JPS6339655B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、主として包装用であるが、適当な厚
さに製造したときには他の用途にも使用できるア
ルミニウム合金シートに関する。表面外観によつ
て判断される製品に成形するアルミニウム合金シ
ートにあつては、結晶粒寸法が小さいことが重要
である。今日では、200ミクロンという大きな結
晶をもつたものでも、シートとして商業上許容さ
れると考えられている。しかし、50〜70ミクロン
の範囲内にある結晶粒寸法をもつたシートが、そ
のすぐれた外観から非常に好ましい。 本発明は、0.15〜0.25mm厚さのシートであるこ
とが必要である、ビンのクロージヤを製造するた
めのシートに関して主として説明するが、本発明
は、台所用品のプレス成形品用に必要とされる３
mmの厚さのものから非常に薄いアルミニウムホイ
ル用の15ミクロンの厚さのものまでのシートに適
用可能である。 ビンのクロージヤの製造用におよび同様な用途
に、例えばカンの端部およびホイル容器の製造用
に多量のアルミニウム合金が使用されている。ビ
ンのクロージヤ用には、良好なラツカー密着性と
ともに炭酸飲料から生じる力に耐え得るだけの十
分な強度を有し、良好な成形性を備えていること
が必要である。これはシートから作つたクロージ
ヤが液体、特に飲料物と接触することになるため
である。 当然のことながら、もし、所要のラツカー密着
性および成形性が同様に得られるとすれば、同一
目的に使用する他の合金より強度を高くすること
によつて実質上の節約を計すことができる。同じ
機能を果たすのにより小さいゲージ（より薄い厚
さ）のシートを使用できるからである。例えば、
厚さをわずかに0.01mm（約４％）薄くしただけ
で、ビンのクロージヤおよび他の同様な製品の製
造に当つて著しい節約を計ることができる。 費用のかかる長時間にわたる高温での熱処理が
もし省略できれば、同様な節約をさらに計ること
ができる。 良く知られているように、アルミニウムの酸化
物表面層に酸化マグネシウムが存在すると、アル
ミニウム合金シートのラツカー密着性が低下す
る。そのため、包装用のAl合金のマグネシウム
含量を不純物のレベルにまで制限することが一般
に行なわれている。したがつて、包装用の既知の
多くの合金のMg含量は一般に0.05％以下である。
そのような合金はMgを含まないものと考えられ
ており、本発明に係るアルミニウム合金もそのよ
うな合金である。 ビンのクロージヤは、多くの場合、外側が印刷
されている。このような印刷は、シートから個々
のクロージヤ用素板（ブランク）を打抜いてクロ
ージヤにまで絞り加工するに先立つて平らなシー
トに対して行なう。抜荷防止型（pilferpsoof
type）の深絞りクロージヤの場合、絞り加工時に
印刷が過度にそこなわれないようにするために
は、シートによつて示されるイヤリング値が２％
を越えないことが重要である。なお、縁部に印刷
がされない浅いクロージヤの場合にはこのことは
それ程重要でない。クリツプオン型の浅いクロー
ジヤの場合、また食品の個々の部分を包装するた
めに使用するような浅い容器の場合にも、より大
きなイヤリング値でもよい。 アルミニウム合金シートによつて示されるイヤ
ング値は、合金組成によつてさらにはシートが最
初の鋳込んだままのあるいは熱間圧延したスラブ
から製造されるときの条件によつて決まる。特
に、圧延方向に対し45度の方向のイヤリング値
は、調質圧延時、つまり強度増強のために最終焼
