KR101666342B1 - Di 캔 바디용 알루미늄 합금판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명의 알루미늄 합금판은, 특정 3000계 DI 캔 바디용 알루미늄 합금판을 제조할 때에 주괴의 균열 조건이나 열연 조건을 제어하여, 제조한 냉연판 조직에 있어서의, 조대한 Mn계 금속간 화합물을 특정량 이하로 함과 함께, Mg의 평균 고용량을 일정량 확보하고, DI 성형한 캔 바디의 내압이 보다 낮은 엄격한 사용 환경하라도, 내찔림성이 우수하다.

Description

DI 캔 바디용 알루미늄 합금판의 제조방법 {MANUFACTURING METHOD OF ALUMINUM ALLOY SHEET FOR DI CAN BODY}

본 발명은, 음료, 식품 용도로 사용되는 포장 용기이며, 특히 음료 캔의 바디부로 DI 성형 가공되는 알루미늄 합금판에 관한 것이다.

현재, 음료, 식품 용도로 사용되는 포장 용기 중 하나로서, 바닥과 측벽이 일체 구조인 바닥이 있는 원통 형상의 바디부(캔 바디)와, 이 바디부의 개구부에 밀봉되어 상면으로 되는 원판 형상의 덮개부(캔 덮개)로 이루어지는 2피스 캔이 알려져 있다. 이러한 캔의 재료로서, 성형성, 내식성, 강도 등의 면에서, AA 내지 JIS3000계 등의 알루미늄 합금판이 널리 적용되어 있다. 이 알루미늄 합금판으로 제조되는 2피스 캔 중에서도, 특히 음료 캔과 같이 높이가 있는 원통 형상의 캔의 바디부는, DI(Drawing and wall Ironing) 성형이라 불리는 드로잉 가공-아이어닝 가공의 다단계의 가공에 의해 성형되는 경우가 많다. 그리고, 도장, 베이킹, 넥킹 가공에 의해 개구부를 직경 축소하고, 플랜징 가공에 의해 개구부의 테두리를 외측으로 확대시켜 캔 바디로 된다. 마지막으로, 내용물(음료, 식품)이 바디부에 충전되고, 덮개부를 개구부에 권체(seaming)하여 밀봉된다. 이러한 제법에 의한 캔은, DI 캔(이하, 적절하게 「캔」이라 함)이라 불리고, 널리 유통되고 있다.

종래부터, 이러한 알루미늄 합금제의 캔으로 포장된 음료의 비용 삭감을 위해, 포장 용기인 캔은, 경량화 및 원재료(알루미늄 합금) 저감의 대책으로서 박육화가 진행되고 있다. 그 결과, 현행의 알루미늄 합금제의 캔의 측벽(최박부) 두께는, 도막을 제외하고 0.105∼0.110㎜ 정도로 되어 있다. 그러나, 이러한 박육화된 캔에서는, 특히 판 두께가 얇은 측벽(주위면)에 돌기물이 접촉하여 압박되었을 때(압입되었을 때), 그 선단이 측벽을 관통하고, 구멍(핀홀)이 뚫려 내용물이 누설된다는 문제가 발생하는 경우가 있다. 돌기물의 접촉으로서는, 제조시(내용물 충전, 덮개부 권체, 제조 공정 내의 반송계 통과시), 유통시, 또한 소비자가 취급할 때에, 외부로부터 단단한 이물질이 접촉하는 것 등을 들 수 있다. 또한, 플랜징 가공에 있어서도, 개구부의 테두리가 확대될 때, 개구부의 단부에서 깨짐(플랜지 깨짐)을 발생하는 경우가 있다.

그로 인해, 이러한 박육화된 캔의, 측벽의 핀홀 발생 및 개구부의 플랜지 깨짐을 방지할 수 있는, 즉, 측벽의 내찔림성 및 플랜징 가공성(캔 확대성)을 향상시키도록, 재료측인 알루미늄 합금판의 개량이 진행되고 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에서는, 3000계 조성을 갖는 알루미늄 합금 냉연판성을 갖는 알루미늄 합금의 냉간 압연판으로부터 DI 성형 또는 드로잉 성형에 의해 성형되는 캔 바디를 설계하는 방법이 개시되어 있다. 즉, 도장 베이킹 상당의 열처리가 실시된 캔 바디의 두께가 0.07㎜∼0.14㎜의 범위이고, 이 벽부의 캔 축 방향의 인장 강도가 300㎫∼500㎫, 연신율이 3％∼8％인 경우에, 도막 등의 표면 피막을 탈막한 후의 벽 두께(t)에 대한 찔림 강도가, 벽 두께 0.105㎜인 캔의 찔림 강도로 환산하여 35N 이상인 내찔림 강도를 얻을 수 있도록 하고 있다. 이로 인해, Mg 함유량으로부터 상기 찔림 강도를 얻기 위한 벽부의 두께를 결정하거나, 또는 원하는 찔림 강도로부터, 소정의 벽부의 두께에 대한 Mg 함유량을 결정하고 있다.

또한, 3000계 조성을 갖는 알루미늄 합금 냉간 압연판의 금속간 화합물을 제어하여, 내찔림성을 향상시키는 기술도 다양하게 제안되어 있다. 예를 들어, 특허문헌 2에는, 3000계 조성을 갖는 알루미늄 합금 냉간 압연판의 표면에, 금속간 화합물을 특정 밀도와 특정 면적률로 분포시키는 기술이 개시되어 있다. 그리고, 이것에 의해, DI 성형된 캔 바디의 외면 및 내면 도장을 포함하는 측벽 두께가 0.110∼0.130㎜인 경우에, 이 측벽의 캔 축 방향에 있어서의 연신율을 3％ 이상 6％ 미만, 인장 강도를 290㎫를 초과하고 330㎫ 이하로 하여, 내찔림성을 우수하게 한다고 되어 있다.

특허문헌 3, 4에서도, 마찬가지로 3000계 조성을 갖는 알루미늄 합금 냉연판의, 소정 사이즈의 금속간 화합물의 분포 밀도 및 면적률을 제어함으로써, 강도(내찔림성) 및 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 5에서는, 마찬가지로 3000계 조성을 갖는 알루미늄 합금 냉연판을, 소정의 가공률로 DI 성형하고, 210∼250℃에서 열처리함으로써, DI 성형에 의한 가공 경화와 인장 강도를 제어하여, 내찔림성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

또한, Si, Cu, Mn, Fe 등의 고용량을 규정하여, 박육화된 경우의 DI 성형성이나 강도 등의 특성을 향상시키는 기술도, 캔용의 3000계 조성을 갖는 알루미늄 합금 냉연판 분야에서는, 종래부터 다양하게 제안되어 있다.

덧붙여 말하면, DI 캔이 아니고, 내찔림성 향상 목적도 아니지만, 특허문헌 6에서는, 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판의 도장 열처리시의 열변형을 방지하고, 열처리 후의 캔 강도를 확보함과 함께, 진원도가 높은 보틀 캔을 얻기 위해, Cu와 Mg의 고용량을, 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 입자 사이즈가 0.2㎛를 초과하는 석출물과 분리된 용액 중의 Cu량으로서 0.05∼0.3％, Mg량으로서 0.75∼1.6％로 하여 각각 규정하고 있다.

일본 특허 제4667722호 공보 일본 특허 공개2004-68061호 공보 일본 특허 공개2007-197815호 공보 일본 특허 공개2009-270192호 공보 일본 특허 공개2007-169767호 공보 일본 특허 제4019083호 공보

단, DI 캔의 취급이나 사용 조건은, 캔 내외에서의 압력차가 보다 커져 캔 바디가 변형되기 쉬워지는 등, 보다 엄격한 조건으로 되어 있고, 이것에 따라서, 캔 바디에 요구되는 내찔림성(내찔림 강도)도 보다 엄격한 것으로 되어 있다. 이에 반해, 상기한 종래 기술은, 이 엄격해진 내찔림성을 얻기 위해 여전히 개선의 여지가 있다.

