JPS59157249A - 成形加工用アルミニウム合金板条及びその製造方法 - 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】 本発明は成形加工用アルミニウム合金板条及びその製造
方法に関し、さらに詳しくは、特に成形性に優れたキャ
ン用焼付硬化型アルミニウム合金硬質級条及びその製造
方法に関するものである。

一般に、アルミニウム合金のキャン用４４料としては、
キャンボディ用、キャンエンド用、キャンタフ用かあり
、＋寺にキャンホテ゛イ用アルミニウｌ、合金材料の要
求される特性は、（１）絞り、再絞り性に陵れているこ
と。（２）しごき加工性に優れていること。（３）耐久
ツーリング性に優れていること。（＝１　）　）’　−
ミング加工性に優れていること。（５）外観か美しいこ
と。（６）ネオキング性に段れていること。（７）７ラ
ンンング性に優れるーζいこと。

（８）深絞り耳か低いこと。（９）耐圧性に優れている
こと。（１０）座屈強度に優れていること。

（１１）−耐蝕性に優れていること等である。

しかして、アルミニウム合金のキャンボディ用材料にお
いては、薄肉化による出の軽量化をさらに有効とするた
めには、缶壁の肉厚を座屈強度等の缶強度において問題
のない範囲で、できるだけ薄くすることが必要である。

そしてそのためには、（１）しごき性の向」二が必要で
あり、さらに、肉厚の減少は伸び７ランン゛性を低下さ
せるので、（２）７ランソンク特性の向上が必要であり
、また、キャンエンド用としては彷肉化の効果を」二け
るために、（３）リベント成形性の向上が必要であり、
また、タフ用としてエンド′用と同様の効果を」−げる
ためには、（４）ｄｈｌｔ性の向上が必要である。

そして、上記の各項１」のうちでも１、テに、７ランジ
ング特性の向」二とリベ／）・成形性の向上が必要であ
り、この２つの特性は何れも微小範囲の伸び、即ち、局
部伸びが要求される成形には給体必要なものである。

本発明者は、以上説明したことから缶製造用のアルミニ
ウム合金について調査研究を行ない、累月となるアルミ
ニウム合金において応力集中を避けるために通常のキャ
ン素材に含まれる金属間化合物を制限することが必要で
あることを知見したのである。しかしながら、キャン素
材のキャンホディのしごき加工においては上記金属間化
合物は加工中のダイスへアルミニウム合金か焼付く（ビ
ルドアップ）のを防止する優れた効果かあり、また、適
正なサイズの金属間化合物は再結晶時の核となるので、
結晶粒を例えは２５μ以下とするのに有効であるという
点から金属間化合物は一定量以上が均一に分散している
ことか望ましいことをも見出したのである。

本発明は、上記に説明したようなアルミニウム合金がキ
ャン用累月として優れていること、及び、本発明者の数
々の知見に基いてなされたものであり、即ち、キャンボ
ディ用ばかりでなくキャンエンド用、キャンタブ用のア
ルミニウム合金において特にしごき加工性、フランソン
グ性、リベン）・性をより向上させて缶の軽量化をさら
に可能とすることができる成形加工用アルミニウム合金
板条及びその製造方法を提供針るものである。

