JP6227691B2 - Di缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
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ちなみに、DI缶ではなく、耐突き刺し性向上目的でもないが、特許文献6では、ボトル缶用アルミニウム合金冷延板の塗装熱処理時の熱変形を防止し、熱処理後の缶強度を確保するとともに、真円度が高いボトル缶を得るために、CuとMgとの固溶量を、熱フェノールによる残査抽出法により粒子サイズが0.2μmを超える析出物と分離された溶液中のCu量として0.05〜0.3%、Mg量として0.75〜1.6%として各々規定している。
例えば、特許文献1のようなMg含有量の制御のみからでは、組織中の化合物の存在にも大きく影響される突き刺し強度を、前記要求レベルにすることには限界がある。また、特許文献3に開示された技術は、缶の側壁厚さを0.110mm超に厚くすることにより耐突き刺し性を向上させており、缶の側壁厚さの薄肉化傾向に対応できていない。更に、特許文献5に開示された技術は、缶の塗装時における焼付けの温度範囲が高めに限定されているため、より低温で熱処理したい場合の製缶側の要求には不適である。
そして、コイル状態の広幅で長尺の冷延板には、その製造条件を最適化したとしても、板幅方向などで温度やひずみの分布がどうしても異なり、マクロ的な機械特性には影響せずとも、ミクロ組織としての金属間化合物の個数密度や面積率あるいは分布に、当然ながらばらつきが生じる。
本発明に係るアルミニウム合金板の組成は、質量%で、Mn:0.3〜1.3%、Mg:1.0〜3.0%、Si:0.1〜0.5%、Fe:0.1〜0.8%を各々含有し、残部がAl及び不可避的不純物からなるものとする。このアルミニウム合金組成に、さらにCu:0.05〜0.4%を含有する組成としてもよい。なお、組成(各元素含有量)に関する%表示は全て質量%の意味である。
Mnは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果があり、アルミニウム合金板が缶胴に成形されたときに、側壁強度を高めて座屈強度や耐突刺し性を確保する。また、Mnはアルミニウム合金中でAl−Mn−Fe系金属間化合物を形成し、適度に分散されることで、熱間圧延後の再結晶が促進されてアルミニウム合金板の加工性が向上する。Mnの含有量が0.3%未満では、これらの効果が不十分である。このため、Mnの含有量は0.3%以上、好ましくは0.4%以上とする。一方、Mnの含有量が1.2%を超えると、アルミニウム合金板の固溶強化が過大となって加工性が低下し、また、Al−Mn−Fe系金属間化合物の生成量が増加して、耐突刺し性が低下する。それゆえ、Mnの上限は1.3%とし、好ましくは1.1%、さらに好ましくは1.0%とする。
Mgは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果がある。Mgの含有量が1.0%未満では、アルミニウム合金板が缶胴に成形されたときに、側壁強度が低くなって耐突刺し性が不足する。一方、Mgの含有量が3.0%を超えると、アルミニウム合金板の加工硬化が過大となって、しごき加工時のティアオフ(胴体割れ)等の割れ、ネッキング加工時のシワやスジ等の不良が発生し易くなる。したがって、Mgの含有量は、1.0〜3.0%の範囲とし、Mg量の上限は好ましくは2.5%とする。
Siは、Al−Fe−Mn−Si系金属間化合物を形成し、それが適正に分布している程、成形性が向上する。このため、Siの含有量は0.1%以上、好ましくは0.2%以上とする。一方、Siが過剰になると、Al−Mn−Fe−Si系金属間化合物やMg−Si系金属間化合物の大きなものが多数形成されて、耐突き刺し性が低下する。このため、Si含有量の上限は0.5%、好ましくは0.4%とする。
Feは、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入されるが、アルミニウム合金中でAl−Mn−Fe系金属間化合物を形成し、適度に分散されることで、熱間圧延後の再結晶が促進されてアルミニウム合金板の加工性が向上する。また、Feは、Mnの晶出や析出を促進し、アルミニウム基地中のMn平均固溶量やMn系金属間化合物の分散状態を制御する点でも有用である。このため、Feの含有量は0.1%以上、好ましくは0.3%以上とする。一方、Fe含有量が過剰になると、直径15μmを超えるサイズの巨大な初晶金属間化合物が発生しやすくなり、DI成形性や耐突き刺し性も低下する。したがって、Fe含有量の上限は0.8%、好ましくは0.7%とする。
