JPH0533107A - 強度と成形性に優れたアルミニウム合金硬質板の製造方法 - Google Patents
強度と成形性に優れたアルミニウム合金硬質板の製造方法Info
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- JPH0533107A JPH0533107A JP3191651A JP19165191A JPH0533107A JP H0533107 A JPH0533107 A JP H0533107A JP 3191651 A JP3191651 A JP 3191651A JP 19165191 A JP19165191 A JP 19165191A JP H0533107 A JPH0533107 A JP H0533107A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 主としてＤＩボディ用に用いるアルミニウム
合金硬質板の製造方法に関する。 【構成】 Ｍｎ：１．０〜１．５％（質量）、Ｍｇ：
１．０〜１．５％、Ｃｕ：０．１０〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３０％、Ｆｅ：０．２５〜０．５５
％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ｂ：０．０００１〜
０．００１０％を含み、残部Ａｌと不可避不純物からな
るアルミニウム合金鋳塊を、６００〜６４０℃で１〜１
０時間均質化処理し、４５０〜５５０℃で熱延開始、
２．２ｍｍ以下の厚みに２８０〜３２０℃で終了、その
後１８０〜２３０℃で２時間保持する中間熱処理を施
し、最終冷延を６０〜９０％施すことを特徴とする方法
である。 【効果】 本発明によれば、缶胴材に塗装焼付処理を施
しても、強度低下が少なく、高強度でありながらもカー
リング加工性、ＤＩ成形性に優れたアルミニウム硬質板
を提供することができる。
合金硬質板の製造方法に関する。 【構成】 Ｍｎ：１．０〜１．５％（質量）、Ｍｇ：
１．０〜１．５％、Ｃｕ：０．１０〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３０％、Ｆｅ：０．２５〜０．５５
％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ｂ：０．０００１〜
０．００１０％を含み、残部Ａｌと不可避不純物からな
るアルミニウム合金鋳塊を、６００〜６４０℃で１〜１
０時間均質化処理し、４５０〜５５０℃で熱延開始、
２．２ｍｍ以下の厚みに２８０〜３２０℃で終了、その
後１８０〜２３０℃で２時間保持する中間熱処理を施
し、最終冷延を６０〜９０％施すことを特徴とする方法
である。 【効果】 本発明によれば、缶胴材に塗装焼付処理を施
しても、強度低下が少なく、高強度でありながらもカー
リング加工性、ＤＩ成形性に優れたアルミニウム硬質板
を提供することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主としてＤＩボディ用
に用いるアルミニウム合金硬質板の製造方法に関し、特
に高強度で耳率、成形性に優れた板材の製造法を提供す
るものである。
に用いるアルミニウム合金硬質板の製造方法に関し、特
に高強度で耳率、成形性に優れた板材の製造法を提供す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、ＤＩボディ材において、素材のコ
ストダウンを目的とした薄肉高強度化の要求が強くなっ
てきている。このため、添加成分量の増加や時効硬化性
を狙って中間熱処理を連続焼鈍炉で行うことがなされて
いる。さらに、最終冷間圧延で６０％以上の加工を施し
た硬質板がＤＩ成形用材料として供されている。
ストダウンを目的とした薄肉高強度化の要求が強くなっ
てきている。このため、添加成分量の増加や時効硬化性
を狙って中間熱処理を連続焼鈍炉で行うことがなされて
いる。さらに、最終冷間圧延で６０％以上の加工を施し
た硬質板がＤＩ成形用材料として供されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ＤＩボディ材は、ＤＩ
成形後、耐食性向上などの目的で高分子樹脂を塗装焼付
（２００℃前後、数分間）処理する。この際、材料が軟
化してしまい、特に缶底部の強度低下は缶体の耐圧強度
低下につながり、前述した薄肉化を図れなくする原因と
なっている。このため、素材強度を向上させる目的で、
