KR20130051488A - 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 보틀 캔의 소재인 알루미늄 합금 냉연판의 제조 비용을 저감시키고, 또한 이어링의 판 폭 방향의 편차를 억제한다. 본 발명에 관한 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판은 특정한 조성을 갖는 동시에, 판 조직 중의 α상으로서 대표되는 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자가 적고, 또한 Al₆(Fe, Mn)계 금속간 화합물인 β상과, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물인 α상의 존재 비율이, X선 회절 피크의 최대 높이 Hβ와 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα의 비(Hβ/Hα)로 0.50 이상이다. 이에 의해, 본 발명에 있어서는, 열연판의 판 폭 방향의 재결정률이 균일화되어, 판 폭 방향에서의 이어링의 편차가 작다.

Description

보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판 {COLD-ROLLED ALUMINUM ALLOY SHEET FOR BOTTLE CAN}

본 발명은 보틀 캔용 소재판에 관한 것으로, 상세하게는, 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판에 관한 것이다. 또한, 본 발명에 있어서의 알루미늄 냉연 합금판은, 열간 압연-냉간 압연을 통해 압연된 압연판(냉간 압연판)이며, 냉간 압연 종료된 판이거나, 또는 더욱 열처리가 실시되어 조질된 판이다. 또한, 이하, 알루미늄 합금을 Al 합금이라고도 한다.

알루미늄계 음료 캔으로서는, 캔 몸통체와 캔 덮개(캔 엔드)를 시밍(seaming) 가공함으로써 얻어지는 2피스의 알루미늄캔이 다용되고 있다. 상기 캔 몸통체는, 알루미늄계 냉간 압연판을 DI 가공[딥 드로잉 가공 및 아이어닝 가공(Drawing and Ironing)]하여, 소정의 사이즈로 트리밍을 실시한 후, 탈지ㆍ세정 처리를 행하고, 다시 도장 및 인쇄를 행하여 베이킹을 행하고, 캔 몸통 테두리부를 네킹 가공 및 플랜지 가공함으로써 제조되고 있다. 이하, 이와 같이 하여 제조되는 캔을 DI 캔이라고도 한다.

상기 캔 몸통체용 냉간 압연판으로서는, 종래부터 Al-Mg-Mn계 합금인 JIS3004 합금, 3104 합금 등의 경질판이 널리 사용되고 있다. 이들 JIS3004 합금, 3104 합금은, 아이어닝 가공성이 우수하여, 강도를 높이기 위해 고(高)압연율로 냉간 압연을 실시한 경우라도 비교적 양호한 성형성을 나타낸다. 이것으로부터, 이들 합금은 DI 캔 몸통체의 소재로서 적합하다고 하고 있다.

상기 음료 캔 중에서도, 나사가 부착된 입구부를 갖는 보틀 캔(aluminum bottle, bottlecan)을 제조하기 위해서는, 알루미늄 합금판에, 기초 처리(크로메이트 등)를 행한 후에 수지 피복(수지 도포 또는 필름 라미네이트)을 행한다. 계속해서, 이 수지 피복이 있는 상태의 알루미늄 합금판을, 원형의 블랭크로 펀칭하여, 컵 형상으로 성형한다. 이와 같이, 상기 DI 캔의 제조 공정과는 약간 달리, 보틀 캔(후술하는 3피스 타입)의 성형은, 알루미늄 합금판의 양면에 열가소성 수지 피막층(수지 도포 또는 필름 라미네이트)을 형성한 후에 행해진다.

이 컵 형상으로의 성형 후, 드로잉 아이어닝 가공, 톱 돔 성형, 트리밍, 인쇄 및 도장, 나사ㆍ컬 성형, 넥 플랜지 성형의 각 공정을 거쳐, 보틀 캔이 제조된다. 상기 드로잉 아이어닝 가공(DI 가공)에서는, 상기 컵 형상의 성형품에 대해, 재드로잉 가공과 스트레치 가공 또는 아이어닝 가공을 행하여 몸통부를 소직경화함으로써, 박육화된 바닥이 있는 원통 형상의 캔이 성형된다. 그 후, 이 바닥이 있는 원통 형상의 캔의 저부측을 복수회 드로잉 가공함으로써, 견부(肩部)와 미개구 입구부가 성형된다. 이 캔 몸통부에의 상기 인쇄ㆍ도장은, 세정 및 트리밍 등의 후에 실시된다. 이어서, 입구부를 개방하고 나서, 상기 컬부 및 나사부가 형성된다(나사ㆍ컬 성형). 또한, 나사부의 반대측의 부분에 대해, 네크 인 가공과 플랜지 가공을 실시한 후(넥 플랜지 성형), 권체기(seamer)에 의해, 별도 성형한 바닥 덮개를 권체함으로써 보틀 캔이 얻어진다(특허문헌 1 참조).

최근에는, 보틀 캔이나 DI 캔의 모든 캔의 측벽 두께가 110㎛ 정도로, 경량화를 위한 가일층의 박육화가 요구되고 있다. 이러한 박육화를 달성하기 위해서는, 캔의 버클링 강도가 저하되지 않도록, 재료의 고강도화를 도모하는 것이 중요하다. 나아가서는, 아이어닝 가공시에 있어서의 이어링(earing)이 낮은 것도 강하게 요구되고 있다. 아이어닝 가공시의 이어링을 낮게 함으로써, 아이어닝 가공시의 수율을 높일 수 있고, 나아가서는 캔 몸통의 에지부 절결에 기인하는 캔 몸통 파단을 방지할 수 있다.

일반적으로, 캔 몸통체의 제조에 있어서는, 캔의 블랭크는, 소재(원판)로 되는 알루미늄 합금판의 판 폭 방향에 있어서의 다른 복수의 위치(부분)로부터, 각각 채취된다. 한편, 소재로 되는 알루미늄 합금판의 제조 공정에 의해서는, 판 폭 방향으로 균일한 특성을 갖는 판이 항상 얻어진다고는 할 수 없다. 통상은, 판 폭 방향으로 특성의 편차가 발생해 버리는 경우가 많다. 따라서, 소재판의 이어링이 평균적으로 낮아도, 판 폭 방향의 각 위치에서 이어링의 크기가 변동되어 버리는 경우가 있고, 이러한 이어링의 편차가 발생한 경우에는, 안정적으로 수율이 높은 캔 몸통체를 얻는 것이 곤란하게 되어 버린다.

이어링 자체를 낮게 하는 기술은 종래부터 다양하게 제안되어 있다. 그 대부분은, 균질화 열처리[이하, 균질화 처리, 균열(均熱) 처리라고도 함], 열간 조압연-열간 마무리 압연으로 이루어지는 공정에 있어서, 비교적 고온에서 균질화 열처리를 실시하고, 열간 압연 종료 후에 열연판의 재결정을 판 폭 방향으로 균일하게 진행시켜, 판 폭 방향에 있어서의 재결정 상태가 균일한 판을 얻는다고 하는 점에서 공통되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 2에는, 열간 압연에 있어서, 입방체 방위가 우선한 집합 조직을 충분히 발생시킴으로써, 캔 몸통용 알루미늄 합금판의 이어링을 저하시키는 기술이 제안되어 있다. 이로 인해, 특허문헌 2에서는, 530 내지 630℃의 고온에서 균질화 열처리를 실시하는 것이 제안되어 있고, 특히 열간 마무리 압연 조건이 상세하게 규정되어 있다.

특허문헌 3에는, 압연재의 결정학적 이방성에 기인하여 에지가 발생하는 것이 기재되어 있다. 특허문헌 3에는 또한, 열연 종료 후에 진행되는 재결정에 의해 형성되는 입방체 방위의 결정립의 집합 조직 성분(주로 0°－90°에지)과, 냉간 압연에 의해 형성되는 압연 집합 조직 성분(45°에지)의 밸런스에 의해, 에지의 고저가 정해지는 것이 기재되어 있다. 이 특허문헌 3에서는, 캔 직경의 축소에 수반하여 엄격하게 요구되는 이어링의 저감을 실현하기 위해, 열간 압연 조건에 더하여, 상공정인 균열 처리 조건도 중요하다고 하여, 560 내지 620℃의 비교적 고온에서 균열 처리를 실시한 캔 몸통용 알루미늄 합금 냉연판의 제조 방법이 제안되어 있다.

또한, 이어링 자체를 낮게 해도, 냉연판의 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 억제하지 않으면, 이어링이 안정되어 양호한 재료라고는 할 수 없다. 이로 인해, 이어링의 편차의 억제에 관해서도, 종래부터 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 4에서는, 주괴에 대해 540 내지 610℃의 고온에서 균질화 열처리가 실시된다. 균질화 열처리의 온도가 540℃ 미만에서는, 석출물의 분포가 촘촘해져, 열간 압연 종료된 상태에서 조직이 재결정되기 어렵게 되어 버리기 때문이다. 또한, 특허문헌 4에서는, 열간 조압연의 종료 온도를 430℃ 이상으로 하는 것이 제안되어 있다. 이에 의해, 특허문헌 4에서는, 그 후의 열간 마무리 압연 공정이 개시되기까지의 동안, 온도가 비교적 높아 재결정이 진행되기 쉬운 판 폭 중앙부와, 온도가 비교적 낮아 재결정이 일어나기 어려운 판 폭 단부 사이에서 발생할 수 있는 판 폭 방향에서의 재결정의 진행의 편차를 억제하고 있다. 또한, 특허문헌 4에서는, 열간 압연 종료에 의해 재결정 상태로 하고, 또한 그 후의 냉간 압연 도중에서의 중간 어닐링시에 있어서 적당한 입방체 방위를 발달시켜 이어링 자체를 저하시키기 위해, 열간 마무리 압연의 종료 온도를 330 내지 360℃의 범위 내로 하고 있다.

