CN106103760B - Dr罐体用铝合金板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种即使使用批式炉的情况下也具有低制耳率且深冲性优异的DR罐体用铝合金及其制造方法。一种DR罐体用铝合金板及其制造方法，其中，DR罐体用铝合金板为由铝合金构成、从该铝合金铸块经由热轧板和中间退火板制成为成品板的铝合金板，其中，铝合金含有Si：0.10～0.60质量％(以下记为“％”)、Fe：0.10～0.80％、Cu：0.05～0.25％、Mn：0.80～1.50％、Mg：0.80～1.30％且剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，成品板中的Cube取向密度(CubeO)相对于无规取向密度为2.00倍以上，并且，CubeO与S取向密度(SO)之比(CubeO/SO)为0.40～1.00，在空白灼烧后，具有180～220MPa的弹性极限应力和230MPa以上的拉伸强度。

Description

DR罐体用铝合金板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种深冲性优异且制耳率小的DR罐体用铝合金及其 制造方法。

背景技术

JIS规格中的A3004或A3104这样的铝合金由于具有优异的成型 性和抗腐蚀性，作为铝罐的罐体材料被使用。铝罐的罐体有仅通过深 冲成型制造的DR罐以及通过深冲成型和熨烫成型制造的DI罐。在这 些铝罐中，制耳率是重要的特性。这里，对于制耳率进行说明。通常， 深冲成型后的杯中，在圆周部的上端会产生高的部分(“山”)和低的 部分(“谷”)。将该山的高度的平均值与谷的高度的平均值的差除以谷 的高度的平均值得到的值被称为制耳率。制耳率差的情况下，会有与 罐盖进行卷边接合时产生不良处、或使裁剪量增加而降低成品率等对 生产效率产生不良影响。

作为制耳的形状，有相对于压轧方向0/90度方向有山立起的0 /90度制耳和相对于压轧方向45度方向有山立起的45度制耳。各种 的制耳与织构有关联性，已知Cube取向：(001)＜100＞使0/90度 制耳变得发达，作为轧制结构的β纤维使45度制耳变得发达。需要说 明的是，冷轧率越高，β纤维越发达，45度制耳变得显著。为了得到 优异的制耳率，需要使Cube取向与轧制结构、特别是S及R取向：{123} ＜634＞具有良好的平衡。

上述DR罐体主要是食品用容器的用途，伴随世界的人口增加， 预计需求也会增加。目前，DR罐体通过包括中间退火工序的制造方法 制造，中间退火使用箱型退火炉(以下，记为“批式炉”)和连续退火 炉(以下记为“CAL”)。制造成本方面，CAL高，用于提高生产能力 的设备投资也大都昂贵。因此，为了实现低成本化，需要使用批式炉 进行制造，但与CAL相比，制耳的控制更困难，有容易使45度耳变 得发达的难点。

另外，由于DR罐体仅通过深冲而成型，需要高度的深冲成型性。 具体而言，为高深冲性和减少深冲成型时的褶皱的发生。深冲性通过 极限拉深比进行评价，若深冲性不好，则在成型时容易发生开裂。另 外，若深冲成型时发生褶皱，会使制品的表面品质显著降低。近年来， 对于表面品质的要求日益严格。

专利文献1中记载了使用深冲性或再拉伸性的包装用铝合金板的 制造方法。另外，专利文献2中记载了具有高强度且低取向性的包装 用铝合金的制造方法。另外，专利文献3～5中，作为有关上述的织构 的技术记载了对于热轧板、中间退火板、成品板中的Cube取向或轧制 结构进行了规定的具有低制耳率的铝合金板。

在专利文献1中，虽然试图通过均质化处理或冷轧率控制制耳， 但仅仅这样，在使用批式炉进行中间退火的情况下不能得到充分的低 制耳率。另外，专利文献2的铝合金中，有由于高强度而在深冲成型 时发生褶皱的担忧。如上所述，由于对于表面品质的要求的提高，难 以将专利文献2的铝合金适用于DR罐体材料。

