JP4467443B2

JP4467443B2 - アルミニウム合金板の製造方法

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Publication number: JP4467443B2
Application number: JP2005024251A
Authority: JP
Inventors: 覚鈴木; 康之高尾
Original assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Current assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Priority date: 2005-01-31
Filing date: 2005-01-31
Publication date: 2010-05-26
Anticipated expiration: 2025-01-31
Also published as: JP2006207006A

Description

この発明は飲料缶胴用などとして好適なアルミニウム合金板の製造方法に関する。

飲料缶等には通常アルミニウム合金板にDI（Draw＆Ironing）成形を施して缶胴とし、これに缶蓋を巻き締めた2ピース缶が用いられている。このアルミニウム合金板は例えばJIS3004合金鋳塊を均質化処理後、熱間圧延、焼鈍処理、冷間圧延、仕上げ焼鈍を施して製造される。更には脱脂、洗浄、潤滑油が塗布される。

また係るアルミニウム合金板を素材として絞り、しごき成形後に脱脂洗浄、表面処理が行われて印刷・塗装されてDI缶の製造が行われる。
したがってその素材たるアルミニウム合金板は、缶形状を維持する為の強度（耐圧強度）を備えることが商品の基本的品質として求められ、さらに板材を円筒状にしごくときのしごき加工性、塗装焼付後のフランジ加工性、フランジ加工時における低い耳率が要求される。
すなわち缶胴用アルミニウム合金板には1)強度（耐圧強度、座屈強度）2)成形性（しごき成形性、フランジ成形性、ボトムしわ性）3)低耳率が要求される。
ここで耳率とは、板材を円筒状に絞ったカップの周縁部に生じる凸部と凹部の高さの差をカップ高さで徐した比率のことで、この耳率が高い材料はDI成形後のトリミングしろが増すだけではなく、DI成形時に耳の部分が一部引きちぎれてアルミ片として混入し、しごき時の割れ（破胴）を引き起こしたりする場合もある。
この耳率を低く抑えるためには熱間圧延終了後または中間焼鈍後のアルミニウム合金板再結晶組織において0-90°耳成分である立方体方位を適度に発達させ、その後の冷間圧延で発達する45°耳成分である圧延集合組織とバランスさせる必要がある。これをコントロールする方法の一つとして均質化処理温度を比較的低温に設定する方法が知られている。
また、強度が低すぎれば缶成形後の強度（缶体強度）が確保できず、例えば内容物による内圧上昇により缶が変形したり、巻き締め時の座屈を招くことがある。

さらに成形性は缶の生産性に大きな影響を与える。
特にしごき成形性はDI成形時の生産効率に直接関与してしごき成形性が不足するとDI成形時の割れ発生頻度が高くなり、生産性が低下する。このしごき成形性は一般には均質化処理でAlマトリックスからの晶出物α相（fcc相、以下同様)のサイズや分布を適当に調整することによってその改善が行われている。
またフランジ成形性が不足すると成形時の割れによる生産性だけでなく、最悪巻き締め工程にて発生すると内容物の漏洩さえ起こす場合がある。
ボトムしわ性が悪いとボトムしわが発生し、直接缶体としての機能を損なうものではなくても生産ライン上ではねられる事となり生産性が低下し、また、外観上好ましいものでもない。
特開平6−271968号公報

近年では製缶技術の向上、材料の改善により高品質なものが高い生産性で製造できるようになってきている。しごき成形性に関しても近年ではＰＰＭオーダーでしか破胴がおこらない状況にはなっている。しかしながら高い生産性で製造される2ピースDI缶のラインにおいてはたとえPPMオーダーでの破胴であっても破胴後にDI成形機（ボディメーカー）を復旧させるには相応の時間を要し、生産性を阻害している事は間違いなく、さらに高いしごき成形性を有する材料の開発が望まれていた。

このしごき成形性を改善する目的で特許文献1では結晶粒を粗くすることでカップ成形後の荒れを大きくし、潤滑油を多く巻き込む事を重視した製法が開示されてた。しかし、この工程では2回の中間焼鈍を必要としコスト的に不利であった。よって中間焼鈍を必要としないコスト的に有利である製法が望まれていた。

