℃／分以上の昇温速度で３６０〜５６０
℃の温度に保持して焼鈍し、前記温度に到達後直ちに或
いは１２０秒以下の時間保持後１００℃／分以上の冷却
速度で７０℃以下に冷却して焼鈍した後、圧下率６０〜
９０％の最終冷間圧延を施し、或いは熱間仕上圧延後焼
鈍しないで圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、
その後必要に応じ１００〜１５０℃の温度で仕上焼鈍を
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。

【０００７】

【発明の実施の形態】以下に本発明にて製造するアルミ
ニウム合金板の合金組成について説明する。Ｍｇは強度
向上に寄与し、特に缶底部の高強度化に有効である。そ
の含有量を０．８〜１．４wt％に限定する理由は、０．
８wt％未満ではその効果が十分に得られず、１．４wt％
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の最
適含有量は、他元素の添加量や製造条件によりやや変化
するが、強度とＤＩ(Drawn and Ironing) 成形性のバラ
ンスが良好な組成範囲は１．０〜１．３５wt％で、さら
に望ましくは１．1 〜１．３wt％の範囲である。

【０００８】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、Ａ
ｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系等の晶出物を形成するためであ
る。すなわち、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、アルミニウム合金板と金型との凝着によるビルトア
ップが発生してゴーリング又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は前記晶出
物を形成することでビルトアップの発生を抑制する。
Ｍｎの含有量を０．７〜１．３wt％に限定する理由は、
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
するＦｅと反応してＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大な（時と
して数ｍｍ程度のサイズの）初晶化合物を形成してＤＩ
成形時に割れやピンホールを誘発するためである。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。

【０００９】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
定する理由は、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
の望ましい含有量は０．３〜０．５wt％、さらに望まし
くは０．３５〜０．４５wt％である。

【００１０】Ｓｉは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の晶出物に相
変態を起こさせ、より硬度の高いＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ系析出物を形成して、しごき加工性を向上させる。Ｓ
ｉの含有量を０．１〜０．５wt％に限定する理由は、
０．１wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．５
wt％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。

【００１１】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
定する理由は、０．１wt％未満ではその効果が十分に得
られず、また耐圧強度を確保するために必要な最終冷間
圧延での圧下率が大きくなってＤＩ成形性が低下し、
０．３wt％を超えると合金板は加工硬化し易くなり、し
ごき加工時に硬化して、逆にしごき加工性が低下するた
めである。

【００１２】Ｔｉ、又はＴｉおよびＢは、鋳塊の結晶粒
を均一に微細化して成形加工性を改善する。Ｔｉの含有
量を０．００５〜０．０５wt％に限定する理由は、０．
００５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．０
５wt％を超えるとＡｌ−Ｔｉ系の巨大双晶化合物が溶解
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原因になるためであ
る。

【００１３】ＢはＴｉの結晶粒微細化効果を助長する。
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
存して成形時における割れやピンホールの発生頻度が増
加する原因になる。不純物については、本発明を損なわ
ない程度で許容できる。例えばＺｎは０．３wt％以下、
Ｃｒは０．３wt％以下、Ｚｒは０．１wt％以下、Ｖは
０．１wt％以下であれば問題ない。

【００１４】次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、例えば、通常のＤＣ鋳
造法（半連続鋳造法）により鋳造し、得られた鋳塊を所
定温度で均質化処理する。この均質化処理条件を５６０
〜６２０℃で１時間以上に限定する理由は、均質化処理
温度が５６０℃未満でも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るため
である。生産性とその効果を勘案した最も望ましい均質
化処理条件は５６０〜６２０℃で３〜１２時間加熱する
条件である。

