JP2005076041A - 缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 DI缶胴用材料として、強度、低耳率、しごき性、フランジ成形性のバランスに優れたものを低コストで得る方法を提供する。
【解決手段】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金の鋳塊に均質化処理後、熱延を行なうにあたり、開始温度３５０〜５９０℃、圧延板と接触する圧延ロール表面温度の幅方向のばらつき１００℃以下、板厚５０ｍｍから上がり板厚までにおいて、材料温度２８０〜４５０℃、圧延方向およびその直交方向の材料温度変動幅１００℃以下、熱延上がり材料温度２８０〜３５０℃、上がり板厚１．５〜２．８ｍｍ、室温までの冷却速度１００℃／時間以下とし、その後中間焼鈍を施すことなく６５％以上の冷間圧延を施す。
【選択図】 なし

Description

この発明はＤＩ成形（絞り−しごき加工）による２ピースアルミニウム缶用の缶胴に使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金の硬質板の製造方法に関し、特に深絞り耳が安定して低くかつ塗装焼付後の強度が高く、しかもＤＩ加工時における成形性、例えばしごき加工性などが優れると同時に塗装焼付後の成形性、例えばフランジ成形性などが優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金硬質板を製造する方法に関するものである。

一般に２ピースアルミニウム缶（ＤＩ缶）の製造工程としては、缶胴用素材に対して、深絞り加工およびしごき加工によるＤＩ成形を施して缶胴形状とした後、所定の寸法、形状にトリミングを施して脱脂・洗浄処理を行ない、さらに塗装・印刷を行って焼付け（ベーキング）を行ない、その後に缶胴縁部に対してネッキング加工、フランジ加工を行ない、別に成形した缶蓋と合せてシーミング加工を行なうのが通常である。

このようにして製造されるＤＩ缶胴用素材としては、従来からＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金からなるＪＩＳ３００４合金の硬質板が広く使用されている。この３００４合金は、しごき加工性に優れていて、強度を高めるために高圧延率で冷間圧延を施した場合でも比較的良好な成形性を示すところから、ＤＩ缶胴材として好適であるとされている。

なおこのような３００４合金からなるＤＩ缶胴用硬質板の製造方法としては、一般にＤＣ鋳造法などによって鋳造した後、鋳塊に均質化処理を施し、さらに熱間圧延および冷間圧延によって所定の板厚とし、かつその過程における熱間圧延後の冷間圧延前、もしくは冷間圧延の中途において、再結晶のために中間焼鈍を施す方法が一般的である。

ところで２ピースアルミニウム缶胴（ＤＩ缶）については、主として材料コスト削減の観点から、薄肉化を図ることが強く望まれている。そしてこのように薄肉化を図る場合、薄肉化に伴なう缶の座屈強度低下の問題等を回避するため、材料の高強度化を図ることが不可欠である。

さらにＤＩ缶胴用材料としては、ＤＩ成形時における耳率が安定して低いことが望まれる。すなわち、ＤＩ成形時の耳率が安定して低いことは、ＤＩ成形時の歩留り向上と、缶胴の耳切れに起因する缶胴破断防止の点から重要である。

そしてまた、ＤＩ缶製造時におけるフランジ成形性（口拡げ性）が優れること、およびしごき性（耐缶切れ性）が優れることも重要である。

ここで、これらの強度、耳率、フランジ成形性（口拡げ性）、しごき性（耐缶切れ性）は、いずれか一つが優れていれば良いというものではなく、これらのバランスが良好で総合的に優れていることが必要であり、また製造方法としては、上述のような材料特性からの諸要求のほか、製造コストが低廉であることも重要である。

ところで従来の３００４合金缶胴用硬質板の一般的な製造方法においては、前述のように熱間圧延後の冷間圧延前、あるいは冷間圧延の中途において、再結晶のために中間焼鈍を行なうのが通常である。このような中間焼鈍の観点から従来の主な製造プロセスを分類すれば、次の（ａ）〜（ｃ）のプロセスに分けられる。
（ａ） 熱延−バッチ焼鈍プロセス
これは、通常の熱間圧延の後、加熱速度の遅い箱型焼鈍炉（バッチ式焼鈍炉；ＢＡＦ）を用いて焼鈍する方法である。
（ｂ） 熱延−連続焼鈍プロセス
これは、通常の熱間圧延の後、加熱速度の速い連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を用いて焼鈍する方法である。
（ｃ） 冷延中間連続焼鈍プロセス
これは、通常の熱間圧延後の冷間圧延の中途において、加熱速度の速い連続焼鈍炉を用いて焼鈍する方法である。

さらに、以上の（ａ）〜（ｃ）のプロセスのほか、次の（ｄ）のような方法もある。
（ｄ） 自己再結晶プロセス
これは、熱間圧延の上がり温度を材料の再結晶温度以上に制御することによって、熱間圧延上がりの状態で材料を自己再結晶（自己焼鈍）させる方法である。

