JPH06271968A - しごき加工性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
しごき加工性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法Info
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- JPH06271968A JPH06271968A JP8521793A JP8521793A JPH06271968A JP H06271968 A JPH06271968 A JP H06271968A JP 8521793 A JP8521793 A JP 8521793A JP 8521793 A JP8521793 A JP 8521793A JP H06271968 A JPH06271968 A JP H06271968A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Mg:0.5〜2.0%、Mn:0.5〜1.8%、Fe:0.1〜0.7%、S
i:0.05〜0.5%、Cu:0.05〜0.5%と、Ti:0.005〜0.20%、B:0.0
001〜0.05%と、Cr:0.01〜0.3%、Zn:0.05〜0.5%の１種以上
からなるアルミニウム合金を250℃以上で焼鈍し10〜50%
の冷間圧延を行い到達温度500℃以上、400℃以上の時間
が10分以内の焼鈍をし40%以上の冷間圧延を施し合金板
表面の5μm以上の晶出物が500個/mm2 以上存在し、結晶
粒短径の最大径が30〜200μm、Raが0.1〜0.50μm、油性
皮膜が50〜500mg/m2、引張強さと耐力の平均値(TS+YS)/
2≦305N/mm2 であるアルミニウム合金板。 【効果】 強度があり、成形性が良好で、しかもゴーリ
ング等の表面欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ
缶胴材に適するしごき加工性に優れたアルミニウム合金
板を容易にかつ安定して提供できる。
i:0.05〜0.5%、Cu:0.05〜0.5%と、Ti:0.005〜0.20%、B:0.0
001〜0.05%と、Cr:0.01〜0.3%、Zn:0.05〜0.5%の１種以上
からなるアルミニウム合金を250℃以上で焼鈍し10〜50%
の冷間圧延を行い到達温度500℃以上、400℃以上の時間
が10分以内の焼鈍をし40%以上の冷間圧延を施し合金板
表面の5μm以上の晶出物が500個/mm2 以上存在し、結晶
粒短径の最大径が30〜200μm、Raが0.1〜0.50μm、油性
皮膜が50〜500mg/m2、引張強さと耐力の平均値(TS+YS)/
2≦305N/mm2 であるアルミニウム合金板。 【効果】 強度があり、成形性が良好で、しかもゴーリ
ング等の表面欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ
缶胴材に適するしごき加工性に優れたアルミニウム合金
板を容易にかつ安定して提供できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、２ピースアルミニウム
缶の缶胴材すなわちＤＩ缶胴材として用いられるＡｌ−
Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板に係り、ＤＩ成形時のし
ごき成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製法
に関するものである。
缶の缶胴材すなわちＤＩ缶胴材として用いられるＡｌ−
Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板に係り、ＤＩ成形時のし
ごき成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般にＤＩ缶胴材のようにしごき加工が
加わる場合、エマルジョンタイプの潤滑剤を用いて加工
を行うが、それだけでは潤滑能が不足してゴーリングと
呼ばれる擦り疵や焼付きなどの外観不良が発生すること
がある。しごき加工時のゴーリングの発生に対しては、
ＤＩ成形の前段階でリオイルのようにＤＩクーラントの
原液を塗布して潤滑性を良くしたり、ＤＩ成形加工時に
用いるエマルジョンタイプの潤滑油の種類・配合を種々
変えて改善を図っており、またその他の方法として材料
表面の粗度を変更して保油性を向上させることも提案さ
れている。また素材の特性においても、アルミニウム合
金板表面に比較的粗大な晶出化合物を存在させることに
より、固体潤滑性能を持たせ、また晶出化合物近傍の空
隙での保油性を向上し、さらにはしごきダイスのセルフ
クリーニング効果等によりゴーリング性を向上させる効
果がある。特にＪＩＳ３００４アルミニウム合金は比較
的強度が高く成形性にも優れているとともにしごき加工
時の加工硬化が比較的小さくまたＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系晶
出化合物が多数晶出することから、晶出化合物の適当な
分散量と大きさが得られればゴーリングの発生を少なく
することができ、このため従来よりＤＩ缶胴材として多
く用いられている。
加わる場合、エマルジョンタイプの潤滑剤を用いて加工
を行うが、それだけでは潤滑能が不足してゴーリングと
呼ばれる擦り疵や焼付きなどの外観不良が発生すること
がある。しごき加工時のゴーリングの発生に対しては、
ＤＩ成形の前段階でリオイルのようにＤＩクーラントの
原液を塗布して潤滑性を良くしたり、ＤＩ成形加工時に
用いるエマルジョンタイプの潤滑油の種類・配合を種々
変えて改善を図っており、またその他の方法として材料
表面の粗度を変更して保油性を向上させることも提案さ
れている。また素材の特性においても、アルミニウム合
金板表面に比較的粗大な晶出化合物を存在させることに
より、固体潤滑性能を持たせ、また晶出化合物近傍の空
隙での保油性を向上し、さらにはしごきダイスのセルフ
クリーニング効果等によりゴーリング性を向上させる効
果がある。特にＪＩＳ３００４アルミニウム合金は比較
的強度が高く成形性にも優れているとともにしごき加工
時の加工硬化が比較的小さくまたＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系晶
出化合物が多数晶出することから、晶出化合物の適当な
分散量と大きさが得られればゴーリングの発生を少なく
することができ、このため従来よりＤＩ缶胴材として多
く用いられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上述したごとく、従来
の缶胴材にはＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金であるＪＩＳ３０
０４合金硬質板が広く用いられており、ＤＩ工程の深絞
り、再絞り、しごき成形等においては晶出化合物の適正
な分散、リオイルの塗布さらに表面粗度等を適当な状態
にすることでゴーリング等の表面欠陥の問題は少なくな
っているが、しかしながらＤＩ成形時にＰＰＭオーダー
ではあるが缶切れがおこる。特に近年は缶胴材の軽量化
のために薄肉化が進められており、このため缶側壁部も
薄くなり缶切れに対する感受性はますます高まってお
り、よりしごき加工性に優れたアルミニウム合金板が求
められている。
の缶胴材にはＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金であるＪＩＳ３０
０４合金硬質板が広く用いられており、ＤＩ工程の深絞
り、再絞り、しごき成形等においては晶出化合物の適正
な分散、リオイルの塗布さらに表面粗度等を適当な状態
にすることでゴーリング等の表面欠陥の問題は少なくな
っているが、しかしながらＤＩ成形時にＰＰＭオーダー
ではあるが缶切れがおこる。特に近年は缶胴材の軽量化
のために薄肉化が進められており、このため缶側壁部も
