JPS58126952A - 焼付硬化型キヤンボデイ用アルミニウム合金硬質板及びその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は焼付硬化型キャンボディ用アルｉニウム合金硬
質板及びその製造法に関し、さらに評しくは、平均結晶
粒度を微細とすることにより、張出し性、しごき性、フ
ラジング性＠０成形性に優れ、かつ、キャンボデイトと
して成形した後の焼付塗装によシ硬化し、耐圧性を向上
させることのできる焼付硬化型キャンボディ用アルｉニ
ウム合金硬質板の製造法に関する。

一般に、近年に表って、しご裏加工技術が研究−発され
、転量のキャンボディ容器の大量生型が可能となり、キ
ャンボディ材料として３００４−Ｈ１９が大量に使用さ
れているが省資源、省エネルキーの点から、キャンボデ
ィをＬシ薄くして軽量化することが費望されている。し
かして、キャンボディ用アルきニウム合金材料は次のよ
うな工程によって製造される。即ち、深絞シ→再絞り→
しご暑虎工→ドーミング→トリイング→脱脂、洗浄、化
成処理→乾燥→内面塗装→焼付（２００℃、１０〜２０
分）→外面印刷→焼付（２００℃、１０〜２０分）→ネ
ッキング→７ランジングである。そして、このような過
酷な加工に耐えるような薄肉キャンボディ用アルばニウ
ム合金材料として要求される性質は次の様なものである
。

（１７＆　’）　、再絞シ性に優れていること。

（２）シごき加工性に優れていること。

（３）耐スコーリング性に優れること（シゴキ加工中の
ダイスへの焼付）。

（４）ドーミング加工性に優れること（張出し性）。

（５）外観が美しいこと（缶ＩＩＩＩｌに焼付きが生じ
ていない。）。

（６）ネッキング性に優れること。

（７）７ランジング性に優れること。

（８）深ｌＲシ耳が低いこと。

（９）耐圧性に優れること。

ＯＱ座Ｊ１１強度に優れること（充填時の過賞に耐える
ため。）。

ａｎｔｓ性に優れること。

これらの各項目はキャンボディ用材料として何れも型費
なものであシ、そして、キャンボディを軽量化する九め
にキャンボディ用材料を薄肉化するＫは、単に耐圧性、
座屈強度からベーキング後の強度を向上させるだけでは
不充分であり、張出し性、しごき性、ネッキング性、フ
ランジング性等の成形性を向上させ、かつ、絞り、ネッ
キング等におけるしわの発生のしにくいものであること
が最も望ましｉものである。

千１−で、従来においても、キャンボディ用材料として
は、Ａｔ−ｃｕ系合金、Ｎ；Ｍｇ−９１系合金１．■−
Ｚｎ−Ｍｇ系合金が使用されている。しかしながら、）
Ｊ、−Ｃｕ系合金は、Ｃｕの含有によシ析出硬化させる
ため、１１６以上のＣｕが含有されているので耐蝕性が
極端に劣化し、さらに、溶体化処理後数工程を経るので
しごき加工前に析出硬化してしまうので成形性、及び、
耐スコーリング性、グ性に劣るものであり、ｔ　良＊ｔ
−ｍ−ａｓ系合金は耐蝕性は比較的良好である　　今が
、析出硬化させるための冷却速度によっては成形性が劣
る欠点があシ、その他々含有によシしご１１′ＩＪａ工
中にダイスへ焼付くことが非常に発生し易くなるもので
Ｔｏシ、さらに、Ａ１．−Ｚｎ−Ｍｇ系合金はＺｎｔ肩
に↓）耐蝕性が劣化１１、また、耐スコーリング性にも
問題かあシ、さらに、成形性は上記２つの合金に比り、
て歳も劣っている本のである。

このように、従来のアルミニウム合金材ではギャンボテ
イ材君としては全べて不適である、本発明は上記におい
て韻々説明したよう罠、キャンボディ用＃料として、上
記した性質を兼ね備えて・おシ、かつ、軽量にするため
の薄肉化を可能ＶＣする賛件、ｌｌＪち、単に強度が高
いばかシでなく、強度向上、薄肉化に伴なう成形性の低
下を補なう優れた性質を有している焼付硬化型キャンボ
ディ川アルばニウム合金硬質板及びその製造法を提供す
るものである。

