JPS5918466B2 - 包装用Ａｌ合金板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は包装用Ａ［合金板の製造方法１こ関し、特にビ
ールや清涼飲料水用罐の胴材（以下キャンボディ材とい
う）等に必要な強度及び成形性を有するＡ［合金板を、
高生産性のもとで製造する方法に関するものである。

キャンボディ材等の包装用１合金板に要求される特性と
しては、 （１）深絞り性が良好であること、 （２）深絞り耳が小さいこと（結晶学的異方性が小さい
こと）、 （３）シごき加工性が良好であること、 （４）張出加工性が良好であること、 （５）ネッキング性及びフランジング性が良好であるこ
と （６）十分な強度を有すること、 （７）耐食性が良好であること、 （８）製鑵後の外観が美麗であること、 等が挙げられる。

キャンボディ材としてはＡＡ３００４が最も汎用されて
いる。

これはＭｎ及びＭｇを必須成分とし他の元素を不純物と
して規制するＡ［合金であるが、これをキャンボディ材
として使用するとしごき加工中に焼付が発生し易い。

即ちしごき加工は製鑵工程の再絞り後１こ行なわれるも
ので、再絞りされた罐胴の側壁をしごきダイスによって
薄肉；こし、罐を高さ方向に延展して内容積を確保する
が、このときの罐壁としごきダイスとの摩擦は極めて大
きい。

その為この工程で焼付を起こし易く、これが重なると摩
擦抵抗の増大によって遂には破断に至る。

また破断しないまでも外観が著しく損なわれ、或はダイ
スの寿命が大幅に短縮される。

従って焼付を防止する為に加工面の潤滑性縞める必要が
あり、通常は加工熱の冷却を兼ねて水溶性の潤滑油を使
用している。

しかし潤滑油の使用だけでは焼付を完全に防止し得ない
から、素材自体をも良潤滑性（又は耐焼付性）１こする
ことが望まれる。

一方包装用１合金の成形性を高める為には、従来の製造
工程では、熱間圧延した板を熱間圧延後あるいは冷間圧
延途中で少なくとも１回の中間焼鈍または中間析出処理
を行なわなければ、満足な特性は得られないとされてい
る。

しかし中間焼鈍実施の為１こは相当の設備とエネルギー
が必要であるし、また工程数の増加によって生産性も低
下するから、中間焼鈍工程を省略することができれば、
設備面、運転経費面及び生産性等のすべての面で極めて
有利であると考えられる。

本発明者等は前述の様な事情のもとで、Ａ［合金自体の
耐焼付性を改善すると共に、中間焼鈍をしなくとも優れ
た成形性が得られる様な包装用Ａ７合金板の製造法を確
立すべく、添加合金元素の種類や添加量及び均熱処理条
件や熱間圧延条件等１こついて種々研究を進めてきた。

その結果、以下に示す如く製造条件を特定することによ
って上記の目的が兄事に達成されることを知り、絃に本
発明を完成するに至った。

即ち本発明１こ係る包装用Ａ［合金板の製造方法とは、
必須成分として Ｆ ｅ ： ０．３〜０．７％（重量％二以下同じ）Ｍ
ｎ：０．５〜２％ Ｍｇ：０．５〜２％ Ｓｉ：０．０５〜０，４％ を含有する他、 Ｃｕ ： ０．０１〜０．５％ Ｃｒ：０．０１−０．５％ から選択される１種以上と Ｔｉ：０．Ｏ１〜０．３％ Ｂ：Ｏ，ＯＯ１〜０．０５％ から選択される１種以上を含み、 残部が実質的にＡｌからなるＡ［合金鋳塊を、５５０℃
以上の高温で２４時間以内の均熱処理に付した後、終了
板厚１．８〜６ｒＩＬｍのものが３２０°Ｃ以上の終了
温度で得られる様に熱間圧延し、次いで中間焼鈍するこ
となく５０％以上の冷間圧延を施すところに要旨が存在
する。

以下添加合金元素の種類、添加量及び均熱処理条件等を
定めた理由を追って本発明の構成及び作用効果を説明す
るが、下記は本発明を限定する性質のものではなく、前
・後記の趣旨１こ沿う範囲の変更はすべて本発明技術の
範噴に含まれる。