この発明は以上の従来技術における問題に鑑み、生産性良くしごき成形性を向上させることができるアルミニウム合金板の製造方法を提供することを目的とする。

この発明の発明者らは、上記従来のアルミニウム合金板の製造方法の欠点を克服するために鋭意研究を重ねた結果、従来に比べ低温での熱間圧延を行うと共にこれとタンデム式の熱間仕上げ圧延の条件との適切な組み合わせにより熱間圧延後の再結晶粒径を微細化して、缶胴用アルミニウム合金板に求められる他の諸特性を損なわずに効率良くしごき成形性を向上させ得ることを見い出し、この知見に基づきこの発明を完成するに至った。

すなわち、この発明のアルミニウム合金板の製造方法はSi：0.1〜0.4質量%（以下%）、Fe：0.2〜0.5%、Cu：0.05〜0.25%、Mn：0.7%〜1.0%、Mg：0.8〜1.4%を含有し、更にTi：0.05%以下，B：0.001%以下を含有し、残部Alと不可避不純物からなる合金鋳塊を560〜620℃の温度範囲で均質化処理を施した後、熱間圧延を施すにあたり熱間粗圧延の開始温度を380〜420℃とし、熱間粗圧延の終了温度を350℃以上380℃未満とし、更に引き続いて3タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延を施すにあたり仕上げ圧延終了温度を300〜315℃とし、その際のタンデム式圧延機の総圧下量を90%以上でかつ最終パスの圧下量を60%以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延板の板厚方向の平均結晶粒径を15μｍ以下とし、焼鈍を施すことなく熱間圧延後の素材を室温に放置した後圧下量が83〜88%の冷間圧延を施して最終板厚とし、更に120〜160℃で1hr以上の低温焼鈍を施すことを特徴とする。

またこの発明のアルミニウム合金板の製造方法にあっては、最終冷間圧延の最終パス仕上げ温度を120℃〜160℃とすることによって特には低温焼鈍を施さずに高しごき成形性のアルミニウム合金板を製造することができる。

［作用］
熱間加工によって材料内にたくわえられた残留歪みは再結晶のためのエネルギーとして作用し、たくわえられるエネルギーは加工度の大きい方が多くなる。
この発明では仕上げ圧延前の熱間粗圧延の終了温度の範囲を350℃以上380℃未満として低温の熱間圧延を行い380℃未満の温度で熱間粗圧延を終了するので、熱間粗圧延過程で蓄積されて熱間仕上げ圧延過程で再結晶粒径を微細化するための駆動力となる残留歪みを十分に蓄積することができる。その後3タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延を施すにあたり、その際のタンデム式圧延機の総圧下量を90%以上でかつ最終パスの圧下量を60%以上としたので、この仕上げ圧延過程でも再結晶粒径を微細化するための駆動力となる残留歪みを十分に蓄積することができる。しかもその熱間仕上げ圧延終了温度を300〜315℃とすることによって、確実に再結晶を進行させることができると共に再結晶によって得られるAlマトリックスの結晶粒が粗大化することを防止して、結晶粒が十分に微細化された再結晶組織を得ることができる。したがって、その後引き続き特には冷間圧延前に中間的に焼鈍を施すことなく熱間圧延後の素材を室温に放置した後冷間圧延を行い、アルミニウム合金板を製造することができ、したがって特には中間焼鈍を行わなくても効率良くしごき成形性を向上させたアルミニウム合金板を得ることができる。