本発’１４　Ｆｉ　ｓ　Ｃｕ　Ｅｌ、　０５〜Ｌ１．５
％、ＭｇｃＬ５〜２．５５ｂ１Ｍｎα５〜２．０１１を
含むムを合金であって圧延板表面からみた結晶粒の平均
幅が２５μ以下であることを特徴とするキャンボディに
成形加工後焼付ｍｉによル硬化することのできる焼付硬
化製キャンボディ用アルイニウム合金硬質１１（（１３
下本発明に係る合金ということもある。）を第１発明と
し、史にＣｕα０５〜α５ｓ％Ｍｇ０．５〜２．５９４
１−α５〜２％を含むアルミニウム合金を溶解鋳造し、
５００℃以上で均熱処理し、熱間圧延した後、４００〜
６００℃の温度に１００℃乃風上の加熱速度で加熱し、
加熱後直ちに１または、１０分以内保持した後、１００
℃／１時間以上の冷却速度で冷却し、平均結晶粒径を２
５μ以下とすると同時に焼付硬化に寄与する成分を固溶
状ｌｌＫ保ち、更に１０％以上の冷間圧延を行なうこと
を特徴とする焼付硬化型キャンボディ用丁ルイニウム合
金硬質板の製造法（以下本発明に係る製造法ということ
がある。）を第２発明とする２つの発明からなるもので
ある。

本発明について、以下詳細に説明する。

先づ、本発明に係る合金の含有成分、成分割合について
説明する。

ＣｕはＭｇと叩時に含有させる必要があり、陶とともに
溶体化に固溶、してベーキング時に黴細な■−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系析出物を生成して硬化させ、かつ、強度を向上させ
る元素であり、を有量が０．０５１未満では上記の効果
を期待できず、また、ｃｔ、ｓｓを越えて含有されると
上記した効果は満たすか、キャンボディ用Ｖ科として耐
蝕性が非常に劣化する、よって、Ｃｕ１Ｊ量は［１，０
５〜０．５ｑｂトスル。

ＭｇけＣｕとともにＰ１時に含有させる必要があシ、Ｃ
ｕとともに溶体化によシ固溶した後析出硬化し、かつ、
キャンボディ用材料として必要な強度を付与するもので
％　Ｃｕ程耐蝕性を劣化させないので多めにｔ肩させる
ことができ、含有量が０．５％未満ではこの効果が少な
く、高強度化による薄肉軽量化には０．５−以上が必要
であり、また、―含有量が多く々ると強度は向上するが
、しごき加工、張出し等の成形性が低下し、スコーリン
グが発生し易くなるが、後述する馳含有による析出物の
耐スコーリング性を向上させる効果と相俟って々含有量
を多くしてもキャンボディとして優れた性質を発揮する
、しかし、含有量が２．５％を越えると、しごき性、張
出し性等の成形性を低下させ、ｔｆｔ、、スコーリング
の発生が着しくなる。よって％　Ｍｇ含有量はα５〜２
．５饅とする。

ＭｎけＣｂｈＡｇと異々シ析出硬化には寄与しないが、
淘と共に強度を付与する１賛な元素であり、また、Ｍｎ
はＵとＭｎＡムとして析出するのでスコーリングを防止
し、Ｍｎは淘と同時に含有されると熱処理後の再結晶に
おいて集合組織を安定化して深絞シ耳を安定圧するもの
であシ、含有量が０．５％未満ではこの対果が期待でき
ず、″を次、ＭｎｔＭ量が増加すると晶出物の量、大き
さ共に増大し、２Ｌ１９６’ｉ越えて含有されると巨大
晶出物が発生し易くなり、しごき加工においてピンホー
ル、或いは、破断）原因となる。よって、Ｍｎｔ有量は
１５〜２．１３囁とする。なお不純物等としてＳｉＱ、
３％以下、Ｆｅ［Ｌ７嘩以下、Ｔ１［：Ｌ０５１６以下
、ｎ［１０５％以下、Ｃｒα０５％以下許容される。