まず添加合金元素について説明する。

ＦｅはＭｎと共１こＡｌ Ｍｎ−Ｆｅ系の晶出物および
析出物を生成し、しごき加工時の焼付を防止すると共に
成形性を高め、製品の外観を高めるのに不可欠の元素で
ある。

即ち本発明者等が実験によって確認した結果では、Ａｌ
基合金におけるマトリックス中に、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系
の比較的サイズの大きい析出物を生成させること１こよ
り、耐焼付性を大幅に向上し得ることが判明した。

通常の製鑵工程で水溶性潤滑剤を使用した場合、潤滑油
の濃度は水の蒸発等（こよって常時変動し、また時間の
経過と共に劣化する。

しかも加工熱や雰囲気温度の変動１こよって潤滑油の温
度が変動し粘度も絶えず変化するから、潤滑性能の経時
変化が著しく、潤滑剤のみで焼付を完全に防止すること
はできない。

しかし前述の如くＡ１合金中にＡ［−Ｍ ｎ−Ｆ ｅ系
の晶出物および析出物を生成させておくと、合金自体の
耐焼付性が向上し、潤滑剤の上記の様な性状変化のもか
かわらず焼付を効果的に防止できる。

これらの効果を有意１こ発揮させる為１こは、Ｆｅを少
なくとも０．３％以上添加しなければならない。

しかし０．７％を超えると耐焼付性向上効果は飽和状態
に達し、むしろＡ７−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大初晶化合物が
大量に生成して成形性が低下し、或は深絞り加工時の４
５度方向の耳が大きくなる等の弊害が著しくなる。

Ｍｎは包装用ＡＡ金合金要求される強度を確保すると共
１こ、前記Ａｌ Ｍｎ−Ｆｅ系の析出物を適当なサイズ
及び量で生成させて耐焼付性を高めるのに不可欠の元素
であり、これらの効果を確保する為１こは少なくとも０
．５％以上添加する必要がある。

しかし多すぎるとＦｅの場合と同様巨大初晶化合物の生
成量が増大して成形性が阻害されるので、２％以下に止
めねばならない。

ＭｇはＭｎと共１こ所定の強度を得るの１こ不可欠の元
素で、少なくとも０．５％以上添加しなければならない
。

しかし多すぎると強度が高くなりすぎて深絞り、張出し
等の成形性が低下すると共にしごき加工時の耐焼付性が
劣化し、更には合金元素の固溶度が低下して巨大初晶化
合物が生成し易くなるので、２％以下１こ抑えるべきで
ある。

Ｓｉは、しごき加工及びその後１こ罐をポンチからホ外
す際の深絞り耳を抑制する作用がある。

即ちキャンボディ材１こ要求される強度を満足する為）
こは、熱間圧延後５０％程度以上の冷間圧延を行なう必
要があるが、それ１こよって深絞り時ニ４５度方向の耳
が発生し易くなる。

特に焼付防止の為１こＦｅを添加した本発明の合金では
その傾向が太きい。

しかしＳｉを０．０５％以上添加するとこれらの欠点を
抑制することができる。

但し多すぎると成形性が若干悪くなるので０．４％以下
１こ止めるのがよい。

Ｃｒ及びＣｕは何れもＭｎと同様の強度向上効果を発揮
するという点で同効物質であり、殊１こＣｕは巨大初晶
化合物生成による成形性低下を起こし難いという利点が
あるので好ましい。

かかる強度向上効果はＣｒ及び／又はＣｕを０．０１％
以上添加することによって有効に発揮される。

しかしＣｒ量が０．４％を超えるとＡ Ｉ −Ｍ ｎ
−Ｃｒ系の巨大初晶化合物の生成によって成形性が阻害
され、又Ｃｕ量が０．５％を超えると耐食性が低下し包
装用材料としては適さなくなる。

Ｔｉ及びＢは、夫々単独で或はＴ ｉＢ２等の形で同時
添加でき、鋳造時の内部組織を均−且つ微細１こする作
用がある。

これらの効果を有意に発揮させる為にはＴｉで０．０１
％以上、Ｂでｏ、ｏｏｔ％以上添加すべきである。

Ｔｉが０．３％或はＢが０．０５％で上記の効果は飽和
状態１こ達し、それを越えて添加することは不経請であ
るばかりでなく、巨大初晶化合物が生成し易くなって成
形性が低下するので好ましくない。