以上述べたように、この発明によれば、しごき成形性に優れ、その他特性についても良好なアルミニウム合金板を効率良く製造することが可能となる。

以下にこの発明について、
(1) 組成系
(2) 均質化処理
(3) 熱間圧延
(3) 熱間圧延−(a) 粗圧延
(3) 熱間圧延−(b) 仕上げ圧延
(3) 熱間圧延−(c) 再結晶粒径
(4) 冷間圧延
(5) 焼鈍
の各内容に関して詳細に説明する。
まず、合金成分の規制範囲について説明する。
(1) 組成系
SiはFe、Mn系晶出物をAl₁₂（Fe、Mn）₃Si相（α相）に変態させしごき成形時にその固体潤滑作用により缶体表面の性状を向上させる元素である。Siが0.1%未満ではその効果は十分ではなく0.4%を超えると晶出物が粗大化ししごき成形性、フランジ成形性が低下する。また、熱間圧延過程で微細に析出したα相が熱間圧延終了後の再結晶を阻害し、熱間圧延板を再結晶組織とすることが困難となる。再結晶化が阻害されて非再結晶組織となった場合には、強度が高くなりすぎてしごき成形性、ボトムしわ性が低下する。

FeはFe、Mn系晶出物を形成して結晶粒の微細化に寄与する元素であると共に、Siが介在して得られるAl₁₂（Fe、Mn）₃Si相（α相）による固体潤滑作用によって缶体表面の性状を向上させてしごき成形性向上に寄与する。Feが0.2%未満ではその効果は十分ではなく、0.5%を超えるとやはり晶出物が粗大化し、逆にしごき成形性、フランジ成形性が低下する。また強度が高くなりすぎボトムしわ性も低下する。

Cuは強度を付与し、特にベーキング（缶の塗装焼付処理）後の強度確保に重要な元素である。Cuの添加量が0.05%未満ではその効果が十分ではなく0.25%を超えると強度が上昇しすぎてしごき成形性やボトムしわ性が低下する。また、フランジ成形性も低下する。

MnはFeと同様に強度を付与すると共に晶出物を形成し、結晶粒の微細化に寄与すると共に、その中のα相はしごき成形時にその固体潤滑作用により焼き付き防止に寄与する。Mn添加量が0.7%未満ではその効果が十分ではなく、1.0%を超えると粗大な晶出物を形成し、逆にしごき成形性やフランジ成形性を悪化させる。また、強度も高くなりすぎボトムしわ性が低下する。

Mgは強度を付与するため添加する元素である。Mgが0.8%未満では効果が十分ではなく、1.4%を超えると強度が高くなりすぎ、しごき成形性、ボトムしわ性が低下する。また、フランジ成形性も低下する。

Ti及びBは鋳塊のAlマトリックスの結晶粒を均一微細化させる元素である。Ti及びBはそれぞれ0.05%、0.001%を超えるとAlマトリックスから粗大な晶出物を形成してしごき成形性を低下させ、缶側壁のピンホールを生じさせやすくなる。またフランジ成形性も低下する。
なお不純物については、この発明の効果が損なわれない程度であれば許容される。たとえばZnは1%以下、Cr、Zr、Vは0.1%以下であれば問題ない。

(3) 熱間圧延−(c) 再結晶粒径
次に特性について説明する。
熱間圧延板の板厚方向のAlマトリックス再結晶粒径を15μｍ以下とした。Alマトリックス再結晶粒径が15μｍを超えるとしごき成形性が低下するためである。

次に製造工程について説明する。
この発明のアルミニウム合金板は鋳造、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、場合によっては仕上げ焼鈍を順に施して製造される。鋳造に関しては通常のＤＣ鋳造などの任意の鋳造法が適用できる。

(2) 均質化処理
均質化処理については単に偏析を解消するためだけではなく、鋳造後のAl合金に存在する微細なAl-Mn-Fe金属間化合物を均質化処理によってSiを含む硬いα相とし、これによってしごき成形時の焼き付きが防止される。また均質化処理は熱間圧延後のAlマトリックスを再結晶組織とするために必要な工程であって、この均質化処理によってAl-Mn-Fe金属間化合物をAlマトリックスに固溶させて再結晶が生じやすい状態とすることができる。
したがって均質化処理が不十分である場合は熱間圧延後のAlマトリックスを回復過程・再結晶を経て完全に再結晶組織として軟化することができず、必要以上に強度が高く、そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化する。これを防止するためには熱間圧延後の熱間圧延板の板厚方向で95%以上が再結晶状態となっていることが必要である。