次に本発明に係る製造性における熱処理、結晶粒度、及
び、冷間加工について詳細に説明する。

上記に説明した含有成分、成分割合のアルｉ二　　１ラ
ム合金を溶解鋳造した後５００℃以上の温度で均熱処理
をするのであるが、この均熱温度が５００℃未満である
と、ＭｎＡＬ＠の析出物が非常に微細となシ、かつ、大
量に析出するので圧延板の再結晶時点における粒界移動
を抑制し再結晶温度を高めるとともに結晶粒を粗大化し
、ｔｆｃ１再結晶の集合組織が変化し深絞シにおいて圧
延方向に対し４５°方向の耳を発生させ、さらに、しご
き加工におけるスコーリングが発生し易くなる。よって
、均熱温度はｓｏｏ℃以上とする。

この均熱処理後の熱間圧延は、特に、熱間圧延量、゛温
度等をコントロールする重賛はなく、通常の工業的方法
め熱間圧延で工い。そして、熱間圧延したｔま、または
必要に応じて冷関圧＃、を行なつ１からｍ熱（焼鈍）を
行なう。

この加熱は４００°〜６００℃の温度において行なうの
であるが、この焼鈍にニジ再結晶させ、再結晶集合組織
を形成し深絞シ耳を小さくシ、また、再結晶にょシ結晶
粒を微細、がっ、均一にし、さらに、ムｔ−Ｃｕ−Ｍｇ
系の析出硬化による焼付硬化を得る九めＣｕを溶体化固
溶させるものであシ、４００℃未満では溶体化の効果が
得られず、温度が高い程良いが、Ｃｕ含有量、保持時で
」等と１ね合いｔあるが、４３０℃以上の温度が好まし
く、ま次、高温になる程再結晶粒が成長するようになり
、６００℃を越えるとこの傾向が著しく結晶粒を２５μ
以下とすることができなくかる。よって、加熱温度（焼
鈍）は４００°〜６００℃とする。

そして加熱温度は、結晶粒を微細とするためと短時間処
理により板表面のＭｇＯの生成を少危ぐするために急速
加熱とする必要があシ、１００℃ル以上とじ々ければこ
の効果は期待できない。

次に、保持時間は、特に結晶粒微細化の点から制御する
必要があシ、即ち、高湯処理であるから＆待時間が零で
４充分に目的を達成できるが、加熱温度の範囲内の比較
的低温の場合とか、戚いは、含有成分、成分割合、その
他の製造条件ＫＬつては一定時間保持してもよい。しか
し、高温で長時間保持すると再結晶粒が成長して結晶粒
微細化を着しく阻害する。よって、保持時間は、零か又
は１０分間以内とする。

さらＶＣ１冷却速度は、析出硬化を得るには制御する必
ｌＩ！があり、即ち、ゆっ〈シし要冷却速度Ｃ場合にけ
冷却段階で析出してベーキング時に充分な析出硬化が得
られず、ｉ次冷却段階の比較的低ｔｌＡにおいては析出
物が小さく強度向上には寄与するが、この場合しごき成
形前に強度が高くなり成形性を低下させる。このような
ことがら冷却速度を大きくする必要があシ、１００　ｕ
Ａｒ以上であればキャンボディ材として充分である、し
かし、これニジ大きい冷却速度でもよいが、コイル状の
冷却ｆはｇ！冷とするのがよい。さらに、冷却すること
ＶＣよって、一定温度以下ｒｃシなければならず、卸ち
、ｋｌ−Ｃｕ−陶系の析出物が発生する温度以下まで低
下しないとベーキング前に析出してしまうことになシ、
従って　１５（Ｉｎ以下、又は、析出効果をさらに充分
にするには１００℃以下に冷却する必ｌ！がある。

次に、平均結晶粒については、２５μ以下とするのはキ
ャンボディの薄肉化に当って、各種成形性の低下、ベー
キング後の高度強化によるネッキング性、フランジング
性の低下を補なうため、さらに、析出効果を助長するた
めであシ、結晶粒径を小さくした場合に成形性でも張シ
出し性、７ランジング性、しこき性が向上し、絞り性は
薄肉化に間組となら々いが、しわが発生し易くなる、し
かしなから、このしわは平均結晶粒径が２５μ以下とな
ると発生しにくくなる。ま九、平均結晶粒径が２５μを
越えると従来のキャンボディ材と大差がなくなり、薄肉
高強度化は困難となる。１つて、平均結晶粒径は２５μ
以下とする。