【００１５】本発明では、均質化処理後、放冷し鋳塊表
面に存在する偏析層、酸化膜等を切削除去した後、再び
適当な温度に加熱して熱間粗圧延と仕上圧延を施す。こ
の熱間粗圧延と熱間仕上圧延工程で歪み（再結晶駆動
力）を多く蓄積させることにより、マトリクス中の遷移
帯(transition band) から核生成し成長する１種の再結
晶集合組織である立方体方位が優先的に生じた組織を形
成させる。熱間粗圧延を４５０〜５５０℃に加熱して行
う理由は、４５０℃未満では十分な圧延加工性が得られ
ず、５５０℃を超えると粗圧延板の表面が酸化したり、
再結晶粒が粗大化して成形性が低下するためである。本
発明では均質化処理後、２０℃／時間以上の冷却速度で
４５０〜５５０℃まで冷却し、続いて熱間粗圧延を施す
か、或いはそのまま室温まで冷却後３０℃／時間以上の
昇温速度で４５０〜５５０℃に再加熱して熱間粗圧延を
施す。

【００１６】前記均質化処理後熱間粗圧延温度までの冷
却速度を２０℃／時間以上にするのは、表面酸化や結晶
粒が成長し易い５５０℃を超える温度域を素早く通過さ
せて表面酸化などを抑えるためである。また室温から熱
間粗圧延までの昇温速度を３０℃／時間以上にするの
は、析出物の個数密度（単位体積当たりの析出物の個
数）が急激に増加する４５０℃未満の温度域を素早く通
過させて前記析出物の増加を抑えるためである。前記均
質化処理温度から室温までの間、および室温から４５０
℃に達するまでの間に生成する析出物は微細で耳率に悪
影響を及ぼす。すなわちこの微細析出物は後の焼鈍過程
において、０°−９０°耳成分となる立方体方位再結晶
粒の成長を妨げる。

【００１７】本発明において、熱間粗圧延を終了板厚１
２〜５０ｍｍに限定する理由は、熱間粗圧延終了板厚が
１２ｍｍ未満では熱間仕上圧延に入る前に熱延板が冷え
てしまい、所望の粗圧延終了温度（３００〜４５０℃)
が得難くなり、５０ｍｍを超えると熱延板の表面性状
（焼付き、肌荒れ等）を悪化させずに熱間仕上圧延での
最終板厚を１．６〜３．０ｍｍにすることが難しくなる
ためである。また熱間粗圧延終了温度は３００〜４５０
℃に規定する理由は、熱間粗圧延終了温度が３００℃未
満では熱間仕上圧延開始温度が低くなりすぎて仕上圧延
時にエッジ部が割れる等の問題が生じ、前記終了温度が
４５０℃を超えると粗圧延終了時の再結晶率が３０％を
超える程度に多くなり、後の工程で仕上圧延を行っても
歪を十分蓄積できず、仕上圧延後室温まで冷却した後の
再結晶で立方体方位を優先的に生じた組織にすることが
できないためである。特に望ましい粗圧延終了温度は３
３０〜３８０℃である。また熱間粗圧延の最終パス圧下
率Ｒを〔７０−０．２Ｓ（Ｓ：圧延速度ｍ／分) 〕％以
下にする理由は、前記圧下率Ｒが前記圧下率を超える
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。また熱間粗圧延終了後熱間仕上圧延開始までの時
間ｔ秒〔ｔ＝２．８×１０⁴exp（−０．０１２Ｔ），
Ｔ：熱間粗圧延終了温度℃) 〕以内に行う理由は、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。

【００１８】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、総圧下
率を８０％以上とし、各スタンドでの圧下率を３０％以
上の条件で行う理由は、前記仕上圧延機のスタンド数が
３未満でも、総圧下率が８０％未満でも、各スタンドで
の圧下率が３０％未満でも、歪みの蓄積が不十分であ
り、熱間仕上圧延後に立方体方位再結晶粒を得るための
駆動力が不足し耳率が増加するためである。また熱間仕
上圧延の終了板厚１．６〜３．０ｍｍとする理由は、前
記終了板厚が１．６ｍｍ未満では、熱延板の表面性状
（焼付き、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下率が高く
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２
９０℃以上に限定する理由は、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０°−９０°耳を低下させ
る立方体方位以外の方位（例えばＲ方位）も発達するた
め効果がない。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。

【００１９】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、圧下率６
０〜９０％の最終冷間圧延を施す。この最終冷間圧延に
より缶胴材として必要な缶強度が付与される。前記冷間
圧延の圧下率を６０〜９０％に限定する理由は、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。