均質化処理の温度が560℃未満ではその効果が十分ではなく、620℃を超えると局所的に融解を生じ得られるアルミニウム合金板の表面品質が低下する。均質化時間については1hr以上保持しないとその効果が十分ではなく、ある程度長時間保持するべきであるが、工業的には生産性やコストの兼ね合いから1〜12hr程度が適当といえる。

(3) 熱間圧延
次に熱間圧延を施すにあたっては均質化処理後一旦冷却してから再加熱する方法と均質化処理後熱間圧延開始温度に保持しなおして熱間圧延する方法の何れをも採用することができる。
(3) 熱間圧延−(a) 粗圧延
熱間圧延は熱間粗圧延機と熱間仕上げ圧延機を用いて行なわれる。
熱間粗圧延の開始温度を380℃から420℃としたのは熱間仕上げ圧延の開始温度を低下させることを目的とする。熱間粗圧延の開始温度が380℃未満では熱間仕上げ圧延温度の終了温度を目標範囲にすることができず再結晶させることができない。熱間粗圧延の開始温度が420℃を超えると熱間仕上げ圧延開始温度を適正範囲にするためには加工発熱させないよう軽圧下で多パスの圧延を施したり、長時間熱間仕上げ圧延開始まで空冷する必要が生じコスト的に不利である。

熱間粗圧延の終了温度は結晶粒径制御に非常に重要な条件となる。すなわちこの発明では低温での熱間圧延を行いかつこれと後述するタンデム式の熱間仕上げ圧延の条件との適合を図ることによって熱間圧延後の再結晶粒径を微細化して、効率良くしごき成形性を向上させており、係る低温での熱間圧延の具体的条件として、熱間粗圧延の終了温度の範囲を350℃以上380℃未満とした。熱間粗圧延の終了温度が350℃未満ではいかにその後の圧下率を調整しても再結晶状態とすることができない。一方、380℃以上であると熱間粗圧延過程で蓄積されて熱間仕上げ圧延過程で再結晶粒径を微細化するための駆動力となる残留歪みが不充分となって、結晶粒が十分に微細化しないためしごき成形性が低下する。

(3) 熱間圧延−(b) 仕上圧延
さらにこの発明では上述した様に低温での熱間圧延を行うと共にこれと相俟ってタンデム式の熱間仕上げ圧延の条件を適宜に設定することによって熱間圧延後の再結晶粒径を微細化して、効率良くしごき成形性を向上させることを実現しており、そのための熱間仕上げ圧延の条件として、3タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延を施す際のタンデム式圧延機の総圧下量を90%以上とした。

熱間仕上げ圧延を3タンデム以上のタンデム式圧延機で行い総圧下率を90%以上とするのは、3スタンド以上のタンデム式圧延機でないとパス間の回復を抑えながら90%以上の大圧下を加える事ができないためである。またその総圧下率が90%未満では仕上げ圧延前の熱間粗圧延の終了温度の範囲を350℃以上380℃未満として低温の熱間圧延を行った場合には、Alマトリックスを十分な再結晶組織とすることができない。またこの場合に熱間仕上げ圧延終了温度を高めにして再結晶組織を得ることができたとしても立方体方位が十分に発達せず耳率の悪化を招く。

またこの発明ではタンデム式圧延機を用いて行う熱間仕上げ圧延の最終パスの圧下量を60%以上とする。最終パスの圧下量を60%以上とするのはAlマトリックスを再結晶組織とするのに十分な歪みを与えるためである。最終パスの圧下量が60%未満では仕上げ圧延前の熱間粗圧延の終了温度の範囲を350℃以上380℃未満として低温の熱間圧延を行った場合には、熱間圧延後に得られるアルミニウム合金板のAlマトリックスを再結晶組織とすることができない。