本発明に係る成形加工用アルミニウム合金板条及びその
製造方法は、（］、　）　　、Ｆｅ　００２−０．７＋
ｕＬ％、Ｃｕ　０．０５０．５ｕ＋ｔ％、Ｉ＼’ＩＢ　
０．５−２．５ｕ＋Ｌ％、ヘクｎ０．５−２．Ｏ＋ｕＬ
％を含み、かつ、ｌ−’ｅｕｌＬ％十（Ｍｇｕ＋ｔ％×
１．０７）＋（Ｍｇ田ｔ％Ｘ０．２７）≦３．０である
Ａ１合金であって、圧延板表面からみた金属間化合物の
面積占有率が０．５〜５％であり、かつ、各金属間化合
物の大きさか４５μ以下であり、さらに、圧延板表面か
らみた結晶粒の平均幅か２５μ以下であることを特徴と
する焼ｆ＝１塗装硬化型キャン用アルミニウム合金硬質
板条を第１の発明とし、（２）Ｆ　ｅｏ、　２５−０．
７ｕ＋ｔ％、ＣＬｌ　０．０５−０．５１１１１％、１
＼旬０，５〜２．５社％、Ｍｎ０．５〜２．０田Ｌ％を
含み、かつ、Ｆｅｂ＋Ｌ％＋（Ｍｎ田ｔ％Ｘ’１．０７
）＋Ｍｇ　ＬＩＩＬ％Ｘ０．２７）≦２．７であるアル
ミニウム合金を溶解後］、ＯＯｍｔｏ以上の厚さに鋳遺
し、その鋳塊を５３０°Ｃ以上で均熱処理を施し、熱間
圧延後冷開圧延を施し、又は、施ｊｆ、４００−＝　Ｂ
ｏｏｏＣの温度ｉ、：　１００’Ｃ／分以上の加熱速度
で加熱し、加熱後直ちに、又は、１０分以内保持した後
、１００°Ｃ／時間以上の冷却速度で１５０°Ｃ以下に
冷却し、平均結晶粒を２５μ以下とする　′と共に焼イ
τｊ硬化に寄与する成分を固溶状態とし、１０％以」二
の冷間圧延を行ない、熱間圧延、冷間圧延の合計圧延率
を９９％以上とすることを特徴とする焼（＝＋硬化型ア
ルミニウム合金硬質板条の製造方法を第２の発明とし、
（３）　　Ｆｅ　Ｏ，２５０，７ｕ＋ｔ％、ＣＬｌ　　
０．０５−０．５１１１Ｌ％、ＭＢ　Ｏ，５−２，５ｗ
Ｌ％、Ｍ’ｎ　０．５−２．　Ｏｕｔ％を含み、かつ、
Ｆｅｕ＋Ｌ％＋（Ｍ　ｎｕ＋Ｌ％Ｘ１．０７）十いりＨ
ＩＩＩＬ％Ｘ０．２７）＝　２．０〜３．０で゛あるア
ルミニウム合金を溶解後５０ｍ＋ｎ以下の厚さに急冷連
続鋳造を行ない、熱間圧延を行ない、又は、行なわず、
このアルミニウム合金板条鋳塊を；３００°Ｃの温度で
熱処理を行ない、又は、行なわず、その後冷間圧延を行
ない、又は、行なわず、次に、４００　＝　６００°Ｃ
の温度に１００／分以上の加熱速度で加熱し、加熱後直
ちに、又は、１０分以内保持後、１００’（：／ｌ庁間
以−１二の冷却速度で１５０°Ｃ以下に冷却し、平均結
晶粒径を２５μ以下とすると共に焼イχｊ硬化に寄与す
る成分な固溶状態に保ち、さらに、１０％以上の冷間圧
延を行ない、熱間圧延、冷間圧延の合金圧延率を９０％
以上とすることを特徴とする焼付硬化型アルミニウム合
金硬質板条の製造方法を第３の発明とする３つの発明よ
ｌ）なるものである。

本発明に係る成形加工用アルミニウム合金板条及びその
製造方法について詳細に説明する。

先ず、本発明に係る成形加工用アルミニウム合金板条に
ついてその含有成分と成分割合を説明す。る。

Ｆｅ１．ｔ、Ｍｎと共に（Ｆｅ−Ｍｎ）Ａ　ｌ−の金属
間化合物を形成し、しごき加工時のダイスへの焼付を防
止するために必要な元素であり、含有量が０．２＋＋＋
Ｌ％未満ではこの効果が少なく、また、０，７ｕ＋Ｌ％
を越えて含有されると巨大化合物を形成し易くなる。