예를 들어, 특허문헌 1과 같은 Mg 함유량의 제어만으로는, 조직 중의 화합물의 존재에도 크게 영향을 받는 찔림 강도를, 상기 요구 레벨로 하는 것에는 한계가 있다. 또한, 특허문헌 3에 개시된 기술은, 캔의 측벽 두께를 0.110㎜ 초과로 두껍게 함으로써 내찔림성을 향상시키고 있어, 캔의 측벽 두께의 박육화 경향에 대응할 수 없다. 또한, 특허문헌 5에 개시된 기술은, 캔의 도장시에 있어서의 베이킹의 온도 범위가 높게 한정되어 있으므로, 보다 저온에서 열처리하고자 하는 경우의 캔 제조측의 요구에는 부적합하다.

또한, 특허문헌 3∼5에 개시되는 상기 금속간 화합물의 제어는, 확실히 내찔림성의 향상에는 유효하다. 단, 특허문헌 3∼5의 규정을 만족시키는지 여부의 평가를 위해서는, 제어 대상으로 되는 금속간 화합물의 검출 수단으로서, 배율 500배 등, 주사형 전자 현미경(SEM)의 적용을 빠뜨릴 수 없다. 그러나, 주지와 같이, 코일 상태가 광폭이며 장척인 냉연판은, 폭 방향이나 압연 길이 방향의 전체 부위에 걸쳐, 수천 내지 수만개의 다수의 캔 바디로 DI 캔 제조된다.

그리고, 코일 상태가 광폭이며 장척인 냉연판에는, 그 제조 조건을 최적화하였다고 해도, 판 폭 방향 등에서 온도나 변형의 분포가 아무래도 달라, 매크로적인 기계 특성에는 영향을 미치지 않아도, 마이크로 조직으로서의 금속간 화합물의 개수 밀도나 면적률 혹은 분포에, 당연히 편차가 발생한다.

따라서, 특허문헌 3∼5에 개시되는 것과 같은 현미경에 의한 마이크로 관찰에서는, 아무리 측정 개소를 증가시켰다고 해도, 다수의 캔 바디로 DI 캔 제조되는, 코일 상태가 장척이며 광폭인 냉연판의, 폭 방향의 부위에 걸친, 마이크로 조직으로서의 금속간 화합물의 개수 밀도나 면적률 혹은 분포를, 모두 매크로적으로 대표하고 있는 것이라고는 할 수 없다. 또한, 현미경 관찰은, 판 두께 방향에 있어서의 임의의 1개소를 측정하는 것으로, 판 두께 방향에 있어서의 조직의 편차를 고려할 수 없다. 이로 인해, 장척이며 광폭인 냉연판으로부터 캔 제조되는 캔 바디의 내찔림성을 대체로 향상시키는 것에는 한계가 있다.

본 발명은 상기 문제점에 비추어 이루어진 것이며, 장척이며 광폭인 냉연판으로부터 캔 제조되는 캔 바디의 보다 엄격해진 내찔림성(내찔림 강도)을 향상시킬 수 있는 DI 캔 바디용 알루미늄 합금판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명 DI 캔 바디용 알루미늄 합금판의 요지는, 질량％로, Mn:0.3∼1.3％, Mg:1.0∼3.0％, Si:0.1∼0.5％, Fe:0.1∼0.8％를 각각 함유하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 알루미늄 합금판으로 이루어지고, 이 알루미늄 합금판의 조직으로서, 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 입자 사이즈가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Mn량이, 1.0％ 이하(0％를 포함함)임과 함께, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 용액 중의 Mg의 고용량이, 0.7％ 이상, 2.5％ 이하인 것으로 한다.

여기서, 상기 알루미늄 합금판이 Cu:0.05∼0.4％, 혹은 Cr:0.001∼0.1％, Zn:0.05∼0.5％ 중 1종 또는 2종을 더 함유해도 된다. 또한, 상기 알루미늄 합금판은, 최박부의 측벽 두께가 0.085∼0.110㎜의 범위인 캔 바디로 DI 성형하고, 이 캔 바디의 200℃×20분간의 열처리 후의 측벽의 캔 축 방향의 0.2％ 내력이 280㎫ 이상 350㎫ 이하인 강도를 갖는 것이 바람직하다. 또한, 상기 알루미늄 합금판이, 최박부의 측벽 두께가 0.085∼0.110㎜의 범위인 캔 바디로 DI 성형되고, 이 캔 바디가 200℃×20분간 열처리되었을 때의, 캔 바디 측벽의 캔 축 방향의 0.2％ 내력이 280㎫ 이상 350㎫ 이하인 강도 특성을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 상기 알루미늄 합금판의 상기 내찔림성은, 상기 캔 바디에 1.7kgf/㎠(＝166.6㎪)의 내압을 가하여, 이 캔 바디 측벽의 캔 저부로부터 캔 축 방향의 거리 L＝60㎜의 부위에, 선단이 반경 0.5㎜의 반구면인 찌름 바늘을 캔 바디 측벽에 대해 수직하게 속도 50㎜/분으로 찌르고, 이 찌름 바늘이 캔 바디 측벽을 관통할 때까지의 하중 측정값 중 최대값으로 35N 이상인 것이 바람직하다.

상기한 바와 같이, 종래부터의 금속간 화합물의 제어는, 확실하게 내찔림성(내찔림 강도)의 향상에는 유효하고, 캔 바디 조직 중에 사이즈가 큰 금속간 화합물이 많으면 파단되기 쉬워져, 내찔림성이 저하된다.

단, 종래부터의 알루미늄 합금판 조직에 있어서의, 마이크로한 금속간 화합물의 면적률, 사이즈, 개수 밀도의 규정에서는, 상기한 바와 같이, 제어 대상으로 되는 금속간 화합물의 검출 수단은, 주사형 전자 현미경(SEM) 등의 마이크로 관찰로 되어, 다수의 캔 바디로 DI 캔 제조되는, 코일 상태가 광폭인 냉연판의, 폭 방향이나 판 두께 방향에 걸친 부위의 마이크로 조직을 매크로적으로 대표할 수 없다.

이로 인해, 본 발명자들은, 주사형 전자 현미경(SEM) 등의 마이크로 관찰 수단을 사용하지 않고, 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의한, 말하자면 매크로적 또한 평균적인 정보가 얻어지는 분석 수단에 의해, 코일 상태가 광폭인 냉연판의, 특히 폭 방향이나 판 두께 방향에 걸친 부위의 조직(금속간 화합물)을 매크로적으로 제어한다. 이에 의해, 내찔림성을 목적으로 하는 레벨로 향상시킬 수 있다.

도 1은 캔 바디의 찔림 강도의 측정 방법을 모식적으로 설명하는 단면도이다.

이하, 본 발명에 관한 캔 바디용 알루미늄 합금판(이하, 알루미늄 합금판이라 칭함)을 실현하기 위한 형태에 대해 설명한다.

(알루미늄 합금 조성)

본 발명에 관한 알루미늄 합금판의 조성은, 질량％로, Mn:0.3∼1.3％, Mg:1.0∼3.0％, Si:0.1∼0.5％, Fe:0.1∼0.8％를 각각 함유하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로 한다. 이 알루미늄 합금 조성에, Cu:0.05∼0.4％를 더 함유하는 조성으로 해도 된다. 또한, 조성(각 원소 함유량)에 관한 ％ 표시는 모두 질량％의 의미이다.