また、この発明では以上の3タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延終了温度を300〜315℃とする。熱間仕上げ圧延終了温度が300℃未満では熱間仕上げ圧延における圧下量をいかに大きくしてもAlマトリックスを再結晶組織とすることができない。一方熱間仕上げ圧延終了温度が315℃を超えるとAlマトリックス再結晶後の結晶粒が粗大化し、しごき成形性が低下する。

この発明では以上の様に仕上げ圧延前の熱間粗圧延の終了温度の範囲を350℃以上380℃未満として低温の熱間圧延を行い、さらに3タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延を施すにあたり仕上げ圧延終了温度を300〜315℃とし、その際のタンデム式圧延機の総圧下量を90%以上でかつ最終パスの圧下量を60%以上とすることによって、熱間圧延後の再結晶粒径を微細化し、引き続き特には焼鈍を施すことなく熱間圧延後の素材を室温に放置した後冷間圧延を行い、アルミニウム合金板を製造することによって効率良くしごき成形性を向上させることを実現した。
したがって、冷間圧延前の中間焼鈍を行うことなく冷間圧延工程が行われる。冷間圧延後最終的に必要に応じて焼鈍が行われる。

(4) 冷間圧延
上述の様にこの発明では、熱間圧延後引き続いて焼鈍を施すことなく熱間圧延後の素材を室温に放置した後冷間圧延を施し最終板厚とする。その際その冷間圧延における圧延率は83〜88%とする。冷間圧延における圧延率が83%未満では強度が不足し、88%を超えると強度が上昇しすぎしごき成形性やボトムしわ性が低下する。

(5) 焼鈍
冷間圧延後の圧延材の残留歪みを加熱により除去し、軟化することを目的として仕上げ焼鈍を行う。この仕上げ焼鈍を施すにあたりその温度範囲は120〜160℃とする。この仕上げ焼鈍の温度範囲が120℃未満では材料の回復が十分ではなくボトムしわ性が低下する。また160℃を超えると材料の回復が大きくなりボトムしわ性は良好になるが同時にAlマトリックスに析出するAl−Cu−Mg系の析出物の影響で加工硬化性が大きくなりしごき成形性が低下する。
処理時間を1hr以上としたのは1hr未満ではその効果が十分ではないためであり、工業的には生産性、コスト面から1〜6hr程度が適当である。

また、この発明では最終冷間圧延のラストパスを120〜160℃の高温で仕上げることによってその過程で残留歪みを除去し、仕上げ焼鈍は省略してもよく、そのような仕上げ焼鈍の省略は生産効率上有利となる。

以下にこの発明の実施例につき説明する。
以下実施例を用いてこの発明を具体的に説明する。
表1に示す合金成分を常法により溶解鋳造して厚さ500mmのスラブ（板状鋳塊）を得た。次に表2に示す条件で最終板を製造した。なお均質化処理後一旦空冷し490mm厚さに面削している。
熱間圧延については粗圧延をシングルミルのリバース式圧延機で行い、仕上げ圧延には4スタンドのタンデム式圧延機を使用した。最終板厚はいずれも0.3mmであった。

このようにして得られた合金板について引張試験、耳率、熱間圧延板の再結晶粒径、しごき成形性、フランジ成形性、ボトムしわ性、耐圧強度を測定した。
引張試験：JIS5号ＴＰを用い200℃×15minの加熱前後の引張強さと耐力を測定した。
耳率：前記合金板から57mmφのブランク径で直径33mm、肩Ｒ2.5mmのポンチを用いてしわ押さえ力300ｋｇｆの条件で行なった。計算式は
耳率（%）＝｛（山平均−谷平均）／全平均｝×100 とし、符号は最大山が45°位置の時をプラスとし、0°または90°のときをマイナスとして表記した。この耳率は2.5%以下であることが必要とされ、したがって試験結果についての評価も2.5%を良否の基準として2.5%以下であるものを良品（○）とした。

熱間圧延板の再結晶粒径は合金板の圧延方向の縦断面につき、バーカー法によって100倍の連続写真を撮影し、板厚方向の粒径を線分法で測定した。
しごき成形性：内径66mmとなるようにDI成形し、5000缶の製缶で全く破胴しないものを○、連続製缶できるものの、1〜2缶破胴したものを△、破胴が3缶以上発生したものを×とした。