薄くなり缶切れに対する感受性はますます高まってお
り、よりしごき加工性に優れたアルミニウム合金板が求
められている。
【０００４】本発明は、以上の事情を背景としてなされ
たもので、強度があり、成形性が良好で、しかもゴーリ
ング等の表面欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ
缶胴材に適するしごき加工性に優れたアルミニウム合金
板およびその製造方法を提供することを目的とする。
たもので、強度があり、成形性が良好で、しかもゴーリ
ング等の表面欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ
缶胴材に適するしごき加工性に優れたアルミニウム合金
板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
に、本発明者らは化学成分組成、組織等の特性並びに製
造条件等について総合的に研究を重ね鋭意検討した結
果、本発明を成すに至った。すなわち本発明は、
に、本発明者らは化学成分組成、組織等の特性並びに製
造条件等について総合的に研究を重ね鋭意検討した結
果、本発明を成すに至った。すなわち本発明は、
【０００６】重量％でＭｇ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：
０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を含有
し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０％を単独でもしく
はＢ：０．０００１〜０．０５％と組み合わせて含有
し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、合金板
表面に５μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在
し、結晶粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度
（Ｒａ）が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５
００ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋Ｙ
Ｓ）／２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするし
ごき加工性に優れたアルミニウム合金板であり、
０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を含有
し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０％を単独でもしく
はＢ：０．０００１〜０．０５％と組み合わせて含有
し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、合金板
表面に５μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在
し、結晶粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度
（Ｒａ）が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５
００ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋Ｙ
Ｓ）／２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするし
ごき加工性に優れたアルミニウム合金板であり、
【０００７】重量％で、Ｍｇ：０．５〜２．０％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を
含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０％を単独でも
しくはＢ：０．０００１〜０．０５％と組み合わせて含
有し、更にＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｎ：０．０５
〜０．５％のうちの１種または２種以上を含み、残部が
Ａｌおよび不可避的不純物からなり、合金板表面に５μ
ｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在し、結晶粒
短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度（Ｒａ）が
０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５００ｍｇ／
ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦３
０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするしごき加工性に
優れたアルミニウム合金板であり、
ｎ：０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を
含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０％を単独でも
しくはＢ：０．０００１〜０．０５％と組み合わせて含
有し、更にＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｎ：０．０５
〜０．５％のうちの１種または２種以上を含み、残部が
Ａｌおよび不可避的不純物からなり、合金板表面に５μ
ｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在し、結晶粒
短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度（Ｒａ）が
０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５００ｍｇ／
ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦３
０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするしごき加工性に
優れたアルミニウム合金板であり、
【０００８】上記の化学成分を有するアルミニウム合金
を、常法により鋳造し、加熱および熱間圧延後、必要に
応じて冷間圧延を施し、２５０℃以上の温度で焼鈍し、
その後１０〜５０％の圧延率で冷間圧延を行い、次いで
到達温度５００℃以上、４００℃以上に曝される時間が
１０分以内とする焼鈍を行い、その後圧延率４０％以上
の冷間圧延を施し、最終合金板において合金板表面の５
μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在し、結晶
粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度（Ｒａ）
が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５００ｍｇ
／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦
３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするしごき加工性
に優れたアルミニウム合金板の製造方法である。
を、常法により鋳造し、加熱および熱間圧延後、必要に
応じて冷間圧延を施し、２５０℃以上の温度で焼鈍し、
その後１０〜５０％の圧延率で冷間圧延を行い、次いで
到達温度５００℃以上、４００℃以上に曝される時間が
１０分以内とする焼鈍を行い、その後圧延率４０％以上
の冷間圧延を施し、最終合金板において合金板表面の５
μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在し、結晶
粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度（Ｒａ）
が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５００ｍｇ
／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦
３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするしごき加工性
に優れたアルミニウム合金板の製造方法である。
【０００９】
【作用】以下、本発明について更に詳細に説明する。
【００１０】まず、本発明における化学成分の限定理由
について説明する。
について説明する。
【００１１】◆Ｍｇ：ＭｇはＳｉ・Ｃｕとの共存により
Ｍｇ2ＳｉあるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇの時効析出により
強度向上に寄与し、またＭｇ単独でも固溶体強化により
強度向上に効果がある。このように強度向上には不可欠
な元素であるが、Ｍｇ量が０．５％未満ではその効果が
少なく十分な強度が得られず、２．０％を超えて添加し
た場合には絞り成形性の点では問題がないが加工硬化し
やすくなるために再絞り性やしごき性を悪くしＤＩ時の
缶切れの発生確率が高くなる。したがって、Ｍｇ量は
０．５〜２．０％の範囲とする。
Ｍｇ2ＳｉあるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇの時効析出により
強度向上に寄与し、またＭｇ単独でも固溶体強化により
強度向上に効果がある。このように強度向上には不可欠
な元素であるが、Ｍｇ量が０．５％未満ではその効果が
少なく十分な強度が得られず、２．０％を超えて添加し
た場合には絞り成形性の点では問題がないが加工硬化し
やすくなるために再絞り性やしごき性を悪くしＤＩ時の
缶切れの発生確率が高くなる。したがって、Ｍｇ量は
０．５〜２．０％の範囲とする。
【００１２】◆Ｍｎ：Ｍｎは強度向上に寄与するととも
に成形性向上に有効な元素である。特に本発明が目指す
用途である缶胴材では、粗大なＭｎ系晶出物による固体
潤滑的効果によりＤＩ成形時にしごき成形性が向上する
ためにとりわけ重要となる。また本発明材のようなＮ値
の小さい材料においては、積層欠陥エネルギーが高い状
態では粗大な晶出物近傍において加工時に転位が集中し
やすく、このため加工が進むと転位が整理される現象い
わゆる加工軟化現象が起り、このためにもＭｎ添加は重
要である。Ｍｎ量が０．５％未満では、Ｍｎ晶出物の晶
出量が少なく、分布もまばらなため固体潤滑的な効果が
得られず、１．８％を超えて添加されるとＭｎＡｌ6 の
初晶巨大金属間化合物が晶出し、成形性を著しく損う。
したがって、Ｍｎ量は０．５〜１．８％とする。
に成形性向上に有効な元素である。特に本発明が目指す
用途である缶胴材では、粗大なＭｎ系晶出物による固体
潤滑的効果によりＤＩ成形時にしごき成形性が向上する
ためにとりわけ重要となる。また本発明材のようなＮ値
の小さい材料においては、積層欠陥エネルギーが高い状
態では粗大な晶出物近傍において加工時に転位が集中し
やすく、このため加工が進むと転位が整理される現象い
わゆる加工軟化現象が起り、このためにもＭｎ添加は重
要である。Ｍｎ量が０．５％未満では、Ｍｎ晶出物の晶
出量が少なく、分布もまばらなため固体潤滑的な効果が
得られず、１．８％を超えて添加されるとＭｎＡｌ6 の
初晶巨大金属間化合物が晶出し、成形性を著しく損う。
したがって、Ｍｎ量は０．５〜１．８％とする。
【００１３】◆Ｆｅ：ＦｅはＭｎの晶出や析出を促進
し、アルミニウムマトリックス中のＭｎの固溶量やＭｎ
系不溶性化合物の分散状態を制御するために必要な元素
である。適正状態を得る必要条件はＭｎ添加量に応じた
Ｆｅの添加であり、本発明のＭｎ量に対してはＦｅ量が
０．１％未満では適正な化合物分散状態を得ることが難
しく、一方Ｆｅ量が０．７％を超えて添加されると、Ｍ
ｎとともに初晶巨大化合物を生成しやすくなり成形性を
著しく損う。したがって、Ｆｅ量は０．１〜０．７％と
する。
し、アルミニウムマトリックス中のＭｎの固溶量やＭｎ
系不溶性化合物の分散状態を制御するために必要な元素
である。適正状態を得る必要条件はＭｎ添加量に応じた
Ｆｅの添加であり、本発明のＭｎ量に対してはＦｅ量が
０．１％未満では適正な化合物分散状態を得ることが難
しく、一方Ｆｅ量が０．７％を超えて添加されると、Ｍ
ｎとともに初晶巨大化合物を生成しやすくなり成形性を
著しく損う。したがって、Ｆｅ量は０．１〜０．７％と
する。
【００１４】◆Ｓｉ：ＳｉはＦｅと同様にＭｎの晶出や
析出を促進し、アルミニウムマトリックス中の固溶量や
Ｍｎ−Ｆｅ系不溶性化合物の分散状態を制御するために
必要な元素である。適正な化合物分散状態を得るために
はＭｎ、Ｆｅ添加量に応じてＳｉを添加することが必要
である。またＭｇと共に存在する場合は中間焼鈍を施し
て溶体化効果をもたらすことによりＭｇ2 Ｓｉ系化合物
の析出に基づく時効硬化による強度向上を望むことがで
きる。Ｓｉ量が０．０５％未満ではその効果が得られ
ず、０．５％を超えて添加すると不溶性化合物の分散状
態を制御する効果は飽和してしまい、さらに本発明のよ
うにＭｇとＳｉが共存する場合には時効硬化は容易に得
られるものの材料が硬くなりすぎてしまい成形性を阻害
する。したがってＳｉ量は０．０５〜０．５％の範囲と
する。
析出を促進し、アルミニウムマトリックス中の固溶量や
Ｍｎ−Ｆｅ系不溶性化合物の分散状態を制御するために
必要な元素である。適正な化合物分散状態を得るために
はＭｎ、Ｆｅ添加量に応じてＳｉを添加することが必要
である。またＭｇと共に存在する場合は中間焼鈍を施し
て溶体化効果をもたらすことによりＭｇ2 Ｓｉ系化合物
の析出に基づく時効硬化による強度向上を望むことがで
きる。Ｓｉ量が０．０５％未満ではその効果が得られ
ず、０．５％を超えて添加すると不溶性化合物の分散状
態を制御する効果は飽和してしまい、さらに本発明のよ
うにＭｇとＳｉが共存する場合には時効硬化は容易に得
られるものの材料が硬くなりすぎてしまい成形性を阻害
する。したがってＳｉ量は０．０５〜０．５％の範囲と
する。
【００１５】◆Ｃｕ：Ｃｕは塗装焼付処理時のＡｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系析出物の析出過程で起る時効硬化を利用して
強度向上に寄与する元素である。Ｃｕ量が０．０５％未
満ではその効果は得られず、一方０．５％を超えて添加
した場合は時効硬化は容易に得られるものの硬くなりす
ぎて成形性を阻害する。したがって、Ｃｕ量は０．０５
〜０．５％の範囲とする。
ｕ−Ｍｇ系析出物の析出過程で起る時効硬化を利用して
強度向上に寄与する元素である。Ｃｕ量が０．０５％未
満ではその効果は得られず、一方０．５％を超えて添加
した場合は時効硬化は容易に得られるものの硬くなりす
ぎて成形性を阻害する。したがって、Ｃｕ量は０．０５
〜０．５％の範囲とする。
【００１６】◆Ｔｉ、Ｂ：通常のアルミニウム合金にお
いては、鋳塊結晶粒の微細化・安定化のためにＴｉ及び
Ｂを微量添加することが行われており、本発明において
もＴｉを単独であるいはＢとともに添加する。Ｔｉ量が
０．００５％未満ではその効果が得られず、また０．２
０％を超えると初晶ＴｉＡｌ3が晶出して成形性を阻害
する。したがってＴｉ量は０．００５〜０．２０％の範
囲とする。またＴｉと共にＢを添加するとこの効果が向
上する。ただしＢを添加する場合、０．０００１％未満
ではその効果がなく、０．０５％を超えてはＴｉＢ2の
粗大粒子が混入して成形性を害する。したがって、Ｂ量
は０．０００１〜０．０５％の範囲とする。
いては、鋳塊結晶粒の微細化・安定化のためにＴｉ及び
Ｂを微量添加することが行われており、本発明において