(Mn:0.3∼1.3％)

Mn은, 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과가 있고, 알루미늄 합금판이 캔 바디로 성형되었을 때에, 측벽 강도를 높여 좌굴 강도나 내찔림성을 확보한다. 또한, Mn은 알루미늄 합금 중에서 Al-Fe-Mn계 금속간 화합물을 형성하고, 적절하게 분산됨으로써, 열간 압연 후의 재결정이 촉진되어 알루미늄 합금판의 가공성이 향상된다. Mn의 함유량이 0.3％ 미만에서는, 이들 효과가 불충분하다. 이로 인해, Mn의 함유량은 0.3％ 이상, 바람직하게는 0.4％ 이상으로 한다. 한편, Mn의 함유량이 1.3％를 초과하면, 알루미늄 합금판의 고용 강화가 과대해져 가공성이 저하되고, 또한 Al-Fe-Mn계 금속간 화합물의 생성량이 증가하여, 내찔림성이 저하된다. 그러므로, Mn의 상한은 1.3％로 하고, 바람직하게는 1.1％, 더욱 바람직하게는 1.0％로 한다.

(Mg:1.0∼3.0％)

Mg는, 알루미늄 합금의 강도를 향상시키는 효과가 있다. Mg의 함유량이 1.0％ 미만에서는, 알루미늄 합금판이 캔 바디로 성형되었을 때에, 측벽 강도가 낮아져 내찔림성이 부족하다. 한편, Mg의 함유량이 3.0％를 초과하면, 알루미늄 합금판의 가공 경화가 과대해져, 아이어닝 가공시의 티어 오프(바디 깨짐) 등의 깨짐, 넥킹 가공시의 주름이나 줄 등의 불량이 발생하기 쉬워진다. 따라서, Mg의 함유량은, 1.0∼3.0％의 범위로 하고, Mg량의 상한은 바람직하게는 2.5％로 한다.

(Si:0.1∼0.5％)

Si는, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물을 형성하고, 그것이 적정하게 분포되어 있을수록, 성형성이 향상된다. 이로 인해, Si의 함유량은 0.1％ 이상, 바람직하게는 0.2％ 이상으로 한다. 한편, Si가 과잉으로 되면, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물이나 Mg-Si계 금속간 화합물이 큰 것이 다수 형성되어, 내찔림성이 저하된다. 이로 인해, Si 함유량의 상한은 0.5％, 바람직하게는 0.4％로 한다.

(Fe:0.1∼0.8％)

Fe는, 지금(地金) 불순물로서 알루미늄 합금 중에 혼입되지만, 알루미늄 합금 중에서 Al-Fe-Mn계 금속간 화합물을 형성하고, 적절하게 분산됨으로써, 열간 압연 후의 재결정이 촉진되어 알루미늄 합금판의 가공성이 향상된다. 또한, Fe는, Mn의 정출이나 석출을 촉진하고, 알루미늄 기지 중의 평균 고용 Mn량이나 Mn계 금속간 화합물의 분산 상태를 제어하는 점에서도 유용하다. 이로 인해, Fe의 함유량은 0.1％ 이상, 바람직하게는 0.3％ 이상으로 한다. 한편, Fe 함유량이 과잉으로 되면, 직경 15㎛를 초과하는 사이즈의 거대한 초정 금속간 화합물이 발생하기 쉬워지고, DI 성형성이나 내찔림성도 저하된다. 따라서, Fe 함유량의 상한은 0.8％, 바람직하게는 0.7％로 한다.

(Cu:0.05∼0.4％)

Cu는, 고용 강화에 의해 강도를 증가시킨다. 이로 인해, Cu를 선택적으로 함유시키는 경우의 하한량은 0.05％ 이상, 바람직하게는 0.1％ 이상으로 한다. 한편, Cu가 과잉으로 되면, 고강도는 용이하게 얻어지지만, 지나치게 단단해지므로, 성형성이 저하되고, 나아가서는 내식성도 떨어진다. 이로 인해, Cu 함유의 상한량은 0.4％, 바람직하게는 0.3％로 한다.

(Cr:0.001∼0.1％, Zn:0.05∼0.5％)

이 Cu와 같은 효과의 강도 향상 원소로서는 Cr, Zn을 들 수 있고, Cr:0.001∼0.1％, Zn:0.05∼0.5％의 1종 또는 2종을, Cu에 더하여, 혹은 Cu 대신에 선택적으로 함유시킬 수 있다. 선택적으로 함유시키는 경우의 Cr의 함유량은 0.001％ 이상, 바람직하게는 0.002％ 이상으로 한다. 한편, Cr이 과잉으로 되면, 거대 정출물이 생성되어 성형성이 저하되므로, Cr량의 상한은 0.1％, 바람직하게는 0.05％ 정도로 한다. 또한, 선택적으로 함유시키는 경우의 Zn의 함유량은 0.05％ 이상, 바람직하게는 0.06％ 이상으로 한다. 한편, Zn이 과잉으로 되면 내식성이 저하되므로, Zn 함유량의 상한은 0.5％, 바람직하게는 0.45％ 정도로 한다.

이들 원소 이외에 불가피적 불순물이 있지만, 이 불가피적 불순물로서, 예를 들어 Zr:0.10％ 이하, Ti:0.2％ 이하, 바람직하게는 0.1％ 이하, B:0.05％ 이하, 바람직하게는 0.01％ 이하이면, 본 발명에 관한 알루미늄 합금판의 특성에 영향을 미치지 않고, 함유가 허용된다. 이 중, Ti는 결정립을 미세화하는 효과도 있어, 미량의 B와 함께 함유하면, 이 결정립의 미세화 효과가 더욱 향상되지만, 이들의 함유량이 과잉으로 되면, 거대한 Al-Ti계 금속간 화합물이나 Ti-B계의 조대 입자가 정출되어 성형성을 저해한다.

(DI 캔 바디용 알루미늄 합금판의 조직)

내찔림성(내찔림 강도)의 향상을 위해, 본 발명에서도, DI 캔 바디용 알루미늄 합금판 혹은, 이것을 DI 성형한 DI 캔 바디의 조직 중의, Al-Fe-Mn계 화합물 등의 금속간 화합물의 제어나 고용 Mg량의 제어를 행한다.

(화합물에 포함되는 Mn량)

캔의 측벽에 돌기물이 압입되었을 때에 핀홀이 발생하는 찔림의 메커니즘은, 상기 특허문헌 4에도 개시되는 바와 같이, 돌기물이 접촉하고 있는 부위를 중심으로 하여 캔의 내측으로 유발 형상으로 우묵하게 변형될 때에, 이 중심부의 주연(유발의 경사진 면)에서 국소적인 두께 감소 및 전단대가 발생하고, 이 전단대 단부(캔의 내측 표면)로부터 크랙이 발생하기 때문이다. 이 크랙이 전단대를 따라 전파됨으로써 파단에 이르고, 이 두께 감소부에 금속간 화합물의 양, 특히 사이즈가 큰 금속간 화합물이 많으면 파단되기 쉬워진다.

단, 주사형 전자 현미경(SEM) 등의 관찰 수단을 사용한, 금속간 화합물의 면적률, 사이즈, 개수 밀도 등의 마이크로적인 규정에서는, 상기한 바와 같이, DI 캔용 냉연판의 판 폭 방향이나 판 두께 방향에 걸친 부위의 조직을 매크로적으로 대표할 수 없다. 이로 인해, 냉연판으로부터 캔 제조되는 캔 바디의 내찔림성을 대체로 향상시킬 수 있다고는 할 수 없다.

이로 인해, 본 발명에서는, 이러한 마이크로 관찰 수단을 사용하지 않고, 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의한, 말하자면 매크로적인 분석 수단에 의해, 코일 상태가 광폭이며 장척인 냉연판의, 판 폭 방향이나 판 두께 방향에 걸친 부위의 조직 금속간 화합물을 매크로적으로 제어한다. 즉, 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 잔사로서의 화합물에 포함되는 Mn량(화합물 잔사에 있어서의 Mn량)에 의해, 캔의 측벽에 돌기물이 압입되었을 때(찔림시)의 파괴의 기점으로 되는 Al-Fe-Mn계 등의 Mn을 포함하는 화합물량을 규정한다.