フランジ成形性：前記成形したDI缶をトリミングし、洗浄をほどこした後に200℃×15minの加熱を施した。次に4段のネッキング加工を施して開口部径の内径ｄを57mmに縮小し、最後に角度90°の円錐状の治具をフランジ割れが発生するまで押し込み、割れの発生した時の開口部の径Ｄを測定し、開口部の径の増加率Ｐを
Ｐ＝（（Ｄ−ｄ）／ｄ）×100（%）
より算出した。Ｐが15%以上のものを○、15%未満のものを×とした。

ボトムしわ性：一次絞りカップを成形後、ボディメーカーにて再絞り、しごき加工を行なう際、しごきダイスをはずした状態で成形を行い再絞りカップを採取し、その再絞りカップのテーパー部の起伏を形状測定機にて測定し、その最大振幅にて評価した。振り幅200μｍ以下を○、200μｍを超えたものを×とした。
耐圧強度：DI成形した缶に対し200℃×15minのベークを施し、エアー式の耐圧試験機にてドーム成形したボトムがバックリングする圧力を測定した。圧力が6.8kgf/cm2以上のものを○、6.8kgf/cm2未満のものを×とした。
結果を表3にまとめた。

表3から明らかなように合金組成がこの発明の範囲内であって、かつ製造条件が均質化処理から最終焼鈍までこの発明の条件を充足するNo.1〜4のこの発明の実施例ではしごき成形性、フランジ成形性、ボトムしわ性、耐圧強度の全てが良好であった。

また合金組成がこの発明の範囲内であって、かつ製造条件が均質化処理から最終冷間圧延までこの発明の条件を充足すると共に、この発明の実施の態様として冷間圧延の最終パス温度終了温度を150℃として、最終冷間圧延のラストパスを120〜160℃の高温で仕上げるという条件を充足して仕上げ焼鈍を省略したNo.25のこの発明の実施例でも、しごき成形性、フランジ成形性、ボトムしわ性、耐圧強度の全てにつき良好な結果が得られている。

これに対して、No.5〜No.24及びNo.26の各比較例については以下に示す問題が発生した。
(1) 合金組成に関する比較例No.5〜No.12
No.5はSi量が0.42であって、0.4%を超えて過多のため熱間圧延板の再結晶率が低くなってしまい強度が高く、耳率も悪化している。そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化している。
No.6はFe量が0.64%であって、0.5%を超えて過多のためしごき成形性、フランジ成形性、ボトムしわ性が悪化している。
No.7はCu量が0.34%であって、0.25%を超えて過多のためしごき成形性、フランジ成形性、ボトムしわ性が悪化している。

No.8はMn量が0.56%であって、0.7%未満で過小のため結晶粒径がやや大きくしごき成形性が悪化し、更に強度も低く耐圧強度も悪化している。
No.9はMn量が1.28%であって、1.0%を超えて過多のためAlマトリックスに粗大な晶出物を形成してしごき成形性、フランジ成形性、ボトムしわ性が悪化している。
No.10はMg量が0.72%であって、0.8%未満で過小のため強度が低く耐圧強度が悪化している。
No.11はMg量が1.56であって1.4%を超え過多のため強度が高くしごき成形性、フランジ成形性、ボトムしわ性が悪化している。
No.12はTiが0.09%であって0.05％を超え過多のため、粗大な晶出物をAlマトリックスに形成し、しごき成形性、フランジ成形性が悪化している。
しかもこのNo.12は、Bが0.0018であって、0.001%を超え過多のため、これも粗大な晶出物を形成し、しごき成形性、フランジ成形性が悪化している。
(2) 均質化処理に関する比較例No.13
No.13は均質化処理条件が550×6（℃×hr）であって、この発明の均質化処理条件である均質化処理温度が560℃以上という条件を充足しない。その結果、熱間圧延後のAlマトリックスを回復過程・再結晶を経て完全に再結晶組織として軟化することができず、必要以上に強度が高く、そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化している。また、再結晶によって立方体方位を発達させて耳率を低く抑えるコントロールも不充分で耳率が悪化している。