【００２０】本発明において、箱型焼鈍炉を用いて行う
焼鈍を、３００〜４５０℃の温度に３０分以上保持して
行う理由は、前記焼鈍温度が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冷間圧延
板の４５°耳を大きくする場合があるためである。

【００２１】本発明において、連続焼鈍炉を用いて行う
焼鈍を、１００℃／分以上の加熱速度で３６０〜５６０
℃の温度に加熱し、前記温度に到達後直ちに或いは１２
０秒以下の時間保持後１００℃／分以上の冷却速度で７
０℃以下に冷却して行う理由は、前記焼鈍温度が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、５６０℃を超えると
ＣｕやＳｉ等の析出物が再固溶しすぎて、これが塗装焼
付け時に析出してフランジ成形性が低下し、また保持時
間が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。保持時間は０でも良い。すなわち目標温度に到達
後直ちに冷却してもよい。加熱および冷却速度をともに
１００℃／分以上にしたのは生産性を高めるためであ
る。冷却速度の場合は、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もある。

【００２２】熱間圧延終了後直ちに、或いは焼鈍後に最
終冷間圧延を施す理由は、この最終冷間圧延により、缶
胴材として必要な強度を付与するためである。この最終
冷間圧延の終了板厚は通常０．２８〜０．４ｍｍであ
る。この最終冷間圧延での圧下率を６０〜９０％に限定
する理由は、６０％未満では合金板の強度が低く耐圧強
度が不足し、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、冷間圧延板強度が高くな
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。

【００２３】最終冷間圧延後、必要に応じて、仕上焼鈍
を施す。この仕上焼鈍により加工組織に回復が起きて、
カッピング成形性や缶底成形性が向上する。前記仕上焼
鈍を１００〜１５０℃の温度で行う理由は、１００℃未
満ではその効果が十分に得られず、１５０℃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
性が低下するようになる。最も望ましい仕上焼鈍条件は
１１５〜１５０℃である。前記仕上焼鈍時間は８時間以
下、特に望ましくは１〜４時間である。

【００２４】

【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に示す本発明組成のＡｌ合金組成Ａ〜
Ｅ、および比較例として本発明と組成の異なるＡｌ合金
Ｆ〜Ｍを常法により溶解鋳造して、厚さ５００ｍｍの鋳
塊（スラブ）を得た。次にこの鋳塊を厚さ４９０ｍｍに
面削し、次いで６００℃で６時間の均質化処理を施し、
その後３５０℃まで放冷し、そこから室温まで水冷し、
次いで昇温速度５０℃／時間で５２０℃まで再加熱して
熱間粗圧延を行った。前記熱間粗圧延は終了板厚２５ｍ
ｍ、最終パスの圧下率２５％、圧延速度１２０ｍ／分、
圧延終了温度３６０℃の条件で行った。熱間粗圧延が終
了した１８０秒後に熱間仕上圧延を開始し、厚さ２．２
ｍｍの熱延板を得た。熱間仕上圧延は４スタンドの仕上
圧延機を用い、総圧下率９０．４％、各スタンドでの圧
下率Ｆ₁:５３％、Ｆ₂:４７％、Ｆ₃:４４％、Ｆ₄:３７
％、圧延終了温度３３０℃の条件で行った。再結晶率は
熱間仕上圧延前が５％、圧延終了後が１００％であっ
た。前記再結晶率とは熱延板断面に占める再結晶粒の面
積比率である。熱間仕上圧延終了後、連続焼鈍炉により
４００℃で０分（材料４００℃に到達後直ちに空冷）焼
鈍した。このときの加熱速度は８５０℃／分、冷却速度
は１０００℃／分とした。続いて常法により板厚０．３
ｍｍまで最終冷間圧延 (最終冷間圧下率８７．５％）
し、次いで１１５℃で２時間の仕上焼鈍を施して缶胴用
Ａｌ合金板を製造した。