특허문헌 5에서는, 알루미늄 합금 열간 압연판의 판 단면에 있어서 판 표면으로부터 판 두께 중심에 이르는 영역의 Cube 방위의 결정립의 면적률의 차를 작게 함으로써, 이어링이 판 폭 방향에서 안정되어 양호한 재료를 얻는 것이 제안되어 있다. 이로 인해, 특허문헌 5에서는, 600 내지 620℃ 정도의 고온에서 균질화 처리를 실시하고, Al-Mn-Fe-Si계 금속간 화합물상과, 열간 압연 공정에서 Cube 방위의 결정립의 핵을 제공하는 무석출대(PFZ)를 균일하게 분포시키고 있다. 또한, 동 문헌에서는, 상기 균열 처리(제1 균열 처리) 후에 일단 냉각하여, 열간 조압연 개시 온도와 동등 또는 약간 높은 온도로 재가열하여 수 시간 정도 유지하는 제2 균질화 열처리를 실시하는, 2회 균열이라 불리는 2회의 균질화 열처리를 실시하는 것이 권장되어 있다.

특허문헌 6에서는, 열간 압연판의 Mn의 평균 고용량을 0.12 내지 0.38질량％의 범위, Cu의 평균 고용량을 0.01 내지 0.3질량％의 범위 등으로 제어하는 것이 제안되어 있다. 이에 의해, 특허문헌 6에서는, 중간 어닐링하는 일 없이 냉간 압연판을 제조해도, 이 냉간 압연판을 DI 성형하였을 때의 이어링을 작게 하고 있다. 동 문헌은, Mn이나 Cu의 평균 고용량이 커지면, 재결정시에 Cube 방위(입방체 방위)가 발달하기 쉬워져, 열간 압연판의 평균 이어링이 작아지는 경향이 있는 것을 발견한 것이다. 종래, 열간 압연 후에 중간 어닐링을 행하는 방법에서는, 내부 조직의 편차를 상기 중간 어닐링에 의해 일단 캔슬함으로써, 이어링의 안정화를 도모하고 있었던 것에 대해, 동 문헌에 따르면, 중간 어닐링을 행하지 않아도 평균 이어링을 안정화시킬 수 있다. 단, 동 문헌에서도, 균질화 열처리 온도는 역시 550 내지 650℃ 정도로 비교적 고온이며, 이 균질화 열처리는, 2회 균열 등과 같이, 복수의 단계로 나누어 행해져 있다.

특허문헌 7에서도, 550 내지 650℃ 정도의 고온에서 균질화 처리를 실시한 후, 일단 냉각하고 나서, 재가열한 후, 열간 조압연을 행하는 2회 균열을 실시하는 것이 제안되어 있다. 이에 의해, 특허문헌 7에서는, 열간 압연판의 Mn 평균 고용량 및 결정립 직경을 소정의 범위로 제어하고, 열간 압연판의 이어링을 안정적으로 -3 내지 -6％로 하고 있다. 또한, 특허문헌 7에서는, 그 후, 열간 압연판을 중간 어닐링하는 일 없이 냉간 압연함으로써, 얻어지는 냉간 압연판의 이어링을 안정적으로 0 내지 2％로 하는 것이 제안되어 있다.

이 밖에, 보틀 캔이 아닌 DI 캔에 관한 것이기는 하지만, 특허문헌 8에 있어서, 균질화 처리 온도를 600 내지 640℃의 고온으로 하여, 주조시에 생성된 Al₆(Mn, Fe)상 정출물인 β상을 α상(Al-Mn-Fe-Si계 화합물)으로 변태시킴으로써, 이 α상의 면적률을 50％ 이상으로 크게 하는 것도 제안되어 있다. 특허문헌 8에서는, DI 캔에의 아이어닝 성형시의 시징을 방지하기 위해, 이 α상이 사용되고 있다.

일본 특허 출원 공개 제2001-162344호 공보 일본 특허 출원 공개 평9-268355호 공보 일본 특허 출원 공개 평10-310837호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-156710호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-244701호 공보 일본 특허4205458호 공보 일본 특허 출원 공개 제2003-342657호 공보 일본 특허 출원 공개 제2000-248326호 공보

보틀 캔 중에는, 성형 후의 알루미늄판에 내외면 도장을 행하여 제조되는 2피스 보틀 캔(일체 성형된 캔 몸통, 캡으로 구성되는 "2 피스 타입")과, 미리 필름 라미네이트가 실시된 소재를 캔 몸통으로 성형하여 제조되는 3피스 보틀 캔(캔 몸통, 바닥 덮개, 캡으로 구성되는 "3피스 타입")이 있다. 본 발명은 후자에 적용되는 기술이다. 이 3피스 타입에서는, 상기 컵 형상으로 성형된 캔 몸통체의 상부에 음용구부를 더 성형하는 아이어닝 가공시, 전단의 컵 형상의 캔 몸통체 성형시에 잔류한 캔 몸통체 저부 주연부의 플랜지를 남기도록 가공하고 있다. 그리고, 이 음용구부의 성형 후(상기 아이어닝 가공 후), 이 플랜지가 트리밍에 의해 제거된다.

상기 3피스 타입의 보틀 캔에서는, 이어링 자체를 낮게 할 수 있으면, 또한 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 억제할 수 있으면, 트리밍에 의해 제거되는 플랜지의 양(트리밍량)을 줄일 수 있고, 특히 재료의 수율을 향상시킬 수 있다. 또한, 이것에 더하여, 최근에는, 경량화를 위한 보틀 캔을 박육화하는 데 있어서, 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 억제하는 것과 같은 특성의 향상뿐만 아니라, 소재판의 제조 비용을 저감시키는 것도 필요해지고 있다. 바꾸어 말하면, 이어링의 판 폭 방향에서의 편차 억제를 위해 종래부터 채용하고 있었던 제조 조건을 재검토해도, 캔 소재 냉연판의 제조 비용의 저감 및 이어링의 판 폭 방향에서의 편차의 억제라고 하는 어려운 과제가 있다.

상기 종래 기술에서는, 이러한 제조 비용 저감과 이어링의 향상이라고 하는 요구 과제에 대해 대응할 수 없다. 상기 종래 기술에서는, 상기한 바와 같이, 열간 압연판을 중간 어닐링하는 일 없이 냉간 압연하는 것도 제안되어 있기는 하다. 그러나, 이들 종래 기술에서는, 예를 들어 상기 균질화 열처리를 행하는 온도는 상기 고온 그대로이며, 또한 상기 균질화 열처리가 2회 행해지는 등, 캔 소재 냉연판의 이어링 저감이나 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 억제한 후의 제조 비용의 본격적인 저감으로는 전혀 이어지지 않는다.

본 발명은 이러한 문제점에 비추어 이루어진 것이며, 보틀 캔의 소재인 알루미늄 합금 냉연판의 제조 비용을 저감시키고, 또한 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 억제하는 것을 목적으로 한다.

이 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판의 요지는, 이하와 같다.

(1) Mn:0.3 내지 1.2질량％, Mg:1.0 내지 3.0질량％, Fe:0.3 내지 0.7질량％, Si:0.1 내지 0.5질량％를 함유하고, 상기 Fe와 상기 Mn의 질량 조성비(Fe/Mn)가 0.45 내지 1.5의 범위이고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판이며,

상기 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판의 조직 중, 20000배의 배율의 투과형 전자 현미경으로 측정이 가능한 무게 중심 직경 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 3개/㎟ 미만이고,

Al₆(Fe, Mn)계 금속간 화합물인 β상과, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물인 α상을 포함하고,

X선 회절 분석 장치에 의해 측정되는, 상기 β상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝20.5 내지 21.5°의 범위 내에 있는 X선 회절 피크의 최대 높이 Hβ와, 상기 α상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝25.5 내지 26.5°의 범위 내에 있는 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα의 비(Hβ/Hα)가 0.50 이상인 것을 특징으로 하는 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판.

(2) Cu:0.05 내지 0.5질량％, Cr:0.001 내지 0.3질량％, Zn:0.05 내지 0.5질량％로부터 선택된 1종 이상을 더 함유하는 (1)에 기재된 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판.

(3) Ti:0.005 내지 0.2질량％를 단독으로, 또는 B:0.0001 내지 0.05질량％와 함께 더 함유하는 (1) 또는 (2)에 기재된 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판.

덧붙여 말하면, 본 발명에서 제어하는 것은, 후술하는 바와 같이, 균열 후 또한 열연 전의 주괴 조직의 분산 입자(α상, β상)이지만, 본 발명에서의 규정은 냉연판의 상태에 대해서이다. 이들 분산 입자는, 제조 조건에도 물론 의존하지만, 본 발명의 제조 조건의 범위 내이면, 열연이나 냉연을 거쳐도, 균열 후의 주괴 조직의 상태가 그대로 유지되어, 열연판이나 냉연판이라도 거의 변화되지 않는다. 이로 인해, 본 발명에서는, 이들 균열 후 또한 열연 전의 주괴 조직을, 분석이 어려운 주괴나 열연판 등의 중간 제품이 아닌, 분석이 용이한 최종의 보틀 캔 소재인 냉연판에 대해 규정하고 있다.