(3) 熱間圧延−(a) 粗圧延に関する比較例No.14及びNo.15
No.14は熱間粗圧延開始温度が360℃であって、380℃から420℃というこの発明の熱間粗圧延の開始温度条件を充足せず、開始温度が低いため熱間粗圧延終了温度、熱間仕上げ圧延温度ともに低すぎる結果となっている。
その結果、熱間圧延後のAlマトリックスを回復過程・再結晶を経て完全に再結晶組織として軟化することができず、必要以上に強度が高く、そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化している。また、再結晶によって立方体方位を発達させて耳率を低く抑えるコントロールも不充分で耳率が悪化している。
No.15は熱間粗圧延開始温度が480℃であり380℃から420℃というこの発明の熱間粗圧延の開始温度条件を充足せず、開始温度が高いため熱間粗圧延終了温度、熱間仕上げ圧延終了温度とともに高すぎる結果になり、熱間圧延板の結晶粒径を十分に微細化できていない。具体的にはこの比較例No.15では、熱間圧延板の結晶粒径が23μmであり熱間圧延板の板厚方向の再結晶粒径を15μｍ以下とするというこの発明の条件を充足せず、しごき成形性が悪化している。

(3) 熱間圧延−(b) 仕上げ圧延に関する比較例No.16〜No.20
No.16は熱間仕上げ圧延終了温度を300〜315℃とするこの発明の条件に対し熱間仕上げ圧延終了温度が295℃であり低すぎて熱間圧延後に完全に再結晶組織とする事ができず、その結果、熱間圧延後のAlマトリックスを回復過程・再結晶を経て完全に再結晶組織として軟化することができず、必要以上に強度が高く、そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化している。また、再結晶によって立方体方位を発達させて耳率を低く抑えるコントロールも不充分で耳率が悪化している。
No.17は熱間仕上げ圧延終了温度を300〜315℃とするこの発明の条件に対し熱間仕上げ圧延終了温度が335℃であり高すぎて熱間圧延板の結晶粒径を十分に微細化できていない。具体的には熱間圧延板の結晶粒径が21μmであり熱間圧延板の板厚方向の再結晶粒径を15μｍ以下とするというこの発明の条件を充足せず、しごき成形性が悪化している。

No.18は熱間仕上げ圧延総圧下率を90%以上とするこの発明の条件に対し、熱間仕上げ圧延総圧下率が89%と低く設定された比較例である。この比較例では、粗圧延開始温度が420℃、終了温度が380℃、仕上げ圧延終了温度が315℃とされ、何れもこの発明の各条件の上限温度で製造された。その様に熱間圧延過程における温度履歴を上限に設定することで一応は再結晶組織とすることはできた。しかし、結晶粒径が18μmに達して、この発明の条件である熱間圧延板の板厚方向の再結晶粒径を15μｍ以下とするという条件を充足できず、再結晶粒を十分に微細化できないためしごき成形性が悪化しており、また再結晶粒の立方体方位の成長が十分でないため耳率が若干悪目であった。

No.19は熱間仕上げ圧延総圧下率が88%とNo.18よりもさらに低く、粗圧延開始温度が400℃、終了温度が360℃、仕上げ圧延終了温度が305℃とされ、何れもこの発明の各条件を充足する一般的な温度履歴とされた。しかしそのような一般的な温度履歴では、熱間圧延後のAlマトリックスを回復過程・再結晶を経て再結晶組織として軟化することができず、必要以上に強度が高く、そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化している。また、再結晶によって立方体方位を発達させて耳率を低く抑えるコントロールも不充分で耳率が悪化している。
No.20はこの発明の条件である熱間仕上げ圧延の最終パスの圧下量を60%以上とするという条件を充足せず、最終パス圧下量が52%であって低いため熱間仕上げ圧延終了温度が305℃であって300〜315℃とするというこの発明の条件を充足してもAlマトリックスを再結晶組織として軟化することができず、必要以上に強度が高く、そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化している。また、再結晶によって立方体方位を発達させて耳率を低く抑えるコントロールも不充分で耳率が悪化している。