本発明に係る合金の結晶粒について述べると、本願発明
の合金は、上述の通り、再結晶の後冷閲圧砥され硬質板
とされるが、再結晶時に結晶粒径が平均２５μ以下であ
れば、その後の冷間圧延によって結晶粒は圧電方向に伸
長し、また厚さ方向に薄くなるが、圧延板表面からみた
圧延方向を直角方向の結晶粒の大きさ、すなわち結晶粒
の幅（平均Ｉ＆＆）は変わらない。したがって本発明の
合金における結晶粒の規定として、圧ｋＩ板表面がち！ みた結晶粒の平均−を２５μ以下としている。

上記した加熱後Ｏ冷間１砥はキャンボディ材として必要
な強度を得るためで必要な強度に対して、ＣＩＪ＋　Ｍ
ｇＰＭｎ　ｃ）ｔＮ量に応じて冷間圧延率は異なるが、
１０ｓ未満では効果が期待で寧ず、３０１１以上がｉｌ
ましいものであるが、１０−３０１！でも内圧、缶形状
によって充分に薄肉化可能である。（７かして、しごき
加工前の析出硬化を防ぐため冷閾圧砥後に１５０℃以上
、菫ましくは、１　ｏａ℃以上の温度に保持してはいけ
ないもので、このことは、耐スコーリング性の向上の点
でも必要なことであり、卸ち、鍛終冷関圧砥ＶＣよシ得
られた板表面にしご龜加工前の熱処理は表面へのＭｇＯ
の生成を多くするからである。

以上の製造法により、優れた性質を有する焼付硬化層キ
ャンボディ用アルミニウム合金硬質板が得られ、そして
、この性質を応用すればキャンボディ以外にもキャン用
の蓋、タブ材など、また、印刷、ｔＩＬ装を施す他の用
途にも応用することができる。

次に本発明に優る焼付硬化型キャンボディ用アルｉ＝つ
五合金硬質板についての実施例を説明す実施例　１ ＣｕＯ，２２％、Ｍｎ　１．０７１６．　　Ｍｇ　１．
２１％ｔｔみ残不純物とアルミニウムとニジなるアルミ
ニウム合金を溶解鋳造し、５００ｍ厚さの鋳塊とし、５
８０℃の温度で均熱処理し、その後熱関圧ａＫよシロ■
厚の板とじ７ｔ、次いで、冷間圧延に！り１．０■犀と
した後、５００℃７賜の加熱速度で加熱し几。

その後次の５つの処理をした。

０５００℃とし保持時間なしで６０００　Ｑｌｒの冷却
速度で空冷し、８０℃まで冷却し次、 ０４２０℃とし８分間保持後１０００　ｔｌ：／）ｉｒ
での冷却速度で空冷し、８０℃まで冷却した。

０５００℃で６分間保持後４０　Ｃ／Ｈｒの冷却速度で
空冷し、１００℃まで冷却しｆｃ。

０５６０℃で１時間保ｆＨ後１２０００’Ｃ／）ｌｒノ
ｌ”ｉｔＮ速度で空冷し、８０℃まで冷却した。

この後、最終冷間圧延によシ■及び■はｏ、３４■厚と
し、■及び■は０．４■犀とした。因に、（１）及び■
け本発明に係る製造法による本のであり、■及び■は従
来法によるものである、 ■〜ΦｃＤ　＠　ＶＣツイテ、元板、及び、２００℃ｘ
２０分のベーキング後機賊的性質を測定し、さらに、元
板をしごき成形しトリミングを行なった後ベーキングし
、さらに、ネッキング、及び、７ランジングを行ない耐
圧強度、座屈強度を求めた。

また、■〜■の焼鈍後の結果粒度、及び、元板の耳率を
測定した、 その結果を第１表、第２表に示す。

＠１表においては、本発明に係る製造法による■及び■
は、ベーキング（ＡＢ）後の強度が■及び■に比して高
く、ま穴、■及び■では加熱条件、及び、冷却速度が異
なることから高温加熱、かつ、渦速冷却が良いことが判
る。そして、■及び■は冷却速度、及び、加熱温度が不
足しているので、ベーキングにニジ強度が低下している
。