찔림시의 파괴의 기점으로 되는 것은, Al-Fe-Mn계 등의, 공통적으로 Mn을 포함하는, 입자 사이즈가 0.1㎛를 초과하는 조대한 화합물이다. 이 점에서, 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해, DI 캔 바디용 알루미늄 합금 냉연판 혹은, 이것을 DI 성형한 DI 캔 바디 시료를 열페놀에 의해 용해하였을 때의, 0.1㎛의 메쉬의 필터에 의해 분리된 잔사로서의 화합물에 포함되는 Mn(화합물 잔사에 있어서의 Mn)의 함유량(Mn 석출량)을 측정하면, 이 Mn을 포함하는, 상기한 파괴의 기점으로 되는 Al-Fe-Mn계 등의 Mn을 포함하는 화합물의 판이나 캔 바디의 조직 중의 양을 알 수 있다.

덧붙여 말하면, DI 캔 바디용 알루미늄 합금 냉연판의 조직인, 상기 잔사로서의 화합물에 포함되는 Mn의 함유량 혹은, 후술하는 상기 분리된 용액 중의 Mg의 함유량은, 이 DI 캔 바디용 알루미늄 합금 냉연판을 DI 성형하여 DI 캔 바디로 해도(DI 캔 바디의 측벽부를 시료로 측정해도), 서로의 값의 차이는, 알루미늄 합금 냉연판의 부위에 따른 값의 차이 정도이며, 본 발명의 각 함유량 규정에 영향을 미칠 정도로는 변화되지 않는다. 따라서, DI 캔 바디용 알루미늄 합금 냉연판을 시료로서 측정해도 되고, 이 DI 캔 바디용 알루미늄 합금 냉연판을 DI 성형한 DI 캔 바디의 측벽을 시료로서 측정해도 된다.

본 발명에서는, 이 판이나 캔 바디의 조직 중의 Al-Fe-Mn계 등의 Mn을 포함하는, 입자 사이즈가 0.1㎛를 초과하는 조대한 화합물의 양을, 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 화합물에 있어서의 Mn의 평균 함유량으로 하여, 1.0％ 이하로 규제한다. 이에 의해, DI 캔 바디용 알루미늄 합금 냉연판이, 최박부의 측벽 두께가 0.085∼0.110㎜의 범위인 캔 바디로 DI 성형되고, 또한 캔 바디가 도막의 베이킹 상당의 열처리(200℃×20분간의 열처리)되어, 캔 바디 측벽의 캔 축 방향의 0.2％ 내력이 280㎫ 이상 350㎫ 이하로 된 경우의, DI 캔 바디의 내찔림성을 향상시킨다.

본 발명에서, 상기 잔사로서의 화합물에 포함되는 Mn의 함유량을 「평균」으로 한 것은, 광폭인 냉연판의 판 폭 방향의 Mn계 금속간 화합물량을 매크로적으로 제어하기 위함이다. 1000㎜ 이상의 광폭인 냉연판의 판 폭 방향에서는, 제조에 있어서의 온도나 변형의 분포의 차이에 따라 조직 상태에 편차가 발생하기 쉬워진다. 이 편차를 억제하여 조직의 균일도를 높이고, 냉연판의 판 폭 방향의 각 캔 제조 부위로부터 캔 제조된 DI 캔 바디의 내찔림성을 대체로 (동일하게 혹은 균일하게) 향상시키기 위해, 상기 Mn의 함유량을 상기 각 캔 제조 부위의「평균」으로 한다.

이를 위해, 후술하는 실시예와 같이, 냉연판의 길이 방향 중앙부의 판 폭 방향 중앙부 1개소와 이 중앙부로부터의 판 폭 방향 양단부 2개소의 총 3개소의, 판의 판 폭 방향의 캔 제조 부위를 대표하는 복수 개소로부터 샘플링하여 시료를 채취한다. 그리고, 이들 판의 각 부위 시료의 각 Mn계 금속간 화합물량(상기 잔사로서의 화합물에 포함되는 Mn의 함유량)을 각각 측정하고, 이들 측정값을 평균화한 평균값으로서 Mn계 금속간 화합물량을 규정, 평가한다.

이 Mn의 평균 함유량이 1.0％를 초과한 경우에는, 판이나 캔 바디의 조직 중의 Al-Fe-Mn계 등의 Mn을 포함하는, 입자 사이즈가 0.1㎛를 초과하는 조대한 금속간 화합물이 지나치게 많아진다. 이 결과, 캔 바디가 상기 박육이며 상기 고강도이고, 또한 사용 환경이 엄격해진 경우의, 내찔림성이 저하되어 버린다.

(고용 Mg량)

고용 Mg량이 증가하면, 판이나 캔 바디의 고용 강화에 의한 가공 경화 특성이 향상되고, 캔의 측벽에 돌기물이 압입되었을 때(찔림시)의, 판이나 캔 바디의 변형능이 향상되어, 내찔림성이 향상된다. 이로 인해, 본 발명에서는, 판이나 캔 바디의 고용 Mg량을, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 용액 중의 Mg의 평균 함유량으로 0.7％ 이상, 2.5％ 이하로 한다.

Mg는, 다른 원소량이 적을 때에는 첨가 혹은 함유시킨 Mg의 거의 전량이 고용되지만, 다른 원소의 함유량이 많을 때에는, 이들 다른 원소의 함유량과의 관계에 의해 고용량이 좌우된다. 따라서, 판이나 캔 바디의 고용 강화를 확실하게 도모하는 경우에는, 통상의 Mg의 함유량이 아닌, 고용량을 직접 측정하여 제어할 필요가 있다.

이로 인해, 본 발명에서는, 판이나 캔 바디의 Mg의 평균 고용량을, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 용액 중의 Mg의 평균 함유량으로 0.7％ 이상, 2.5％ 이하로 하고, 이 알루미늄 합금판을 최박부의 측벽 두께가 0.085∼0.110㎜의 범위인 캔 바디로 DI 성형하고, 또한 상기 도막의 베이킹 상당의 열처리 후의 측벽의 캔 축 방향의 0.2％ 내력을 280㎫ 이상 350㎫ 이하로 한 경우의 내찔림성을 향상시킨다. 그리고, 상기한 파괴의 기점으로 되는 Al-Fe-Mn계 화합물량의 저감과 함께, 상기 박육화시키고, 고강도화시킨 DI 캔 바디의 내찔림성을 목적으로 하는 레벨로 향상시킨다.

구체적으로는, 상기 캔 바디에 1.7kgf/㎠(＝166.6㎪)의 내압을 가하여, 이 캔 바디 측벽의 캔 저부로부터 캔 축 방향의 거리 L＝60㎜의 부위에, 선단이 반경 0.5㎜의 반구면인 찌름 바늘을 캔 바디 측벽에 대해 수직하게 속도 50㎜/분으로 찌르고, 이 찌름 바늘이 캔 바디 측벽을 관통할 때까지의 하중 측정값 중 최대값으로, 35N 이상의 레벨로 향상시킨다.

본 발명에서, 판이나 캔 바디의 Mg의 고용량(상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 용액 중의 Mg의 함유량)을 「평균」으로 한 것은, 상기한 잔사로서의 화합물 중에 포함되는 Mn의 함유량과 마찬가지로, 냉연판으로부터 캔 제조되는 캔 바디의 내찔림성을 목적으로 하는 레벨로 향상시키기 위함이다. 즉, 냉연판의 특히 판 폭 방향의 캔 제조 부위의 Mg 고용량을 제어하기 위해, 후술하는 실시예와 같이, 상기 Mn과 마찬가지로, 냉연판의 판 폭 방향 중앙부, 양단부 등, 판의 판 폭 방향의 캔 제조 부위를 대표하는 총 3개소로부터 채취한 각 시료의 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 각 용액 중의 각 Mg의 고용량을 각각 측정하여, 이들 측정값을 평균화한 평균값으로서 Mg 고용량을 규정, 평가한다.