另一方面，专利文献3～5的技术中虽然对金属组织进行了控制， 但用途限定在DI罐用途。DI罐用途中，不使用中间退火工序，形成为 高冷轧率。所使用的超硬质材料由于具有高弹性极限应力，在深冲成 型时容易发生褶皱，不适于DR罐用途。另外，由于专利文献5的热 轧板组织是部分再结晶组织，若板温度不降低，则不能够得到部分再 结晶组织。因此，不得不降低作为制造条件之一的压轧速度，有导致 生产效率降低和使制造成本变高的问题。

现有技术文件

专利文献

专利文献1：日本特开昭63-145758号公报

专利文献2：日本特开平1-198454号公报

专利文献3：日本特开2001-40461号公报

专利文献4：日本特开2004-244701号公报

专利文献5：日本特开2004-263253号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明的发明人重复进行了各种实验和研究，结果发现，在中间 退火工序前的金属组织中，通过使S取向在基质中充分地发达，抑制 再结晶时的析出，可以在批式炉的情况下也得到具有优异的制耳率的 铝合金板。即，作为结晶取向，已知Cube取向和S取向之间具有沿＜ 111＞轴旋转40度的旋转关系，在S取向的基质中Cube取向容易成长。 由此，通过使该S取向变得发达，使Cube取向容易成长。另外，析出 物阻碍再结晶来抑制Cube取向的形成，促进R取向形成。由此，通过 使S取向变得充分地发达而抑制析出颗粒数，能够在使用批式炉的中 间退火工序中得到优异的制耳率。

另外，深冲成型时有无发生褶皱，起因于在空白灼烧后的弹性极 限应力。将空白灼烧后的弹性极限应力降低虽然能够抑制褶皱的发生， 但由于拉伸强度也降低，使深冲性变差。因此发现，通过控制冷轧率 适当地调节弹性极限应力和拉伸强度，能够维持良好的深冲性并抑制 褶皱的发生。

本发明的目的在于提供基于以上见解发现的铝合金及其制造方 法，该铝合金为即使使用批式炉的情况下也具有低制耳率且深冲性优 异的DR罐体用铝合金。

用于解决课题的方法

本发明的特征在于恰当地控制一次冷轧率。通过提高一次冷轧率， 能够使S取向变得发达。但是，在一次冷轧率过高的情况下，来自结 晶物周围的再结晶的PSN变得显著，金属组织成为Cube取向密度降 低的无规组织。其结果可知，使得无法使0/90度制耳变得发达，导 致45度制耳变得发达。由此，通过恰当地控制一次冷轧率，使S取向 在中间退火工序前的组织变得发达，并且，抑制中间退火工序前的组 织中的析出颗粒数及再结晶时的析出。由此，在退火工序中能够促进 Cube取向的成长。即，促进0/90度制耳变得发达，通过与二次冷轧 工序的良好的平衡，得到优异的制耳率。另外，在二次冷轧工序中， 通过适当的控制弹性极限应力和拉伸强度，能够得到良好的深冲性和 符合高表面品质的美观性。

本发明的第一方面中，得到一种DR罐体用铝合金板，其特征在 于，该DR罐体用铝合金板为由铝合金构成、从该铝合金的铸块至少 经由热轧板和中间退火板制成为成品板的铝合金板，其中，该铝合金 含有Si：0.10～0.60质量％、Fe：0.10～0.80质量％、Cu：0.05～0.25 质量％、Mn：0.80～1.50质量％、Mg：0.80～1.30质量％，剩余部分 由Al和不可避免的杂质构成，成品板中的Cube取向密度(CubeO) 相对于无规取向密度为2.00倍以上，并且，CubeO与S取向密度(SO) 之比(CubeO/SO)为0.40～1.00，在空白灼烧后，具有180～220MPa的弹性极限应力和230MPa以上的拉伸强度。

本发明的第二方面为：第一方面中，上述热轧板的导电率为36.0～ 43.0％IACS。

本发明的第三方面为：第一或者第二方面中上述中间退火板中的 Cube取向密度(CubeO)相对于无规取向密度为4.00倍以上，并且， CubeO与R取向密度(RO)之比(CubeO/RO)在1.00以上。