このほか通常のＡ［やＡ１合金に含まれる通常の不純物
元素例えばＺｎ等１こついては、通常の範囲で含まれて
いる限り、特に悪影響を与えることはない。

本発明のＡｌ基合金は上記要件を満足するものでなけれ
ばならないが、更に下記の均熱条件及び熱間圧延条件を
遵守しなければ本発明の目的を達成することはできない
。

即ちＡ［基合金鋳塊の均熱処理に当っては、温度が５５
０℃以上、時間が２４時間以内という条件を採用しなけ
ればならない。

その理由は以下１こ示す通りである。

即ち本発明では、先に説明した様に所定量のＦｅを添加
すること；こよって耐焼付性を高めるところに大きな特
徴があるが、Ａ［−Ｍｎ−Ｆｅ系析出物を適正なサイズ
で適正量生成させる為には均熱温度を５５０℃以上に設
定しなければならない。

また後に詳述する如く熱間圧延終了温度を３２０°Ｃ以
上に設定し、熱間圧延終了時点（冷間圧延可能な温度域
で冷却されるまで）で再結晶させるので、中間焼鈍をし
なくとも良好な組織が得られる様になったという点に本
発明の重要な特徴があるが、均熱温度を５５０℃以上の
高温にすること１こよって、熱間圧延終了温度３２０℃
以上という条件を満足することが容易１こなった。

しかも均熱温度が低下しすぎると、均熱加工で微細な析
出物が生成して再結晶を抑制し、熱間圧延終了時に再結
晶させるという本発明の目的が阻害される。

また均熱時間は鋳塊の大きさによって適当１こ定めれば
よく、厚さ、長さ及び幅の大きいもの稈長時間（こすれ
ばよい。

しかし現在製造可能な最大級の鋳塊でも２４時間均熱す
れば十分に均質化できる。

しかもこの工程で前記ＡＡ’ −Ｍｎ−Ｆｅ系析出物の
成長が進み耐焼付性が向上するが、２４時間を越えて均
熱を継続しても析出物の成長は殆んど進行せず、熱エネ
ルギーが無駄に消費され且つ生産性が低下するだけであ
る。

上記の条件で均熱処理を行なった後は直ち１こ熱間圧延
を行なうが、その条件としては少なくとも終了板厚を１
．８〜６ｍ’ｌｌＬとし且つ終了温度を３２０°Ｃ以上
にしなければならない。

従来から実施されているＡ１合金板の製造法では、熱間
圧延したＡ［合金板をその直後或は必要１こ応じて冷間
圧延した後中間焼鈍し、板材の機械的性質、結晶粒度及
び集合組織を調整することによって前述の様な特性を得
ていたが、本発明では上記の如く均熱から熱間圧延に至
る夫々の条件を特定することによって、中間焼鈍の省略
が可能になった。

本発明における重大な特徴である熱間圧延終了時の再結
晶について、更に詳細な説明を加える。

内部歪を発生させる元素（Ｍｎ、Ｍｇ等）の少ないＡ１
合金或は純Ａｌの場合、熱間圧延終了時に再結晶を完了
させる為］こは熱間圧延を非常な高温で行なわねばなら
ない。

しかし終了板厚を薄くする程温度は低下するので、良好
な再結晶組織を有する薄肉の熱間圧延板を得ることは困
難である。

即ち熱間圧延終了時に効果的な再結晶を行なう為（こは
、再結晶を引き起こす為の駆動歪とその歪を解放する為
の熱エネルギーが不可欠であると考えられる。

この点本発明では、Ａ１合金成分中に所定量のＭｇ及び
Ｍｎを含有させ、熱間圧延中の内部歪を大きくしている
から、これが駆動歪になり、比較的少ない熱エネルギー
で再結晶を行なうことができる。

即ち格別の中間焼鈍を行なわなくとも熱間圧延の段階で
十分な再結晶が可能になる。

しかしこの場合でも最少限の熱エネルギーは必要であり
、かかる観点から熱間圧延終了温度は３２０℃以上に定
めた。

また終了板厚１こついては、厚肉なる程終了温度を高温
・一定に維持し易くなるが、圧延による内部歪が少なく
なって前記駆動型が小さくなり、熱間圧延段階で再結晶
を完結させることが困難になる。