もＴｉを単独であるいはＢとともに添加する。Ｔｉ量が
０．００５％未満ではその効果が得られず、また０．２
０％を超えると初晶ＴｉＡｌ3が晶出して成形性を阻害
する。したがってＴｉ量は０．００５〜０．２０％の範
囲とする。またＴｉと共にＢを添加するとこの効果が向
上する。ただしＢを添加する場合、０．０００１％未満
ではその効果がなく、０．０５％を超えてはＴｉＢ2の
粗大粒子が混入して成形性を害する。したがって、Ｂ量
は０．０００１〜０．０５％の範囲とする。
【００１７】◆Ｃｒ，Ｚｎはいずれも強度向上に寄与す
る元素であり、必要に応じてこれらのうちから選ばれた
１種または２種以上が添加される。これらの元素につい
てさらに説明する。
る元素であり、必要に応じてこれらのうちから選ばれた
１種または２種以上が添加される。これらの元素につい
てさらに説明する。
【００１８】◆Ｃｒ：Ｃｒの添加は強度向上及び結晶粒
微細化に大きな効果を示す。しかしＣｒ量が０．０１％
未満ではその効果が少なく、０．３％を超えて過多に添
加されると巨大晶出物の生成および晶出物数の増大が起
こり曲げ性の低下を招くため好ましくない。したがっ
て、Ｃｒ量は０．０１〜０．３％の範囲とする。
微細化に大きな効果を示す。しかしＣｒ量が０．０１％
未満ではその効果が少なく、０．３％を超えて過多に添
加されると巨大晶出物の生成および晶出物数の増大が起
こり曲げ性の低下を招くため好ましくない。したがっ
て、Ｃｒ量は０．０１〜０．３％の範囲とする。
【００１９】◆Ｚｎ：Ｚｎの添加はＭｇの添加とともに
Ｍｇ2Ｚｎ3Ａｌ2 の時効析出により強度向上に寄与し、
また単独でも若干の固溶強化も望める。添加する場合に
はＺｎ量が０．０５％未満ではその効果はなく、０．５
％を超えて添加されると強度への寄与については問題な
いが耐食性を劣化させるため、この値以下に規制する必
要がある。したがって、Ｚｎ量は０．０５〜０．５％の
範囲とする。
Ｍｇ2Ｚｎ3Ａｌ2 の時効析出により強度向上に寄与し、
また単独でも若干の固溶強化も望める。添加する場合に
はＺｎ量が０．０５％未満ではその効果はなく、０．５
％を超えて添加されると強度への寄与については問題な
いが耐食性を劣化させるため、この値以下に規制する必
要がある。したがって、Ｚｎ量は０．０５〜０．５％の
範囲とする。
【００２０】◆本発明においては上記成分を必須成分な
らびに選択成分とし残部はＡｌとすれば足りるが、本発
明の効果を損なわない限度において他の合金成分を必要
に応じて添加し、あるいは不可避不純物として含有する
ことが許容される。例えば、
らびに選択成分とし残部はＡｌとすれば足りるが、本発
明の効果を損なわない限度において他の合金成分を必要
に応じて添加し、あるいは不可避不純物として含有する
ことが許容される。例えば、
【００２１】◆Ｚｒは組織を微細安定化させるために有
効な元素であるものの、その添加量が多いと巨大化合物
を生成し曲げ加工性等の成形性を低下させるが０．２％
以下であるならば許容される。
効な元素であるものの、その添加量が多いと巨大化合物
を生成し曲げ加工性等の成形性を低下させるが０．２％
以下であるならば許容される。
【００２２】◆Ｖは多くなると成形性が劣るため０．２
％以下であるならば許容される。
％以下であるならば許容される。
【００２３】◆Ｂｅ，Ｎａ，Ｋは各々０．００１％以下
であれば支障が無い。
であれば支障が無い。
【００２４】次に本発明における組織等の限定理由につ
いて説明する。
いて説明する。
【００２５】◆缶切れはゴーリングや潤滑不良さらに変
形抵抗の大きな材料の場合におきやすいが、アルミニウ
ム合金板中に比較的粗大な晶出化合物が存在することに
より、固体潤滑性の付与、晶出化合物近傍の空隙による
保油性の向上、さらには晶出物粒子によるシゴキダイス
のセルフクリーニング等の効果が得られ、缶切れを防止
することができる。特にこれらの特性のうち、セルフク
リーニング効果が缶切れ防止に大きく影響しており、そ
の効果を最も良く引き出すためには粒子サイズが５μｍ
以上で、かつその分散は５００個／ｍｍ2 以上存在する
ことが必要である。
形抵抗の大きな材料の場合におきやすいが、アルミニウ
ム合金板中に比較的粗大な晶出化合物が存在することに
より、固体潤滑性の付与、晶出化合物近傍の空隙による
保油性の向上、さらには晶出物粒子によるシゴキダイス
のセルフクリーニング等の効果が得られ、缶切れを防止
することができる。特にこれらの特性のうち、セルフク
リーニング効果が缶切れ防止に大きく影響しており、そ
の効果を最も良く引き出すためには粒子サイズが５μｍ
以上で、かつその分散は５００個／ｍｍ2 以上存在する
ことが必要である。
【００２６】◆結晶粒が粗大化すると深絞り成形時に肌
荒れが生じてしごき成形時に潤滑油のなじみを良くす
る。しかしながら板表面での結晶粒短径の最大径が３０
μｍ以上ないとこの効果がなく、また２００μｍを超え
ると肌荒れが大きくなりすぎてしまいＤＩ成形缶におい
て外観を損ねる。従って結晶粒の大きさとしては結晶粒
短径の最大径が３０〜２００μｍとする。
荒れが生じてしごき成形時に潤滑油のなじみを良くす
る。しかしながら板表面での結晶粒短径の最大径が３０
μｍ以上ないとこの効果がなく、また２００μｍを超え
ると肌荒れが大きくなりすぎてしまいＤＩ成形缶におい
て外観を損ねる。従って結晶粒の大きさとしては結晶粒
短径の最大径が３０〜２００μｍとする。
【００２７】◆また缶胴材のように冷間圧延により仕上
げられる材料ではＤＩ成形用の潤滑油をあらかじめ板表
面に塗油してなじませておくこと（リオイル）によりＤ
Ｉ成形時の潤滑性が向上する。油性皮膜の量が５０ｍｇ
／ｍ2 未満ではその効果が少なく、また５００ｍｇ／ｍ
2 を超えて塗油すると油が垂れ流れて板表面に均一に保
油させておくことが難しくなる。従って油性皮膜の量と
しては５０〜５００ｍｇ／ｍ2 が適正である。
げられる材料ではＤＩ成形用の潤滑油をあらかじめ板表
面に塗油してなじませておくこと（リオイル）によりＤ
Ｉ成形時の潤滑性が向上する。油性皮膜の量が５０ｍｇ
／ｍ2 未満ではその効果が少なく、また５００ｍｇ／ｍ
2 を超えて塗油すると油が垂れ流れて板表面に均一に保
油させておくことが難しくなる。従って油性皮膜の量と
しては５０〜５００ｍｇ／ｍ2 が適正である。
【００２８】◆表面粗度については、油性皮膜を板表面
に保持しておくために必要であり、Ｒａが０．１μｍ未
満ではその効果がなく、０．５μｍを超えるとＤＩ成形
時のしごき加工において保油性は向上するが表面の凹凸
が深くなりすぎて加工後にも消去できず成形後に圧延方
向に沿った外観不良を起こすことがある。従って表面粗
度はＲａ＝０．１〜０．５μｍとする。
に保持しておくために必要であり、Ｒａが０．１μｍ未
満ではその効果がなく、０．５μｍを超えるとＤＩ成形
時のしごき加工において保油性は向上するが表面の凹凸
が深くなりすぎて加工後にも消去できず成形後に圧延方
向に沿った外観不良を起こすことがある。従って表面粗
度はＲａ＝０．１〜０．５μｍとする。
【００２９】◆次に元板強度については、０．３ｍｍ板
厚の缶胴材について深絞り（カッピング）、再絞り、２
５％しごき成形をした後、さらに５４．４％のしごき成
形する限界のしごき率近傍での成形時の成功率と変形抵
抗を示す（ＴＳ＋ＹＳ）／２の値との関係を図１に示
す。この結果、ばらつきはあるものの（ＴＳ＋ＹＳ）／
２の値が３０５Ｎ／ｍｍ2 より大きくなるとＤＩ成形の
成功率は下がってくる。従って（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦３
０５Ｎ／ｍｍ2 であることが必要である。
厚の缶胴材について深絞り（カッピング）、再絞り、２
５％しごき成形をした後、さらに５４．４％のしごき成
形する限界のしごき率近傍での成形時の成功率と変形抵
抗を示す（ＴＳ＋ＹＳ）／２の値との関係を図１に示
す。この結果、ばらつきはあるものの（ＴＳ＋ＹＳ）／
２の値が３０５Ｎ／ｍｍ2 より大きくなるとＤＩ成形の