本发明的第四方面为第一～第三方面中任一项中所述的DR罐体 用铝合金板的制造方法，其特征在于，包括：铸造含有Si：0.10～0.60 质量％、Fe：0.10～0.80质量％、Cu：0.05～0.25质量％、Mn：0.80～ 1.50质量％、Mg：0.80～1.30质量％且剩余部分由Al和不可避免的杂 质构成的铝合金的铸造工序；对铸块进行均质化处理的均质化处理工 序；对均质化处理后的铸块进行热轧的热轧工序；热轧板的一次冷轧 工序；对一次冷轧板进行退火的中间退火工序；和中间退火板的二次 冷轧工序。

本发明的第五方面为：第四方面中，在上述均质化处理工序中， 铸块在580～620℃下处理1～12小时；上述热轧工序包括开始温度 450～610℃且结束温度450～550℃的热粗轧阶段和结束温度330～ 380℃的热精轧阶段；上述一次冷轧工序的压轧率为85～95％；在上述 中间退火工序中，一次冷轧板在200℃以上的温度区域以平均升温速度 10～100℃/小时升温至300～450℃的退火温度，之后在该退火温度保 持1～4小时；上述二次冷轧工序的压轧率为20～40％。

本发明的第六方面为：第四或者第五方面中，还具备在上述二次 冷轧工序后对二次冷轧板进行退火的最终退火工序。

本发明的第七方面为：第六方面中，在上述最终退火工序中，二 次冷轧板在200℃以上的温度区域以平均升温速度10～80℃/小时升 温至140～190℃的退火温度，之后在该退火温度保持2～4小时。

发明的效果

通过本发明，能够在即使使用批式炉的情况下也得到具有低制耳 率且深冲性优异的DR罐体用铝合金。

具体实施方式

1.DR罐体用铝合金板

本发明的DR罐体用铝合金板由规定的合金组成的铝合金构成， 成品板的特征在于具有特定的取向密度(CubeO)，而且在空白灼烧后， 具有规定的强度。

1.1.铝合金的组成

首先，对铝合金组成所涉及的各成分的限定理由进行说明。

Si：0.10～0.60质量％

通过含有Si，在最终退火时以及涂敷烧制时Mg₂Si系颗粒析出， 有助于强度提高。Si的含量低于0.10质量％(以下记为“％”)时，无 法得到该效果，另外，在铸造时不得不使用高纯度的原料金属，使原 料成本增加。另一方面，若超过0.60％，由于析出颗粒增加，在热轧 工序以及中间退火工序中的再结晶化受到阻碍。作为其结果，Cube取 向的形成被抑制，成品板的制耳率变差。其中，Si的优选含量为0.20～ 0.50％。

Fe：0.10～0.80％

由于含有Fe，使Mn的固溶析出状态得以控制，使Mn系结晶物 均匀地分散，由此提高深冲成型性。Fe的含量低于0.10％时，无法得 到该效果，另外，在铸造时不得不使用高纯度的原料金属，使原料成 本增加。另一方面，若超过0.80％，则由于粗大的Al-Fe-Mn-Si系结晶 物增加，称为PSN的结晶物周围的高位移密度区域的再结晶占支配地 位。其结果，Cube取向密度降低，成品板的制耳率变差。其中，Fe的 优选含量为0.30～0.60％。

Cu：0.05～0.25％

通过含有Cu，在最终退火时以及涂敷烧制时Al-Cu-Mg系和 Al-Cu-Mg-Si系的颗粒析出，有助于强度提高。Cu的含量低于0.05％ 时，无法得到该效果，若超过0.25％，则强度变得过高，深冲成型性 变差。其中，Cu的优选含量为0.10～0.25％。

Mn：0.80～1.50％

通过含有Mn，有助于强度提高。Mn的含量低于0.80％时，不能 得到充分的强度。另一方面，若超过1.50％，则强度过高，深冲成型 性变差。其中，Mn的优选含量为0.80～1.10％。