(4) 冷間圧延に関する比較例No.21及びNo.22
No.21は冷間圧延率が82%であって、この発明の条件である冷間圧延率83〜88%という範囲の下限未満で低いため強度が不足し耐圧強度が悪化している。
No.22は冷間圧延率が89%であって、この発明の条件である冷間圧延率83〜88%という範囲の上限を超えて高いため必要以上に強度が高くなり、そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化している。
(5) 焼鈍に関する比較例No.23、24及びNo.26
No.23は仕上げ焼鈍温度が、これを120〜160℃にするというこの発明の条件に対して下限未満の110℃であり低すぎてAlマトリックスの回復・軟化が不充分でありボトムしわ性が低下している。
No.24は仕上げ焼鈍温度が、これを120〜160℃にするというこの発明の条件に対して上限を超える170℃であり高すぎてしごき成形性、耐圧強度が悪化している。
(6)焼鈍及び最終冷間圧延のラストパス温度に関するこの発明の実施例No.25及び比較例No.26
また前述した様にNo.25の実施例では、温度範囲を120〜160℃とする仕上げ焼鈍が省略されて、冷間圧延の最終パス温度終了温度を150℃として、最終冷間圧延のラストパスを120〜160℃の高温で仕上げるという条件を充足して良好な結果が得られている。
これに対してNo.26の比較例では、他の条件はほぼNo.25と同様であるが、仕上げ焼鈍を省略して最終冷間圧延のラストパスを120〜160℃の高温で仕上げるという条件を充足せず、冷間圧延の最終パス終了温度が110℃であって、低いままとして仕上げ焼鈍を省略しためボトムしわ性が悪化している。

飲料缶胴用などとして好適なアルミニウム合金板の製造方法として適用することができる。

Claims

Si：0.1〜0.4質量%（以下%）、Fe：0.2〜0.5%、Cu：0.05〜0.25%、Mn：0.7%〜1.0%、Mg：0.8〜1.4%を含有し、更にTi：0.05%以下，B：0.001%以下を含有し、残部Alと不可避不純物からなる合金鋳塊を
560〜620℃の温度範囲で均質化処理を施した後、熱間圧延を施すにあたり熱間粗圧延の開始温度を380〜420℃とし、
熱間粗圧延の終了温度を350℃以上380℃未満とし、
更に引き続いて3タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延を施すにあたり仕上げ圧延終了温度を300〜315℃とし、
その際のタンデム式圧延機の総圧下量を90%以上でかつ最終パスの圧下量を60%以上とする熱間圧延を施して熱間圧延板の板厚方向の平均結晶粒径を15μｍ以下とし、
熱間圧延後の素材を室温に放置した後圧下量が83〜88%の冷間圧延を施して最終板厚とし、更に120〜160℃で1hr以上の低温焼鈍を施すことを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
Si：0.1〜0.4質量%（以下%）、Fe：0.2〜0.5%、Cu：0.05〜0.25%、Mn：0.7%〜1.0%、Mg：0.8〜1.4%を含有し、更にTi：0.05%以下，B：0.001%以下を含有し、残部Alと不可避不純物からなる合金鋳塊を
560〜620℃の温度範囲で均質化処理を施した後、熱間圧延を施すにあたり熱間粗圧延の開始温度を380〜420℃とし、
熱間粗圧延の終了温度を350℃以上380℃未満とし、
更に引き続いて3タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延を施すにあたり仕上げ圧延終了温度を300〜315℃とし、
その際のタンデム式圧延機の総圧下量を90%以上でかつ最終パスの圧下量を60%以上とする熱間圧延を施して熱間圧延板の板厚方向の平均結晶粒径を15μｍ以下とし、
熱間圧延後の素材を室温に放置した後圧下量が83〜88%で最終パス仕上げ温度が120℃〜160℃の冷間圧延を施すことを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。