본 발명은, 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 억제하기 위해, 열연판 조직의 판 폭 방향의 균일한 재결정을 보증하는 점에 있어서는, 종래와 마찬가지이다. 단, 종래와는 완전히 반대로, 본 발명에서는 상기 균열 처리 온도를 가능한 한 낮은 온도로 하고 있다. 즉, 본 발명은, 균열 후 또한 열연 전의 주괴 조직에 있어서, 재결정을 촉진하는 조대한 분산 입자를 일정량 존재시키는 점에서 특징적이다.

이어링의 판 폭 방향의 편차의 요인은, 캔 소재판의 열간 압연(열연) 종료 후의 재결정의 진행 상황의 편차이다. 이 열연 공정에서는, 도입되는 변형량이 비교적 높은 캔 소재판(열연판)의 판 폭 방향의 단부측에서는 재결정이 진행되어 버리는 것에 대해, 도입되는 변형량이 낮은 캔 소재판(열연판)의 판 폭 방향의 중앙부측, 특히 판 두께 중심부에서는 재결정이 일어나기 어려워진다. 이 현상은, 그 후의 냉간 압연 후까지 영향을 미쳐, 최종 판(성형 캔)의 이어링으로서, 큰 편차를 나타내는 결과로 된다.

이에 대해, 본 발명에서는, 최종 판의 이어링의 판 폭 방향의 편차를 저감시키기 위해, 상기 균질화 열처리(균열 처리) 후, 또한 열간 압연 전인 주괴의 분산 입자 상태를 제어한다. 그리고, 재결정을 촉진하는 비교적 조대한 Al₆(Fe, Mn)계 금속간 화합물인 β상의 존재 비율을 많게 하는 동시에, 재결정을 저해하는 비교적 미세한 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물인 α상의 존재 비율을 적게 한다. 이러한 β상과 α상의 존재 비율의 밸런스 제어에 의해, β상을 증가시켜, 상기한 캔 소재판(열연판)의 판 폭 방향의 중앙부측의, 특히 판 두께 중심부의 재결정을 촉진시켜, 열연판의 판 폭 방향의 재결정률을 균일화하고, 나아가서는 최종 판의 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 저감한다. 동시에, 미세한 α상은 규제하지만, 비교적 조대한 α상의 쪽은 지나치게 적게 하지 않도록 한다.

이로 인해, 본 발명에서는, 상기 균열 처리 온도는 550℃ 미만의 가능한 한 낮은 온도로 하고, 또한 열간 압연(특히 조압연) 조건을 조정하고 있다. 이와 같이, 본 발명에서는, 특히 열연판의 제조 공정을 고안함으로써, 재결정을 촉진하는 상기 β상의 존재 비율을 많게 하는 동시에, 재결정을 저해하는 상기 미세한 α상의 존재 비율을 적게 하도록 제어한다.

이에 대해, 상기한 종래 기술에서는, 대체로 520℃ 이상의 비교적 고온의 균열 처리를 행하거나, 2회의 균열 처리를 행하고 있으므로, 주조시에 생성된 β상은 고용되고, 또한 고용 Fe량이나 고용 Mn량도 증가하여, 상기 열연판의 재결정이 진행되기 어려운 조직이 얻어지게 되어 버린다. 예를 들어, 특허문헌 4에서는, 재결정시키기 쉬운 조직을 지향하여, 석출물의 분포가 촘촘해지는 재결정하기 어려운 조직을 방지하려고 하고 있음에도 불구하고, 주괴에 대해 540 내지 610℃의 고온으로 균질화 열처리를 실시하고 있다. 또한, 특허문헌 8에서도, 균질화 처리 온도를 600 내지 640℃의 고온으로 하여, 주조시에 생성된 β상을 α상으로 적극적으로 변태시켜 α상을 많이 존재시키는 동시에, 고용 Fe량이나 고용 Mn량도 증가시키고 있어, 재결정하기 어려운 조직이 얻어져 있다.

따라서, 종래의 제조 방법에서는, 상기 균질화 열처리를 1회만으로 행하는 등의 공정 생략을 행하는 동시에 균열 온도도 낮게 하는 것에 의한 소재판의 제조 비용의 저감과, 캔 소재판의 이어링 자체의 저감이나 이어링의 판 폭 방향의 편차의 억제를 양립할 수 없다. 이 결과, 종래의 제조 방법에서는, 보틀 캔 중에서도 3피스 타입의 캔의, 캔 몸통체 성형시에 잔류하는 캔 몸통체 저부 주연부의 플랜지의 양(트리밍량)을 줄일 수 없다.

이에 대해, 본 발명에서는, 상기 균질화 열처리를 1회만 행하는 등, 공정 생략을 행하는 동시에, 균열 온도도 낮게 하여, 소재판의 제조 비용을 저감한 후, 캔 소재판의 이어링 자체를 저감할 수 있고, 또한 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 억제할 수 있다. 이 결과, 보틀 캔 중에서도 3피스 타입의 캔 몸통체 성형시의 트리밍량을 줄일 수 있다.

도 1은 본 발명의 냉연판에 대해, X선 회절 분석 장치에 의해 측정된 X선 회절선의 회절 피크의 분포를 나타내는 설명도이다.

(Al 합금 냉연판 조성)

우선, 본 발명에 관한 알루미늄 합금 냉연판(주괴)의 화학 성분 조성에 대해, 각 원소의 한정 이유를 포함하여 이하에 설명한다.

본 발명에 있어서의 알루미늄 합금 냉연판의 화학 성분 조성은, 보틀 캔용의 소재로서, 상기한 캔으로의 성형성이나 강도 등의 필요 특성을 만족시키고, 또한 상기 본 발명이 규정하는 조직을 화학 성분 조성의 점에서 만족시킬 필요가 있다. 이로 인해, 본 발명에 관한 알루미늄 합금 냉연판은, Mn:0.3 내지 1.2질량％, Mg:1.0 내지 3.0질량％, Fe:0.3 내지 0.7질량％, Si:0.1 내지 0.5질량％를 함유하고, 상기 Fe와 Mn의 질량 조성비(Fe/Mn)가 0.45 내지 1.5의 범위이고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 것으로 한다.

상기 조성에 더하여, 본 발명에 관한 알루미늄 합금 냉연판은, Cu:0.05 내지 0.5질량％, Cr:0.001 내지 0.3질량％, Zn:0.05 내지 0.5질량％로부터 선택된 1종 이상이나, 및/또는 0.005 내지 0.2질량％의 Ti를 단독으로, 또는 0.0001 내지 0.05질량％의 B와 함께, 더 함유해도 된다. 이하에 각 원소의 규정의 의의에 대해 차례로 설명한다.

(Mn:0.3 내지 1.2질량％)

Mn은 강도의 향상에 기여하고, 나아가서는 성형성의 향상에도 기여하는 유효한 원소이다. 특히, 본 발명의 캔 몸통재(냉간 압연판)에서는, DI 성형시에 아이어닝 가공이 행해지므로, Mn은 극히 중요하다. Mn은, 조대한 β상 등의 각종 Mn계 금속간 화합물을 형성한다. 그 조대한 화합물은, 열연판의 재결정 촉진에 기여하고, 또한 제품판의 고강도화에도 유효하다. Mn의 함유량이 지나치게 적으면, 상기 효과가 발휘되지 않는다. 이로 인해, Mn의 함유량은 0.3질량％ 이상, 바람직하게는 0.4질량％ 이상이다. 한편, Mn이 과잉으로 되면, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물(α상)의 생성량이 증가하여, 열연판에서의 재결정이 곤란해진다. 또한, Mn과 Al의 초정 거대 금속 화합물이 정출되기 쉬워져, 성형성도 저하된다. 그러므로, Mn 함유량의 상한은 1.2질량％, 바람직하게는 1.1질량％, 더욱 바람직하게는 1.0질량％이다.

(Mg:1.0 내지 3.0질량％)

Mg는, 단독으로 고용 강화에 의해 강도를 향상시킬 수 있는 점에서 유효하다. 또한, Mg 함유량이 적으면, Mg-Si 화합물의 생성량이 감소하여 Si가 과잉으로 남기 때문에, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물(α상)의 생성량이 증가한다. 이로 인해 Mg의 함유량은 1.0질량％ 이상, 바람직하게는 1.2질량％ 이상이다. 한편, Mg가 과잉으로 되면, 가공 경화가 발생하기 쉬워지므로, 성형성이 현저하게 저하된다. 따라서, Mg량의 상한은 3.0질량％, 바람직하게는 2.5질량％이다.

(Fe:0.3 내지 0.7질량％)

Fe는 결정립을 미세화시키는 작용을 갖고, 나아가서는 조대한 β상의 형성량을 증가시켜, 열연판의 재결정 촉진에 기여한다. 또한, Fe는 Mn의 정출이나 석출을 촉진시켜, 알루미늄 기지(基地) 중의 Mn 평균 고용량이나 Mn계 금속간 화합물의 분산 상태를 제어하는 점에서도 유용하다. 이로 인해, Fe의 함유량은 0.3질량％ 이상, 바람직하게는 0.4질량％ 이상이다. 한편, Fe 함유량이 과잉으로 되면, 직경 15㎛를 초과하는 사이즈의 거대한 초정 금속간 화합물이 발생하기 쉬워져, 성형성이 저하된다. 따라서, Fe 함유량의 상한은 0.7질량％, 바람직하게는 0.6질량％이다.