Cuは、固溶強化によって強度を増加させる。このため、Cuを選択的に含有させる場合の下限量は0.05%以上、好ましくは0.1%以上とする。一方、Cuが過剰になると、高強度は容易に得られるものの、硬くなりすぎるために、成形性が低下し、さらには耐食性も劣化する。このため、Cu含有の上限量は0.4%、好ましくは0.3%とする。
このCuの同効の強度向上元素としてはCr、Znが挙げられ、Cr:0.001〜0.1%、Zn:0.05〜0.5%の一種または二種を、Cuに加えて、あるいはCuに代えて選択的に含有させることができる。選択的に含有させる場合のCrの含有量は0.001%以上、好ましくは0.002%以上とする。一方、Crが過剰になると、巨大晶出物が生成して成形性が低下するので、Cr量の上限は0.1%、好ましくは0.05%程度とする。また、選択的に含有させる場合のZnの含有量は0.05%以上、好ましくは0.06%以上とする。一方、Znが過剰になると耐食性が低下するので、Zn含有量の上限は0.5%、好ましくは0.45%程度とする。
耐突き刺し性(耐突き刺し強度)の向上のために、本発明でも、DI缶胴用アルミニウム合金板あるいは、これをDI成形したDI缶胴の組織中の、Al−Fe−Mn系化合物などの金属間化合物の制御や固溶Mg量の制御を行う。
缶の側壁に突起物が押し込まれたときにピンホールが生じる突き刺しのメカニズムは、前記特許文献4にも開示される通り、突起物が接触している部位を中心にして缶の内側へすり鉢状に窪んで変形する際に、この中心部の周縁(すり鉢の傾斜した面)で局所的な減肉およびせん断帯が生じ、このせん断帯端部(缶の内側表面)からクラックが発生するためである。このクラックがせん断帯に沿って伝播することによって破断に至り、この減肉部に金属間化合物の量、特にサイズの大きな金属間化合物が多いと破断し易くなる。
このために、後述する実施例の通り、冷延板の長手方向中央部の板幅方向中央部1箇所とこの中央部からの板幅方向両端部2箇所の計3箇所の、板の板幅方向の製缶部位を代表する複数個所からサンプリングして試料を採取する、そして、これらの板の各部位試料の各Mn系金属間化合物量(前記残渣としての化合物に含まれるMnの含有量)を各々測定し、これら測定値を平均化した平均値としてMn系金属間化合物量を規定、評価する。
このMnの平均含有量が1.0%を超えた場合には、板や缶胴の組織中のAl−Fe−Mn系などのMnを含む、粒子サイズが0.1μmを超える粗大な金属間化合物が多くなりすぎる。この結果、缶胴が前記薄肉で前記高強度であり、かつ使用環境が厳しくなった場合の、耐突き刺し性が低下してしまう。
固溶Mg量が増加すると、板や缶胴の固溶強化による加工硬化特性が向上し、缶の側壁に突起物が押し込まれたとき(突き刺しのとき)の、板や缶胴の変形能が向上して、耐突き刺し性が向上する。このため、本発明では、板や缶胴の固溶Mg量を、前記熱フェノールによる残渣抽出法により分離された溶液中のMgの平均含有量で0.7%以上、2.5%以下とする。
次に、本発明におけるアルミニウム合金板の製造方法を説明する。本発明のアルミニウム合金板は、前記成分のアルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、鋳塊を熱処理により均質化する均熱処理工程と、均質化した鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、熱間圧延板を焼鈍することなく冷間圧延する冷間圧延工程によって製造される。そして、この製造方法において、鋳塊の均熱処理を後述する条件によって2回行うとともに、熱間粗圧延も後述する条件によって行い、冷延後のアルミニウム合金板組織を、本発明で規定する、前記熱フェノールによる残渣抽出法による分離残渣化合物中のMnの平均含有量を1.0%以下(0%を含む)とするとともに、Mgの平均固溶量を前記熱フェノールによる残渣抽出法による分離溶液中のMgの平均含有量として0.7%以上、2.5%以下とする。