第２表はしごき缶の特性を示したものであシ、本発明に
係る製造法による■及び■、特に、■は元板厚が薄いに
もかかわらず缶の成形性、及び、耐圧、座屈強度が、０
．４■厚の■及び■と変らないことを示し、この時、缶
の成形性向上は結晶粒の微細化にニジ行ない、耐圧、座
屈強度の向上は第１表に示すベーキング後の強度アンプ
によシ改善している。■〜■は倒れも焼鈍はバッチ方式
と比べると短時間であシ、特に、■及び■は加熱、保持
、冷却ともに短時間で缶壁のスコーリングは非常に少な
く良好であった。

第２８中の評価において、０け優秀、Ｏは現状維持、■
はやや劣る、Δは劣る會示す。

実ｍ例　２ ■Ｃｕ０．１５％、Ｍｎ　１．０５１６％Ｍｇ　１．１
３　％を含み、残部不純物とアルばニウムよシなるアル
ミニウム合金（本発明ＶＣ係る製造法に用−る合金）■
Ｃｕ　０．０３　’Ｉｋ、ｐｍ　１．０　％、Ｍｇ　１
．２１１を含み、残部不純物とアルミニウムよりなるア
ルずニウム合金（本発明に係る製造法に用いる合金では
なへ）この■■の含有成分、成分割合のアルミニウム合
金を溶解、鋳造し、４０〇−厚さの鋳塊を作り、５４０
℃で均熱処理した後に熱関圧砥して４１厚の板とし、次
いで、冷間圧延にょシ１．０■厚とした後、加熱速度を
、 ■１０℃、乙− ■４００℃、− とした。この■■の加熱速度で４８０℃に加熱し２分間
保持後１０００℃」ｒの冷却速度で冷却し、さらに、α
４鱈厚まで冷間圧延し、実施例１と同様に１ｌＩｊ定と
成形を行なった、その結果を第３表、第４表に示す。

この第５表、第４表よシわかるように、■、■のベーキ
ング（ＡＢ）後の強度よシＣｕｔ有が焼付硬化に必要な
成分であシ、また、加熱速度０■の相違は焼鈍後の結晶
粒度の差として表われ、これは缶の成形性に大きく影蕃
を与え、本発明に保る製造法による■−Ｂは缶の成形性
に優れ、かつ、耐圧強度、及び、座屈強度の高いものと
なっている。

実施例　３ ■ＣｕＱ、２０％、Ｍｎ　１．０９Ｇを含み、残部アル
ミニウムと不純物であるアルミニウム合金 ■Ｃｕ　（Ｌ　１７％、Ｍｎ　１９５チ、Ｍｇ　１．１
　％ｔｉみ残部アルミニウムと不純物であるアルミニウ
ム合金この場合の■は本発明に係る製造法に用いる合金
ではなく、■は本発明に係る製造法に使用する合金であ
る。

■及び■のｔｖ胞分、成分割合′ｔ−肩するアルミニウ
ム合金を溶解、鋳造し５００℃厚のアルミニウム合金鋳
塊を作成し、５９０℃で均熱処′ｉＭ仮熱間圧延により
３５ｗ４とし、次いで冷間１組に工り１−厚の板とし、
加熱速度５００℃２４で５１５℃に〃０熱直径５００　
℃、−の冷却速度で空冷して９゜℃と【７た後、冷間圧
延により０．４−厚の板とし実施例と同様に測定、及び
、成形を行なった。

その結果を第５表、第６表に示す。

この―から、本発明の製造法に使用される合金でない■
にはベーキングにＬる硬化が認められないので、　ｍｇ
ｔ肩の必要性が判シ、また、陶が含有してい愈い場合強
度が低く、かつ、最適な焼鈍方法にもかかわらす暁鈍後
の結晶粒度が粗い。よって、缶の成形性、耐圧強度、及
び、座屈強度が劣っている。