여기서, 직경 1㎛ 미만인 미세한 입자(α상)의 수 밀도를 작게 하여, 재결정의 핵 생성 사이트로 되는, 조대한 β상의 양을 증가시키기 위해, Fe와 Mn의 질량 조성비(Fe/Mn)를 0.45 내지 1.5, 바람직하게는 0.6 내지 1.4로 한다. 이 비가 0.45보다 작은 경우는, Mn에 대한 Fe의 함유량이 지나치게 적으므로, β상의 생성량이 적어져, 직경 1㎛ 미만인 입자(α상)의 수 밀도가 높아진다. 한편, 이 비가 1.5를 초과하면, α상의 생성량이 지나치게 적어져, 아이어닝 가공성이 저하된다.

(Si:0.1 내지 0.5질량％)

Si는, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물(α상)을 형성한다. α상이 적정하게 분포되어 있을수록, 성형성이 향상된다. 이로 인해, Si의 함유량은 0.1질량％ 이상, 바람직하게는 0.2질량％ 이상이다. 한편, Si가 과잉으로 되면, 열연판의 재결정이 억제되어, 이어링의 편차가 커진다. 이로 인해, Si 함유량의 상한은 0.5질량％, 바람직하게는 0.4질량％이다.

(Cu:0.05 내지 0.5질량％)

Cu는, 고용 강화에 의해 강도를 증가시킨다. 이로 인해, Cu를 선택적으로 함유시키는 경우의 하한량은 0.05질량％ 이상, 바람직하게는 0.1질량％ 이상이다. 한편, Cu가 과잉으로 되면, 고강도는 용이하게 얻어지지만, 지나치게 단단해지므로, 성형성이 저하되고, 나아가서는 내식성도 떨어진다. 이로 인해, Cu 함유의 상한량은 0.5질량％, 바람직하게는 0.4질량％이다.

Cu 외에, 동일 효과의 강도 향상 원소로서는 Cr, Zn 등을 들 수 있다. 그로 인해, Cu에 더하여 Cr, Zn 중 1종 또는 2종을 선택적으로 더 함유시켜도 된다.

(Cr:0.001 내지 0.3질량％)

Cr도 강도 향상에 효과적인 원소이다. Cr의 양은, 예를 들어 0.001질량％ 이상, 바람직하게는 0.002질량％ 이상이다. 한편, Cr이 과잉으로 되면, 거대 정출물이 생성되어 성형성이 저하된다. Cr량의 상한은, 예를 들어 0.3질량％ 정도, 바람직하게는 0.25질량％ 정도이다.

(Zn:0.05 내지 0.5질량％)

Zn도 강도 향상에 효과적인 원소이다. Zn의 양은 0.05질량％ 이상, 바람직하게는 0.06질량％ 이상이다. 한편, Zn이 과잉으로 되면 내식성이 저하된다. Zn량의 상한은 0.5질량％ 정도, 바람직하게는 0.45질량％ 정도이다.

(Ti:0.005 내지 0.2질량％)

Ti는 결정립 미세화 원소이다. 따라서, 결정립 미세화의 효과를 발휘시키고자 할 때에는 Ti를 선택적으로 함유하면 된다. 그때의 Ti의 함유량은 0.005질량％ 이상, 바람직하게는 0.01질량％ 이상이다. 또한, Ti가 과잉으로 되면, 거대한 Al-Ti계 금속간 화합물이 정출되어 성형성을 저해시킨다. 따라서, Ti 함유량의 상한은 0.2질량％, 바람직하게는 0.1질량％이다.

Ti는 단독으로 함유되어도 되지만, 미량의 B와 함께 함유되어도 된다. B를 병용하는 경우에는, 결정립의 미세화 효과가 더욱 향상된다. 이를 위해 선택적으로 함유시킬 때의 B의 함유량은, 0.0001질량％ 이상, 바람직하게는 0.0005질량％ 이상이다. 한편, B가 과잉으로 되면, Ti-B계의 조대 입자가 생성되어 성형성을 저하시킨다. 따라서, B 함유량의 상한은 0.05질량％, 바람직하게는 0.01질량％이다.

이상 기재한 원소 이외에는 불가피적 불순물이다. 상기한 판 특성을 저해시키지 않기 위해, 불가피적 불순물의 함유량은 기본적으로 적은 쪽이 좋지만, 알루미늄 합금의 용제 공정에 있어서의 불순물 저감을 위한 정련 비용과의 균형도 있다. 따라서, 상기 판 특성을 저해시키지 않는 범위에서, JIS 규격 등에서 기재된 3000계 알루미늄 합금의 각 원소의 상한값 정도까지의 불가피적 불순물의 함유는 허용된다.

(냉연판 조직)

다음에, 본 발명의 냉연판 조직에 대해 이하에 설명한다. 본 발명에서는, 상기 성분 조성에 더하여, 열연판 조직의 판 폭 방향에서 균일한 재결정을 보증하기 위해, 균열 후 또한 열연 전의 주괴의 상기 주요 원소(Mn, Fe, Cu)의 조성이나, 조직의 재결정을 촉진시키는 조대한 분산 입자인 β상의 양을, 규제하는 α상과의 관계로 보증한다. 단, 본 발명에서 제어되는 것은 균열 후, 또한 열연 전의 주괴의 상기 조직이지만, 상기한 바와 같이, 본 발명에서는 이들을 냉연판의 상태로 규정한다.

여기서, 다시 설명하면, 본 발명에서 규정하는 Al₆(Fe, Mn)으로 이루어지는 금속간 화합물인 β상은, 주조시에 생성되는 조대한 정출물이며, 열연시에는, 제2상 분산 입자로서 재결정의 핵 생성 사이트로 되어, 열연판 조직의 재결정을 촉진시킨다. 한편, Al-Fe-Mn-Si로 이루어지는 금속간 화합물인 α상은, 균열중에, 상기 β상으로부터 변태되는 것(조대)과, 새롭게 핵 생성되어 석출되는 것(미세)의 2종이 있다.

상기한 종래 기술과 같이, 균열 조건이 고온ㆍ장시간일수록, β상으로부터 α상으로의 변태가 진행되기 쉽고, 균열 후에 존재하는 α상은, 이 β상으로부터 α상으로의 변태에 유래되는 것이 많아진다. 단, 본 발명의 최적 제조 조건에 있어서의 균열 온도가 낮으므로(550℃ 미만), 본 발명에 있어서의 균열 후(냉연판)의 조직중의 α상 중, 균열중에 β상으로부터 변태된 것은 적고, 대부분이 균열중에 새롭게 핵 생성되어 석출된 미세한 것이라고 추측된다. 또한, β상은 조대한 정출물이며, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 미세한 것은 없다. 따라서, 본 발명에 있어서의 냉연판 조직을 투과형 전자 현미경으로 관찰한 경우, 관찰되는 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 입자는, 대부분 균열중에 새롭게 핵 생성되어 석출된 α상이라고 생각된다.

분산 입자:

본 발명에서는, 우선, 열연판의 재결정을 저해하는 작용이 큰, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 미세한 분산 입자를 규제하기 위해, 이 평균 개수 밀도를 3개/㎟ 미만으로 규정한다. 이들 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 미세한 분산 입자의 대부분은, 균열 처리중이나 열간 압연중에 새롭게 핵 생성되어 석출된 α상이므로, 이 규정은, 대표하고 있는 미세한 α상을 실질적으로 규정하고 있다. 이에 의해, 재결정을 저해하는 특히 미세한 α상 자체를 적게 하고, 캔 소재판(열연판)의 판 폭 방향의 중앙부측의, 특히 판 두께 중심부의 재결정을 촉진시키고, 열연판의 판 폭 방향에서의 재결정률을 균일화하여, 나아가서는 최종 판의 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 저감시킨다. 이 평균 개수 밀도가 3개/㎟ 이상이면, 특히 미세한 α상이 많아져, 열연판의 재결정이 저해되고, 최종 판의 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 저감할 수 없다.

또한, 본 발명에서는, 무게 중심 직경(크기)이 1㎛ 미만인 미세한 분산 입자의 개수를 규정하고 있지만, 이러한 무게 중심 직경의 상한 규정만으로는, 투과형 전자 현미경(Transmission Electron Microscope, 이하, TEM이라고도 칭함)으로도 관찰이나 측정이 불가능한 미세 분산 입자도 범위로서 포함될 가능성도 있다. 이로 인해, 본 발명에서는 TEM의 배율을 규정하고, 또한 이 배율로 측정이 가능한 것으로 규정함으로써, 측정이 가능한 미세 분산 입자만이 포함되도록 명료화하고 있다. 이 20000배의 배율의 TEM으로, 재현성 좋고 객관적으로 측정이 가능한 분산 입자의 무게 중심 직경(크기)의 하한은, 약 30㎚이다. 또한, 본 발명에서 규정하고 있는, 바람직한 균열이나 열연의 온도 영역에서는, 원자의 확산 속도가 크고, 분산 입자의 성장 속도가 크기 때문에, 열연에서의 재결정시에 30㎚ 이하의 미세한 입자가 분산되어 있을 가능성은 극히 낮다. 따라서, 본 발명에서는, 실제로는, 무게 중심 직경이 30㎚ 이상 또한 1㎛ 미만인 범위의 미세한 분산 입자를 측정 및 규정하고 있다.