鈍処理の後に加えられる冷却圧延時に行なわれた
冷間圧下率の増加に伴なつて増加する傾向にあ
る。包装用、特にビンのクロージヤの製造用に
は、調質圧延による大きな仕上げ圧下率（30％以
上）を受けた後で低いイヤリング値を示すように
合金を処理できるようにするのが望ましい。 本発明によれば、アルミニウム合金シートは、 Fe：0.6〜1.0％ Si：0.5〜0.9％ Cu：0.3〜0.5％ Mn：0.3％未満 Ti＋Ｂ：慣用の結晶微細化に要する量 （Ti＋Ｂ 0.006〜0.06％） その他：合計で0.15％を越えることがなく、かつ
それぞれが0.05％を越えることがない 残部：アルミニウム から成る組成物を有するアルミニウム合金から作
られる。 好ましくは、FeおよびSiの含有量はそれぞれ
0.6〜0.8の範囲内にくるようにすべきである。Fe
とSiとの合計含有量は、好ましくは、1.6％以下、
さらに好ましくは1.30〜1.50％の範囲内にくるよ
うにすべきである。Fe＋Si含有量が1.6％を越え
ると、イヤリング値もそれに伴つて大きくなる。
Fe／Siの比は、結晶粒寸法を制御するために、
1.00以上とするのが好ましい。このFe／Siの比は
0.9より小さいものであつてはならず、また好ま
しくは1.4を越えない。 Mg含有量は、ラツカー塗装を行なうに先立つ
て表面酸化物を除去するための表面処理の必要性
を完全に無くすために、好ましくは0.02％以下、
より好ましくは0.01％以下である。 マンガンは、好ましくは、0.2％以下の量だけ
存在し、通常は、不純物としての量（0.05％未
満）以下の量だけ存在する。しかし、比較的大き
な結晶粒寸法がそれ程の重要性をもたないような
合金の場合、その合金の強度を改善するためには
0.3％以下の量だけマンガンを添加することが望
ましいことがある。 ビンのクロージヤ用のアルミニウム合金シート
は、すでに良く知られているように、１％Mnお
よび0.3％Cuを含み、通常、少量のクロムを添加
した合金から製造される。しかし、そのような合
金では、最終的な冷間圧延シートが十分小さな結
晶粒寸法を有しかつ低いイヤリング値を有するよ
うにするために、熱間圧延に先立つてインゴツト
に長時間にわたる均質化熱処理を行なう必要があ
る。 本発明に係る合金によれば、既知のシートと同
様な強度およびイヤリング値を有するが、インゴ
ツトの均質化処理によつて結晶粒寸法を許容でき
る程度とする必要がないため、製造がより容易で
ある合金シートが得られる。 0.75％Feおよび0.75％Siを含むアルミニウム合
金シートを製造することはすでに良く知られてい
る。この材料は深絞りによるクロージヤの製造に
適する調質圧延を行なつて製造した場合、本発明
の合金シートと比較して実質上強度が小さく、し
たがつて、そのような目的に対しては公知の他の
製品と比較にならない。 公知のAl−Mn−Cu合金と比較した場合、本発
明の場合、Mn含有量が小さいことから、結晶粒
寸法が小さくなり、そして調質冷間圧延を行なつ
ても、イヤリング値を増大させることなく結晶粒
寸法をさらに小さくすることができる。本発明に
係る合金のMn含有量が0.05％以下という不純物
程度の量から0.2〜0.3％までに増加するにつれて
結晶粒寸法およびイヤリング値が多少大きくなる
が、最終的調質圧延による圧下率を一定にした場
合引張り強さが向上するという利点がみられる。 ビンのクロージヤを製造する場合、シートが全
体にわたつて一定の強度を有することが重要であ