판이나 캔 바디의 Mg의 평균 고용량이, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 용액 중의 Mg의 함유량으로 0.7％ 미만으로 지나치게 적어지면, 상기한 파괴의 기점으로 되는 Al-Fe-Mn계 화합물량을 저감시켰다고 해도, 상기 박육화시키고, 고강도화시킨 DI 캔 바디의 내찔림성을, 목적으로 하는 레벨 이상으로는 향상시킬 수 없게 된다. 한편, 상기 Mg의 평균 고용량이 많을수록 내찔림성은 높아지지만, 고용 Mg량이 2.5％를 초과하여 지나치게 많아지면, Mg의 고용 강화에 의해 냉연판의 내력이 현저하게 지나치게 높아져, 캔 제조 가공에 필요한 아이어닝 가공성이 저하되어, 티어 오프가 발생하기 쉬워진다. 따라서, 고용 Mg량의 제어만으로는, 내찔림성과 캔 제조 가공성(DI 성형성)이 트레이드 오프로 된다.

(제조 방법)

다음으로, 본 발명에 있어서의 알루미늄 합금판의 제조 방법을 설명한다. 본 발명의 알루미늄 합금판은, 상기 성분의 알루미늄 합금을 용해, 주조하여 주괴로 하는 주조 공정과, 주괴를 열처리에 의해 균질화하는 균열(均熱) 처리 공정과, 균질화한 주괴를 열간 압연하여 열간 압연판으로 하는 열간 압연 공정과, 열간 압연판을 어닐링하는 일 없이 냉간 압연하는 냉간 압연 공정에 의해 제조된다. 그리고, 이 제조 방법에 있어서, 주괴의 균열 처리를 후술하는 조건에 의해 2회 행함과 함께, 열간 조압연도 후술하는 조건에 의해 행하고, 냉연 후의 알루미늄 합금판 조직을, 본 발명에서 규정하는, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의한 분리 잔사 화합물 중의 Mn의 평균 함유량을 1.0％ 이하(0％를 포함함)로 함과 함께, Mg의 평균 고용량을 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의한 분리 용액 중의 Mg의 평균 함유량으로서 0.7％ 이상, 2.5％ 이하로 한다.

(용해, 주조)

우선, 알루미늄 합금을 용해하고, DC 주조법 등의 공지의 반연속 주조법에 의해 주조하고, 알루미늄 합금의 고상선 온도 미만까지 냉각하여 주괴로 한다. 주조 속도가 40㎜/분 미만, 혹은 냉각 속도가 0.5℃/초 미만으로 느리면, 주괴 중에 조대한 금속간 화합물이 다량으로 정출된다. 한편, 주조 속도가 65㎜/분, 혹은 냉각 속도가 1.5℃/초를 각각 초과하여 빠르면, 주괴 깨짐이나 "블로우 홀"이 발생하기 쉬워져 주조 수율이 저하된다. 따라서, 주조에 있어서, 주조 속도는 40∼65㎜/분, 냉각 속도는 0.5∼1.5℃/초로 한다. 또한, 이 냉각 속도는, 주괴의 중앙부의 온도, 즉, 주조 방향에 수직한 면의 중앙부의 온도에 대한 것이며, 알루미늄 합금의 액상선 온도로부터 고상선 온도까지의 냉각에 있어서의 속도로 한다.

(균열 처리)

주괴를 압연하기 전에, 소정 온도에서 균질화 열처리(균열 처리)할 필요가 있다. 열처리를 실시함으로써, 내부 응력을 제거하고, 주조시에 편석된 용질 원소를 균질화하고, 주조시에 정출된 금속간 화합물을 확산 고용시켜, 조직이 균질화된다.

단, 본 발명에서는, 균열 처리를 2회 균열로 한다. 이 2회 균열이라 함은, 2단 균열과는 구별된다. 2단 균열이라 함은, 1회째의 균열 후에 냉각은 하지만, 200℃ 이하까지는 냉각하지 않고, 보다 고온에서 냉각을 정지한 후, 그 온도로 유지한 후에, 그 상태의 온도나, 보다 고온으로 재가열한 후 열연을 개시하는 것이다. 이에 반해, 본 발명의 2회 균열이라 함은, 1회째의 균열 후에, 일단 실온을 포함하는 200℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 다시 재가열하고, 그 온도로 일정 시간 유지한 후에, 열연을 개시하는 것이다.

구체적으로는, 우선, 1회째의 균열 온도를 580℃ 이상, 융점 온도 미만으로 한다. 이 균열 온도를 580℃ 이상으로 하는 것은, 주조시에 생성된 조대한 Al-Fe-Mn계 화합물을 고용시키기 위함이다. 균열 온도가 580℃ 미만으로 되면, 조대한 Al-Fe-Mn계 화합물이 고용되지 않고 잔존하므로, 캔 바디에의 냉연판의 성형성이 저하된다.

이 1회째의 균열 처리 후에 일단, 실온을 포함하는 200℃ 이하까지 냉각한다. 이때, 500∼200℃의 사이의 주괴의 평균 냉각 속도를 80℃/시간 이상으로 한다. 이 온도 사이의 평균 냉각 속도 80℃/시간 미만에서는, 냉각 중에 생성되는 Al-Fe-Mn계 화합물량이 증가할 뿐만 아니라, Mg-Si계 화합물량도 증가하여, 고용 Mg량이 저하된다. 또한, 상기 2단 균열과 같이, 이 냉각을 도중의 고온 상태(200 ℃를 초과함)에서 멈추고, 연속적으로 2회째의 균열 처리를 행하면, 이미 분산되어 있는 Al-Fe-Mn계 화합물을 핵으로 하여, 그 양이 증가하므로, 200℃ 이하까지 일단 냉각할 필요가 있다. 이 조건을 벗어나면, DI 캔용 냉연판의 판 폭 방향이나 판 두께 방향에 걸친 부위의 조직을 캔 바디의 내찔림성이 우수한 것으로 할 수 없다.

2회째의 균열 온도는 450℃ 이상, 550℃ 이하로 한다. 그리고, 이 2회째의 균열에 있어서의 200∼400℃의 온도 사이의 주괴의 평균 가열 속도를 30℃/시간을 초과하는 속도로 한다. 이것은, 이 2회째의 균열에 있어서의 승온 중에 Mg-Si계 화합물이 생성되지만, 상기 200∼400℃의 온도 사이의 주괴의 평균 가열 속도를 30℃/시간 초과로 함으로써, Mg-Si계 화합물이 미세하고 또한 고밀도로 생성되고, 또한 450℃ 이상까지 승온하는 과정에서 재고용되어 고용 Mg량을 증가시킬 뿐만 아니라, 2회째 균열 중이나 열연 중에 생성되는 조대한 Al-Fe-Mn계 화합물량을 저감시킬 수 있다. 따라서, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에서 규정하는 Mn량이나 Mg 고용량을 만족시켜, 내찔림성을 향상시킬 수 있다. 이 가열 속도가 작으면, Mg-Si계 화합물이 미세하고 또한 고밀도로 생성되지 않고, 또한 450℃ 이상까지 승온하는 과정에서 재고용되지 않아 고용 Mg량을 증가시킬 수 없고, 2회째의 균열 중이나 열연 중에 생성되는 조대한 Al-Fe-Mn계 화합물량도 증가해 버린다. 따라서, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에서 규정하는 Mn량이나 Mg 고용량을 만족시킬 수 없어, 내찔림성을 향상시킬 수 없게 될 가능성이 높다. 이로 인해, DI 캔용 냉연판의 판 폭 방향이나 판 두께 방향에 걸친 부위의 조직을 캔 바디의 내찔림성이 우수한 것으로 할 수 없다.

이들 1회째, 2회째의 각 균열 처리 시간이, 각각 2시간 미만에서는, 주괴의 균질화가 완료되어 있지 않은 경우가 있다. 한편, 8시간을 초과하는 균열 처리를 행해도 효과의 향상은 없어, 생산성이 저하된다. 따라서, 1회째, 2회째의 각 균열 처리 시간은 2∼8시간으로 하는 것이 바람직하지만, 특별히 한정되는 것은 아니다.