TEM 관찰에서는, 통상, 분산 입자의 평균 개수 밀도를, 박막 시료의 체적을 감안한 ㎣당으로 규정하지만, 본 발명에서는, 분산 입자의 평균 개수 밀도를 ㎟당으로 규정한다. 그 이유는, TEM의 관찰 시료가 두께 100㎛ 정도인 박막인 것에 대해, TEM 이미지에서 관찰되는, 본 발명이 대상으로 하는 분산 입자(석출물)는, 이 박막 전체에 3차원적으로 분산되어 있는 것에 의한다. 이로 인해, 박막의 두께 방향으로 겹쳐진 상태에서 복수의 입자가 분산되어 있어도, TEM 이미지에서는 하나의 입자로밖에 보이지 않으므로(관찰되지 않으므로), 3차원적으로 정확한 입자 개수를 카운트하는 것은 원리상 불가능하다. 또한, 관찰 시야 내에 걸쳐, 박막의 두께가 완전히 동일하다고도 할 수 없다. 따라서 본 발명에서는, 편의상, 1㎟당 분산 입자의 개수를 계산하고, 이 개수를 분산 입자의 개수 밀도로서 규정한다.

여기서, 무게 중심 직경이라 함은, 부정형의 분산 입자의 최대의 길이를 원의 직경으로 간주하였을 때의, 원 상당 직경이며, 예를 들어 일본 특허 출원 공개 제2009-191293호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2009-215643호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2009-228111호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2009-242904호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2008-266684호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2007-126706호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2006-104561호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2005-240113호 공보 등에 개시되는 바와 같이, 알루미늄 합금 분야에서의 분산 입자 등의 크기의 규정으로서 범용되고 있다.

분산 입자의 개수 밀도의 측정:

무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도의 측정은, 냉연판 조직을 투과형 전자 현미경으로 관찰함으로써 행한다. 보다 구체적으로는, 판 두께 중앙부, 압연면 상면의 시험재를 경면 연마하고, 연마면의 조직을, 20000배의 투과형 전자 현미경에 의해 10시야 관찰하여, 1㎛²당 평균 개수 밀도를 산출하였다. 이때, 8㎛×8㎛의 범위에서 관찰되는 입자의 개수를 측정하고, 1㎛²당 입자의 개수를 계산하였다. 또한, 평균 개수 밀도에는 막 두께가 크게 영향을 미치기 때문에, TEM 관찰시의 막 두께는 100㎚로 일정하게 하고, 막 두께 오차는 ±20㎚를 허용 범위로 하였다.

X선 회절 피크 높이:

본 발명에 있어서는, 열연판의 재결정 촉진을 위해, β상의 양을 많게 한다. 이 보장을 위해, 상기한, 균열중에 새롭게 핵 생성되거나 하여 석출되는 미세한 α상을 규제하는 것에 더하여, 균열중에 β상으로부터 변태되어 생성되는 α상도, β상과의 관계로 규제한다. 즉, 이들 β상과 α상의 존재 비율의 밸런스를 제어하여, β상을 상대적으로 증가시킴으로써 β상의 양을 보장한다. 이에 의해, 상기한 캔 소재판(열연판)의 판 폭 방향의 중앙부측, 특히 판 두께 중심부의 재결정을 촉진시켜, 열연판의 판 폭 방향의 재결정률을 균일화하고, 나아가서는 최종 판의 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 저감한다. 동시에, 균열중에 새롭게 핵 생성되거나 하여 석출되는 미세한 α상은 규제하지만, 균열중에 β상으로부터 변태되거나 하여 생성되는 비교적 조대한 α상은 지나치게 적게 하지 않도록 한다. 덧붙여 말하면, 이 β상으로부터 변태 생성되는 α상은 β상과 동일하게 조대하므로, 상기 규제의 대상으로 한 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자인, 균열중에 새롭게 핵 생성되어 석출되는 α상에는 포함되지 않는다.

α상이 감소하면, 통상의 DI 캔에 있어서는 윤활성이 저하되어, 아이어닝 가공성이 저하된다. 그러나, 상기한 바와 같이, 상기 DI 캔의 제조 공정과는 약간 달리, 보틀 캔은, 알루미늄 합금판(냉연판)의 양면에 열가소성 수지 피막층(수지 도포 또는 필름 라미네이트)을 형성한 후에 성형된다. 이로 인해, 이 열가소성 수지 피막층이 성형시의 윤활제의 역할을 함으로써, 캔으로의 성형성이 크게 향상되어 있다.

이 성형 전에 형성되는 열가소성 수지 피막층에 의한 윤활 효과에 더하여, 본 발명에서는, 비교적 조대한 α상을 지나치게 적게 하지 않음으로써, 소재판의 캔 성형성의 저하를 최소한으로 억제하고 있다. 즉, 본 발명의 β상과 α상의 존재 비율의 규정은, 단순히 β상의 측만, 혹은 α상의 측만을 규제하는 것이 아니라, 과도한 α상의 감소를 억제하는 동시에 β상과 α상의 존재 비율의 밸런스를 제어함으로써, 캔 성형성의 저하를 억제하여, 성형 전에 열가소성 수지 피막층을 형성한 경우의 캔의 성형성을 보장하고 있는 것이다.

본 발명에서는, 이들 β상과 α상의 존재 비율(밸런스 제어)의 규정에, X선 회절 분석 장치에 의해 측정된 회절 피크 강도를 사용한다. X선 회절 분석에 의해 측정되는 X선 회절 피크의 위치나 높이에 의해, 금속 매트릭스(조직) 중의 제2 상 입자로서의 화합물(금속간 화합물 등)의 종류나 양의 특정(정성화나 정량화)이 가능하다. 따라서, 본 발명에 있어서의 회절 피크 강도를 사용하는 방법은, 본 발명에 있어서의 제2 상 입자로서의 β상과 α상의 식별(구별)과 정량화, 즉, 존재 비율의 규정에 최적이다.

도 1은, 본 발명의 냉연판(후술하는 실시예에 있어서의 표 2의 발명예 7)에 대해, X선 회절 분석 장치에 의해 측정된 X선 회절선의 회절 피크의 분포를 나타낸다. 도 1에 나타내는 회절 피크의 위치(횡축 위치)와, 종축에 나타내어지는 회절 피크의 높이 H(강도 단위:CPS)에 의해, 알루미늄 합금 조직중의 제 2 상 입자로서의, β상과 α상의 존재 비율의 동정(同定)을 행할 수 있다.

도 1에 있어서, 회절 피크 분포는, 횡축의 측정 범위 2θ가 10°～100°의 범위에서 나타내어진다. 이 회절 피크 분포의 하방(종축의 0의 위치보다 하방)에, 상측으로부터 차례로 정출물이나 Al 각각의 회절 피크가, 그 횡축의 각 위치에 대해 각각 가느다란 막대선(막대 그래프)으로 나타내어져 있다. 이들 막대 그래프는, 우측에 정출물이라 기재된 것에 대해, 상측으로부터 차례로, α상[(α-Al₁₂(Fe, Mn)₃Si라 기재], β상[Al₆(Fe, Mn)이라 기재], 금속간 화합물(:Mg₂Si라 기재)이다. 가장 하측은, 우측 단부에 모재 성분이라 기재된 Al이다.

이 도 1에 있어서, 2θ가 45°이후의 큰 강도 피크는 모두 모재 성분(모상)의 Al인 것이, 회절 피크 분포와 막대 그래프의 비교 대조로부터 알 수 있다. 또한, α상과 β상은 이들 각 회절 피크 분포와 각 막대 그래프의 비교 대조로부터, 서로의 피크가 거의 횡축 위치에서 겹쳐 있는 것을 알 수 있다.

이러한 사실 관계 중에서, 서로 겹치지 않고 α상과 β상 중 어느 하나에만 존재하는 동시에, 재현성 좋게 높이를 측정 가능한, 비교적 큰 판별 가능한 회절 피크를, 이들의 각 회절 피크 분포와 각 막대 그래프의 비교 대조에 기초하여 찾는다. 그 결과, 이러한 β상의 회절 피크는, 도 1에 나타내어진 2개의 화살표 중, 좌측의 화살표로 나타내는 막대선인, 2θ가 20.5 내지 21.5°의 범위 내에 있어서의(21°부근에 있는) 최대 높이의 X선 회절 피크인 것을 알 수 있다. 또한, 이러한 α상의 회절 피크는, 도 1에 나타내어진 2개의 화살표 중, 우측의 화살표로 나타내는 막대선인, 2θ가 25.5 내지 26.5°의 범위 내에 있어서의(26°부근에 있는) 최대 높이의 X선 회절 피크인 것을 알 수 있다. 즉, 이들 이외의 위치에 있는 X선 회절 피크는, α상과 β상에서 서로 겹치거나, 겹치지 않아도 작고(낮고), 재현성 좋게 높이를 측정할 수 없다. 따라서, 상기한 횡축 위치에서 나타내어지는 범위 내에서 특정되는 각 X선 회절 피크(그 범위 내에서 최대 높이의 X선 회절 피크)가, β상과 α상의 존재량을 각각 규정하는 각각 고유의 회절 피크로 간주할 수 있다.

X선 회절 피크 높이비(Hβ/Hα):

이로 인해, 본 발명에서는, 이들, β상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝20.5 내지 21.5°의 범위 내에 있는 X선 회절 피크의 최대 높이 Hβ와, 상기 α상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝25.5 내지 26.5°의 범위 내에 있는 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα를 사용하여, 이들의 비(Hβ/Hα)로 β상과 α상의 존재 비율을 규정한다. 이에 의해, β상의 존재량이 보장되고, 열연판의 균일한 재결정이 보장된다.