よって、Ｆｅ含有量は０．２〜０．７ｕ＋ｔ％とする。

ＣｕはＭｇと同時に含有させる必要があり、Ｍｇと共に
溶体化により固溶してベーキング時に微細なＡ　ｌ−Ｃ
ｕ　−Ｍε系析出物を生成して硬化させ、かつ、強度を
向」ユさせる元素であり、含有量が０．０５ｕ＋ｔ％未
満では」二記の効果を期待できず、また、０．５１１Ｉ
Ｌ％を越えて含有されると上記した効果は満足させるが
、キャンボディｊ旧イ料として耐蝕性が非常に劣化する
１、よって、ＣＬＩ含有量は０．０５〜０．５ｗｔ％と
する。

Ｎ匂はＣｕと共に同時に含有させる必要があり、Ｃ＋渚
共に溶体化により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含有させることか′
でと、含有量、か０．５ｕ＋Ｌ％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０．５ｕ＋１％以
上が必要であり、また、Ｍｇ含有量か多くなると強度は
向上するが、しごき加工、張出し等の成形性が低下し、
スコーリンクが発生し易くなるか、後述するＭｎ含有に
よる析出物の耐スコーリンク性を向」ニさせる効果と相
俟ってＭｇ含有量を多くしてもキャンボディとして１憂
れた性質を発揮するか、含有量か２．５ｕ＋ｔ％を越え
ると、しごき性、張出し性等の成形性を低−１でさせ、
また、スコーリングの発生か′著しくなる。

よって、Ｍｇ含有量は０．５〜２．５すＬ％とする。

Ｍ　ｎはＣｕ、ＭＨとは異なり析出硬化には寄与しない
が、Ｍｇと共に強度をイτｊ与する重要な元素であり、
また、ＭｕはＡ１とＭＩＩＡＩ６として析出するのでス
コーリングを防止し、Ｍｎはｈ旬と同時に含有さｉｚる
と熱処理後の再結晶におし１て集合組織を安定化して深
絞り耳を安定にするものであり、含有量が０．５ｗＬ％
未満ではこの効果が期待できず、また、Ｍｎ含有量か増
加すると晶出物の景、犬き　′さ共に増大して、２．Ｏ
ｕ＋ｔ、％を越えて含有されると巨大品出物か発生し易
くなＩ）、しごき加工１こおいてピンホール、或いは、
破断の原因となる。よって、Ｍｎ含有量は０．５〜２．
四［％とする。

また、ＦｅＩＩＩＬ％＋（Ｍｎｕ＋Ｌ％Ｘ１．０７）＋
（ＭＨｕ＋１％ｘｏ、２７）≦３．０とするのは、金属
間化合物は晶出物と析出物とに大ぎく分けられ、品出物
はダｊＪａにおける凝固時に生成し、析出物は鋳造時に
過飽和となったものが以後の熱処理時に固体中で生成す
るものであり、析出物は通常そのサイズは］μ以下であ
り、サイズが小さいことから応力集中源としては特に問
題とはならない。そして、品出物をさらに分類すると、
液体中で？疑固直前に生成される初晶化合物と凝固時の
共晶化合物に分けられ、特に初品化合物は巨大化合物に
成長し易く、］二業的レしルの鋳造においては溶湯の滞
留等もあり、実際面でも成長に対する生成温度の通過時
］バｊの景毛響も大きいが、上記式を満足する範囲内で
・あれＣよ′、巨大化合物の発生を防止すること所でき
成形性の向」二が図れるのである。

圧延板表面からみた金属ｎＩ］化合物の面積占有率を０
．５〜５％とするのは、０．５％未沼ｊではしごき加工
中にダイスへの焼付が発生するとり・う問題力（あり、
また、５％を越えると７ランソング性、リベ・ノド性等
の成形性か極端に低下し、しこき加工中（こおいてもピ
ンホールが発生し易くなるからである。