Mg：0.80～1.30％

通过含有Mg，有助于由固溶得到的强度提高。另外，通过与Si 形成Mg₂Si系颗粒，在最终退火时以及涂敷烧制时有助于强度提高。 Mg的含量低于0.80％时，不能得到该效果。另一方面，若超过1.30％， 则强度变得过高，深冲成型性变差。其中，Mg的优选含量为0.90～ 1.25％。

上述铝合金中，作为不可避免的杂质的Ti、B、V等可以分别含有 0.05％以下，以整体计含有0.15％以下。

1.2.取向密度的特征(1)

接着，对本发明的DR罐体用铝合金板的取向密度的特征进行说 明。本发明中，使成品板中的Cube取向密度(以下记为“CubeO”) 相对于无规取向密度为2.00倍以上，并且，将CubeO与S取向密度(以 下记为“SO”)之比(CubeO/SO)规定为0.40～1.00。

制耳的形状由CubeO和CubeO与轧制结构的平衡决定。在CubeO 相对于无规取向低于2.00倍或CubeO/SO低于0.40的情况下，45度 制耳变得发达，导致制耳率的恶化。另一方面，在CubeO/SO超过1.00 的情况下，不能得到0/90度制耳与45度制耳的良好的平衡，同样导 致制耳率的恶化。

优选CubeO相对于无规取向密度为3.00倍以上。其中，该倍率的 上限值没有特别规定，根据铝合金的组成和制造条件自然确定，本发 明中将上限值规定为7.00倍。另外，CubeO/SO优选为0.50～1.00。

1.3.强度的特征

接着，对本发明的DR罐体用铝合金板的强度进行说明。本发明 中规定，在空白灼烧后具有180～220MPa的弹性极限应力和230MPa 以上的拉伸强度。在空白灼烧后的弹性极限应力低于180MPa的情况 下，作为DR罐体的强度不足。另一方面，在空白灼烧后的弹性极限 应力超过220MPa的情况下，深冲成型时会发生褶皱，使表面品质降 低。空白灼烧后的弹性极限应力优选为190～210MPa。另外，在空白 灼烧后的拉伸强度低于230MPa的情况下，极限拉深比降低，深冲性 变差。其中，空白灼烧后的拉伸强度优选为235MPa以上。这里，空 白灼烧后的拉伸强度的上限值没有特别规定，根据铝合金的组成和制 造条件自然确定，本发明中将上限值规定为255MPa。

1.4.取向密度的特征(2)

接着，对本发明的DR罐体用铝合金板的另外的取向密度的特征 进行说明。本发明中优选使中间退火板中的CubeO相对于无规取向密 度为4.00倍以上，并且，将CubeO与R取向密度(以下记为“RO”) 之比(CubeO/RO)规定为1.00以上。

在CubeO相对于无规取向密度低于4倍或者CubeO/RO低于1.00 的情况下，中间退火板中的0/90度制耳的发达不充分，二次冷轧时 的45度制耳显著发达，制耳率变差。

优选CubeO相对于无规取向密度为4.50倍以上。其中，该倍率的 上限值没有特别规定，根据铝合金的组成和制造条件自然确定，本发 明中将上限值规定为10倍。另外，CubeO/RO优选为1.00以上。CubeO /RO的上限值没有特别规定，根据铝合金的组成和制造条件自然确 定，本发明中将上限值规定为5.00。

2.DR罐体用铝合金板的制造方法

本发明的DR罐体用铝合金板的制造方法包括：铸造上述规定的 组成铝合金的铸造工序；对铸块进行均质化处理的均质化处理工序； 对均质化处理后的铸块进行热轧的热轧工序；热轧板的一次冷轧工序； 对一次冷轧板以300～450℃进行退火的中间退火工序；和中间退火板 的二次冷轧工序。