先ず、アルミニウム合金を溶解し、DC鋳造法等の公知の半連続鋳造法により鋳造し、アルミニウム合金の固相線温度未満まで冷却して鋳塊とする。鋳造速度が40mm/分未満、あるいは冷却速度が0.5℃/秒未満と遅いと、鋳塊中に粗大な金属間化合物が多量に晶出する。一方、鋳造速度が65mm/分、あるいは冷却速度が1.5℃/秒をそれぞれ超えて速いと、鋳塊割れや“す”が発生し易くなって鋳造歩留が低下する。したがって、鋳造において、鋳造速度は40〜65mm/分、冷却速度は0.5〜1.5℃/秒とする。また、この冷却速度は、鋳塊の中央部の温度、すなわち鋳造方向に垂直な面の中央部の温度についてのものであり、アルミニウム合金の液相線温度から固相線温度までの冷却における速度とする。
鋳塊を圧延する前に、所定温度で均質化熱処理(均熱処理)することが必要である。熱処理を施すことによって、内部応力を除去し、鋳造時に偏析した溶質元素を均質化し、鋳造時に晶出した金属間化合物を拡散固溶させて、組織が均質化される。
前記均熱処理工程で均質化された鋳塊に熱間圧延を行う。まず、鋳塊を粗圧延して、さらに仕上げ圧延により、所定の板厚のアルミニウム合金熱間圧延板とする。
450℃以上、550℃以下の温度範囲で、熱間粗圧延を開始する。この粗圧延開始温度が450℃よりも低いと、粗圧延中に析出するMg−Si系化合物の量が増えて、固溶Mg量が減少するだけでなく、圧延自身も困難となる。一方、粗圧延開始温度が550℃を超える場合は、圧延中の焼付きによって板の表面性状が悪化する。
熱間粗圧延が終了したアルミニウム合金板は、連続的など、速やかに熱間仕上圧延する。速やかに熱間仕上圧延することによって、Al−Fe−Mn系化合物やMg−Si系化合物の増加を防止することができる。熱間粗圧延が終了したアルミニウム合金板は、例えば、5分以内、好ましくは3分以内に熱間仕上圧延することが好ましい。熱間仕上圧延の終了温度は300℃以上とすることが好ましい。300℃未満では、温度が低すぎて板全体が再結晶せずに、部分的に加工組織となるため、特に板幅方向の耳率ばらつきが増加する。
アルミニウム合金熱間圧延板は、焼鈍せずに冷間圧延して所定の板厚のアルミニウム合金板に仕上げる。冷間圧延における総圧延率(冷間加工率)は77〜90%、冷延後の冷延板の板厚は0.25〜0.33mmとすることが好ましい。
本発明に係るアルミニウム合金板(冷延板)からDI缶の缶胴を作製する方法の一例を以下に説明する。先ず、本発明に係るアルミニウム合金板を円板形状に打ち抜いて(ブランキング加工)、浅いカップ形状に絞り加工し(カッピング加工)、DI成形を施す。これら絞り加工さらにしごき加工を複数回繰り返して徐々に側壁を高くして、所定の底面形状および側壁高さの有底筒形状とする。
表1に示す組成のアルミニウム合金を、溶解し、半連続鋳造法を用いて、各例とも共通して前記した好ましい数値範囲内の鋳造速度および冷却速度で鋳塊を作製した。
得られたコイル状のアルミニウム合金板を、カッピング加工、DI成形(しごき加工率65〜70%)し、開口部をトリミング加工して、外径約66mm、高さ(缶軸方向長)124mm、側壁厚さ0.090mmの有底筒形状の缶胴とした。さらに、この缶胴を脱脂洗浄の後、塗装時の焼付けを想定(模擬)した前記200℃×20分間の条件での熱処理を行って、缶胴供試材とした。
評価は、前記アルミニウム合金冷延板で0.2%耐力および熱フェノール残渣抽出法によるMn系金属間化合物量(化合物残渣におけるMn含有量)、Mg固溶量(分離された溶液中のMg含有量)の測定を行った。また、缶胴(前記塗装焼付け想定の熱処理後)で、DI成形性、耐突き刺し性、0.2%耐力をそれぞれ測定、評価した。これらの結果も表1に示す。
前記アルミニウム合金冷延板コイルの長手方向中央部の、板幅方向中央部1箇所と、この中央部からの板幅方向両端部2箇所の計3箇所から採取した各試料を熱フェノールにより溶解した際の、0.1μmのメッシュのフィルターによって分離された残渣としての化合物におけるMn(化合物残渣中のMn)含有量を各々測定して平均化し、前記アルミニウム合金冷延板組織中の化合物の平均Mn含有量を分析値として求めた。同時に、前記各試料における、この残渣より分離された各溶液中のMgの含有量を測定して平均化し、前記アルミニウム合金冷延板組織中の平均Mg固溶量を分析値として求めた。
前記したDI成形では、アルミニウム合金冷延板コイルの長手方向中央部の、前記板幅方向中央部近傍1箇所と、前記両端部2箇所の各近傍の計3箇所から1000枚ずつブランクを切り出し、しごき加工率65%で連続成形(カッピング加工、DI成形)して製缶した。そして、成形時に不良(ティアオフ、ピンホール等)が発生しなかった場合は成形性が優れているとして「○」、不良が発生した場合は成形性不良として「×」で評価した。