金属間化合物の大きさを４５μ以下とするのは、金属間
化合物のサイズは後述する実施例におり・て説明するよ
うに長辺の長さか約４０μ以上となると７ランノ割れが
多発し、さらに、しごき加工時に破断が発生し易くなる
からである。しかし、工業的レベルの大きな＃ｆｉＮか
ら製造した圧延Ｆｊ、’ｒ二おり・では金属間化合物は
無数に存在し、非常に小さな確率においては大芝な化合
物も存在しイｑるのである。よって、金属間化合物の大
きさは４５μ以下とする。

圧延板表面からみた結晶粒の平均幅を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
、ベーキンク後の高強度化ｉこよるネッキンク性の低下
を補なうため、さらに、析出硬化を助長するためで゛あ
り、結晶粒径を小さくした場合に成形性で゛も、張出し
性、フランン′ング性、しごき・ビ１．が向」ニジ、絞
り性は薄肉化に問題とならないか゛、しわが発生し易く
なる。しかしながら、このしわは平均結晶粒径か２５μ
以下になると発生し難くなる。また、嘔均結晶粒径が２
５μを越えると従来のキャンボディ用ヰ４料と差がなく
なり、薄肉高強度化は困ゲＩＦとなる。よって、平均結
晶粒径は２５μ以下とする。

次に本発明に係る成形加工用アルミニウム合金板条の製
造方法について説明する。

先ず、ｉ”ｅ　ｕ＋Ｉ％＋（Ｍｒ＋＋ｕｔ％Ｘ１．０７
）＋（ｊ＼’＋ＨｗＬ％Ｘ０．２７）≦２．７であるア
ルミニウム合金を１．００　ＩＩＩＩｌｌの厚さしこ鋳
造する理由は、上式の値が小さい組成になると各化合物
のサイズは小さくなり、また、その量も少なくなるので
７ランン゛ング性質：ことっては好ましいものであるが
、この場合にゴー業的鋳造方式である水冷を用いる方式
におり）では、鋳造厚さが一定１υ、」二に薄くなると
凝固時の冷却速度が天外くなり過ぎ、品出物の生成か抑
ｆｆ１１１され圧延後の金属間化合物の占有面積か小さ
くな（）過きて好１しくない。よって、鋳造１７鱈±１
００ｍ以」二とするのである。

」−記に説明した夕！塊を５３０’Ｃす、上の温度で均
熱処理を行なうか、この均熱温度か５３０℃未満では、
ＭｎＡｌ６の析出物か非常に微細となり、か−）、火星
に析出するので圧延板の再結晶１１．Ｖ点における粒界
移動を抑：１ｉｌｌ　Ｌ、再結晶温度を高めると共に結
晶粒をｉｌ＋火化し、また、再結晶の集合組織が変化し
深絞りにおいて）王延方向に則し４５°ノｊ向の耳を発
生させ、さらに、しごき加二「におけるスコーリングか
発生し易くなり、１、テに、しごき加工性、深絞り性を
さらに向」ニさせるために、５３０°Ｃ以」二の温度で
゛均熱処理を行なうものである。

この均熱処理後の熱間圧延は、特に、熱間圧延量、温度
等を制御する必要はなく、通常の工業的方法の熱間圧延
でよく、その後必要に応して冷間圧延を行なってから加
熱（焼鈍）するのである。

この加熱は４００〜６００°Ｃの温度で行なうのである
が、この加熱（焼鈍）により再結晶させ、再結晶集合組
昆を形成し深絞り耳を小さくし、また、再結晶により結
晶粒を微細、かつ、均一にし、さらに、ＡＩ　　Ｃｕ　
　ｔＸ匂系の析出硬化による焼（＝１硬化を得るためＣ
ｕを）容体化固溶させるものであり、４００’Ｃ未満で
は溶体化の効果か得られず、温度が高い程良いか、Ｃ１
１含有量、保持時間等の兼ね合いもあるか、４３０°Ｃ
以」二の温度が好ましく、また、高温になる程再結晶粒
か成長するようになり、６００°Ｃを越えるとこの傾向
か著しく結晶粒を２５μ以下とすることができなくなる
。よって、加熱温度は４００〜６００’Ｃとする。また
、加熱温度は、結晶粒をＷＩ細とするためと短時間処理
により板表面のＭｇＯの生成を少なくするために急速加
熱とする必要があり、］００’Ｃ／分以上としなければ
この効果か期待できない。