る。特定の強度より強い材料は製造時に困難がみ
られ、さらにビンのクロージヤ特に荷抜防止型の
ビンのクロージヤの使用時に困難がみられる。 ビンのクロージヤ（および円形状の素板を絞る
ことによつて成形した他の製品）を製造する場
合、シートから円形状の素板−ブランクを打ち抜
くため、非常に多量のスクラツプが発生する。こ
のスクラツプは一般にシートの製造業者に戻され
る。 合金成分の数が少ない場合、特に多量の戻りス
クラツプを使用する場合、均一な品質を維持する
ことがはるかに簡単になり、したがつて費用がか
からなくなる。アルミニウム合金にあつてはFe
およびSiの含有量を常に制御することが必要であ
ることを考慮した場合、本発明に係る合金が、前
述の公知の合金においてはMn、CuおよびCrを添
加する必要があるのと対照的に、Cuを添加する
だけでよく、したがつてその点において公知の合
金よりも利益的である。このことが、また、本発
明に係る合金のMn含有量を0.1％未満とすること
が好ましいとする理由の１つである。 本発明におけるようにCuを加えたAl−Fe−Si
合金を、63.5mm厚さのD.C.インゴツトを使つて研
究室で実験によつて調べてみた。使用したインゴ
ツトはマンガン含有Al合金からクロージヤ用原
料を商業的に製造するために採用されている均質
化処理および圧延操作をシユミレートするように
設計された方法によつて圧延された。使用した２
種の合金は次の通り。

【表】 これらは610℃で９〜10時間の間物質処理を行
ない、570℃に冷却してから19mmにまで熱間で圧
延し、再び450℃にまで加熱し、次いで3.6mmにま
で熱間圧延した。これは公知のAl−Mn1％合金
について使用されている方法をシユミレートした
ものであつた。この時点でのスラブの温度は約
170℃であつた。すなわち、一般に行なわれてい
る圧延の際のそれよりはるかに低い温度であつ
た。0.91mmにまで冷間圧延してから、その材料を
380℃で焼鈍し、0.33mmにまで冷間圧延し、再び
焼鈍し、そして焼鈍後最後的に0.23mmにまで冷間
圧延をした。これはほぼ30％の冷間圧下率に相当
する。最終的なシート材料の強度、イヤリング値
および結晶粒寸法を下記の表に示す。３種の公知
の合金の特性も併わせて示すが、これらはAl−
Fe−Si合金を除いてほぼ同じ条件下で調質圧延
し、熱間圧延に先立つて同じ均質化処理を受け
た。

【表】 上掲の表が示すように、公知のAl−Fe−Si合
金にほぼ0.4％のCuを添加すると合金が強化され、
その場合、その多くの特性は公知のAl−１％Mn
合金の特性に近い。しかし、均質化処理を行なつ
てもAl−１％Mn合金の結晶粒寸法を好ましい程
度にまで小さくすることはできなかつた。 公知のAl−Fe−Si合金にCuを加えたことによ
る効果は、有利なイヤリング値および微細結晶粒
寸法を保持しながら、冷間圧延シートの強度を少
なくとも10％だけ増大させることであると思われ
る。そのため、全体の強度の損失をもたらすこと
なく10％程度の圧下が可能となる。Cuを0.3％未
満の量だけ加える場合、強度の増加はわずかであ
つて、イヤリング値が小さくかつ小さな結晶粒寸
法を有する望ましい他の既知の製品と対抗できる
程度に十分にその製品が強いとはいえない。Cu
含有量を0.5％以上に大きくしたときにはその合
金の成形性および耐食性が低下してしまう。 合金C1の冷間圧下率をほぼ40％および50％に
まで高めてH.15またはH.16の調質を行なうと、
前述のような研究室条件下ではそれぞれU.T.S.