しかもこれを通常のキャンボディ材に適した板厚まで冷
間圧延すると、加工硬化）こよって強度が極端に高くな
り、最終製品板の成形性が低下する。

従ってこれらの障害が実質上現われない様（こする為に
、熱間圧延終了時の板厚を６に以下とした。

一方終了板厚す月、 ８ ｍｍ未満になると、終了温度
を３２０℃以上にすることが困難になる。

殊１こ熱間圧延材として純１’の様な高融点の材料を使
用する場合は、均熱温度を高くできるので、これに続く
熱間圧延の開始温度及び終了温度も高くできるが、本発
明で使用する合金の様）こＭｎ、Ｍｇ、Ｆｅ等の合金元
素を相当量含むものでは融点が低いから、均熱温度を比
較的低温１こしなければならず、熱間圧延の開始及び終
了温度も低下してくる。

その為熱間圧延終了板厚を薄くすると圧延終了温度を３
２０℃以上に保持することが困難になり、完全に再結晶
した熱間圧延板は得られ難くなる。

従って本発明では、適正な圧延終了温度を確保する為に
、終了板厚を１．８ｒ／を以上に限定した。

上記の均熱及び熱間圧延条件を採用すること１こより、
熱間圧延終了時に十分な再結晶組織を有する圧延板が得
られ、その後５０％以上の冷間圧延を施すこと１こよっ
て、キャンボディ材として必要な強度を有するＡ１合金
板が得られる。

尚この仕上げ冷間圧延の後に、必要であれば安定化焼鈍
（１００〜１５０℃程度で１時間以内）を施し、機械的
性質の調整等を図ることも可能である。

この様に本発明では熱間圧延後の中間焼鈍を省略できる
が、これは耐焼付性を高めまた美麗な製品を得る上でも
重要な意味がある。

即ち熱間圧延の後中間焼鈍を行なうと、Ｍｇが板材表面
に拡散浸出し更には酸化されてＭｇＯとなり、前記Ａｌ
−Ｍｎ Ｆｅ系析出物によって折角付与された耐焼付
性が減殺され、更には板材表面が黒色を帯びて美感が低
下する。

しかし本発明では中間焼鈍を行なう必要がないから上記
の様な障害を起こす恐れも全くない。

本発明は概略以上の様に構成されており、その効果を要
約すれば下記の通りである。

■ 合金元素としてＭｎ及びＦｅを含有させると共に均
熱条件を特定すること１こよって、Ａｌマトリックス中
１こＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅの系晶出物および析出物を生成さ
せ、合金板目体１こ自己潤滑性を与えたから、特にしご
き加工時の焼付現象を可及的に防止できる。

従って加工時の変色が抑制されて美麗な製品が得られ、
更１こはダイスの摩耗も大幅に抑制される。

■ 中間焼鈍の省略を可能］こしたから、上記■の耐焼
付性向上効果をそのまま維持できる。

更には中間焼鈍１こ要する設備、熱エネルギーが不要１
こなり、また工程数の減少によって生産性も向上する。

■ 得られる製品は優れた強度を有すると共１こ、優れ
た成形性を発揮する。

従ってビールや清涼飲料水用のキャンボディ材をはじめ
として、各種の包装用１こ幅広く使用できる。

次に本発明の実施例を示す。

実施例 ｌ 第１表１と示す成分組成のＡ［合金鋳塊（厚さ：５００
ｍｍ）を５９０°Ｃで６時間均熱処理した後、終了板厚
２．５ ａｍ、終了温度３３０℃で熱間圧延し、更に０
．４ ａｒｎ厚まで冷間圧延して得たＡ１合金の機械的
性質及びしごき加工時の耐焼付性を調べた。

結果を第２，３表に示す。

但し耐焼付性試験では、各合金板表面を脱脂した後試験
に供した。

○：焼付（なし）■：焼付（小）△：焼 付（中）×：焼付（犬） 第１〜３表からも明らかな様１こ、Ｆｅの添加量を変え
ても機械的性質には殆んど差が認められない。

しかし耐焼付性はＦｅ量によって著しく影響され、０．
３％未満（合金Ａ）では極めて劣悪であるのに対し、本
発明で規定するＦｅ量を満足する合金（合金Ｂ及びＣ）
の耐焼付性は極めて良好である。