〔열간 압연〕

상기 균열 처리 공정에서 균질화된 주괴에 열간 압연을 행한다. 우선, 주괴를 조압연하고, 또한 마무리 압연에 의해, 소정의 판 두께의 알루미늄 합금 열간 압연판으로 한다.

(열간 조압연)

450℃ 이상, 550℃ 이하의 온도 범위에서, 열간 조압연을 개시한다. 이 조압연 개시 온도가 450℃보다도 낮으면, 조압연 중에 석출되는 Mg-Si계 화합물의 양이 증가하여, 고용 Mg량이 감소할 뿐만 아니라, 압연 자체도 곤란해진다. 한편, 조압연 개시 온도가 550℃를 초과한 경우는, 압연 중의 시징에 의해 판의 표면 성상이 악화된다.

또한, 조압연에 있어서의 패스간의 시간, 당해 압연 실시(패스)로부터 다음 압연 실시(패스)까지 필요로 하는 시간(패스간의 시간)도 가능한 한 짧게 한다. 이 패스간의 시간은, 바람직하게는 100초 이내의 가능한 한 짧은 시간으로 한다. 여기서의 패스간 시간이라 함은, 판의 길이 방향의 중앙 위치에서의 밀 통과 시각의 차를 나타낸다. 판 두께가 얇은 영역에서의 압하율이 낮을수록, 그리고 패스간 시간이 길어질수록, 조압연 중에 석출되는 Al-Fe-Mn계 화합물이나 Mg-Si계 화합물의 양이 모두 증가한다. 또한, 이 열간 조압연에 있어서, 리버스 압연기이면 수회로부터 수십회의, 모든 패스의 정상 속도 중에서, 최저의 정상 속도를 50m/분 이상으로 한다. 여기서 말하는 정상 속도라 함은, 1패스당 압연 속도(라인 속도)가 최고이고 또한 일정해지는 속도이다. 열간 조압연에 있어서의 전체 패스에서의 비교에서 최저로 되는 정상 속도(패스 중 최저 정상 속도)가 50m/분 미만인 속도에서는, 압연 시간이 길어져, 냉각 중에 생성되는 Al-Fe-Mn계 화합물량이 증가하고, 상기 잔사 Mn량이 과대해진다. 이로 인해, 이들 조건을 벗어나면, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에서 규정하는 Mn량이나 Mg 고용량을 만족시킬 수 없어, 목적으로 하는 캔 바디의 내찔림성을 얻을 수 없게 될 가능성이 있다.

이 열간 조압연의 종료 온도는 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열연을, 조압연과 마무리 압연으로 나누고, 또한 연속해서 실시할 때, 열간 조압연의 종료 온도가 지나치게 낮아지면, 다음 공정의 열간 마무리 압연에서 압연 온도가 낮아져, 에지 깨짐이 발생하기 쉬워진다.

(열간 마무리 압연)

열간 조압연이 종료된 알루미늄 합금판은, 연속적 등, 신속하게 열간 마무리 압연한다. 신속하게 열간 마무리 압연함으로써, Al-Fe-Mn계 화합물이나 Mg-Si계 화합물의 증가를 방지할 수 있다. 열간 조압연이 종료된 알루미늄 합금판은, 예를 들어 5분 이내, 바람직하게는 3분 이내에 열간 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 열간 마무리 압연의 종료 온도는 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 300℃ 미만에서는, 온도가 지나치게 낮아 판 전체가 재결정되지 않고, 부분적으로 가공 조직으로 되므로, 특히 판 폭 방향의 이어링률 편차가 증가한다.

〔냉간 압연〕

알루미늄 합금 열간 압연판은, 어닐링하지 않고 냉간 압연하여 소정의 판 두께의 알루미늄 합금판으로 마무리한다. 냉간 압연에 있어서의 총 압연율(냉간 가공률)은 77∼90％, 냉연 후의 냉연판의 판 두께는 0.25∼0.33㎜로 하는 것이 바람직하다.

〔DI 캔의 제작 방법〕

본 발명에 관한 알루미늄 합금판(냉연판)으로부터 DI 캔의 캔 바디를 제작하는 방법의 일례를 이하에 설명한다. 우선, 본 발명에 관한 알루미늄 합금판을 원판 형상으로 펀칭하여(블랭킹 가공), 얕은 컵 형상으로 드로잉 가공하고(컵핑 가공), DI 성형을 실시한다. 이들 드로잉 가공 또한 아이어닝 가공을 복수회 반복하여 서서히 측벽을 높게 하여, 소정의 저면 형상 및 측벽 높이의 바닥이 있는 통 형상으로 한다.

이들 가공에 의한 캔 바디의 측벽의 판 두께 감소율(아이어닝 가공률)은, 60∼70％로 하는 것이 바람직하다. 그리고, 측벽(개구부)의 모서리를 잘라내어 정리한다(트리밍 가공). 이 상태에서, 최박부의 측벽의 두께가 0.085∼0.110㎜의 범위인 박육의 캔 바디로 DI 성형된다.

이어서, 캔 바디는 탈지 세정되고, 외면, 내면에 각각 도장, 도막의 베이킹이 실시되고, 최박부의 측벽의 캔 축 방향의 강도로서, 0.2％ 내력이 280㎫ 이상 350㎫ 이하 정도로 되는 고강도로 된다. 덧붙여 말하면, 이 강도는, 실제로 상기 도막의 베이킹을 하지 않아도, 성형된 캔 바디를 본 발명에서 말하는 「캔 바디의 도막의 베이킹 상당의 열처리」로서, 도막의 베이킹 상당의 온도와 시간을 200℃×20분으로 열처리한 후의 강도로, 대용할 수 있다.

도막 베이킹 후의 캔 바디는, 개구부를 직경 축소하고(넥킹 가공), 개구부의 테두리를 외측으로 확대하여(플랜징 가공), 최종의 캔 바디로 된다. 음료, 식품 용도로 사용할 때에는, 개구부로부터 내용물(음료, 식품)이 캔 바디에 충전되고, 다른 공정에서 제작된 캔 덮개를 개구부에 권체하여 밀봉된다.

실시예

이상, 본 발명을 실시하기 위한 구체적인 내용에 대해 서술하였지만, 이하에, 본 발명의 효과를 확인한 실시예를, 본 발명의 요건을 충족시키지 않는 비교예와 대비하여 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은 본 실시예에 한정되는 것은 아니다.

(공시재 알루미늄 합금판)

표 1에 나타내는 조성의 알루미늄 합금을, 용해하고, 반연속 주조법을 사용하여, 각 예 모두 공통적으로 상기한 바람직한 수치 범위 내의 주조 속도 및 냉각 속도로 주괴를 제작하였다.

이 주괴를 상기 2회 균열하고, 각 예 모두 공통적으로 600℃의 균열 온도로 4시간의 1회째의 균열 후에, 일단 실온까지 500∼200℃의 평균 냉각 속도(℃/시간)를 표 1과 같이 다양하게 변화시켜 냉각하였다. 그 후, 2회째의 균열로서, 주괴를 실온으로부터 다시 가열하고, 200∼400℃의 평균 가열 속도(℃/시간)를 표 1과 같이 다양하게 변화시키는 한편, 각 예 모두 공통적으로 500℃의 균열 온도로 4시간의 2회째의 균열 처리를 행하였다.