Ｍｇ，Ｍｎといった添加成分量を増加させたり、時効硬
化性付与のための連続焼鈍炉による熱処理などが行われ
ている。
成形後、耐食性向上などの目的で高分子樹脂を塗装焼付
（２００℃前後、数分間）処理する。この際、材料が軟
化してしまい、特に缶底部の強度低下は缶体の耐圧強度
低下につながり、前述した薄肉化を図れなくする原因と
なっている。このため、素材強度を向上させる目的で、
Ｍｇ，Ｍｎといった添加成分量を増加させたり、時効硬
化性付与のための連続焼鈍炉による熱処理などが行われ
ている。
【０００４】しかしながら、Ｍｇ増加はＤＩ成形でのし
ごき加工時に、加工硬化が大きくなり過ぎて破断しやす
くなる。又、Ｍｎ増加は鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系粗
大金属間化合物を形成しやすくし、これがＤＩ成形時に
破断の起点となる。連続焼鈍処理材は塗装焼付時により
一層硬化し、素材の伸び不足からフランジ部のカーリン
グ加工で割れが生じやすくなるといった問題がある。
ごき加工時に、加工硬化が大きくなり過ぎて破断しやす
くなる。又、Ｍｎ増加は鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系粗
大金属間化合物を形成しやすくし、これがＤＩ成形時に
破断の起点となる。連続焼鈍処理材は塗装焼付時により
一層硬化し、素材の伸び不足からフランジ部のカーリン
グ加工で割れが生じやすくなるといった問題がある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記問題点に
鑑み、鋭意研究した結果、均質化処理を高温で行うこと
で固溶Ｍｎ量を増加させ、かつ、熱間圧延の終了温度と
その後の中間熱処理の組合せにより、合金成分の析出を
制御することで塗装焼付処理時の素材強度低下を小さく
（軟化しにくく）することができ、高強度化が達成でき
た。又、カ−リング加工性も良好であった。
鑑み、鋭意研究した結果、均質化処理を高温で行うこと
で固溶Ｍｎ量を増加させ、かつ、熱間圧延の終了温度と
その後の中間熱処理の組合せにより、合金成分の析出を
制御することで塗装焼付処理時の素材強度低下を小さく
（軟化しにくく）することができ、高強度化が達成でき
た。又、カ−リング加工性も良好であった。
【０００６】すなわち、本発明は、Ｍｎ：１．０〜１．
５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：１．０〜１．５％、
Ｃｕ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３
０％、Ｆｅ：０．２５〜０．５５％、Ｔｉ：０．０１〜
０．０４％、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含
み、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金
鋳塊を、６００〜６４０℃で１時間以上１０時間以内の
均質化処理し、４５０〜５５０℃で熱間圧延を開始し、
２．２ｍｍ以下の厚みに３２０℃以下、かつ２８０℃以
上で終了するように仕上げ、その後、１８０〜２３０℃
で２時間以上保持する中間熱処理を施し、最終冷間圧延
を６０％以上９０％以内施すことを特徴とする強度と成
形性に優れたアルミニウム合金硬質板の製造方法であ
る。
５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：１．０〜１．５％、
Ｃｕ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３
０％、Ｆｅ：０．２５〜０．５５％、Ｔｉ：０．０１〜
０．０４％、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含
み、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金
鋳塊を、６００〜６４０℃で１時間以上１０時間以内の
均質化処理し、４５０〜５５０℃で熱間圧延を開始し、
２．２ｍｍ以下の厚みに３２０℃以下、かつ２８０℃以
上で終了するように仕上げ、その後、１８０〜２３０℃
で２時間以上保持する中間熱処理を施し、最終冷間圧延
を６０％以上９０％以内施すことを特徴とする強度と成
形性に優れたアルミニウム合金硬質板の製造方法であ
る。
【０００７】上記中間熱処理は、前段の熱間圧延を終了
した材料の冷却を人為的に抑制することによって制御す