また第１表に示した合金Ｎ及びＢを用い、均熱条件を５
４０℃×４時間に変更した他は上記と同様１こして０．
４ ａｍ厚の合金板を製造し、耐焼付性試験を行なった
。

結果を第４表に示す。但し均熱条件５９０℃×６時間の
ときの結果を併記した。

（○、＠、△、×：同前） 第４表の結果からも明らかな様１こ、Ｆｅ含有量が本発
明の要件を満たしていても、均熱温度が５５０℃未満で
は耐焼付性改善効果が不十分であり、また均熱温度が本
発明の要件を満たしていても、Ｆｅ量が０．３％未満で
は耐焼付性は殆んど向上しない。

実施例 ２ 第５表に示す成分組成のＡＡ合金鋳塊（厚さ１５００ｍ
ｍ）を５９０℃で６時間均熱処理した後、終了板厚を２
．５ ｒｎｍ一定とし、終了温度が３３０℃、３１５°
Ｃ又は３００℃となる様に熱間圧延を行ない、夫々（こ
ついて０．４ ｒｎｒｒｔ厚まで冷間圧延を行なった。

得られた圧延板の機械的性質及び絞り加工１こおける耳
率を測定した。

但し耳率の測定は下記の通りとした。

〔耳率測定条件〕

ポンチ径 ：３３門 絞り率 二０．６ クリアランス：２５％ しわ押え荷重：１００ｋｇ 絞り速度 ：１３ｒＩｔ１１Ｌ／秒 結果を第６，７表に示す。

第５〜７表からも明らかな様：こ、熱間圧延終了温度を
３３０°Ｃ１こ設定した場合、得られた製品の絞り加工
時１こおける耳率は尾部、中央部、頭部共にほぼ均一で
且つ小さいが、終了温度を３２０°Ｃ未満（こすると、
圧延コイル長手方向の耳率の差が大きく且つ絶対値も大
きくなる。

また第１図は、熱間圧延後の各合金板の平行方向断面顕
微鏡写真で、終了温度が３２０°Ｃ未満では再結晶が完
了している。

実施例 ３ 第８表１と示す成分組成の大型Ａ１合金鋳塊より５０Ｘ
７５Ｘ１００１ｒＬ１？Ｌの小型鋳塊を切り出し、異な
る温度で均熱処理を施した後、水冷して均熱直後の状態
をそのまま保存し、夫々の内部組織を光学顕微鏡によっ
て観察した。

結果を第２図）こ示す。第２図からも明らかな様（こ、
鋳造のままでは晶出物はみられるものの析出物は生成し
ていない。

しかし均熱処理を施すと析出物が生成し、また均熱温度
が高い程近出物のサイズは大きくなっている。

尚４５０℃×４時間の均熱処理の場合、写真では析出物
が生成していない様に見えるが、第３図の電子顕微鏡写
真からも明らかな様に実際は非常１こ微細な析出物が多
量に生成している。

但し明細書本文でも説明した様に、析出物は比較的サイ
ズが大きくなれば耐焼付性の向上（こ寄与しないから、
その為には５５０℃以上の均熱温度を採用する必要があ
る。

尚これらの晶出物及び析出物は、均熱後の鋳塊の段階で
は不均一な分布をしているが、その後に行なわれる熱間
圧延及び冷間圧延により均一な分布となる。

【図面の簡単な説明】

第１〜３図はＡ１合金の内部組織を示す図面代用顕微鏡
写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｆｅ：０．３〜０．７％（重量％二以下同じ）Ｍ
   ｎ：０．５〜２％ Ｍｇ：０．５〜２％ Ｓｉ：０．０５〜０．４％ を必須成分として含有する他 Ｃｕ ： ０．０１〜０．５％ Ｃｒ ： ０．０１〜０．５％ から選択される１種以上と Ｔｉ：０．０１〜０．３％ Ｂ：０．ＯＯ１〜０．０５％ から選択される１種以上を含み、残部が実質的にＡ［か
   らなるＡ１合金鋳塊を、５５０℃以上の高温で２４時間
   以内の均熱処理（こ付した後、終了板厚１．８〜６ｒＩ
   ＬｒＩＬのものが３２０℃以上の終了温度で得られる様
   １こ熱間圧延し、次いで中間焼鈍することなく５０％以
   上の冷間延を施すことを特徴とする包装用Ａ１合金板の
   製造方法。