成功率は下がってくる。従って（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦３
０５Ｎ／ｍｍ2 であることが必要である。
【００３０】次に本発明における製造プロセスについて
説明する。
説明する。
【００３１】◆鋳造：鋳造法としては鋳造厚２０ｍｍ以
上で凝固界面の移動速度が０．０２〜０．５ｍ／ｍｉｎ
以下の条件であれば本発明の合金成分において所望の晶
出物分布が得られるが、特にこの条件に限定されるもの
では無く上述した組織要件等を満たすものであれば良
く、またその方法としてはＤＣ鋳造でも連続鋳造圧延で
も良い。
上で凝固界面の移動速度が０．０２〜０．５ｍ／ｍｉｎ
以下の条件であれば本発明の合金成分において所望の晶
出物分布が得られるが、特にこの条件に限定されるもの
では無く上述した組織要件等を満たすものであれば良
く、またその方法としてはＤＣ鋳造でも連続鋳造圧延で
も良い。
【００３２】◆均熱・加熱：５００〜６２０℃の到達温
度保持とすれば次工程の圧延性に支障は無く、さらにＭ
ｎ等の遷移元素のアルミニウムマトリックス中への固溶
量やＭｎ−Ｆｅ系不溶性化合物の分散状態を制御するこ
とができる。なお保持時間は２〜２０時間が好ましい
が、特にこれに限定されるものではない。
度保持とすれば次工程の圧延性に支障は無く、さらにＭ
ｎ等の遷移元素のアルミニウムマトリックス中への固溶
量やＭｎ−Ｆｅ系不溶性化合物の分散状態を制御するこ
とができる。なお保持時間は２〜２０時間が好ましい
が、特にこれに限定されるものではない。
【００３３】◆熱間圧延：圧延性、コイルアップ性その
他を考慮すると熱間圧延温度は２００〜６００℃で行う
ことが望ましく、また上り板厚は巻取性等を考慮すると
６ｍｍ以下が好ましい。
他を考慮すると熱間圧延温度は２００〜６００℃で行う
ことが望ましく、また上り板厚は巻取性等を考慮すると
６ｍｍ以下が好ましい。
【００３４】◆冷間圧延：必要に応じて、熱間圧延上り
板厚から所要の板厚となるまで冷間圧延を施す。
板厚から所要の板厚となるまで冷間圧延を施す。
【００３５】◆中間焼鈍１：ここで行う中間焼鈍は圧延
組織の再結晶化を進行させて、続く軽圧下の冷間圧延と
それに続く焼鈍とによって完全再結晶をさせることによ
り結晶粒を粗大化することができる。それにより前述し
たようにしごき成形時の潤滑油のなじみを良くして成形
性を向上させることができる。またこの焼鈍によりアル
ミニウム合金板表面にＭｇの薄い酸化膜を生成させ、そ
の結果、潤滑性を向上させる効果がある。到達温度が２
５０℃未満では再結晶化が不充分であり、また酸化膜の
生成も不均一となる。したがって、到達温度２５０℃以
上の温度で焼鈍することが必要である。具体的な焼鈍方
法は箱型焼鈍炉によるバッチタイプの焼鈍でも良いし、
ＣＡＬ（連続焼鈍炉）のように加熱冷却速度の速い炉で
焼鈍しても良い。バッチタイプの場合には２５０℃以上
の到達温度で３０分以上保持する。ＣＡＬタイプの場合
には３００℃以上の到達温度とし保持は無くても又設備
能力の許す範囲で保持しても良い。
組織の再結晶化を進行させて、続く軽圧下の冷間圧延と
それに続く焼鈍とによって完全再結晶をさせることによ
り結晶粒を粗大化することができる。それにより前述し
たようにしごき成形時の潤滑油のなじみを良くして成形
性を向上させることができる。またこの焼鈍によりアル
ミニウム合金板表面にＭｇの薄い酸化膜を生成させ、そ
の結果、潤滑性を向上させる効果がある。到達温度が２
５０℃未満では再結晶化が不充分であり、また酸化膜の
生成も不均一となる。したがって、到達温度２５０℃以
上の温度で焼鈍することが必要である。具体的な焼鈍方
法は箱型焼鈍炉によるバッチタイプの焼鈍でも良いし、
ＣＡＬ（連続焼鈍炉）のように加熱冷却速度の速い炉で
焼鈍しても良い。バッチタイプの場合には２５０℃以上
の到達温度で３０分以上保持する。ＣＡＬタイプの場合
には３００℃以上の到達温度とし保持は無くても又設備
能力の許す範囲で保持しても良い。
【００３６】◆冷間圧延：上記焼鈍後、１０〜５０％の
圧延率の軽圧下冷間圧延を施して軽い加工歪を導入し、
続く焼鈍工程で少ない結晶核を成長させて粗大な結晶粒
を得る。圧延率が１０％未満では次工程の焼鈍での結晶
粒の粗大化の効果がなく、また１回目の焼鈍により得ら
れたＭｇの酸化皮膜の分断効果も無い。一方５０％を超
えると加工歪が多く入りこのため結晶核が多くなり成長
速度も速くなりその結果小さな結晶粒が多数となり結晶
粒の粗大化が起こらず、また酸化皮膜が分断されすぎて
次工程の焼鈍時に適正な酸化皮膜が得られない。
圧延率の軽圧下冷間圧延を施して軽い加工歪を導入し、
続く焼鈍工程で少ない結晶核を成長させて粗大な結晶粒
を得る。圧延率が１０％未満では次工程の焼鈍での結晶
粒の粗大化の効果がなく、また１回目の焼鈍により得ら
れたＭｇの酸化皮膜の分断効果も無い。一方５０％を超
えると加工歪が多く入りこのため結晶核が多くなり成長
速度も速くなりその結果小さな結晶粒が多数となり結晶
粒の粗大化が起こらず、また酸化皮膜が分断されすぎて
次工程の焼鈍時に適正な酸化皮膜が得られない。
【００３７】◆中間焼鈍２：次いで、到達温度５００℃
以上、４００℃以上に曝される時間が１０分以内の焼鈍
を行う。中間焼鈍１により得られた酸化皮膜を上記の冷
間圧延により分断することにより、ここでの中間焼鈍で
はそれを核として比較的粗大なサイズのＭｇ酸化物を得
ることができ、この粗大酸化物がＭｎ晶出物とともに相
俟って固体潤滑剤として作用し、しごき性をさらに向上
するものと考えられる。そのためには５００℃以上の高
温に加熱処理することが必要である。ただし６００℃を
超える温度では共晶融解による軟化・部分溶融等に基づ
き製造上の不都合が生じ、あるいは製品の外観を損なう
おそれがあるため、到達温度の上限は６００℃とする。
また、４００℃以上の温度範囲にある時間が１０分以内
となるように保持を行う。これより長時間になると表面
の酸化皮膜の形成が板表面全体におよび、潤滑能は良く
なるが焼鈍終了後の冷間圧延性や製品の外観を損なう。
また、この条件による中間焼鈍ではＣｕ・Ｍｇ・Ｓｉ等
の合金元素の固溶が進み、溶体化効果による強度向上を
期待することができる。
以上、４００℃以上に曝される時間が１０分以内の焼鈍
を行う。中間焼鈍１により得られた酸化皮膜を上記の冷
間圧延により分断することにより、ここでの中間焼鈍で
はそれを核として比較的粗大なサイズのＭｇ酸化物を得
ることができ、この粗大酸化物がＭｎ晶出物とともに相
俟って固体潤滑剤として作用し、しごき性をさらに向上
するものと考えられる。そのためには５００℃以上の高
温に加熱処理することが必要である。ただし６００℃を
超える温度では共晶融解による軟化・部分溶融等に基づ
き製造上の不都合が生じ、あるいは製品の外観を損なう
おそれがあるため、到達温度の上限は６００℃とする。
また、４００℃以上の温度範囲にある時間が１０分以内
となるように保持を行う。これより長時間になると表面
の酸化皮膜の形成が板表面全体におよび、潤滑能は良く
なるが焼鈍終了後の冷間圧延性や製品の外観を損なう。
また、この条件による中間焼鈍ではＣｕ・Ｍｇ・Ｓｉ等
の合金元素の固溶が進み、溶体化効果による強度向上を
期待することができる。
【００３８】◆冷間圧延：上記焼鈍後冷間圧延を施す
が、圧延率は４０％以上ないと必要な強度が得られない
とともに、粗大に成長したＭｇ酸化物の適切な分散状態
を得ることができない。従って圧延率４０％以上で冷間
圧延を施す。
が、圧延率は４０％以上ないと必要な強度が得られない
とともに、粗大に成長したＭｇ酸化物の適切な分散状態
を得ることができない。従って圧延率４０％以上で冷間
圧延を施す。
【００３９】◆最終焼鈍：なお、上記冷間圧延後に必要
に応じて９０〜２５０℃の範囲内の温度で最終焼鈍を施
しても良く、これにより絞り性、しごき性を向上させる
ことができる。
に応じて９０〜２５０℃の範囲内の温度で最終焼鈍を施
しても良く、これにより絞り性、しごき性を向上させる
ことができる。