2-1.铸造工序

通过半连续铸造法铸造上述合金组成的铝合金，制成铸块。

2-2.均质化处理工序

在均质化处理工序中，优选将在铸造工序铸造的铸块在580～ 620℃的温度热处理1～12小时。在处理温度低于580度℃以及处理时 间低于1小时的情况下，均质化效果不充分。另外，由于热轧工序中 的析出颗粒数变多，热轧工序后的再结晶化被阻碍。其结果，热轧板 中残留有压轧组织，在再结晶粒中CubeO也降低。由于该热轧板的 CubeO在中间退火时成为Cube取向粒的核的一部分，不使其降低是重 要的。另外，若处理温度超过620℃，则在铸块表面发生氧化或膨胀， 导致表面品质的降低。此外，即使处理时间超过12小时也不能使效果 得到进一步的提高，使生产效率恶化。其中，均质化处理工序的温度 更优选为580～610℃，处理时间更优选为1～4小时。

2-3.热轧工序

在均质化处理工序后，对铸块实施热轧工序。热轧工序包括热粗 轧阶段和热精轧阶段。热粗轧阶段中，优选将开始温度设定为450～ 610℃、将结束温度设定为450～550℃。在开始温度低于450℃的情况 下，引起金属间化合物的析出，并且，轧板的温度降低。其结果，在 热精轧后的组织中残留有压轧组织，使成品板的45度制耳变得发达。 在开始温度超过610℃的情况下，轧板的表面被氧化，在压轧中在轧板 表面发生问题，使品质降低。另外，在结束温度低于450℃的情况下， 由于有降低每一道次的压下量来抑制变形阻力的必要，生产效率降低。 另一方面，在结束温度超过550℃的情况下，在轧板的表面发生烧结， 表面品质降低。热粗轧阶段和热精轧阶段中的压轧时间没有特别限定， 优选为20分钟以内。其中，更优选将热粗轧阶段的开始温度设定为 470～580℃、结束温度设定为450～530℃。

热粗轧阶段后，对轧板实施热精轧阶段。在热精轧阶段中，优选 将结束温度设定为330～380℃。在结束温度低于330℃的情况下，再 结晶的驱动力不足。其结果，在轧板中残存有轧制结构，使成品板的 45度制耳变得发达，制耳率变差。另外，由于需要抑制压轧速度，生 产效率也降低。在结束温度超过380℃的情况下，在轧板的表面发生烧 结，表面品质降低。其中，更优选将热精轧阶段的结束温度设定为330～ 370℃。

热轧工序后的热轧板的导电率优选为36.0～43.0％IACS。在导电 率低于36.0％IACS的情况下，成为高固溶状态，使深冲成型性降低， 在制罐时发生开裂。另一方面，在导电率超过43.0％IACS的情况下， 热轧板中的析出物增加，在中间退火时R取向优先形成，成品板的45 度制耳显著地变发达。热轧板的导电率更优选设定为36.0～42.0％ IACS。

对于热轧工序整体的总压轧率没有特别规定，优选设定为80～ 95％。在低于80％时，热轧板中的S取向密度降低，自身退火时的0 /90度制耳变弱，超过95％时，再结晶驱动力过高，制耳发生无耳化， 导致各自在中间退火时的Cube取向密度降低。热轧工序整体中的总压 轧率更优选为85～93％。

2-4.一次冷轧工序

热轧工序后，对热轧板实施一次冷轧工序。一次冷轧工序的压轧 率优选为85～95％。在压轧率低于85％的情况下，作为Cube取向的 核生成位点的S取向的发达不充分，在压轧率超过95％的情况下，作 为结晶物周围的核生成的PSN变得显著，在二次冷轧时使45度制耳变 得发达，导致制耳率的恶化。其中，一次冷轧工序的压轧率更优选设 定为87～93％。

2-5.中间退火工序

一次冷轧后，对冷轧板实施中间退火工序。中间退火工序中，优 选：首先，在200℃以上的温度区域以平均升温速度10～100℃/小时 将一次冷轧板升温至300～450℃的退火温度，之后，在该退火温度保 持1～4小时。通过这样的中间退火工序，可以得到CubeO相对于无规 取向为4倍以上且CubeO/RO为1以上的中间退火板。