次に、保持時間は、特に結晶粒微細化の点がら制御する
必要があり、即ち、高温処理であるから保持時間は零で
も充分に目的を達成で外るか、加熱温度範囲内の比較的
低温の場合とか、或いは、含有成分、成分割合、その他
の製造条件によっては一定時間保持することか必要であ
るが、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分以内とするのである。

さら：こ、冷却速度は、析出硬化を得るには制御する必
要があり、即ち、ゆっくりした冷却速度の場合には冷却
段階で析出してベーキング時に充分な析出硬化が（４ら
れす、また、冷却段階の比較的低温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
に強度か高くなり成形性を低下させる。このようなこと
から冷却速度を犬とくする必要があり、１００°Ｃ／時
間以」二であればキャンボディ用材料として充分である
。しかし、これより大ぎい冷却速度でもよいが、コイル
状の冷却では空冷とするのがよい。さらに、冷却するこ
とにより一定温度以下にしなければならず、即ち、Ａｌ
−Ｃｕ−へるｇ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時に析出してしまうことになり、従
って、１５０’（：以下に冷却する必要がある。

この冷却後の冷間圧延はギヤ／ボディ用イ・２料として
必要な強度を得るためであり、Ｃｕ、へ−、ｈ４１］の
含有量に応して冷間圧延率は異なるが、１０％未満では
効果が期待でｂず、冷開ｊ１延は１０％以上で行なうの
である。

熱間圧延及び冷間圧延を行なう際の合計ＩＩＦ’、延率
を９９％以」二とするのは、鋳造の段階では金属間化合
物の粒界への偏析、そして、全体の量が多く、最終圧延
板表面がらみた金属間化合物の面積、１□有率を好まし
い範囲とし、カリ、できるだけ均一に分散させるために
は熱間圧延と冷開圧延の合計圧延率は９９％以上とする
必要がある。

次に、Ｆｅｕ＋ｔ％十（Ｍｎａ＋し％Ｘ１．０７）＋（
Ｍｇ　ｕＩｔ％Ｘ０．２７）＝　２．０〜３．０である
アルミニウム合金を溶解後５０ＩＩＩ　ｍ以下の厚さに
急冷連続鋳造を行なうのは、この上式の値が大きい場合
に、鋳造厚さが厚い場合及び／又は合計圧延率か小さい
場合には、金属間化合物の面積占有率が大きくなり過ぎ
るので好ましくなく、さらに、鋳造厚さを薄くしてフイ
ルカ式として生産性を高めるためには、上式の範囲内に
おいては４Ｊ造厚さを５偶１１１１以下として凝固時の
冷却速度を速くしなければならず、そして、連続夕ｊ造
方式においては上式の値値か２，０〜３．０であること
か必要である。このように冷却速度が大トい場合におい
ては品出物はサイズは小さいが数は比較的多く、また、
均一に分散する傾向を示すのである。

従って、これらのことがら熱間圧延と冷開圧延との合金
圧延率は９０％以上とすることにより適正な面積占有率
が得られるのである。

また、連続鋳造後の熱間圧延を行なってからのアルミニ
ウム合金板条を必要に応じて３００℃以上の温度で熱処
理を行なうのは、例えば、連続鋳造のままのフィル等は
コイル端部の耳割れが発生し易く、その圧延性を改善す
るため、また、そうで。