ると良い。又、最終冷間圧延のあと１２０〜１８０℃に
１時間以上保持する最終熱処理を施すこともある。この
最終熱処理は、１３０℃以上で最終冷間圧延を終了させ
た材料の冷却を人為的に抑制することによって行うとよ
い。
した材料の冷却を人為的に抑制することによって制御す
ると良い。又、最終冷間圧延のあと１２０〜１８０℃に
１時間以上保持する最終熱処理を施すこともある。この
最終熱処理は、１３０℃以上で最終冷間圧延を終了させ
た材料の冷却を人為的に抑制することによって行うとよ
い。
【０００８】以下、本発明における各要件の限定理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
【０００９】Ｍｎ：本発明におけるＭｎは２通りの状態
で強度に寄与する。この系の合金は均質化処理時の昇温
途中に１μｍ程度のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が析出
し、固溶Ｍｎ量が減少する。さらに５５０℃以上に加熱
すれば一部は再固溶し、固溶Ｍｎ量が増えることにな
る。このような固溶Ｍｎは塗装焼付時に微細析出し、転
位の移動を抑制し、したがって軟化しにくい特性が得ら
れる。又、熱間圧延終了後、１８０〜２３０℃に保持す
れば１μｍ以下の微細なＡｌ−Ｍｎ系化合物が析出し、
この後の冷間圧延によって鈍りにくい加工（転位）組織
が得られる。その添加量が１．０％未満では上記効果が
得られない。１．５％を越えると鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−
Ｍｎ系粗大晶出物が形成されやすくなり、ＤＩ加工時の
破断の原因となり好ましくない。
で強度に寄与する。この系の合金は均質化処理時の昇温
途中に１μｍ程度のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が析出
し、固溶Ｍｎ量が減少する。さらに５５０℃以上に加熱
すれば一部は再固溶し、固溶Ｍｎ量が増えることにな
る。このような固溶Ｍｎは塗装焼付時に微細析出し、転
位の移動を抑制し、したがって軟化しにくい特性が得ら
れる。又、熱間圧延終了後、１８０〜２３０℃に保持す
れば１μｍ以下の微細なＡｌ−Ｍｎ系化合物が析出し、
この後の冷間圧延によって鈍りにくい加工（転位）組織
が得られる。その添加量が１．０％未満では上記効果が
得られない。１．５％を越えると鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−
Ｍｎ系粗大晶出物が形成されやすくなり、ＤＩ加工時の
破断の原因となり好ましくない。
【００１０】Ｍｇ：Ｍｎとともに強度に寄与する不可欠
な添加元素である。その添加量が１％未満では高強度が
図りにくく、１．５％を越えると加工硬化が大きくなり
すぎ、ＤＩ成形時に破胴しやすくなる。
な添加元素である。その添加量が１％未満では高強度が
図りにくく、１．５％を越えると加工硬化が大きくなり
すぎ、ＤＩ成形時に破胴しやすくなる。
【００１１】Ｃｕ：素材の耐軟化性を向上させれられる
元素である。特に塗装焼付時に微細析出し、硬質板の軟
化を抑える効果がある。その添加量が０．１０％未満で
はその効果があまり期待できず、０．３０％より多く添
加しても効果が変わらない。 Ｓｉ：均質化処理時に固溶Ｍｎ量をできる限り多くする
観点から、Ｓｉは低く抑える必要がある。また、過剰の
Ｓｉはフランジ部のカ−リング加工性にとっても好まし
くない。その添加量が０．３％以下であれば実用上問題
がない。又、０．１５％未満にすることは、高純度のＡ
ｌ地金を使用することになり、コストアップにつなが
る。したがって、経済的観点からＳｉ添加量の下限を
０．１５％とした。
元素である。特に塗装焼付時に微細析出し、硬質板の軟
化を抑える効果がある。その添加量が０．１０％未満で
はその効果があまり期待できず、０．３０％より多く添
加しても効果が変わらない。 Ｓｉ：均質化処理時に固溶Ｍｎ量をできる限り多くする
観点から、Ｓｉは低く抑える必要がある。また、過剰の
Ｓｉはフランジ部のカ−リング加工性にとっても好まし
くない。その添加量が０．３％以下であれば実用上問題
がない。又、０．１５％未満にすることは、高純度のＡ
ｌ地金を使用することになり、コストアップにつなが
る。したがって、経済的観点からＳｉ添加量の下限を
０．１５％とした。
【００１２】Ｆｅ：鋳造時に形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｍ
ｎ系晶出物は、ＤＩ加工時の素材と工具の耐焼付き性を
良好にするために不可欠である。しかし、Ｆｅ添加量が
０．５５％より多くなると、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系
晶出物が鋳造時に形成され、破断の原因となり好ましく
ない。又、０．２５％未満にすると、耐焼付き性が劣化
し、さらにＳｉと同様に高純度のＡｌ地金を使用しなけ
ればならないためコストアップになる。
ｎ系晶出物は、ＤＩ加工時の素材と工具の耐焼付き性を
良好にするために不可欠である。しかし、Ｆｅ添加量が
０．５５％より多くなると、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系
晶出物が鋳造時に形成され、破断の原因となり好ましく
ない。又、０．２５％未満にすると、耐焼付き性が劣化
し、さらにＳｉと同様に高純度のＡｌ地金を使用しなけ
ればならないためコストアップになる。
【００１３】Ｔｉ：鋳塊組織を微細化し、圧延性や硬質
板の成形性を向上させるために有効に作用する。その添
加量が０．０１％未満では上記効果が十分に得られず、
０．０４％を越えると、Ｂとの粗大化合物（ＴｉＢ2）
を形成し、割れやピンホ−ルなどの重大欠陥が発生す
る。
板の成形性を向上させるために有効に作用する。その添
加量が０．０１％未満では上記効果が十分に得られず、
０．０４％を越えると、Ｂとの粗大化合物（ＴｉＢ2）
を形成し、割れやピンホ−ルなどの重大欠陥が発生す
る。
【００１４】Ｂ：Ｔｉと同様、鋳塊組織を微細化する効
果がある。その添加量が０．０００１％未満ではその効
果が十分でなく、０．００１０％を越えると、Ｔｉとの
粗大化合物（ＴｉＢ2）を形成し、割れやピンホールな
どの重大欠陥が発生する。
果がある。その添加量が０．０００１％未満ではその効
果が十分でなく、０．００１０％を越えると、Ｔｉとの
粗大化合物（ＴｉＢ2）を形成し、割れやピンホールな
どの重大欠陥が発生する。
【００１５】又、Ｔｉ，Ｂの添加で鋳塊組織を微細化す
ると、鋳造時急冷によるＭｎの固溶量増加効果及び均質
化処理時のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の再溶入促進効果
がもたらされる。
ると、鋳造時急冷によるＭｎの固溶量増加効果及び均質
化処理時のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の再溶入促進効果
がもたらされる。
【００１６】均質化処理：均質化処理は、通常鋳造時の
溶質原子の偏析を取り除くために行われる。本発明で
は、さらに昇温途中で析出したＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合
物を一部再固溶させるために６００℃以上で行う。この
Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物は５５０℃以上で保持すれば
固溶傾向を示すものの、かなり安定に存在する化合物で
ある。再固溶させたＭｎは後の中間熱処理で微細析出し
て硬質材の強度向上に寄与する。保持温度が６００℃以
上であれば保持時間は１時間以上１０時間以内でよく、
それより低温で保持する場合は長時間必要となり、工業
的に不利である。保持温度が６４０℃を越えると、共晶
融解を生じ、板表面の面質が悪化するので不都合であ
る。保持時間が６００〜６４０℃の範囲であれば、保持
時間は最低１時間でよく、１０時間より長く保持しても
効果は同じで、工業的に不利となる。 熱間圧延：熱間圧延の開始温度が高過ぎると再結晶粒が
粗大になりやすく成形性が劣化する。したがって、本発
明では熱間圧延の開始温度の上限を５５０℃とした。開
始温度が低過ぎると終了温度が下がりすぎて、本発明工
程では耳率が悪化する。したがって熱間圧延開始温度の
下限は４５０℃とした。
溶質原子の偏析を取り除くために行われる。本発明で
は、さらに昇温途中で析出したＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合
物を一部再固溶させるために６００℃以上で行う。この
Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物は５５０℃以上で保持すれば
固溶傾向を示すものの、かなり安定に存在する化合物で
ある。再固溶させたＭｎは後の中間熱処理で微細析出し
て硬質材の強度向上に寄与する。保持温度が６００℃以