在200℃以上的温度区域的平均升温速度低于10℃/小时的情况 下，再结晶和析出的竞争变得显著，R取向的形成被剧烈地促进。另 一方面，在超过100℃/小时的情况下，由于线圈的内卷和外卷造成温 度梯度，产生热膨张差，重叠的板之间发生摩擦，使表面品质降低。 另外，将温度区域限定在200℃以上是由于再结晶和析出发生竞争的缘 故。其中，在200℃以上的温度区域的平均升温速度更优选设定为15～ 80℃/小时。

在退火温度低于300℃以及退火时间低于1小时的情况下，不能得 到完全再结晶组织。另外，在退火温度超过450℃的情况下，冷轧油烧 结于中间退火板的表面，表面品质降低。在退火时间超过4小时的情 况下，生产效率恶化。其中，退火温度更优选设定为330～400℃，退 火时间更优选设定为2～4小时。

2-6.二次冷轧工序

对中间退火工序后的中间退火板实施二次冷轧工序。二次冷轧工 序的压轧率优选设定为20～40％。在压轧率低于20％的情况下，强度 不足。其结果，得不到罐体强度，另外，深冲成型时发生开裂。在压 轧率超过40％的情况下，弹性极限应力变得过高，拉伸强度与弹性极 限应力之比也变小。其结果，在深冲成型时发生开裂或褶皱。在压轧 率超过40％的情况下，还会使轧制结构变得发达，因此，45度制耳也 变强。

2-7.最终退火工序

二次冷轧后，还可以具备对二次冷轧板进行退火的最终退火工序。 由此，能够调整材料强度和延展性，能够进一步提高成型性。最终退 火工序中，以平均升温速度10～80℃/小时升温至140～190℃的退火 温度，之后在该退火温度保持2～4小时。

在平均升温速度低于10℃/小时的情况下，生产效率变差。另一 方面，在超过80℃/小时的情况下，热量输入不充分，不能得到充分 的退火的效果，仅仅是使制造成本变高。另外，在退火温度低于140℃ 以及退火时间低于2小时的情况下，退火的效果不充分。在退火温度 超过190℃的情况下，软化过度，材料强度降低。在退火时间超过4 小时的情况下，使生产效率恶化。其中，退火温度更优选设定为160～ 180℃，退火时间更优选设定为2～3小时。

实施例

对于本发明的实施例，基于以下所记载的本发明例和比较例进行 说明。这些实施例仅仅是用于例示本发明的一个实施方式的实施例， 本发明不受这些限定。

将具有表1所示的A～U的组成的铝合金按照通常方法、通过DC 铸造法制造铸块。分别以表2所示的条件对铸块进行均质化处理、热 轧、一次冷轧、中间退火、二次冷轧、最终退火，制造了厚度为0.22mm 的最终制品。

[表1]

[表2]

对于热轧板、中间退火板和成品板进行了评价。首先，对于热轧 板进行了导电率测定和组织观察。关于导电率，使用涡流导电率测定 装置，以铜作为基准试料进行了测定。关于组织观察，使用Barker法， 对板的剖面(L-ST面)进行研磨并观察。组织观察中，将形成为完全 再结晶组织的情况记为“○”，将残留有压轧组织的情况记为“×”， 进行了评价。

接着，对中间退火板进行了组织观察和织构评价。关于组织观察， 对板的剖面(L-ST面)与热轧板同样地进行了评价。关于织构评价， 使用了TSL公司制造的OIM，对板表面通过SEM-EBSD法进行。其 中，CubeO和RO的评价未考虑倾角。

对成品板，在板厚度方向，对从表面至1/4的部分使用X光衍射 装置进行了评价。这里，CubeO和SO的评价与中间退火板时同样， 未考虑倾角。

对成品板还进一步评价了强度、制耳率、表面品质、深冲性。关 于强度，使用JIS5号试验片，在压轧方向和平行方向实施，测定空白 灼烧后的弹性极限应力和拉伸强度。其中，空白灼烧条件设定为205℃ ×10分钟。其中，关于弹性极限应力，将180～220MPa的情况规定为 “合格”，关于拉伸强度，将230MPa以上规定为“合格”，将双方都 合格的情况规定为评价(强度)合格，将至少任一方是不合格的情况 规定为评价(强度)不合格。