ない時でも、集合組織の制御のために行なう。

なお、上記で説明した、金属Ｄｌｌ化合物の面積占有率
は圧延板を圧延面より研磨して光学顕ＷＩ鏡で４００倍
の倍率で観察して求めたものである。

実施例１ 第１表に示す含有成分、成分割合のアルミニウム合金を
溶解後に４００ｍ　ｍの大型鋳塊に鋳造しこの鋳塊を５
６０℃Ｘ　６１−１　ｒの均熱処理後熱間圧延を行なっ
て４ｍｍとし、冷間圧延及び中間焼鈍を組合せて試験板
厚を０．４＋ｎｍとした。なお、含有成分、成分割合が
犬たく異なるため、０．４１ａｍ厚さの時点で略同−強
度となる中間焼鈍位置を決め、中間ＫＬ鈍は加熱速度ｓ
ｏｃ’ｃ／分、到達温度５００”ＣＸ３０秒、冷却速度
５００°Ｃ／分の条件で爽施した。第２表に機械的性質
（Ｎｏ、４の仕上冷間圧延率は６０％である。）を示し
、平均結晶粒径はすべて２０μ以下であった。

第２表に示すように、試験材は焼イ」後の強度が向上＋
＜２）＝（１）ｌ　していることかわかる。

次に、これら試験材の金属間化合物（晶出物）分布とし
ごぎ性、伸び７ランジ性の試験結果を第１図、第２図、
第３図に示す。

第１図に示すように、ＦｅｕＬ％十（Ｍｎ　ｕ＋ｔ％×
１、．０７）＋Ｃ八へｕｌｔ％Ｘ０．２７）の値が増加
するに従って大トな金属間化合物（晶出物）が生成し、
また、金属間化合物（晶出物）の面積占有率も増加する
ことかわかる。

第２図に金属間化合物（晶出物）と面積占有率としごき
性の関係を示しであるが、金属間化合物の面積占有率か
゛０，５％未澗】、また、５％を越えると夫／Ｚ　Ｌご
ぎ性が急激に低下することがわかる。これは、光学顕微
鏡４００倍で観察した。

第３図は金属間化合物個数Ｃ＋＋／３００ｎｏｎ”）と
７ランノ成形可能率（％）との関係を示すものて′あり
、金属間化合物３０μｔｏ以」二（１／３００＋ｎｍ２
）の故と伸び７ランジ性（伸び７ランジ率１２％）との
関係か示され、金属間化合物の数が増加するに従って７
うンノ成形可能率が低下しており、Ｆｅｕ＋ｉ％＋（へ
４ｎ畦％Ｘ１．（１７）＋（Ｍｓ　ｕｔ％Ｘ０．２７）
とよく対応していることがわかる。

実施例２ 実施例］と同様な鋳塊を同し条件で試験板を厚３０、３
ｍ＋＋１に作製した。そして、キャンエンｌ”　４−、
！料としての特性を試験するため、ベーキング後の強度
（σＱ−２）を従来材料（５０８２合金）と略同程度に
なるように仕上冷間圧延率を変えて作製した。第３表に
その結果を示す。

この第３表か呟　リベ／１・性（多段張出高さ）１丈タ
ブを取トｊける上である高さ以上１１らｊすることが要
求されるか、このリベット性も金属間化合物分布に影響
されており、金属間化合物は小さく、がっ、量か少ない
私）良好な傾向にあることがわかる。

実施例３ 実施例１において製造した鋳塊を丙溶解して、小型連続
鋳造様を使用して、２、冷しなから鋳ＪＸ厚さ６０１１
１１Ｉ１．７ＩＯｆ、ＩＩＩ＋、２０Ｉｏｍの３干重の
らのを作製し、その後、／ｌｏｏ”ｃに加熱後熱間ｊ１
延して４　＋ｎｌ１ｌ　Ｉ’７とし、続いて冷間圧延及
び中間焼鈍を糾合ぜて板厚０．４１＋１１ｆｌとした。