【００４０】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。
【００４１】表１に示す化学成分を有するアルミニウム
合金を用いて表２に示す製造方法により圧延、熱処理等
を行い試料を作成した。
合金を用いて表２に示す製造方法により圧延、熱処理等
を行い試料を作成した。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】表１に示す合金Ａは本願発明の合金成分組
成を満たす発明合金である。一方合金Ｂは本願発明の合
金成分組成からはずれるものであり、従来より用いられ
ている５０００系合金に相当するものである。
成を満たす発明合金である。一方合金Ｂは本願発明の合
金成分組成からはずれるものであり、従来より用いられ
ている５０００系合金に相当するものである。
【００４５】表２に製造条件を示してあるが、鋳造は全
てＤＣ鋳造で行い、また均熱は全て６００℃１０時間で
行った。なお熱延、冷延の欄の温度の単位は℃、板厚の
単位はｍｍ、冷延率の単位は％、焼鈍の欄は方法及び温
度×保持時間を示し、ＢＡＦはバッチ炉、ＣＡＬは連続
焼鈍炉、また保持時間が０ｓとなっているのは温度到達
後直ちに（保持無しで）冷却に移ったことを示す。また
ＣＡＬの加熱・冷却速度は約２０℃／ｓ、バッチ炉の加
熱・冷却速度は約３５℃／ｈであった。
てＤＣ鋳造で行い、また均熱は全て６００℃１０時間で
行った。なお熱延、冷延の欄の温度の単位は℃、板厚の
単位はｍｍ、冷延率の単位は％、焼鈍の欄は方法及び温
度×保持時間を示し、ＢＡＦはバッチ炉、ＣＡＬは連続
焼鈍炉、また保持時間が０ｓとなっているのは温度到達
後直ちに（保持無しで）冷却に移ったことを示す。また
ＣＡＬの加熱・冷却速度は約２０℃／ｓ、バッチ炉の加
熱・冷却速度は約３５℃／ｈであった。
【００４６】得られた試料について元板と塗装ベーキン
グ相当の熱処理後各々の引張強さ（ＴＳ：Ｎ／ｍｍ
2 ）、耐力（ＹＳ：Ｎ／ｍｍ2 ）、伸び（ＥＬ：％）を
調べ、組織観察で結晶粒短径の最大径（μｍ）と５μｍ
以上の晶出物の個数（個／ｍｍ2）、表面粗度Ｒａ（μ
ｍ）を調べた。また板表面の油性皮膜量（ｍｇ／ｍ2 ）
も測定した。また実際に深絞り、再絞り、２５％しごき
成形をした後、さらに５４．４％のしごき成形する限界
のしごき率近傍でしごき成形した時の成功率を調べ、ま
た成形後の外観についても目視で調べた。その結果を表
３に示す。
グ相当の熱処理後各々の引張強さ（ＴＳ：Ｎ／ｍｍ
2 ）、耐力（ＹＳ：Ｎ／ｍｍ2 ）、伸び（ＥＬ：％）を
調べ、組織観察で結晶粒短径の最大径（μｍ）と５μｍ
以上の晶出物の個数（個／ｍｍ2）、表面粗度Ｒａ（μ
ｍ）を調べた。また板表面の油性皮膜量（ｍｇ／ｍ2 ）
も測定した。また実際に深絞り、再絞り、２５％しごき
成形をした後、さらに５４．４％のしごき成形する限界
のしごき率近傍でしごき成形した時の成功率を調べ、ま
た成形後の外観についても目視で調べた。その結果を表
３に示す。
【００４７】
【表３】
【００４８】Ｎｏ１は焼鈍をバッチ炉で１回しか行わ
ず、また（ＴＳ＋ＹＳ）／２の値が本願発明の範囲から
はずれている比較例であり、ＤＩ成功率が極めて低く悪
い結果と成っている。
ず、また（ＴＳ＋ＹＳ）／２の値が本願発明の範囲から
はずれている比較例であり、ＤＩ成功率が極めて低く悪
い結果と成っている。
【００４９】Ｎｏ２は同様に焼鈍をＣＡＬで１回しか行
わず、また結晶粒の大きさが 本願発明の範囲からはず
れている比較例であり、ＤＩ成功率が低く悪い結果と成
っている。
わず、また結晶粒の大きさが 本願発明の範囲からはず
れている比較例であり、ＤＩ成功率が低く悪い結果と成
っている。
【００５０】Ｎｏ３は１段目の中間焼鈍をバッチ炉で行
った発明例であり、ＤＩ成形の成功率は１００％であ
り、かつ成形後の外観も良好であった。
った発明例であり、ＤＩ成形の成功率は１００％であ
り、かつ成形後の外観も良好であった。
【００５１】Ｎｏ４は１段目の中間焼鈍をＣＡＬで行っ
た発明例であり、ＤＩ成形の成功率は１００％であり、
かつ成形後の外観も良好であった。
た発明例であり、ＤＩ成形の成功率は１００％であり、
かつ成形後の外観も良好であった。
【００５２】Ｎｏ５は２段目の中間焼鈍温度が低い比較
例であり、適量のＭｇ酸化物が得られないためにＤＩ成
功率が低く、しかも外観も不良となっている。
例であり、適量のＭｇ酸化物が得られないためにＤＩ成
功率が低く、しかも外観も不良となっている。
【００５３】Ｎｏ６は２段目の中間焼鈍が長時間とした
比較例であり、ＤＩ成功率は良いものの表面酸化物の量
が多くなりすぎてしまい外観不良が生じている。
比較例であり、ＤＩ成功率は良いものの表面酸化物の量
が多くなりすぎてしまい外観不良が生じている。
【００５４】Ｎｏ７は中間冷延を行っていない比較例で
あり、板表面のＭｇ酸化物の分断が行われていないため
にＤＩ成功率がやや低いものとなっている。
あり、板表面のＭｇ酸化物の分断が行われていないため
にＤＩ成功率がやや低いものとなっている。
【００５５】Ｎｏ８は中間冷延率が本願発明の範囲を超
える比較例であり、結晶粒径が小さくなりすぎてしまい
ＤＩ成功率が劣るものとなっている。
える比較例であり、結晶粒径が小さくなりすぎてしまい
ＤＩ成功率が劣るものとなっている。
【００５６】Ｎｏ９は焼鈍条件等はＮｏ４と同じだが粗
度を本願発明の範囲より小さいものとした比較例であ
り、その結果ＤＩ成功率は極めて低くまたＤＩ成形後の
外観も劣るものとなっている。
度を本願発明の範囲より小さいものとした比較例であ
り、その結果ＤＩ成功率は極めて低くまたＤＩ成形後の
外観も劣るものとなっている。
【００５７】Ｎｏ１０は焼鈍条件等はＮｏ４と同じだが
粗度を本願発明の範囲より大きいものとした比較例であ
り、その結果ＤＩ成功率は極めて低くまたＤＩ成形後の
外観も劣るものとなっている。
粗度を本願発明の範囲より大きいものとした比較例であ
り、その結果ＤＩ成功率は極めて低くまたＤＩ成形後の
外観も劣るものとなっている。
【００５８】Ｎｏ１１は焼鈍条件等はＮｏ４と同じだが
油性皮膜量を本願発明の範囲から外れて０とした比較例
であり、その結果ＤＩ成功率は極めて低くまたＤＩ成形
後の外観も劣るものとなっている。
油性皮膜量を本願発明の範囲から外れて０とした比較例
であり、その結果ＤＩ成功率は極めて低くまたＤＩ成形
後の外観も劣るものとなっている。
【００５９】Ｎｏ１２は合金Ｂを用いて中間焼鈍を１回
とした比較例であり、その結果ＤＩ成形は成功せず成功
率は０であった。
とした比較例であり、その結果ＤＩ成形は成功せず成功
率は０であった。
【００６０】以上の詳述した通り、発明例はいずれもＤ
Ｉ成功率が優れており、またＤＩ成形後の外観も問題が
ないのに対して、比較例はいずれもＤＩ成功率、ＤＩ成
形後の外観品質において劣った性能を示している。
Ｉ成功率が優れており、またＤＩ成形後の外観も問題が
ないのに対して、比較例はいずれもＤＩ成功率、ＤＩ成
形後の外観品質において劣った性能を示している。
【００６１】
【効果】以上詳述したように本発明は次のような効果が
ある。
ある。
【００６２】重量％でＭｇ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：
０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を含有
し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０％を単独でもしく
はＢ：０．０００１〜０．０５％と組み合わせて含有
し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、合金板
表面に５μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在
し、結晶粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度