しかしながら、本発明に係る製造法による■の場合には
、上記■に比して全ぺてにおいて格段に優れているもの
である。

実施例　４ ■ＣｕＱ、２３１６、Ｍｕ　１．０５９６％Ｍｇ　１．
２４＊ｔｔみ、残部アルミニウムと不純物であるアルは
ニウム合金 ■ｅｕ［Ｊ、１Ｂ−１Ｍｎ１．００−１１４ｇ　１．１
２４ｋｋ富み、残部アルミニウムと不純物であるアルは
ニウム合金 ■及び■の含有成分、成分割合のアルミニウム合金を溶
解、鋳造し、５００１１ｍｌ厚のアルミニウム合金鋳塊
を作成し、この鋳塊を５９０℃で均熟し、熱間圧延にニ
ジ４−厚とした。■は冷間圧延に↓シ■０．８　ｓｍ犀
、及び、■０．６７−厚の板とし加勢速度５００℃７−
で５００℃に加熱直後、５００℃／−の冷却速度で空冷
して９０℃とした。また、■は熱間圧延板の４−厚の板
を冷間圧延にニジ１−犀とし、従来性なわれている）（
ツチ方式、卸ち、加熱冷却速度を４０℃ハｒ１加熱温度
を３６０℃として焼鈍Ｅ７た。その後■及び０ともにＱ
、−一犀の板としてから、実施例１と同様にして測定、
及び、成形を行につた。念お、ベーキングは２５０℃×
１０−とした。

その結果ｔ−第７表、第８表に示す。

！ 第７！！、第８！！において、■−人、■−Ｂは本発明
に係る製造法によるものでＩｈυ、冷間圧延率を下げ（
即ち、５Ｊ！施例、１，２，３では、６０優、この実施
例４では、５０１６．４０％である。）、かつ、ベーキ
ング温度を上げたのである、即ち、■の元板の強度は、
■−人と■−Ｂの中間であるが、ベーキング（ＡＢ）後
では■−Ａ。

■−Ｂの強度が■の強度より相当高い値を示しておυ、
また、成形性ものは■−Ａ、■−Ｂに比して結晶粒度の
影響で劣っている。

第１図に■−ムと■の軟化曲線を示し、べ一飛−ング温
度と抗俵力σ１耐カリ−との関係について示されている
。図中Ｏは■−Ａ（α４−厚）、Δは■（（１４ｓｗ）
ｔ”示す。

以上説明したように本発明に係る焼付硬化型キャンボデ
ィ用アルｉニウム合金硬質板の製造法は上記の構成’を
庸しているものでＴｏシ、この方法ｒＣよシ得られたア
ルばニウム合金板をキャンボテイの製法に使用すると、
結晶粒度のａｉｍ化により、張出し性、しごき性、７ラ
ンジング性等の成形性に優れ、かつ、ｆ９加工、しごき
加工後の焼付塗装によシ硬化し、耐圧性を向上できると
いう優れた効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

謳１図は爽應例４における使用材料のベーキング温度と
抗張力、耐力との関係を示すグラフである。 第１図 ヘー＼ング：Ｑ（ｔＸ＋Ｏｍｉｎ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）　Ｃｕ、ＣＬｏ　５〜ａ　５１６、］ｉｉｇＣＬ
   ５〜２．５％、勤α５〜２．０チ奢含むＵ合金であって
   圧Ｗ＆板褒面からみ九結晶粒の平均幅が２５μ以下であ
   ることを轡黴とするキャンボディに成形加工後焼付塗装
   により硬化することのできる焼付硬化層キャンボディ用
   アル１ニウム合金硬質板。
2. （２）　　Ｃｕ１０５〜［１５％、陶α５〜２．５餐、
   Ｍｎα５〜２ｓを宣むアルミニウム合金ｔＳ解、鋳造し
   、５００℃以上で均熱Ｉｌ＆通し、熱間圧電した後、４
   ００〜６００℃の温度に１００！勿以上の加熱速度で加
   熱し、加熱後直ちにまたは１０分以内保持した後、１０
   ０℃／１ｗ＃間以上の冷却速度で冷却し、平均結晶粒径
   を２５μ以下とするとｐｉｌｌｗＩＩに焼付硬化ＫＷ与
   する成分を■溶状態に保ち、更に１０％以上の検閲圧延
   を行なうことを特徴とする焼付硬化製キャンボディ用ア
   ルきニウム合金硬質板の製造法。