冷間圧延率は実施例１と同しで実施し、中間焼鈍は５０
０’Ｃ／分の加熱、冷却速度で到達温度５５０°ＣＸ５
分の条件で実施した。第１１表に機械的性質を示すか、
急冷ｌＪＪ塊のため固溶量か増加し、圧延のままでの強
度は高目になっている。なお、第４表に示すのは鍔塊厚
さ４０ＩｌｌＩＩＩのものであるが、２０＋ｎｍ、６０
　ｍ　ｌ＋１のものも同じ数値となっている。

次に、第４図、第５図、第６図、第７図に′ＭＩ塊の厚
さの相違（４００１０ｒ１〕・・図では１．４０＋Ｉｌ
＋ｎ　ＨＨ図では２）による金属間化合物分布の比較を
示すが、４０ｍ＋ｎ＃）塊」とすることにより、金属間
化合物最大長さ、量とも可成りの減少を示し、また、薄
肉鋳塊内では６０ｍｍ　Ｊ！Ｊになると金属間化合物の
最大長さが４５μｍ０以上のものが生していることがわ
かる。

因１こ、第４図、第５図、第６図の横軸には、ＦＣ（支
）ｔ％＋（Ｍ　ｎ姐％Ｘ１．０７）＋（Ｍ８ｕ＋ｔ％Ｘ
０．２７）の値を示してあり、第７図ではこの値が３．
１１であり、横軸はダＩｊ）Ｊ、厚さを示しである。ま
た、第５図においては光学顕＠鏡４００倍にて観察した
ものであり、第６図の金属間化合物は３０μｍ以」二の
ものである。

次に、本発明に係る成形加工用アルミニウム合金板条の
キャンボディ用材料及びエンド材料としての特性につい
て説明する。

ボディ用材料としての特性試験（０，４＋ｎｍ）結果を
第５表に示す。しごき性（５４％以」１合＠）、伸び゛
フランツ性（６０％以−に合格）の２特性から評価する
と、第５表のようになる（○：合格）。−・力、エンド
材料としての特性（０，３ｍ＋ｎ、焼（＝ｊけ後強度σ
。、、を一定）は第６表のようになり、リベット性、タ
フ性からは、薄肉鋳塊はエンド材料に対してはよい傾向
に進むことかわかる。なお、この試験で使用した時の平
均結晶粒度は２５μ以下であった。

このことから、薄肉鋳塊（５０ｍ　［１１以下）の場合
には、Ｆｅ　ｂ＋Ｌ％士（Ｍｎ　ｗｔ％Ｘ］、０７）＋
（へ旬ｕ＋Ｌ％Ｘ０．２７）の値は２〜３の範囲か良好
なことがわかる。

以上詳細に説明したように、本発明に係る成形加工用ア
ルミニウム合金板条及びその製造方法は」−記の構成を
有しているものであるから、特にしごき加工性、７ラン
ノング性、リベット性を向」二　　　。