그리고, 이 온도에서 열간 조압연을 개시하였다. 이때, 이 열간 조압연(리버스 압연기)에 있어서의 패스 횟수 12의 패스간의 시간 중, 당해 압연 실시(패스)로부터 다음 압연 실시(패스)까지 필요로 한 패스의 시간 중 최장 시간(초)을, 표 1과 같이 다양하게 변화시켰다. 또한, 이들 모든 패스의 정상 속도 중에서, 최저의 정상 속도(m/분)를 표 1과 같이 다양하게 변화시켰다. 그리고, 각 예 모두 공통적으로, 열간 조압연의 종료 온도는 450℃로 하고, 이 열간 조압연 종료 후 3분 이내에 열간 마무리 압연을 개시하고, 열간 마무리 압연의 종료 온도를 330℃로 하여, 판 두께 2.5㎜의 열간 압연판으로 하였다. 또한, 이 열간 압연판을 프리 어닐링(어닐링)하는 일 없이, 또한 도중에서 중간 어닐링을 실시하는 일 없이, 냉간 압연을 실시하여, 판 두께 0.28㎜이고, 판 폭이 2000㎜인 코일 형상의 장척 알루미늄 합금판으로 하였다. 또한, 표 1의 알루미늄 합금판 화학 성분 조성에서「－」는, 검출 한계 이하인 것을 나타낸다.

(캔 바디)

얻어진 코일 형상의 알루미늄 합금판을, 컵핑 가공, DI 성형(아이어닝 가공률 65∼70％)하고, 개구부를 트리밍 가공하여, 외경 약 66㎜, 높이(캔 축 방향 길이) 124㎜, 측벽 두께 0.090㎜의 바닥이 있는 통 형상의 캔 바디로 하였다. 또한, 이 캔 바디를 탈지 세정 후, 도장시의 베이킹을 상정(모의)한 상기 200℃×20분간의 조건에서의 열처리를 행하여, 캔 바디 공시재로 하였다.

〔평가〕

평가는, 상기 알루미늄 합금 냉연판에서 0.2％ 내력 및 열페놀 잔사 추출법에 의한 Mn계 금속간 화합물량(화합물 잔사에 있어서의 Mn 함유량), Mg 고용량(분리된 용액 중의 Mg 함유량)을 측정하여 행하였다. 또한, 캔 바디(상기 도장 베이킹 상정의 열처리 후)에서, DI 성형성, 내찔림성, 0.2％ 내력을 각각 측정, 평가하였다. 이들의 결과도 표 1에 나타낸다.

(조직＝열페놀 잔사 추출법)

상기 알루미늄 합금 냉연판 코일의 길이 방향 중앙부의, 판 폭 방향 중앙부 1개소와, 이 중앙부로부터의 판 폭 방향 양단부 2개소의 총 3개소로부터 채취한 각 시료를 열페놀에 의해 용해하였을 때의, 0.1㎛의 메쉬의 필터에 의해 분리된 잔사로서의 화합물에 있어서의 Mn(화합물 잔사 중의 Mn) 함유량을 각각 측정하여 평균화하고, 상기 알루미늄 합금 냉연판 조직 중의 화합물의 평균 Mn 함유량을 분석값으로서 구하였다. 동시에, 상기 각 시료에 있어서의, 이 잔사로부터 분리된 각 용액 중의 Mg의 함유량을 측정하여 평균화하고, 상기 알루미늄 합금 냉연판 조직 중의 평균 Mg 고용량을 분석값으로서 구하였다.

(성형성)

상기한 DI 성형에서는, 알루미늄 합금 냉연판 코일의 길이 방향 중앙부의, 상기 판 폭 방향 중앙부 근방 1개소와, 상기 양단부 2개소의 각 근방의 총 3개소로부터 1000매씩 블랭크를 잘라내고, 아이어닝 가공률 65％로 연속 성형(컵핑 가공, DI 성형)하여 캔 제조하였다. 그리고, 성형시에 불량(티어 오프, 핀홀 등)이 발생하지 않은 경우는 성형성이 우수한 것으로서 「○」, 불량이 발생한 경우는 성형성 불량으로서 「×」로 평가하였다.

(내찔림성)

각 예에 대해, 1매의 판으로부터 캔 제조되는 수많은 캔 바디의 내찔림성, 특히 냉연판의 판 폭 방향이나 판 두께 방향의 각 내찔림성이 대체로 향상되어 있는지를 검증하였다. 이를 위해, 각 예 모두, 상기 알루미늄 합금 냉연판 코일의 판 폭 방향 중앙부, 양단부의 3개소로부터 캔 제조된 캔 바디가 균등하게 포함되도록, 상기 성형된 10개 전부에 대해 찌름 시험을 실시하여, 내찔림성을 평가하였다.

이 내찔림성 시험은, 도 1에 도시하는 바와 같이, 캔 바디를 고정하고, 1.7kgf/㎠(＝166.6㎪)의 내압을 가하여, 캔 바디의 측벽의, 알루미늄 합금판의 압연 방향이 캔 축 방향과 일치하고, 캔 저부로부터의 캔 축 방향의 거리 L이 60㎜인 부위에, 선단이 반경 0.5㎜의 반구면인 찌름 바늘을, 측벽에 대해 수직하게, 속도 50㎜/분으로 찔렀다. 그리고, 찌름 바늘이 측벽을 관통할 때까지의 하중(N)을 측정하고, 얻어진 최대 하중을 찔림 강도로 하였다.

내찔림성 시험 결과에 있어서, 캔 바디 전체의 상기 최대 하중이 평균적으로 40N 이상이었던 것을, 상기 알루미늄 합금 냉연판의 판 폭 방향 전체가 내찔림성이 우수하다고 하여「◎」, 평균적으로 35N 이상이었던 것도 「○」로 평가하였다. 한편, 캔 바디 전체의 상기 최대 하중이 평균적으로 35N 미만이었던 것은, 상기 알루미늄 합금 냉연판의 판 폭 방향이나 판 두께 방향 전체에서는 내찔림성이 불량이라고 하여「×」로 평가하였다.

본 발명에서는, DI 캔의 취급 내지 사용 조건으로서, 캔의 내외에서의 압력차가 보다 크고, 캔 바디의 변형이 커지고, 내찔림성이 보다 엄격한 조건으로 되는, 상기 1.7kgf/㎠(＝166.6㎪)의 보다 낮은 내압으로 하였다. 실제의 캔 바디의 찔림시의 파열은, 다양한 형상의 것이 충돌함으로써 일어나고 있지만, 그들 전부를 평가할 수 없어, 보다 엄격한 평가 방법으로 평가하는 것이 요구되고 있다. 그로 인해, 내압을 낮추고, 변형을 크게 한 조건을 채용함으로써, 찔림 강도가 높아지는 것을 어렵게 하였다.

지금까지의 내찔림성의 평가는, 통상, 보다 높은, 2.0kgf/㎠(＝196㎪)의 내압을 가하여 행해지고 있다. 이로 인해, 동일한 시험 재료라도, 본 발명의 시험 방법의 쪽이 시험 조건은 엄격하고, 찔림 강도는 낮아진다. 즉, 상기 2.0kgf/㎠의 내압에 의한 시험에서의 찔림 강도(N)의 값과, 본 발명의 시험 방법에 의한 찔림 강도(N)의 값이 가령 동일하거나, 혹은 가령, 다소 낮은 수치였다고 해도, 본 발명의 재료의 쪽이 내찔림성이 우수하다고 할 수 있다. 바꾸어 말하면, 2.0kgf/㎠의 내압 시험에서의 내찔림성이 우수하였다고 해도, 본 발명의 1.7kgf/㎠의 보다 낮은 내압에서의 내찔림성이 우수하다고는 전혀 할 수 없다.

(0.2％ 내력)

상기 냉연판과 상기 캔 바디 측벽의 0.2％ 내력 측정을 위한 인장 시험은, 냉연판과, 캔 바디(상기 도장 베이킹 상정의 열처리 후) 측벽으로부터 각각 채취한 시험편을, JIS Z 2201에 따라서 행함과 함께, 시험편 형상은 JIS 5호 시험편으로 행하여, 시험편의 길이 방향이 압연 방향(캔 축 방향)과 일치하도록 제작하였다. 또한, 크로스헤드 속도는 5㎜/분으로, 시험편이 파단될 때까지 일정한 속도로 행하였다.