본 발명에서는, 이 X선 회절 피크 높이비 Hβ/Hα의 하한을, 0.50 이상으로 한다. 이 비가 0.50 미만인 경우는, β상이 지나치게 적어져, β상에 의한 재결정 촉진 효과에 대해, α상에 의한 재결정 억제 효과가 지나치게 큰 것으로 된다. 이로 인해, 이어링의 판 폭 방향의 편차를 억제하기 위한, 열연판 조직의 판 폭 방향의 균일한 재결정을 보증할 수 없게 된다. 덧붙여 말하면, α상이 지나치게 많아지는(β상이 지나치게 적어지는) 것은, 균열 조건 때문뿐만 아니라, 후술하는 바와 같이, 열간 조압연 개시까지의 시간이나 열간 조압연에 있어서의 정상 속도 등의 제조 조건 때문이기도 하다.

한편, 본 발명에 있어서도, 양적인 비율은 β상에 비해 적지만, α상이 일정량 필연적으로 존재한다. 상기 특허문헌 8 등에도 개시되는 바와 같이, 일반적으로 α상의 분산에 의해 아이어닝 가공성이 향상된다. 이로 인해, α상의 양이 지나치게 적으면, 본 발명에 있어서도, 열가소성 수지 피막층을 미리 코팅하고 있어도, 캔 성형에서의 윤활이 부족하여, 골링(galling)이라 칭해지는 마찰 흠집이나 시징 등의 외관 불량이 발생할 가능성이 있다. 따라서, 이러한 문제가 발생할 때까지의 캔 성형성의 저하가 없도록, 어느 정도의 α상의 존재를 허용하기 위해, 이 X선 회절 피크 높이비(Hβ/Hα)의 상한은 1.8 이하, 또한 1.6 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이 α상의 존재의 허용에 의해, β상에 의한 캔 성형성의 저하도, 최소한으로 억제할 수 있다고 하는 이점도 있다. 단, 이 X선 회절 피크 높이비(Hβ/Hα)가 상기한 상한값을 초과하는 등, α상이 지나치게 많아지면, 캔 성형성은 향상되는 한편, 본 발명의 주 목적인 이어링 자체는 저하된다. 본 발명의 X선 회절 피크 높이비(Hβ/Hα)에 의한 규정, 즉, 본 발명의 β상과 α상의 존재 비율의 규정은, 단순히 β상의 측만을 규정하는 것이 아니라, 과도한 α상의 감소를 억제하여 β상과 α상의 존재 비율의 밸런스를 제어함으로써, 캔 성형성을 보장하는 의의도 있다.

덧붙여 말하면, 알루미늄 합금 분야에 있어서, 이러한 X선 회절에 의한 X선 회절 피크 높이 또는 높이비로, 알루미늄 합금 조직중의 제2 상 입자로서의 α상이나 β상을 동정이나 규정하는 방법은, 예를 들어 일본 특허 출원 공개 제2010-116594호 공보 등에서 공지이다. 동 특허문헌에서는, 과잉 Si형 등의 Al-Mg-Si계의, AA 또는 JIS 6000계의 알루미늄 합금판에 존재하는 α상 정출물의 비율을 많게 하여, 존재하는 정출물 전체를 미세화 및 구상화시켜, 자동차 패널에의 엄격한 조건에서의 굽힘 가공성[헴(hem) 가공성]을 향상시키고 있다.

X선 회절 피크 측정 방법:

X선 회절 피크 높이, Hβ나 Hα의 측정에 사용하는 X선 회절 장치는, 예를 들어 리가꾸 덴끼(理學電氣)제 X선 회절 장치(형식:RAD-RU300)를 사용하여, Co 타깃을 사용하고, 하기하는 조건, 관 전압 40kV, 관 전류 200㎃, 주사 속도 1°/min, 샘플링 폭 0.02°, 측정 범위(2θ) 10°～100°에서 측정을 행한다. 그리고, β상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝20.5 내지 21.5°의 범위 내에 있는(21°부근의) 최대의 X선 회절 피크 높이 Hβ와, α상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝25.5 내지 26.5°의 범위 내에 있는(26°부근의) 최대의 X선 회절 피크 높이 Hα를 구한다. 이들 각 최대의 피크 높이는, X선 회절 프로파일로부터 백그라운드를 빼서 각각 구해진다.

제조 방법:

본 발명에 있어서의, 보틀 캔의 소재인 알루미늄 합금 냉연판의 제조 방법에 따르면, 종래의 균열, 열연, 냉연의 제조 공정을 크게 변화시키는 일 없이 제조가 가능하고, 또한 제조 비용을 저감시켜, 나아가서는 이어링의 판 폭 방향의 편차를 억제할 수 있다.

단, 본 발명 규정의 조직으로 하고, 최종 판의 이어링의 편차를 작게 하기 위해서는, 균열 조건과 열간 압연 조건을 하기하는 조건으로 할 필요가 있다. 즉, 본 발명에서는, 상기한 조성의 알루미늄 합금 주괴에 대해, 450 ℃ 이상 또한 550℃ 미만의 온도로 1회만 균질화 열처리를 행한 후, 신속하게 열간 조압연을 개시하고, 또한 열간 조압연을 신속히 종료시킨다.

균열 조건:

제조 비용 저감을 위해서도, 균열 처리는 1회만 실시한다. 이때의 균열 온도는 450℃ 이상, 550℃ 미만의, 바람직하게는 460℃ 이상 530℃ 미만의, 비교적 저온의 범위이다. 상기한 바와 같이, 본 발명에서는, 최종 판의 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 저감하기 위해, 상기 균질화 열처리(균열 처리) 후, 또한 열연 전의 주괴의 β상의 존재 형태를 제어한다. 특히, 본 발명에서는, 이 β상을 α화 변태시키지 않고, 비교적 조대한 상태로 유지한다. 이로 인해, 상기 균열 처리의 온도는 550℃ 미만의 가능한 한 낮은 온도로서, 정출물 β상을 그다지 고용시키지 않고, β상의 α화 변태를 억제한다. 또한, 이에 의해, 고용 Fe량 및 고용 Mn량을 저하시켜, 상기 열연판의 재결정의 핵 생성 사이트로 되는 직경 2 내지 15㎛의 비교적 조대한 분산 입자인 β상의 양을 적극적으로 증가시킨다.

이에 의해, 상기한 캔 소재판(열연판)의 판 폭 방향의 중앙부측의, 특히 판 두께 중심부의 재결정을 촉진시켜, 열연판의 판 폭 방향에서의 재결정률을 균일화하고, 나아가서는 최종 판의 이어링의 판 폭 방향에서의 편차를 저감한다. 단, 균열 온도가 지나치게 낮아, 450 ℃ 미만이면, 주괴의 균질화나 열연도 할 수 없다.

이와는 반대로, 상기 종래 기술에서는, 상기한 바와 같이 520℃ 이상의 비교적 고온의 균열 처리를 행하기 때문에, 균열 온도가 지나치게 높아, 정출물이 고용되거나, 혹은 β상이 α화 변태되므로, 본 발명에 의해 규정되는, 열연판의 재결정을 촉진시키는 비교적 조대한 분산 입자가 부족하다. 또한, 상기 종래 기술에서는, 고용 Fe량 및 고용 Mn량도 증가하여, 상기 열연판의 재결정이 진행되기 어려운 조직으로 된다. 또한, 상기 종래 기술에서는, 2회의 균열 처리가 바람직한 형태로 되어 있으므로, 제조 비용을 저감할 수 없다.

또한, 균열 시간(균질화 시간)은, 주괴를 균질화할 수 있으면 짧을수록 바람직하고, 예를 들어 12시간 이하, 바람직하게는 6시간 이하인 것이 바람직하다.

열연 조건:

열간 압연은, 압연하는 판 두께에 따라서 행해지는 상기 균열 처리 후의 주괴(슬래브)의 조압연 공정과, 이 조압연 후의 약 40㎜ 이하의 판 두께의 판을 약 4㎜ 이하의 판 두께까지 압연하는 마무리 압연 공정으로 구성된다. 이들 조압연 공정이나 마무리 압연 공정에는, 리버스식 혹은 탠덤식 등의 압연기가 적절하게 사용되고, 각각 복수의 패스로 이루어지는 압연이 실시된다.

열간 조압연:

본 발명에서는, 상기 균열 처리 종료 후에 일단 냉각하여 재가열하는 2회 혹은 2단의 균열 처리는 행하지 않고, 균열 처리를 1회만 행한다. 그것을 위해, 본 발명에서는, 450℃ 이상 또한 550℃ 미만의 온도 범위의 균열 온도로, 열간 조압연을 개시한다. 이 조압연 개시 온도가 450℃보다도 지나치게 낮으면, 열연판의 재결정이 억제된다. 한편, 조압연 개시 온도의 상한은 균열 처리 온도(상한 550℃)로 정해진다. 가령, 550℃ 이상의 온도로부터 열연을 개시하면, 열연중에 판과 작업 롤의 시징이 발생하여, 판의 표면 불량이 일어나기 쉬워진다.

이 열간 조압연은, 균열 처리 종료 후 신속하게(시간적인 지체 없이 즉시) 행해진다. 신속하게 열간 조압연을 행함으로써, 균열 처리 종료 후로부터 열간 조압연 개시까지의 직경 1㎛ 미만인 입자(α상)의 생성을 억제할 수 있다. 이 점의 기준으로서, 상기 균열 처리가 종료된 알루미늄 합금판에 대해, 15분 이내, 바람직하게는 10분 이내에 열간 조압연이 개시된다.