させ、キャンボディ用ばかりでなく、エンド用、タフ用
としても使用可能なものとした優れた効果を奏するもの
である。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図、第３図は実施例１を説明するための図
、第４図、第５図、［’、６図、第７図は実施例３を説
明するための図である。 １−４００＋ｎ＋Ｊ＋ｔＪｌｌｌ、２−４．０ｍ［ｌｌ
’ｌｉ’ｌｊ塊、１）乃至７）〜合金ＮＯ９ 第１　へ ６１／才（１１−’Ａｙ、＋、ｏ７ン千（’１３ｉ’−
”　２７）（ｋｆｔ％）第２゜Σ 傷害齢０９峠條着外） 第３　図 全水間楢ｑ鴨狡（％−） 計゛４斜 Ｆｅ％　＋（Ｆｌ、、％Ｘ＋、０７）＋θｑ−＝ｌ×ａ
２７）（反ｉｔ２≦少カ５　図 Ｆｅ％寸（１１ｘ７＊１．ｏ７）ｆ：Ｊ／ン０’７）　
（−％）−〉亡６田１ Ｆｄｆ（＋１−％％１．ｏ７）＋（Ｍ２％ｙｏ、２７）
（−〆）オフ朝 鋳塊ケシγ〜）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （］、　）　　Ｆｅ　Ｏ，２−０，７ｕ＋ｔ％、Ｃｕ　
   Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、ＭｇＯ，５〜２．５ｕ＋ｔ
   ％、ＭｎＯ，’５〜２．０田ｔ％を含み、かつ、　　Ｆ
   ｅｗｔ％＋（Ｍｎｗし％Ｘ１．．０７＞　＋　（ｈ４Ｈ
   ｕ＋１％×０．２７）≦３．０であるＡ１合金であって
   、圧延板表面からみた金属間化合物の面積占有率か０．
   ５〜５％であり、かつ、各金属間化合物の大きさか４５
   μ以下であり、さらに、圧延板表面からみた結晶粒の平
   均幅か２５μ以下であることを特徴とする焼イ；］塗装
   硬化型キャン用アルミニウム合金硬質板条。 （２）　　　）二’ｅ　　Ｏ，２５０，７＋ｕｊ　％、
   　ＣＬＩ　　０．０５−０．５ｕ＋ｔ　％、へ録０．５
   −２．５ｕ＋ｔ％、Ｍｌｌｏ、５−２．０ｕ、ｔ％を含
   み、がっ、Ｐｃ＋ｌＩ１％＋（Ｍｎ　ｕ＋ｔ％Ｘ１．０
   ７）＋（Ｎり８ｕ＋ｔ％×０．２７）≦２．７であるア
   ルミニウム合金を溶解後］００＋ｎｍ以上のＪ￥さに鋳
   造し、その鋳塊を５３０℃以」二で均熱処理を施し、熱
   間圧延後冷間圧延を行ない、又は、行なわず、４００〜
   ６００°Ｃの温度に１００°Ｃ／分以上の加熱速度で加
   熱し、加熱後直ちに、又は、１０分以内保持した後、１
   ００℃／ｌｋ’７間以上の冷ｊ：ｌ＋速度で１５（１’
   （ＪＪ、下に冷却し、平均結晶粒径を２５μｊυ、下と
   すると共に焼付硬化に寄与する成分を固溶状態とし、１
   ０％以」二の冷間圧延を行ない、熱間圧延、冷開圧延の
   合計圧延率を９９％以上とすることを１、′ｌ−徴とす
   る焼付硬化型アルミニウム合金硬質板条の′ＡＪ、遣方
   法。 （３）　　Ｆｅ　Ｏ，２５−０，７ｕ＋ｔ％、Ｃｕ　Ｏ
   ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、へ’Ｉｇ　Ｏ，５−２，５ｕ
   ＋ｔ％、Ｍｎ　Ｏ，５−２，Ｏｕ＋Ｌ％を含み、かつ、
   Ｆｅｕ＋Ｌ％＋（Ｍｎ　ｕ＋ｔ％Ｘ］、、０７）　＋　
   （Ｍｇ　ｕ＋ｔ％×０．２７）＝　２．０−３．０であ
   るアルミニウム合金を溶解後５０１１１　Ｉｌｌ以下の
   厚さに急、冷連続鋳造を行ない、この鋳塊に熱間圧延を
   行ない、又は、行なわず、このアルミニウム合金板条つ
   ＪＪ塊を３００℃の温度で熱処理を行ない、又は、行な
   わず、その後冷間圧延を行ない、又は、行なわず、次に
   、４００〜６００℃の温度に１００°Ｃ／分以」二の加
   熱速度で加熱し、加熱後直ちに、又は、１０分以内保持
   後、１００℃／Ｉ侍問星、」二の冷却速度で１．５０℃
   以下に冷却し、平均結晶粒径を２５μ以下とすると共に
   焼１寸硬化に寄与する成分な固溶状態に保ち、さらに、
   １０％以上の冷間圧延を行ない、熱間圧延、冷間圧延の
   合計圧延　　２率を９０％以」二とすることを特徴とす
   るｆ　［＝Ｉ゛硬化型アルミニウム合金硬質板条の製造
   方法。