上であれば保持時間は１時間以上１０時間以内でよく、
それより低温で保持する場合は長時間必要となり、工業
的に不利である。保持温度が６４０℃を越えると、共晶
融解を生じ、板表面の面質が悪化するので不都合であ
る。保持時間が６００〜６４０℃の範囲であれば、保持
時間は最低１時間でよく、１０時間より長く保持しても
効果は同じで、工業的に不利となる。 熱間圧延：熱間圧延の開始温度が高過ぎると再結晶粒が
粗大になりやすく成形性が劣化する。したがって、本発
明では熱間圧延の開始温度の上限を５５０℃とした。開
始温度が低過ぎると終了温度が下がりすぎて、本発明工
程では耳率が悪化する。したがって熱間圧延開始温度の
下限は４５０℃とした。
【００１７】熱間圧延の終了温度は２８０℃以上３２０
℃以下とし、再結晶粗組織に、加工による転位組織が若
干残る混合組織にする必要がある。２８０℃未満では最
終板の４５°耳が高くなりすぎて、材料歩留が悪化す
る。３２０℃を越えると、粒内に残留する転位組織が消
滅してしまい、直後に行う中間熱処理での微細析出が均
一の起らなくなるので好ましくない。又、熱間圧延の仕
上げ板厚を２．２ｍｍより厚くすると、冷間圧延量が多
くなり、そのため最終板の４５°耳が高くなりすぎて材
料歩留が悪化する。
℃以下とし、再結晶粗組織に、加工による転位組織が若
干残る混合組織にする必要がある。２８０℃未満では最
終板の４５°耳が高くなりすぎて、材料歩留が悪化す
る。３２０℃を越えると、粒内に残留する転位組織が消
滅してしまい、直後に行う中間熱処理での微細析出が均
一の起らなくなるので好ましくない。又、熱間圧延の仕
上げ板厚を２．２ｍｍより厚くすると、冷間圧延量が多
くなり、そのため最終板の４５°耳が高くなりすぎて材
料歩留が悪化する。
【００１８】中間熱処理：中間熱処理は１μｍ以下の微
細なＡｌ−Ｍｎ系化合物を粒内に析出させるために施
す。２５０℃より高温で保持すると、析出するＡｌ−Ｍ
ｎ系化合物のサイズが大きくなり、強度向上に寄与しな
い。１８０℃より低温では長時間の保持が必要となり、
工業的に不利である。保持温度が１８０〜２３０℃の範
囲ならば、保持時間は２時間以上とすればよい。又、熱
間圧延終了後の冷却過程において、２３０℃から１８０
℃までの冷却時間が２時間以上となるように、材料の冷
却を人為的に抑制することによって制御しても同様な効
果が得られる。
細なＡｌ−Ｍｎ系化合物を粒内に析出させるために施
す。２５０℃より高温で保持すると、析出するＡｌ−Ｍ
ｎ系化合物のサイズが大きくなり、強度向上に寄与しな
い。１８０℃より低温では長時間の保持が必要となり、
工業的に不利である。保持温度が１８０〜２３０℃の範
囲ならば、保持時間は２時間以上とすればよい。又、熱
間圧延終了後の冷却過程において、２３０℃から１８０
℃までの冷却時間が２時間以上となるように、材料の冷
却を人為的に抑制することによって制御しても同様な効
果が得られる。
【００１９】この微細析出の効果を得るためには、熱間
圧延を終了した板に加工組織（転位）が適度に残留する
こと、および、十分にＭｎを固溶させておくことが勘要
で６００℃以上での均質化処理、２８０〜３２０℃での
熱間圧延終了とこの中間熱処理との組合せによって、実
用的レベルでの効果が得られる。
圧延を終了した板に加工組織（転位）が適度に残留する
こと、および、十分にＭｎを固溶させておくことが勘要
で６００℃以上での均質化処理、２８０〜３２０℃での
熱間圧延終了とこの中間熱処理との組合せによって、実
用的レベルでの効果が得られる。
【００２０】最終冷間圧延：冷間圧延は材料強度を向上
させるために行う。圧延量が６０％未満では十分な強度
が得られない。又、９０％より多くすると４５°耳が高
くなりすぎ、材料歩留りが悪化する。強度と耳率の観点
からは８０〜８５％の範囲がより好ましい。
させるために行う。圧延量が６０％未満では十分な強度
が得られない。又、９０％より多くすると４５°耳が高
くなりすぎ、材料歩留りが悪化する。強度と耳率の観点
からは８０〜８５％の範囲がより好ましい。
【００２１】最終熱処理：素材の伸び、絞り性が向上
し、カッピング成形をより一層容易に安定にすることが
できる。１８０℃より高い温度では材料の強度（耐力）
の低下が大きくなり不都合である。１２０℃未満では上
記効果を得るために長時間保持が必要で工業的に不利で
ある。
し、カッピング成形をより一層容易に安定にすることが
できる。１８０℃より高い温度では材料の強度（耐力）
の低下が大きくなり不都合である。１２０℃未満では上