또한, 이 열간 조압연에 있어서, 리버스 압연기이면 수 회로부터 수십 회인 패스의 모든 정상 속도 중, 최저의 정상 속도를 50m/분 이상으로 한다. 여기서, 정상 속도라 함은, 1패스당 최고, 또한 일정해지는 압연 속도(라인 속도)를 의미한다. 열간 조압연에 있어서의 모든 패스를 비교하여 최저로 되는 정상 속도가 50m/분 미만인 경우에는, 압연 시간이 길어져, α상의 생성량이 많아져, 열연판의 재결정이 억제된다.

열간 조압연의 종료 온도는 400℃ 이상인 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 열간 압연을 조압연과 마무리 압연으로 나누고, 또한 이들을 연속해서 실시하므로, 열간 조압연의 종료 온도가 지나치게 낮아지면, 다음 공정의 열간 마무리 압연에서의 압연 온도가 낮아져, 에지 균열이 발생하기 쉬워진다. 또한, 열간 조압연의 종료 온도가 지나치게 낮아지면, 마무리 압연 후에 재결정하기 위해 필요한 자기 열이 부족해지기 쉬워지므로, 열연판의 재결정이 진행되지 않게 되어, 판 폭 방향의 재결정의 균일성이 손상된다.

열간 마무리 압연:

열간 조압연이 종료된 알루미늄 합금판에 대해서는, 예를 들어 연속적으로, 신속하게(시간적인 지체 없이 즉시) 열간 마무리 압연을 행한다. 신속한 열간 마무리 압연에 의해, 열간 조압연에서 축적된 변형이 회복되어 버리는 것을 방지할 수 있어, 그 후에 얻어지는 냉간 압연판의 강도를 향상시킬 수 있다. 이 점의 기준으로서, 상기 열간 조압연의 종료 후의 알루미늄 합금판에 대해, 5분 이내, 바람직하게는 3분 이내에 열간 마무리 압연하는 것이 바람직하다.

열간 마무리 압연의 종료 온도는 300 내지 360℃인 것이 바람직하다. 열간 마무리 압연 공정은, 판을 소정의 치수로 마무리하는 공정이며, 압연 종료 후의 조직은 자기 발열에 의해 재결정 조직으로 되므로, 그 종료 온도는 재결정 조직에 영향을 미친다. 열간 마무리 압연의 종료 온도가 300℃ 이상이면, 이어지는 냉간 압연 조건과 함께, 최종 판의 조직을 판 폭 방향으로 균일한 재결정 조직으로 하기 쉽다. 열간 마무리 압연의 종료 온도가 300℃ 미만에서는, 상기 본 발명 조직을 얻는 것이 곤란하다. 한편, 열간 마무리 압연의 종료 온도가 360℃를 넘으면, 조대한 Mg-Si 화합물 등이 석출되어 성형성을 저해하고, 또한 결정립이 조대화되어 판 표면의 표면 거칠어짐이 발생한다. 따라서, 열간 마무리 압연의 종료 온도의 하한은 300℃ 이상, 바람직하게는 310℃ 이상이다. 또한, 열간 마무리 압연의 종료 온도의 상한은 360℃ 이하, 바람직하게는 350℃ 이하이다.

열간 마무리 압연기로서는, 스탠드수가 3 이상인 탠덤식 열간 압연기를 사용하는 것이 바람직하다. 스탠드수가 3 이상임으로써, 1스탠드당 압연율을 작게 할 수 있고, 열연판의 표면 성상을 유지하면서 변형을 축적할 수 있다. 이로 인해, 냉간 압연판 및 그 DI 성형체의 강도를 더욱 높일 수 있다. 열간(마무리) 압연 종료 후의 합금판의 판 두께는, 1.8 내지 3㎜ 정도인 것이 바람직하다. 열간(마무리) 압연 종료 후의 판 두께가 1.8㎜ 이상이면, 열간 압연판의 표면 성상(시징, 표면 거칠어짐 등)이나 판 두께 프로필의 악화를 방지할 수 있다. 한편, 열간(마무리) 압연 종료 후의 판 두께가 3㎜ 이하이면, 냉간 압연판(통상, 판 두께:0.28 내지 0.35㎜ 정도)을 제조할 때의 압연율이 지나치게 높아지는 것을 방지할 수 있어, DI 성형 후의 이어링을 억제할 수 있다.

냉간 압연:

냉간 압연 공정에서는, 중간 어닐링하는 일 없이, 복수의 패스 횟수에 의해, 말하자면 직통으로 압연하고, 또한 합계의 압연율을 77 내지 90％로 하는 것이 바람직하다. 냉간 압연 후의 판 두께는, 보틀 캔으로의 성형상, 0.28 내지 0.35㎜ 정도로 한다. 또한, 냉간 압연 공정에서는, 압연 스탠드가 2단 이상 직렬로 배치된, 탠덤 압연기를 사용하는 것이 바람직하다. 이러한 탠덤 압연기를 사용함으로써, 1단의 압연 스탠드에서 반복 패스[통판(通板)]를 행하여 소정 판 두께까지 냉연하는 싱글 압연기와 비교하여, 동일한 합계 냉연율이라도, 패스(통판) 횟수가 적어져, 1회의 통판에 있어서의 압연율을 높게 할 수 있다.

조질 처리:

냉간 압연 후에는, 필요에 따라서, 재결정 온도보다도 낮은 온도에서의 마무리 어닐링(최종 어닐링) 등의 조질 처리를 행해도 된다. 단, 상기한 탠덤 압연기에 의한 냉연에서는, 보다 저온에서, 또한 연속적으로 회복을 발생시켜, 서브 그레인을 생성할 수 있으므로, 이러한 마무리 어닐링도 기본적으로는 불필요하다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 상기ㆍ후기하는 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적절하게 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

알루미늄 지금(地金) 외에 캔재 스크랩 등도 용해 원료로서 사용하여, 하기 표 1에 나타내는 성분 조성의 3000계 Al 합금의 용탕을 용해하고, DC 주조법으로 판 두께 600㎜, 폭 2100㎜의 주괴가 제조된다. 또한, 표 1에 있어서 「-」는, 해당되는 원소의 함유량이 검출 한계 이하인 것을 나타낸다.

이러한 성분 조성을 갖는 주괴에 대해, 표 2에 나타내는 조건에 따라서, 균열 처리, 열간 압연을 행하였다. 균열 처리는 1회만 행하고, 표 2에 나타내는 각 처리 온도에서, 각 예의 주괴 모두 공통적으로 4시간 유지하였다. 이 균열 처리 후에, 열간 압연을 행하였다. 열간 조압연에는, 스탠드수가 1개인 리버스 열간 조압연기를 사용하고, 열간 마무리 압연에는, 스탠드수가 4개인 탠덤식 열간 압연기를 사용하였다. 그때, 표 2에 나타내는 바와 같이, 열간 조압연의 개시 온도, 균열 처리 종료로부터 열간 조압연 개시까지의 시간, 열간 조압연의 모든 패스 중의 최저 정상 시간(모든 패스 중의 최저의 정상 시간), 열간 조압연 종료 온도(열간 마무리 압연 개시 온도와 거의 동등함), 열간 마무리 압연 종료 온도 등을 다양하게 변화시켰다. 이와 같이 하여, 열간 마무리 압연 후의 판 두께가 공통적으로 2.5㎜인, 알루미늄 합금 열간 압연판이 얻어졌다.

여기서, 상기 열간 조압연에 있어서는, 판 두께에 따라서 압하율을 변경하였다. 주괴의 두께가 상기한 당초의 판 두께 600㎜로부터 100㎜ 이상까지의, 판 두께가 두꺼운 영역에서는, 비교적 경(輕)압하로 하므로, 각 예 모두 공통적으로, 1패스당 최대로 되는 압하율을, 바람직한 25％ 미만의 20％로 하고, 15패스로 조압연하였다. 또한, 주괴의 두께가 100㎜ 미만인 조압연 영역에서는, 패스 횟수는 각 예 모두 공통적으로 4이다.

얻어진 열간 압연판을, 중간 어닐링하는 일 없이, 롤 스탠드가 2단인 탠덤 압연기에 의해 1회만의 통판으로 냉간 압연(직통 압연)하였다. 이에 의해, 각 예 모두 공통적으로, 최종 판 두께 0.3㎜인 보틀 캔 몸통용 판재(냉간 압연판)가 제조된다.

냉연 후의 보틀 캔 몸통용 냉연판(코일)으로부터, 후술하는 시험편을 채취하였다. 그리고, 상기한 측정 방법으로, 시험편의 기계적인 특성의 측정을 행하였다. 또한, 상기한 측정 방법으로, 시험편의 조직으로서, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도(개/㎟)의 측정과, β상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝20.5 내지 21.5°의 범위 내에 있는 X선 회절 피크의 최대 높이 Hβ와, α상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝25.5 내지 26.5°의 범위 내에 있는 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)의 측정을 행하였다. 또한, 시험편의 이어링을 측정, 평가하였다. 이들 결과도 표 2에 나타낸다.

(기계적 특성)

기계적 특성(인장 강도, 0.2％ 내력) 측정의 인장 시험은 JIS Z 2201에 따라서 행하고, 시험편 형상으로서는 JIS 5호 시험편을 사용하여, 시험편 길이 방향이 압연 방향과 일치하도록 시험편을 제작하였다. 또한, 크로스 헤드 속도는 5㎜/분으로, 시험편이 파단될 때까지 일정한 속도로 인장 시험을 행하였다.