（Ｒａ）が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５
００ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋Ｙ
Ｓ）／２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするこ
とにより、強度があり、成形性が良好で、しかもゴーリ
ング等の表面欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ
缶胴材に適するしごき加工性に優れたアルミニウム合金
板を得ることができ、よって２ピースアルミニウム缶の
缶胴材すなわちＤＩ缶胴材として用いるに好適なＡｌ−
Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板を提供することができ
る。
０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を含有
し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０％を単独でもしく
はＢ：０．０００１〜０．０５％と組み合わせて含有
し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、合金板
表面に５μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在
し、結晶粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度
（Ｒａ）が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５
００ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋Ｙ
Ｓ）／２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするこ
とにより、強度があり、成形性が良好で、しかもゴーリ
ング等の表面欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ
缶胴材に適するしごき加工性に優れたアルミニウム合金
板を得ることができ、よって２ピースアルミニウム缶の
缶胴材すなわちＤＩ缶胴材として用いるに好適なＡｌ−
Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板を提供することができ
る。
【００６３】また重量％で、Ｍｇ：０．５〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を
含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０％を単独でも
しくはＢ：０．０００１〜０．０５％と組み合わせて含
有し、更にＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｎ：０．０５
〜０．５％のうちの１種または２種以上を含み、残部が
Ａｌおよび不可避的不純物からなり、合金板表面に５μ
ｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在し、結晶粒
短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度（Ｒａ）が
０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５００ｍｇ／
ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦３
０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とすることにより、強
度があり、成形性が良好で、しかもゴーリング等の表面
欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ缶胴材に適す
るしごき加工性に優れたアルミニウム合金板を得ること
ができ、よって２ピースアルミニウム缶の缶胴材すなわ
ちＤＩ缶胴材として用いるに好適なＡｌ−Ｍｎ系アルミ
ニウム合金硬質板を提供することができる。
Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を
含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０％を単独でも
しくはＢ：０．０００１〜０．０５％と組み合わせて含
有し、更にＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｎ：０．０５
〜０．５％のうちの１種または２種以上を含み、残部が
Ａｌおよび不可避的不純物からなり、合金板表面に５μ
ｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在し、結晶粒
短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度（Ｒａ）が
０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５００ｍｇ／
ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦３
０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とすることにより、強
度があり、成形性が良好で、しかもゴーリング等の表面
欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ缶胴材に適す
るしごき加工性に優れたアルミニウム合金板を得ること
ができ、よって２ピースアルミニウム缶の缶胴材すなわ
ちＤＩ缶胴材として用いるに好適なＡｌ−Ｍｎ系アルミ
ニウム合金硬質板を提供することができる。
【００６４】また上記の化学成分を有するアルミニウム
合金を、常法により鋳造し、加熱および熱間圧延後、必
要に応じて冷間圧延を施し、２５０℃以上の温度で焼鈍
し、その後１０〜５０％の圧延率で冷間圧延を行い、次
いで到達温度５００℃以上、４００℃以上に曝される時
間が１０分以内とする焼鈍を行い、その後圧延率４０％
以上の冷間圧延を施し、最終合金板において合金板表面
の５μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在し、
結晶粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度（Ｒ
ａ）が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５００
ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／
２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とすることによ
り、強度があり、成形性が良好で、しかもゴーリング等
の表面欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ缶胴材
に適するしごき加工性に優れたアルミニウム合金板を容
易にかつ安定して製造することができ、よって２ピース
アルミニウム缶の缶胴材すなわちＤＩ缶胴材として用い
るに好適なＡｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板を提供
することができる。
合金を、常法により鋳造し、加熱および熱間圧延後、必
要に応じて冷間圧延を施し、２５０℃以上の温度で焼鈍
し、その後１０〜５０％の圧延率で冷間圧延を行い、次
いで到達温度５００℃以上、４００℃以上に曝される時
間が１０分以内とする焼鈍を行い、その後圧延率４０％
以上の冷間圧延を施し、最終合金板において合金板表面