記効果を得るために長時間保持が必要で工業的に不利で
ある。
【００２２】
【実施例】以下、本発明を実施例並びに比較例によって
説明する。
説明する。
【００２３】実施例１
表１に示す合金を通常のＤＣ鋳造法で造塊し、表２に示
す条件で供試材を作成した。
す条件で供試材を作成した。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】得られた供試材に塗装焼付処理（２１０℃
×１０分）相当の熱処理を施し、機械的性質、耳率およ
びカーリング成形性を調べた。結果を表３に示す。
×１０分）相当の熱処理を施し、機械的性質、耳率およ
びカーリング成形性を調べた。結果を表３に示す。
【００２７】なお、ネック部のカーリング成形性は下記
の方法で評価した。すなわち、得られた供試材をさらに
４０％冷間圧延（ネック部板厚減少相当）し、上記の塗
装焼付処理相当の熱処理を施したものを試験片とし、こ
の試験片１に直径４ｍｍの穴をあけ、ワックス（ジョン
ソンワックスＮｏ．７００：水＝１：１）を塗布後、図
１に示すように、ダイス２に直径１０ｍｍのフラットポ
ンチ３の中心と試験片１にあけた穴４の中心とが重なる
ようにセッティングし、ポンチ３を０．２ｍｍ／ｓの速
度で張出し、試験片に割れが発生した時点での穴径を光
学顕微鏡で測定する。穴径は、図２に示すように、圧延
方向に対し、平行な直径ａと直角な直径ｂとの平均径で
示した。この穴径が大きいほどカーリング加工性に優れ
ていることを示す。
の方法で評価した。すなわち、得られた供試材をさらに
４０％冷間圧延（ネック部板厚減少相当）し、上記の塗
装焼付処理相当の熱処理を施したものを試験片とし、こ
の試験片１に直径４ｍｍの穴をあけ、ワックス（ジョン
ソンワックスＮｏ．７００：水＝１：１）を塗布後、図
１に示すように、ダイス２に直径１０ｍｍのフラットポ
ンチ３の中心と試験片１にあけた穴４の中心とが重なる
ようにセッティングし、ポンチ３を０．２ｍｍ／ｓの速
度で張出し、試験片に割れが発生した時点での穴径を光
学顕微鏡で測定する。穴径は、図２に示すように、圧延
方向に対し、平行な直径ａと直角な直径ｂとの平均径で
示した。この穴径が大きいほどカーリング加工性に優れ
ていることを示す。
【００２８】
【表３】
【００２９】本発明材は、塗装後の耐力が２７０ＭＰａ
以上あり、Ｎｏ．９の従来材よりも高強度である。又、
耳率も３％以下で、穴ひろげ試験でも従来材並の特性が
得られている。比較材のＮｏ．４は均質化処理が不十分
で耳率が高く、材料歩留りが悪化する。Ｎｏ．５は熱間
圧延終了温度が低すぎるため耳率が高い。Ｎｏ．６は熱
間圧延での仕上げ板厚が厚すぎるため、冷間圧延量が増
加し、耳率が高くなっている。Ｎｏ．７は中間熱処理を
連続焼鈍炉で処理している。強度、耳率については良好
な値を示すが、穴ひろげ性（カーリング加工性）は悪
い。Ｎｏ．８は最終冷間圧延量が少なく、耐力が低い。
なおＮｏ．８は他の供試材と最終板厚が異っているた
め、穴ひろげ試験での比較調査を行わなかった。
以上あり、Ｎｏ．９の従来材よりも高強度である。又、
耳率も３％以下で、穴ひろげ試験でも従来材並の特性が
得られている。比較材のＮｏ．４は均質化処理が不十分
で耳率が高く、材料歩留りが悪化する。Ｎｏ．５は熱間
圧延終了温度が低すぎるため耳率が高い。Ｎｏ．６は熱
間圧延での仕上げ板厚が厚すぎるため、冷間圧延量が増
加し、耳率が高くなっている。Ｎｏ．７は中間熱処理を
連続焼鈍炉で処理している。強度、耳率については良好
な値を示すが、穴ひろげ性（カーリング加工性）は悪
い。Ｎｏ．８は最終冷間圧延量が少なく、耐力が低い。
なおＮｏ．８は他の供試材と最終板厚が異っているた
め、穴ひろげ試験での比較調査を行わなかった。
【００３０】実施例２
表４に示す合金を通常のＤＣ鋳造法で造塊し、表５に示
したＮｏ．９又はＮｏ．１０の条件で供試材を作成し
た。得られた供試材を用い、実施例１と同様に塗装焼付
相当（２１０℃×１０分）の熱処理を施し、機械的性質
と耳率を調べた。又、実際のＤＩ成形機で製缶（１００
０缶成形）し、破断の発生を確認した。これらの結果を
表６に示す。
したＮｏ．９又はＮｏ．１０の条件で供試材を作成し
た。得られた供試材を用い、実施例１と同様に塗装焼付
相当（２１０℃×１０分）の熱処理を施し、機械的性質
と耳率を調べた。又、実際のＤＩ成形機で製缶（１００
０缶成形）し、破断の発生を確認した。これらの結果を
表６に示す。
【００３１】
【表４】
【００３２】
【表５】
【００３３】
【表６】
【００３４】本発明材は塗装後の耐力が２７０ＭＰａ以