各例について、1枚の板から製缶される数多くの缶胴の耐突き刺し性、特に冷延板の板幅方向や板厚方向の各耐突き刺し性が総じて向上されているかを検証した。このために、各例とも、前記アルミニウム合金冷延板コイルの板幅方向中央部、両端部の3箇所から製缶された缶胴が均等に含まれるように、前記成形できた10個全てについて突き刺し試験を実施して、耐突き刺し性を評価した。
前記冷延板と前記缶胴側壁の0.2%耐力測定のための引張試験は、冷延板と、缶胴(前記塗装焼付け想定の熱処理後)側壁から各々採取した試験片を、JIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行い、試験片の長手方向が圧延方向(缶軸方向)と一致するように作製した。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
Claims (5)
- 質量%で、Mn:0.3〜1.3%、Mg:1.0〜3.0%、Si:0.1〜0.5%、Fe:0.1〜0.8%を各々含有し、残部がAl及び不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金鋳塊を、1回目の均熱後に、一旦室温を含む200℃以下の温度まで冷却し、更に、再加熱し、その温度で一定時間維持した後に、熱延を開始する2回均熱処理するに際して、1回目の均熱温度を580℃以上融点温度未満とし、1回目の均熱処理時間を2時間以上とし、1回目の均熱後の室温までの冷却の際の500〜200℃の平均冷却速度を80℃/時間以上とし、2回目の均熱温度を450℃以上550℃以下とし、2回目の均熱処理時間を2時間以上とし、2回目の均熱の室温からの再加熱の際の200〜400℃の平均加熱速度を30℃/時間以上とし、これら均熱後の鋳塊を熱間粗圧延および熱間仕上げ圧延により熱間圧延板とし、前記熱間圧延板を冷間圧延してアルミニウム合金板とし、このアルミニウム合金板の組織として、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された粒子サイズが0.1μmを超える残渣化合物に含まれるMn量を1.0%以下(0%を含む)とするとともに、前記熱フェノールによる残渣抽出法により分離された溶液中のMgの固溶量を0.7%以上、2.5%以下とすることを特徴とするDI缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記アルミニウム合金鋳塊がさらにCu:0.05〜0.4%を含有する請求項1に記載のDI缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記アルミニウム合金鋳塊がさらにCr:0.001〜0.1%、Zn:0.05〜0.5%の一種または二種を含有する請求項1または2に記載のDI缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記アルミニウム合金板が、最薄部の側壁厚さが0.085〜0.110mmの範囲の缶胴にDI成形され、この缶胴が200℃×20分間熱処理された際の、缶胴側壁の缶軸方向の0.2%耐力を280MPa以上350MPa以下である強度特性を有する請求項1乃至3のいずれか1項に記載のDI缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記アルミニウム合金板の耐突き刺し性が、最薄部の側壁厚さが0.085〜0.110mmの範囲の缶胴にDI成形され、この缶胴が200℃×20分間熱処理された際の前記缶胴に、1.7kgf/cm2(=166.6kPa)の内圧をかけ、この缶胴側壁の缶底から缶軸方向の距離L=60mmの部位に、先端が半径0.5mmの半球面である突き刺し針を缶胴側壁に対して垂直に速度50mm/分で突き刺し、この突き刺し針が缶胴側壁を貫通するまでの荷重測定値のうちの最大値で35N以上である請求項1乃至4のいずれか1項に記載のDI缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
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