の５μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存在し、
結晶粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗度（Ｒ
ａ）が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜５００
ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／
２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とすることによ
り、強度があり、成形性が良好で、しかもゴーリング等
の表面欠陥が無く、かつ缶切れの発生しないＤＩ缶胴材
に適するしごき加工性に優れたアルミニウム合金板を容
易にかつ安定して製造することができ、よって２ピース
アルミニウム缶の缶胴材すなわちＤＩ缶胴材として用い
るに好適なＡｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金硬質板を提供
することができる。
【図１】 （ＴＳ＋ＹＳ）／２とＤＩ成形成功率の実験
結果を示すグラフである。
結果を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：０．５
〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜
０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５
〜０．５％を含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０
％を単独でもしくはＢ：０．０００１〜０．０５％と組
み合わせて含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物か
らなり、合金板表面に５μｍ以上の晶出物が５００個／
ｍｍ2以上存在し、結晶粒短径の最大径が３０〜２００
μｍ、表面粗度（Ｒａ）が０．１〜０．５０μｍ、油性
皮膜が５０〜５００ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の平均
値（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを
特徴とするしごき加工性に優れたアルミニウム合金板。 - 【請求項２】 重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：０．５
〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｆｅ：０．１〜
０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５
〜０．５％を含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２０
％を単独でもしくはＢ：０．０００１〜０．０５％と組
み合わせて含有し、更にＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚ
ｎ：０．０５〜０．５％のうちの１種または２種以上を
含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、合金
板表面に５μｍ以上の晶出物が５００個／ｍｍ2 以上存
在し、結晶粒短径の最大径が３０〜２００μｍ、表面粗
度（Ｒａ）が０．１〜０．５０μｍ、油性皮膜が５０〜
５００ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の平均値（ＴＳ＋Ｙ
Ｓ）／２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であることを特徴とするし
ごき加工性に優れたアルミニウム合金板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の化学成分
を有するアルミニウム合金を、常法により鋳造し、加熱
および熱間圧延後、必要に応じて冷間圧延を施し、２５
０℃以上の温度で焼鈍し、その後１０〜５０％の圧延率
で冷間圧延を行い、次いで到達温度５００℃以上、４０
０℃以上に曝される時間が１０分以内とする焼鈍を行
い、その後圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、最終合
金板において合金板表面の５μｍ以上の晶出物が５００
個／ｍｍ2 以上存在し、結晶粒短径の最大径が３０〜２
００μｍ、表面粗度（Ｒａ）が０．１〜０．５０μｍ、
油性皮膜が５０〜５００ｍｇ／ｍ2 、引張強さと耐力の
平均値（ＴＳ＋ＹＳ）／２≦３０５Ｎ／ｍｍ2 であるこ
とを特徴とするしごき加工性に優れたアルミニウム合金
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8521793A JPH06271968A (ja) | 1993-03-19 | 1993-03-19 | しごき加工性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8521793A JPH06271968A (ja) | 1993-03-19 | 1993-03-19 | しごき加工性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06271968A true JPH06271968A (ja) | 1994-09-27 |
Family
ID=13852410
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8521793A Pending JPH06271968A (ja) | 1993-03-19 | 1993-03-19 | しごき加工性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06271968A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006299330A (ja) * | 2005-04-19 | 2006-11-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ボトル缶胴用アルミニウム合金板 |
| JP2012172192A (ja) * | 2011-02-21 | 2012-09-10 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 耳率が低い缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法および耳率が低いボトル型飲料缶用アルミニウム合金板の製造方法 |
-
1993
- 1993-03-19 JP JP8521793A patent/JPH06271968A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006299330A (ja) * | 2005-04-19 | 2006-11-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ボトル缶胴用アルミニウム合金板 |
| JP2012172192A (ja) * | 2011-02-21 | 2012-09-10 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 耳率が低い缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法および耳率が低いボトル型飲料缶用アルミニウム合金板の製造方法 |
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