(이어링)

우선, 이 보틀 캔 몸통용 냉연판의 폭 방향의 중앙부와, 단부 중 어느 하나의 합계 2개소로부터 블랭크를 채취하였다. 그리고 윤활유 [D.A.Stuart사제, 나르코 147]을 도포한 블랭크를, 에릭센 시험기에 의해, 40％ 딥 드로잉 시험을 행하여 컵 형상으로 성형하고, 이어링을 조사하였다. 시험 조건은, 블랭크의 직경＝66.7㎜, 펀치의 직경＝40㎜, 다이스측 견부의 R＝2.0㎜, 펀치의 견부 R＝3.0㎜, 블랭크 홀더 압력＝400kgf이다. 이와 같이 얻어진 컵의 개구 주연부의 8방향(압연 방향을 0°로 하여, 0°방향, 45°방향, 90°방향, 135°방향, 180°방향, 225°방향, 270°방향 및 315°방향)으로 발생하는 산부/골부의 형상을 측정하여, 평균 이어링을 산출하였다.

본 발명에 있어서는, 평균 이어링이 0％～+3.5％의 범위를 허용 범위로 하였다. 이 평균 이어링의 산출은, 보틀 캔 몸통용 판재를 DI 성형함으로써 얻어지는 상기 컵의 전개도에 기초하는, 상기 종래 기술에도 개시되어 있는 공지의 방법으로 행하였다. 즉, 상기 컵의 전개도의 압연 방향을 0°로 하여, 0°, 90°, 180° 및 270°방향으로 발생하는 에지의 높이(T1, T2, T3, T4 ; 마이너스 에지라 칭함)를 측정하고, 또한 45°, 135°, 225°, 및 315°방향으로 발생하는 에지의 높이(Y1, Y2, Y3, Y4 ; 플러스 에지라 칭함)를 측정한다. 또한 각 높이 Y1～Y4, T1～T4는, 컵의 저부로부터의 높이이다. 그리고 각 측정값으로부터, 다음 식에 기초하여 평균 이어링을 산출한다.

평균 이어링(％)＝[{(Y1＋Y2＋Y3＋Y4)－(T1＋T2＋T3＋T4)}/{1/2×(Y1＋Y2＋Y3＋Y4＋T1＋T2＋T3＋T4)}]×100

표 2의 발명예 1～12는, 본 발명의 성분 조성(표 1의 합금 No.1～10)을 갖고, 또한 발명예 1～12의 냉연판 조직 중, 20000배의 배율의 TEM으로 측정이 가능한 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 3개/㎟ 미만이고, 또한 β상과 α상의 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)가 0.50 이상이다. 이 결과, 발명예 1～10에 있어서는, 표 2로부터 명백한 바와 같이, 1회만의, 또한 저온의 균열 처리로, 또한 중간 어닐링 없음이라고 하는 저비용의 제조 방법에서도, 평균 이어링 자체가 낮아, 판 폭 방향의 이어링의 편차가 작다.

이에 대해, 표 2의 비교예 13～17, 21은, 발명예와 마찬가지로, 바람직한 제조 조건으로 제조되어 있다. 그러나, 알루미늄 합금 조성(표 1의 합금 No.11～16)이 본 발명 성분 조성으로부터 벗어나므로, 본 발명의 규정을 벗어나는 조직으로 되어 있다. 이 결과, 1회만의 저온의 균열 처리 및 중간 어닐링 없음이라고 하는 저비용의 제조 방법에서는, 평균 이어링 자체가 높아, 판 폭 방향의 이어링의 편차도 크게 되어 있다.

비교예 13에 대해서는, 표 1의 합금 No.11에 나타내는 바와 같이 Si량이 지나치게 많으므로, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 지나치게 많고, 또한 β상과 α상의 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)도 지나치게 낮다.

비교예 14에 대해서는, 표 1의 합금 No.12에 나타내는 바와 같이, Fe량이 지나치게 적고, Fe과 Mn의 질량 조성비(Fe/Mn)도 지나치게 낮다. 이로 인해, β상과 α상의 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)도 지나치게 낮다.

비교예 15에 대해서는, 표 1의 합금 No.13에 나타내는 바와 같이, Fe량, Mn량이 모두 지나치게 많다. 이로 인해, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 지나치게 많고, 또한 β상과 α상의 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)도 지나치게 낮다.

비교예 16에 대해서는, 표 1의 합금 No.14에 나타내는 바와 같이, 개개의 Fe량, Mn량은 본 발명의 범위 내이지만, Fe와 Mn의 질량 조성비(Fe/Mn)가 지나치게 낮다. 이로 인해, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 지나치게 많고, 또한 β상과 α상의 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)도 지나치게 낮다.

비교예 17에 대해서는, 표 1의 합금 No.15에 나타내는 바와 같이, Mg량이 지나치게 적다. 이로 인해, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 지나치게 많고, 또한 β상과 α상의 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)도 지나치게 낮다.

비교예 22에 대해서는, 표 1의 합금 No.16에 나타내는 바와 같이, Fe와 Mn의 질량 조성비(Fe/Mn)가 지나치게 낮아, 이 조건만 본 발명 성분 조성으로부터 벗어나 있다. 그래도 역시 Mn에 대한 Fe의 함유량이 지나치게 적으므로, 상기한 바와 같이, β상의 생성량이 적어져, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 입자(α상)의 수 밀도가 높아진다. 이 결과, 표 2와 같이, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 지나치게 많고, 또한 β상과 α상의 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)가 지나치게 낮다.

또한, 비교예 18～21은, 본 발명 성분 조성(표 1의 합금 No.2)을 갖지만, 1회만의 균열 온도, 열간 조압연의 종료 온도 등의 조건이, 상기 바람직한 조건으로부터 벗어나므로, 본 발명의 규정을 벗어나는 조직으로 되어 있다. 이 결과, 1회만 저온의 균열 처리 및 중간 어닐링 없음이라고 하는 저비용의 제조 방법에서는, 평균 이어링 자체가 높고, 판 폭 방향의 이어링의 편차도 크게 되어 있다.

비교예 18에 대해서는, 균열 온도가 지나치게 낮아, 열연 균열이 발생하였으므로, 표 2에 사선으로 나타내는 바와 같이, 열연의 도중에 시험을 중단하였다.

비교예 19에 대해서는, 열간 마무리 압연의 종료 온도가 지나치게 높아, 표면 거칠어짐에 의한 표면 불량이 발생하였으므로, 표 2에 사선으로 나타내는 바와 같이, 열연 후의 냉연을 실시하지 않았다.

비교예 20에 대해서는, 열간 조압연의 종료 온도와 열간 마무리 압연의 종료 온도가 지나치게 낮고, 무게 중심 직경이 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 지나치게 많고, 또한 β상과 α상의 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα와의 비(Hβ/Hα)가 지나치게 낮다.

비교예 21에 대해서는, 균열 온도가 지나치게 높아, 열연에서 시징에 의한 표면 불량이 발생하였으므로, 표 2에 사선으로 나타내는 바와 같이, 열연 후의 냉연을 실시하지 않았다.

이상의 결과로부터, 본 발명의 각 규정 요건과 바람직한 제조 조건의 임계적인 의의를 알 수 있다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 보틀 캔의 소재인 알루미늄 합금 냉연판의 제조 비용을 저감 가능하고, 또한 이어링의 판 폭 방향의 편차를 억제하는 것이 가능하다. 또한, 상기 3피스 타입의 보틀 캔에서는, 이어링 자체를 낮게 하고, 또한 이어링의 판 폭 방향의 편차를 억제함으로써, 특히 트리밍에 의해 제거되는 상기 플랜지의 양(트리밍량)을 줄일 수 있게 되어, 재료의 수율을 향상시킬 수 있다. 따라서, 본 발명은, 보틀 캔 중에서도, 3피스 타입의 보틀 캔의 제조 용도에 적합하다.

이상, 본 발명의 실시 형태 및 실시예에 대해 설명하였지만, 본 발명은 상술한 실시 형태에 한정되는 것은 아니며, 특허청구범위에 기재한 한에 있어서 다양하게 변경하여 실시하는 것이 가능하다. 본 출원은 2010년 9월 30일에 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2010-221623) 및 2011년 9월 5일에 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2011-192510)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 포함된다.

Claims (3)

1. Mn:0.3 내지 1.2질량％, Mg:1.0 내지 3.0질량％, Fe:0.3 내지 0.7질량％, Si:0.1 내지 0.5질량％를 함유하고, 상기 Fe와 상기 Mn의 질량 조성비(Fe/Mn)가 0.45 내지 1.5의 범위이고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판이며,
   상기 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판의 조직 중, 20000배의 배율의 투과형 전자 현미경으로 측정이 가능한 무게 중심 직경 1㎛ 미만인 분산 입자의 평균 개수 밀도가 3개/㎟ 미만이고,
   Al₆(Fe, Mn)계 금속간 화합물인 β상과, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물인 α상을 포함하고,
   X선 회절 분석 장치에 의해 측정되는, 상기 β상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝20.5 내지 21.5°의 범위 내에 있는 X선 회절 피크의 최대 높이 Hβ와, 상기 α상의 회절 피크로 간주할 수 있는 2θ＝25.5 내지 26.5°의 범위 내에 있는 X선 회절 피크의 최대 높이 Hα의 비(Hβ/Hα)가 0.50 이상인 것을 특징으로 하는, 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판.
2. 제1항에 있어서, Cu:0.05 내지 0.5질량％, Cr:0.001 내지 0.3질량％, Zn:0.05 내지 0.5질량％로부터 선택된 1종 이상을 더 함유하는, 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, Ti:0.005 내지 0.2질량％를 단독으로, 또는 B:0.0001 내지 0.05질량％와 함께 더 함유하는, 보틀 캔용 알루미늄 합금 냉연판.

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