표 1에 나타내는 바와 같이, 각 발명예 1∼11은, 알루미늄 합금의 조성이 본 발명 범위 내이며, 바람직한 제조 조건에서 제조되어 있다. 즉, 주괴의 2회 균열 처리에 있어서의, 1회째의 균열 후의 실온까지의 냉각시의 500∼200℃의 평균 냉각 속도가 80℃/시간 이상이고, 2회째의 균열의 주괴의 실온으로부터의 재가열시의 200∼400℃의 평균 가열 속도가 30℃/시간 이상이다. 그리고, 열간 조압연에 있어서의 패스간의 시간 중 최장 시간이 100초 이내, 최저의 정상 속도가 50m/분 이상이다.

이로 인해, 각 발명예는, 표 1과 같이, 냉간 압연판(DI 성형된 캔 바디 측벽)의 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 입자 사이즈가 0.1㎛를 초과하는 화합물 중의 Mn의 평균 함유량(표 1은 잔사 Mn량이라 약기)으로 1.0％ 이하로 되는 조직이며, Mn계 금속간 화합물이 적다. 동시에, 냉간 압연판(DI 성형된 캔 바디 측벽) 조직의 Mg의 평균 고용량이, 상기 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 용액 중의 Mg의 함유량(표 1은 고용 Mg량이라 약기)으로 0.7％ 이상, 2.5％ 이하로, 확보되어 있다.

이 결과, 각 발명예는, DI 성형성이 양호하다는 전제에서, 상기 알루미늄 합금판을 최박부의 측벽 두께가 0.090㎜인 박육의 캔 바디로 DI 성형하고, 또한 상기 도막의 베이킹 상당의 열처리 후의 측벽의 캔 축 방향의 0.2％ 내력이 280㎫ 이상 350㎫ 이하인 고강도로 한 경우의 내찔림성이 우수하다. 또한, 이 내찔림성은, 캔 바디에 1.7kgf/㎠(＝166.6㎪)의 내압을 가한 엄격한 평가임에도 불구하고, 35N 이상 혹은 40N 이상으로 우수하다. 즉, 캔 벽 두께가 박육화, 고강도화된 캔 바디에 있어서, 양호한 성형성, 보다 엄격한 조건에서의 우수한 내찔림성이 얻어졌다.

이에 반해, 표 1의 비교예 12∼15는, 알루미늄 합금의 조성이 본 발명 범위 내이지만, 상기 균열이나 열간 조압연에 있어서의 조건 중 어느 하나가, 본 발명의 상기 바람직한 조건으로부터 벗어나 있다. 이로 인해, 각 비교예는, 냉간 압연판(DI 성형된 캔 바디 측벽)의 열페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 입자 사이즈가 0.1㎛를 초과하는 화합물 중의 Mn의 평균 함유량(표 1은 잔사 Mn량이라 약기)이나, Mg의 평균 고용량(표 1은 고용 Mg량이라 약기)이 벗어난 조직으로 되어 있다. 이 결과, 각 비교예는, 공통적으로, DI 성형성은 양호하지만, 최박부 측벽 두께를 상기 박육의 캔 바디로 DI 성형하고, 또한 상기 도막의 베이킹 상당의 열처리 후의 측벽을 상기 고강도로 하고, 내압 조건이 엄격한 경우의 판 폭 방향에 걸친 내찔림성이 현저하게 떨어져 있다.

비교예 12는, 1회째의 균열 처리 후의 실온까지의 냉각시의 500∼200℃의 평균 냉각 속도가 80℃/시간 미만으로 지나치게 작다. 이 결과, 냉각 중에 생성되는 Al-Fe-Mn계 화합물량이 증가하여, 상기 잔사 Mn량이 과대하게 되어 있다.

비교예 13은, 2회째의 균열 온도시에 있어서의 200∼400℃의 평균 가열 속도가 30℃/시간 미만으로 지나치게 작다. 이 결과, Mg-Si계 화합물이 미세하고 또한 고밀도로 생성되지 않고, 또한 450℃ 이상까지 승온하는 과정에서 재고용되지 않아, 상기 고용 Mg량이 과소하게 되어 있다.

비교예 14는, 조압연에 있어서의 패스간의 시간이 100초를 초과하여 지나치게 길다. 이 결과, 조압연 중에 석출되는 Al-Fe-Mn계 화합물이나 Mg-Si계 화합물의 양이 증가하여, 특히 상기 Mg 고용량이 과소하게 되어 있다.

비교예 15는, 조압연에 있어서의 패스의 정상 속도 중, 최저의 정상 속도가 50m/분 미만으로 지나치게 느리다. 이 결과, 압연 시간이 길어져, 냉각 중에 생성되는 Al-Fe-Mn계 화합물량이 증가하여, 상기 잔사 Mn량이 과대하게 되어 있다.

또한, 표 1의 비교예 16∼20은, Mn, Mg, Si, Fe 중 어느 하나가 지나치게 적어, 알루미늄 합금의 조성이 본 발명의 범위를 벗어난다.

비교예 16은, Mg량이 과소하여, 상기 고용 Mg량이 과소하게 되어 있다. 비교예 17은, Mn량이 과다하여, 상기 잔사 Mn량이 과다하게 되어 있다. 이 결과, 이들 비교예는 상기 내압 조건이 엄격한 경우의 판 폭 방향에 걸친 내찔림성이 떨어져 있다.

비교예 18은, Mn량이 과소하다. 비교예 19는, Si량이 과다하다. 비교예 20은 Si량이 과소하다. 이 결과, 이들 비교예는, DI 성형시에 불량이 발생하였으므로, 캔용으로서는 실용화할 수 없고, 그 후의 찌름 시험도 실시하는 의미가 없으므로 중지하였다.

본 발명을 상세하게, 또한 특정 실시 형태를 참조하여 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 벗어나는 일 없이 다양한 변형이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에게 있어서 명백하다.

본 출원은, 2012년 2월 9일에 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2012-026511)에 기초하는 것이고, 그 내용은 여기에 참조로서 포함된다.

이상, 본 발명 DI 캔 바디용 알루미늄 합금판(냉연판)은, 알루미늄 합금 냉연판으로부터 캔 제조되는 캔 바디의 내찔림성을 목적으로 하는 레벨까지 향상시켜, 캔 바디의 내찔림성을 보장할 수 있다. 이로 인해, 캔 벽 두께가 박육화, 고강도화되어, 보다 엄격한 사용 조건에서의 내찔림성이 요구되는 DI 캔 바디에 사용되는 알루미늄 합금 냉연판에 최적이다.

Claims (1)

1. DI 캔 바디용 알루미늄 합금판의 제조방법이며,
   질량％로, Mn:0.3~1.3％, Mg:1.0~3.0％, Si:0.1~0.5％, Fe:0.1~0.8％를 각각 함유하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 알루미늄 합금을 용해 및 주조하여 주괴로 하는 주조 공정과,
   주괴를 열처리에 의해 균질화하는 균열 처리 공정과,
   균질화한 주괴를 열간 압연하여 열간 압연판으로 하는 열간 압연 공정과,
   열간 압연판을 어닐링하는 일 없이 냉간 압연하는 냉간 압연 공정을 포함하고,
   상기 균열 처리 공정은 2회의 균열처리로 이루어지고, 1회째의 균열 후의 실온까지의 냉각시의 500~200℃의 평균 냉각 속도는 80℃/시간 이상이고, 2회째의 균열의 주괴의 실온으로부터의 재가열시의 200~400℃의 평균 가열 속도가 30℃/시간 이상이고,
   상기 열간 압연 공정은, 패스간의 시간 중 최장 시간이 100초 이내이고 최저의 정상 속도가 50m/분 이상인 열간 조압연 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는, DI 캔 바디용 알루미늄 합금판의 제조방법.
   

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