关于制耳率，将直径57mm的坯料使用33mm的冲头拉伸成型为 杯型后，对压轧方向的杯高进行测定，通过下式算出。

制耳率(％)＝{(山的高度的平均－谷的高度的平均)/平均杯 高度}×100

对于制耳率将2.8％以下规定为合格(○)，其余规定为不合格 (×)。关于表面品质，将未发生褶皱、膨胀、烧结、表面损伤、表面 氧化中任意情况的规定为合格(○)，其余规定为不合格。关于深冲性， 将未发生开裂发生而能够连续进行DR成型的情况规定为合格(○)， 其余规定为不合格。

以上的评价结果示于表3、4。

[表3]

[表4]

本发明例1～24中，热轧以及退火时的析出被抑制，在能够得到 恰当的织构的同时显示出良好的制耳率。另外，也得到了适当的强度， 在深冲成型时未发生开裂或褶皱，得到了具有深冲性和低制耳率的铝 合金。

比较例25中，由于铝合金中的Si的含量多，金属间化合物的析出 量变多。其结果，由于Cube取向的形成被抑制，导致45度制耳变得 发达，制耳率变差。

比较例26中，由于铝合金中的Fe的含量多，粗大的结晶物变多。 其结果，由于再结晶时在结晶物周围的再结晶占支配地位，导致成品 板的45度制耳变得发达，制耳率变差。

比较例27中，由于Cu含量少，弹性极限应力和拉伸强度降低。 其结果，导致深冲成型时发生开裂。

比较例29中，由于Mn含量少，弹性极限应力和拉伸强度降低。 其结果，导致深冲成型时发生开裂。

比较例31中，由于Mg含量少，材料强度降低。其结果，导致深 冲成型时发生开裂。

比较例28中，由于Cu含量多，弹性极限应力变得过高。因此， 在深冲成型时发生褶皱，导致表面品质降低。

比较例30中，由于Mn含量多，弹性极限应力变得过高。因此， 在深冲成型时发生褶皱，导致表面品质降低。

比较例32中，由于Mg含量多，使弹性极限应力变得过高。因此， 在深冲成型时发生褶皱，导致表面品质降低。

比较例33中，由于均质化温度低，第二相颗粒阻碍了再结晶，在 热轧板的组织中残留有压轧组织。其结果，再结晶的驱动力变得过高， 中间退火板的织构无规化，因此，导致成品板的45度制耳变得发达， 制耳率变差。

比较例35中，由于均质化时间短，并且，热精轧的结束温度低， 第二相颗粒阻碍了再结晶，在热轧板的组织中残留有压轧组织。其结 果，再结晶的驱动力变得过高，中间退火板的织构无规化，因此，导 致成品板的45度制耳变得发达，制耳率变差。

比较例34中，由于均质化温度高，并且，热粗轧的开始温度和结 束温度高，发生膨胀、表面氧化和烧结，表面品质降低。

比较例36中，由于热粗轧的开始温度和结束温度低，并且，热精 轧的结束温度低，再结晶的驱动力降低，压轧组织残留。其结果，在 中间退火时的Cube取向的形成被抑制，导致45度制耳变得发达，制 耳率变差。

比较例37中，由于热精轧的结束温度高，在表面发生烧结。另外， 由于二次冷轧率高，弹性极限应力变得过高，发生了褶皱。此外，由 于二次冷轧率高，导致45度制耳变得发达，制耳率变差。

比较例38中，由于热精轧的结束温度低，并且，中间退火温度低。 其结果，压轧组织残留，导致成品板中的45度制耳变得发达，制耳率 变差。

比较例39中，由于热精轧的结束温度低，并且，中间退火时的升 温速度慢。其结果，导致再结晶与析出发生竞争，阻碍了Cube取向的 形成，导致成品板的45度制耳变得发达，制耳率变差。