上あり、耳率も良好である。また、ＤＩ成形性にも優れ
ている。比較材のＮｏ．１４はＭｎ量が少ないため強度
が低い。Ｎｏ．１５はＭｇ量が多すぎるため、しごき加
工時の加工硬化が大きく、破断数が多くなった。１００
０缶成形する前に破断数が１００缶を越えたため途中で
テストを中止した。Ｎｏ．１６はＭｎ，Ｆｅ量が多いた
め鋳造時に１００μｍを越える粗大晶出物が形成され、
それがＤＩ加工時の割れの起点となって破断数が多くな
った。Ｎｏ．１７はＴｉ，Ｂ添加量が多く、粗大なＴｉ
Ｂ2化合物が形成され、ＤＩ加工時にダイス成形面に傷
をつけて、しごき面の性状を損うと同時に、割れの起点
となって破断する数が多かった。
上あり、耳率も良好である。また、ＤＩ成形性にも優れ
ている。比較材のＮｏ．１４はＭｎ量が少ないため強度
が低い。Ｎｏ．１５はＭｇ量が多すぎるため、しごき加
工時の加工硬化が大きく、破断数が多くなった。１００
０缶成形する前に破断数が１００缶を越えたため途中で
テストを中止した。Ｎｏ．１６はＭｎ，Ｆｅ量が多いた
め鋳造時に１００μｍを越える粗大晶出物が形成され、
それがＤＩ加工時の割れの起点となって破断数が多くな
った。Ｎｏ．１７はＴｉ，Ｂ添加量が多く、粗大なＴｉ
Ｂ2化合物が形成され、ＤＩ加工時にダイス成形面に傷
をつけて、しごき面の性状を損うと同時に、割れの起点
となって破断する数が多かった。
【００３５】
【発明の効果】本発明によれば、缶胴材に塗装焼付処理
を施しても、強度低下が少なく、したがって、高強度で
ありながらも、カーリング加工性、ＤＩ成形性に優れた
アルミニウム硬質板を提供することができる。
を施しても、強度低下が少なく、したがって、高強度で
ありながらも、カーリング加工性、ＤＩ成形性に優れた
アルミニウム硬質板を提供することができる。
【図１】穴ひろげ試験の説明図である。
【図２】穴ひろげ試験における穴径測定法の説明図であ
る。 １ 試験片 ２ ダイス ３ フラットポンチ ４ 穴
る。 １ 試験片 ２ ダイス ３ フラットポンチ ４ 穴
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｍｎ：１．０〜１．５％（質量％、以下
同じ）、Ｍｇ：１．０〜１．５％、Ｃｕ：０．１０〜
０．３０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３０％、Ｆｅ：０．
２５〜０．５５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ｂ：
０．０００１〜０．００１０％を含み、残部Ａｌと不可
避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、６００〜６
４０℃で１時間以上１０時間以内の均質化処理し、４５
０〜５５０℃で熱間圧延を開始し、２．２ｍｍ以下の厚
みに３２０℃以下、かつ２８０℃以上で終了するように
仕上げ、その後、１８０〜２３０℃で２時間以上保持す
る中間熱処理を施し、最終冷間圧延を６０％以上９０％
以内施すことを特徴とする強度と成形性に優れたアルミ
ニウム合金硬質板の製造方法。 - 【請求項２】 中間熱処理を前段の熱間圧延を終了した
材料の冷却を人為的に抑制することによって制御する請
求項１記載の強度と成形性に優れたアルミニウム合金硬
質板の製造方法。 - 【請求項３】 最終冷間圧延のあと１２０〜１８０℃に
１時間以上保持する最終熱処理を施す請求項１又は請求
項２記載の強度と成形性に優れたアルミニウム合金硬質
板の製造方法。 - 【請求項４】 最終熱処理を、１３０℃以上で最終冷間
圧延を終了させた材料の冷却を人為的に抑制することに
よって行う請求項３記載の強度と成形性に優れたアルミ
ニウム合金硬質板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19165191A JP3201783B2 (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 強度と成形性に優れたアルミニウム合金硬質板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19165191A JP3201783B2 (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 強度と成形性に優れたアルミニウム合金硬質板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0533107A true JPH0533107A (ja) | 1993-02-09 |