【００２５】このようにして得られた各々のＡｌ合金板
について、耳率、引張強度（引張強さ（ＴＳ）と0.2%耐
力（ＹＳ））、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５７ｍｍφの円板をクリアランス３０％で深絞り
して測定した。引張強度は、２００℃で２０分間加熱
（塗装焼付け条件）後にも測定した。ＤＩ成形性は、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１６５μｍ) に成形して調査し
た。フランジ成形性は、前記成形したＤＩ缶をトリミン
グと洗浄後、２００℃で２０分間加熱し、次いで４段ネ
ッキング加工を施して開口部の内径ｄを５７ｍｍφに縮
小し、最後に頂角９０°の円錐状の治具の頂部を割れが
発生するまで押し込み、割れが発生した時の開口部の径
Ｄを測定し、開口部の径の増加率Ｐを、Ｐ＝〔（Ｄ−
ｄ）／ｄ〕×１００％の式により計算して評価した。結
果を表２に示す。

【００２６】

【表１】

【００２７】

【表２】

【００２８】表２より明らかなように、本発明例品の N
o.Ａ〜Ｅは耳率が２．５％以下と低く、フランジ成形で
の口径の限界増加率が１．５％以上と大きくフランジ成
形性が良好であった。また２００℃で２０分間加熱後の
耐力（ＹＳ）も２５０ＭＰａ以上あり、缶底部の耐圧強
度も問題のない水準であった。またＤＩ成形性も良好で
あった。これに対し、比較例品の No.Ｆと No.Ｇはそれ
ぞれＭｇまたはＭｎの含有量が多かったために２００℃
で２０分間の加熱により引張強さが高くなり、このため
缶胴側壁先端部の塗装焼付け加熱による軟化が不十分と
なりＤＩ成形でしごき割れが生じた。No. ＨはＳｉ、Ｃ
ｕが多いためフランジ成形性が劣った。 No.ＩはＭｇの
含有量が少ないため強度が低下し、 No.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。 No.
ＫはＣｕとＳｉの含有量が少ないため強度が低下した。
No. Ｌ、Ｍは不純物のＺｎまたはＣｒが多いため強度が
高くなり、ＤＩ成形でしごき割れが生じた。

【００２９】（実施例２）表１に示した No.ＡのＡｌ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。次にこの鋳塊を厚さ４９０ｍｍまで面削
し、次いで均質化処理、冷却、加熱処理、熱間粗圧延、
熱間仕上圧延を順に施して熱延コイルを得た。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
により焼鈍し、または焼鈍を行わずに、引続き常法によ
り冷間圧延して缶胴用Ａｌ合金板を製造した。均質化処
理、熱延、焼鈍、最終冷間圧延の条件は表３、５に示す
ように種々に変化させた。なお、本発明と異なる条件で
実施した比較例を表４、６に示す。

【００３０】

【表３】

【００３１】

【表４】

【００３２】

【表５】

【００３３】

【表６】

【００３４】このようにして得られた各々のＡｌ合金板
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。耳率
（％）は、直径３３ｍｍ、肩Ｒ２．５ｍｍのポンチを用
いて５７ｍｍφの円板をクリアランス３０％で深絞りし
て測定した。表３〜６に製造条件、表７、８に測定結果
を示す。評価基準は、耳率２．５％以内、加熱処理（２
００℃×２０分) 後の耐力２６０ＭＰａ以上、フランジ
成形での口径の限界増加率１５％以上を良好とした。

【００３５】

【表７】

【００３６】

【表８】

【００３７】表７より明らかなように本発明例 (No.1〜
11) は耳率が２．５％以下と低く、フランジ成形性も良
好であった。また塗装焼付けに相当する加熱処理後の強
度（耐力）も２５０ＭＰａ以上で、缶底部の耐圧性にも
問題のない強度水準を有し、更にＤＩ成形性も良好であ
った。