比较例40中，由于中间退火时的升温速度过快，板材之间发生摩 擦，发生了表面损伤。

比较例41中，由于二次冷轧率小，弹性极限应力和拉伸强度降低。 其结果，导致深冲成型时发生开裂。另外，由于中间退火温度高，发 生了冷轧油的烧结。

比较例42中，由于热精轧的结束温度低，并且，中间退火时间短。 其结果，压轧组织残留，成品板中的45度制耳变得发达，导致制耳率 的恶化。

比较例43中，由于一次冷轧率小，未能使基质中的S取向变得充 分发达。其结果，Cube取向的核生成位点减少，成品板中45度制耳变 得发达，导致制耳率的恶化。

比较例44中，由于第一次冷轧率高，退火前的再结晶驱动力变大， Cube取向的形成量变小，成品板的45度制耳变得发达，导致制耳率的 恶化，另外，在深冲成型时发生开裂。

工业上的可利用性

如上所述，通过控制织构和强度，在使用箱型退火炉进行中间退 火工序时也能够得到低制耳率和良好的深冲性。另外，由于不使用连 续退火炉，因此，能够在抑制制造成本，并且在设备投资上也能够期 待抑制成本。

Claims (7)

1.一种DR罐体用铝合金板，其特征在于：

其为由铝合金构成、从该铝合金的铸块至少经由热轧板和中间退火板制成为成品板的铝合金板，

其中，所述铝合金含有Si：0.10～0.60质量％、Fe：0.10～0.80质量％、Cu：0.05～0.25质量％、Mn：0.80～1.50质量％、Mg：0.80～1.30质量％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，

成品板中的Cube取向密度(CubeO)相对于无规取向密度为2.00倍以上，并且，CubeO与S取向密度(SO)之比(CubeO/SO)为0.40～1.00，在空白灼烧后，具有180～220MPa的弹性极限应力和230MPa以上的拉伸强度，其中，空白灼烧条件设定为205℃×10分钟。

2.如权利要求1所述的DR罐体用铝合金板，其特征在于：

所述热轧板的导电率为36.0～43.0％IACS。

3.如权利要求1或2所述的DR罐体用铝合金板，其特征在于：

所述中间退火板中的Cube取向密度(CubeO)相对于无规取向密度为4.00倍以上，并且，CubeO与R取向密度(RO)之比(CubeO/RO)为1.00以上。

4.权利要求1～3中任一项中所述的DR罐体用铝合金板的制造方法，其特征在于，包括：

铸造含有Si：0.10～0.60质量％、Fe：0.10～0.80质量％、Cu：0.05～0.25质量％、Mn：0.80～1.50质量％、Mg：0.80～1.30质量％且剩余部分由Al和不可避免的杂质构成的铝合金的铸造工序；

对铸块进行均质化处理的均质化处理工序；

对均质化处理后的铸块进行热轧的热轧工序；

热轧板的一次冷轧工序；

对一次冷轧板进行退火的中间退火工序；和

中间退火板的二次冷轧工序。

5.如权利要求4所述的DR罐体用铝合金板的制造方法，其特征在于：

在所述均质化处理工序中，铸块在580～620℃处理1～12小时，

所述热轧工序包括开始温度为450～610℃且结束温度为450～550℃的热粗轧阶段和结束温度为330～380℃的热精轧阶段，

所述一次冷轧工序的压轧率为85～95％，

在所述中间退火工序中，一次冷轧板在200℃以上的温度区域以平均升温速度10～100℃/小时升温至300～450℃的退火温度，之后在该退火温度保持1～4小时，

所述二次冷轧工序的压轧率为20～40％。

6.如权利要求4或5所述的DR罐体用铝合金板的制造方法，其特征在于：

还具备在所述二次冷轧工序后对二次冷轧板进行退火的最终退火工序。

7.如权利要求6所述的DR罐体用铝合金板的制造方法，其特征在于：

在所述最终退火工序中，二次冷轧板在200℃以上的温度区域以平均升温速度10～80℃/小时升温至140～190℃的退火温度，之后在该退火温度保持2～4小时。