を179MPaおよび183MPaにまで引き上げるであ
ろうことが予想された。圧下率を高めた調質圧延
を行なうと45度のイヤリング値が増大するが、研
究室で行なうときのような低い熱間圧延スラブ温
度では、商業上の圧延条件と比較して、45度のイ
ヤリング値を特に顕著に示すことになることが知
られている。したががつて、40〜50％という大き
な圧下率のときでもまだイヤリング値が最大２％
の範囲内にあることが予想される。このことはさ
らに実験を行なつて確認された。 それらの実験はより大規模に行なつたが、その
ときの合金の規格は次の通りであつた。

【表】 この実験で使用したインゴツトはフルサイズの
商業上の圧延用インゴツトであつた。スカルピン
グ後、インゴツトを加熱し、570〜580℃の温度に
６時間保持することによつて、圧延に先立つて温
度の均一化を計つた。このことは、Al−１％Mn
合金を均質化する通常の方法では590〜625℃に12
〜70時間保持していることと比較して、対照的で
ある。インゴツトは次いで厚さ３〜４mmのホツト
ミルコイルにまで熱間圧延た。さらにこのホツト
ミルコイルはそれぞれ圧下率が40％および50％の
仕上げ調質圧延を行なつてクロージヤ用の厚さの
材料にまで冷間圧延した。熱間圧延に先立つてイ
ゴツトに加えられた加熱は、大形インゴツトが均
一温度に確実に持ち来たされるようにするために
慣用的に使用されている加熱法の代表的なもので
あつて、かつ熱間圧延に先立つて合金化していな
いアルミニウムインゴツトに加えられる加熱法の
代表的なものである。 得られた特性は次の通りであつた。

【表】 上記の特性はシートにラツカーを塗布する前に
得たものである。ラツカー塗布後は一般に炉内加
熱を行なうことから、ある程度の焼鈍が行なわ
れ、シートの強度が低下する。 この種の合金は、さらに大きな強度を必要とす
るが、そのような良好なイヤリング値を有するこ
とは必ずしも必要とされない他の用途に使用され
る可能性があるため、より厳しい調質圧延が行な
われた。このためには熱間圧延コイルの試料に実
験のために選んだ４回の圧延を行なつた。それら
は次の通りであつた。 Ａ １mm（0.040インチ）にまで冷間圧延、焼鈍、
0.37mm（0.0145インチ）にまで冷間圧延、焼鈍
および0.22mm（0.0087インチ）にまで調質圧
延。 Ｂ １mm（0.040インチ）にまで冷間圧延、焼鈍、
0.23mm（0.009インチ）まで冷間圧延。 Ｃ 焼鈍、0.23mm（0.009インチ）まで冷間圧延。 Ｄ 焼鈍を行なわずに0.23mm（0.009インチ）ま
で冷間圧延。 方法ＡはH.15調質圧延を行なうための前述の
大規模実験を実施するものであつた。焼鈍は380
℃で２時間行なつた。熱間圧延コイルの端部から
１つと中心部から１つの試料をそれぞれの方法で
圧延した。 イヤリング値および引張り強さを求める試験を
最終寸法の材料に対して行なつた。結晶粒の寸法
は、最后の焼鈍段階で、あるいは方法Ｃの場合の
ようにある程度の冷間圧延を行なつた後で、方法
Ａ、ＢおよびＣの場合について決定した。また、
方法ＣおよびＤで得られる材料には、引張り試験
を行なうに先立つて、ラツカー塗布後のかなり過
酷な炉内加熱処理をシユミレートするために、
205℃で20分間処理した。 試験の結果は次の表に示す。強度は、予想され
たように、冷間圧延の圧下率の増大と共に徐々に
増大している。しかし、方法ＣおよびＤの場合に
は、熱間圧延コイルの段階で焼鈍した材料と焼鈍
を行なわなかつた材料との間には機械的特性上ほ
とんど差はなかつた。 45度のイヤリング値の量は冷間圧延を行なうこ
とによつて増大するが、表からも分かるように、
その増加は、圧延真歪として表わした場合のその
冷間圧延の程度に対しほぼ直線的に変化する。熱
間圧延コイルを焼鈍する、方法Ｄと比較すると分
かるように、方法Ｃの場合のようにイヤリング値
は極くわずかしか減少しない。 結晶粒寸法はいずれも小さく、最も大きいの