| JP3201783B2 JP3201783B2 (ja) | 2001-08-27 |
Family
ID=16278204
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19165191A Expired - Lifetime JP3201783B2 (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 強度と成形性に優れたアルミニウム合金硬質板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3201783B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0813108A (ja) * | 1994-06-29 | 1996-01-16 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 建築パネル用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板の製造方法 |
| JP2012167333A (ja) * | 2011-02-15 | 2012-09-06 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 缶ボディ用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| TWI550093B (zh) * | 2014-08-08 | 2016-09-21 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 高表面品質鋁合金片材及其製造方法 |
| CN106460106A (zh) * | 2014-07-04 | 2017-02-22 | 株式会社Uacj | 饮料罐体用铝合金板及其制造方法 |
| CN115821177A (zh) * | 2022-11-29 | 2023-03-21 | 武汉大学 | 一种析出强化型铝合金强韧化的方法及其应用 |
-
1991
- 1991-07-31 JP JP19165191A patent/JP3201783B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0813108A (ja) * | 1994-06-29 | 1996-01-16 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 建築パネル用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板の製造方法 |
| JP2012167333A (ja) * | 2011-02-15 | 2012-09-06 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 缶ボディ用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| CN106460106A (zh) * | 2014-07-04 | 2017-02-22 | 株式会社Uacj | 饮料罐体用铝合金板及其制造方法 |
| CN106460106B (zh) * | 2014-07-04 | 2018-12-11 | 株式会社Uacj | 饮料罐体用铝合金板及其制造方法 |
| TWI550093B (zh) * | 2014-08-08 | 2016-09-21 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 高表面品質鋁合金片材及其製造方法 |
| CN115821177A (zh) * | 2022-11-29 | 2023-03-21 | 武汉大学 | 一种析出强化型铝合金强韧化的方法及其应用 |
| CN115821177B (zh) * | 2022-11-29 | 2024-01-05 | 武汉大学 | 一种析出强化型铝合金强韧化的方法及其应用 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3201783B2 (ja) | 2001-08-27 |
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