【００３８】これに対し、比較例はいずれも、表８より
明らかなように、何らかの特性が不良であった。すなわ
ち、比較例の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
度が高く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.3,4は冷却速度または昇温速度が遅
かったために、析出物の個数密度が増加し耳率が基準値
を上回った。No.5は昇温温度が低かったために、析出物
の個数密度が増加し耳率が基準値を上回った。No.6,7は
熱間粗圧延最終パスＲ、熱間粗圧延終了後熱間仕上圧延
開始までの時間ｔ秒が本発明の規定値から外れており、
粗圧延終了から仕上圧延開始までの再結晶率が３０％を
超えたため歪みの蓄積が不十分で耳率が基準値を上回っ
た。No.8は終了板厚が厚かったため、最終冷間圧下率が
高くなり、その結果ＤＩ成形で絞り割れが発生し、耳率
が基準値を上回った。No.9は終了板厚が薄く熱間仕上圧
延後に焼付きが生じ、缶に成形したときの缶表面にキズ
が発生した。No.10 は熱間仕上圧延終了温度が低すぎた
ために、終了後の再結晶率が低く、耳率が基準値を上回
った。No.11,12は熱間仕上圧延での各パス圧下率が３０
％未満であり、熱間仕上げ圧延での総圧下率が８０％未
満であるために、歪みの蓄積が不十分で耳率が基準値を
上回った。No.13 は最終冷間圧下率が高くなったために
ＤＩ成形で絞り割れが発生し、耳率が基準値を上回っ
た。No.14 は仕上焼鈍温度が高いために析出により強度
（焼付け前の耐力）が高くなり、しごき割れが発生し
た。No.15 は中間焼鈍温度が本発明の条件より高かった
ため２００℃で２０分の焼付けによる引張強さが向上
し、従って缶胴側壁先端部分の塗装焼付け加熱による熱
軟化が起こらないので、フランジ成形での口径の限界増
加率が小さくフランジ成形性が劣った。

【００３９】

【発明の効果】以上に述べたように、本発明によれば、
強度、しごき加工性、塗装焼付け後のフランジ成形性に
優れた耳率の低いキャンボディ用Ａｌ合金板が得られ、
工業上顕著な効果を奏する。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ｃ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９１Ａ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９３ ６９３Ａ ６９４ ６９４Ａ ６９４Ｂ

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【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０．１〜０．３wt％、Ｔ
   ｉ０．００５〜０．０５wt％を単独で或いはＢ０．００
   ０１〜０．０１wt％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、５６０〜
   ６２０℃の温度範囲で１時間以上の均質化処理を施し、
   次いで均質化処理温度から２０℃／時間以上の冷却速度
   で４５０〜５５０℃まで冷却して熱間粗圧延を施すか、
   或いは均質化処理後そのまま室温まで冷却したのち３０
   ℃／時間以上の昇温速度で４５０〜５５０℃まで再加熱
   して熱間粗圧延を施し、前記熱間粗圧延を終了板厚が１
   ２〜５０ｍｍ、終了温度が３００〜４５０℃、最終パス
   圧下率ＲがＲ≦７０−０．２Ｓ（Ｓ：圧延速度ｍ／分）
   の条件で施し、熱間粗圧延終了後ｔ秒（ｔ＝２．８×１
   ０⁴exp（−０．０１２Ｔ），Ｔ：熱間粗圧延終了温度
   ℃) 以内に熱間仕上圧延を開始し、前記熱間仕上圧延を
   スタンド数３以上のタンデム式熱間仕上圧延機を用い、
   総圧下率８０％以上、各スタンドでの圧下率３０％以
   上、終了板厚１．６〜３．０ｍｍ、終了温度２９０℃以
   上の条件で施し、熱間仕上圧延後室温まで冷却し、続い
   て箱型焼鈍炉を用いて３００〜４５０℃で３０分以上保
   持して焼鈍するか、連続焼鈍炉を用いて１００℃／分以
   上の昇温速度で３６０〜５６０℃の温度に保持して焼鈍
   し、前記温度に到達後直ちに或いは１２０秒以下の時間
   保持後１００℃／分以上の冷却速度で７０℃以下に冷却
   して焼鈍した後、圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を
   施し、或いは熱間仕上圧延後焼鈍しないで圧下率６０〜
   ９０％の最終冷間圧延を施し、その後必要に応じ１００
   〜１５０℃の温度で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。