は、予想されたように、熱間圧延コイルの段階で
焼鈍したものであつてその結晶粒方法はほぼ50〜
70ミクロンであつた。方法Ａおよび方法Ｂによれ
ば、いずれも、ビンのクロージヤ用に商業的に製
造された材料の場合に比較して、より細かい結晶
粒寸法が得られた。 得られた特性を以下の表にまとめて示す。

【表】

【表】 上掲の表のデータおよび前述の実験から分かる
ように、イヤリング値を２％以下あるいはそれを
著しく越えない程度に保持することが望まれる限
り、最終的な調質圧延の圧下率を50％を著しく越
えないようにすべきである（約60％以下とすべき
である）。この調質圧延による圧下率は、
150MPaという最少のU.T.S.を得るためには、30
％より著しく小さくないようにすべきである。し
かし、低いイヤリング値とは相反する強度がより
重要であるような場合、例えば家庭用のアルミニ
ウムホイルの場合、80％を越える圧下率の調質圧
延を行なうのが好ましい。 ここに開示するそれぞれ異なつた組成のものか
ら作つたシートはいずれも実質上商業的に許容さ
れる限定以下の結晶粒方法を有し、実際、いずれ
も100ミクロン以下の結晶粒寸法を示す。 ここで注目されるのは、方法Ａおよび方法Ｂに
おいては冷間圧延を開始するに先立つて熱間圧延
スラブの熱処理を行なわず、焼鈍は冷間圧延スケ
ージユールの中間段階で１回またはそれ以上行な
つたことである。方法Ｃで使用された初期焼鈍処
理は、方法Ｄと比較して、ほとんど利益はなかつ
た。 本発明に係るシートは加工硬化型であつて、そ
の製造に当つて、熱間加工終了後、析出を行なわ
せるための熱処理は行なわない。引き続いて行な
う熱処理は、再結晶化してイヤリング値を制御す
るためと軟化させて次工程の冷間加工段階での仕
事を軽減するためとに行なう中間段階での焼鈍に
制限される。イヤリング値がほとんど重要でない
場合には、前述の結果から分かるように、製品は
焼鈍段階を経ずに製造してもよい。 ここに記載する合金組成のパーセントおよび比
はいずれも重量を基準とする。 本発明に係る合金シートを製造する方法は、従
来からの圧延用インゴツトから商業的規模でその
シートを製造することを例にとつて説明してき
た。そのような商業用のインゴツトの厚さは冷間
圧延によつて圧下するに先立つて熱間圧延で実質
上その厚さを減少させる必要がある程度である。
本発明に係るシートを製造するための合金は、し
かしながら、各種のストリツプ鋳造装置（連続鋳
造装置）、例えば周知のハンター型２重ロールス
トリツプ鋳造装置を利用することによつて冷間圧
延だけで圧下を行なうに十分な厚さに鋳造でき
る。代表的にはそのような鋳造装置では５〜８mm
の厚さの鋳造ストリツプが得られる。 このようにして得られた本発明に係る合金の鋳
造ストリツプは、冷間圧延による圧下だけでもま
た鋳造ストリツプの析出熱処理を行なうことな
く、適宜厚さにまで圧延させ得る。鋳造ストリツ
プの冷間圧延に先立つておよび／またはその期間
中に慣用の再結晶化焼鈍処理を行なうことは望ま
しい。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Fe 0.6〜1.0％ Si 0.5〜0.9％ Cu 0.3〜0.5％ Ti＋Ｂ 慣用の結晶微細化に要する量 （Ti＋Ｂ 0.006〜0.06％） その他 合計で0.15％を越えることがなく、かつ
   それぞれが0.05％を越えることがない 残部アルミニウム から成る組成を有する合金から作られたアルミニ
   ウム合金シート。 ２ Fe 0.6〜1.0％ Si 0.5〜0.9％ Cu 0.3〜0.5％ Mn ０％越〜0.3％ Ti＋Ｂ 慣用の結晶微細化に要する量 （Ti＋Ｂ 0.006〜0.06％） その他 合計で0.15％を越えることがなく、かつ
   それぞれが0.05％を越えることがない 残部アルミニウム から成る組成を有する合金から作られたアルミニ
   ウム合金シート。