以上のような（ａ）〜（ｄ）のプロセスのうち、（ａ）、（ｂ）、（ｄ）のプロセスを適用した場合、いずれも最終的に得られた缶胴材のしごき性が劣るという共通の問題がある。また（ｄ）のプロセスは、タンデム熱間圧延機を用いる場合について実用化されているが、熱間仕上げ圧延をリバース式圧延機（リバーシング・ミル、リバーシング・ウォーミング・ミル）で行なう場合や熱間粗圧延と熱間仕上げ圧延兼用の圧延機がリバース式圧延機である場合については、プロセスの実用化が図られていないのが現状であり、またこの（ｄ）のプロセスをタンデム熱間圧延機で適用して、缶胴材のしごき性を改善しようとすれば、材料強度の不足が生じるという問題もある。さらに（ｃ）のプロセスを適用した場合、缶胴材としてしごき性は優れるものの、フランジ成形性が劣るという問題がある。そしてまた、熱間圧延後に再結晶のための焼鈍を必要とする（ａ）、（ｂ）、（ｃ）のプロセスでは、製造コストが割高であるという問題もある。

ここで、Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金からなるＤＩ缶胴材の製造方法として既に提案されている先行技術の方法としては、例えば特許文献１〜特許文献８に示すような方法があるが、これらのうち特許文献１〜特許文献５、特許文献８の方法は、いずれも熱間圧延の後、もしくは冷間圧延の中途で焼鈍を必須とするものであり、前述のようにコスト面等で問題があった。

また特許文献６には、熱間圧延後に焼鈍なしで最終冷間圧延を施す方法も示されているが、この特許文献６に示されているのは熱間圧延機としてタンデム式圧延機を用いた場合の方法であり、リバース式圧延機を用いた場合については開示されていない。タンデム式圧延機とリバース式圧延機では、最適な熱間圧延プロセス条件が異なるのが通常であり、したがって特許文献６に示されている方法をリバース式圧延機を用いた場合に転用しても、直ちに前記諸特性の優れた缶胴材が得られるとは限らない。

さらに特許文献７の方法でも、熱間圧延後の焼鈍を省略しても良いとされているが、この特許文献７の方法も、熱間圧延機としてタンデム式圧延機を使用するものであり、またその熱間圧延条件も厳密に規定されてはおらず、そのため特許文献７の方法をリバース式圧延機を用いる場合に転用しても、前記諸特性のバランスに優れたＤＩ缶胴材は得られなかったのである。

特開平１１−２５６２９０号公報 特開平１１−２５６２９１号公報 特開平１１−２５６２９２号公報 特開２０００−２３４１５８号公報 特開２００２−２１２６９１号公報 特開平１０−３１０８３７号公報 特開平１１−１４０５７６号公報 特開２００１−４０４６１号公報

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、ＤＩ缶胴材として望まれる諸特性をバランスよく満足し得る材料、すなわち高強度を有すると同時に耳率が安定して低く、しかもフランジ成形性、しごき性に優れていて、これらの諸特性のバランスが総合的に良好なＤＩ缶胴用のアルミニウム合金板を、低コストで得る方法を提供することを目的とするものであり、特に熱間圧延機としてタンデム圧延機ではなくリバース方式の圧延機を使用して上述のような高品質のＤＩ缶胴材を低コストで得るに適した方法を提供することを目的とするものである。

本発明者等が前述の課題を解決するべく種々実験・検討を重ねた結果、熱間圧延条件を適切に制御し、特に熱間圧延中における圧延ロールの表面温度のばらつきおよび板温度のばらつきを適切に規制することによって、熱間圧延後の再結晶のための焼鈍を省略しつつ高品質のＤＩ缶胴材を得ることができるプロセス、特にリバーシングミル方式の熱間圧延機を使用して高品質のＤＩ缶胴材を得ることができるプロセスを実現できることを見出し、この発明をなすに至った。

具体的には、請求項１の発明の缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法は、Ｍｇ０．５〜２．０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金を素材とし、その素材アルミニウム合金を鋳造した後、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上保持する均質化処理を行ない、次いで熱間圧延を行なうにあたり、
（１） 熱間圧延開始温度を３５０〜５９０℃の範囲内とし、
（２） 熱間圧延中における圧延板との接触部分の圧延ロールの表面温度について、板幅方向中央と端部との温度差を１００℃以下に保持し、
（３） 熱間圧延中における各パスにおいて圧延方向および圧延方向に対し直交する方向の材料の温度変動幅をそれぞれ１００℃以下に制御し、
（４） 熱間圧延中における板厚５０ｍｍから上がり板厚までの段階の圧延板材料温度を４５０〜２８０℃の範囲内に制御し、
（５） 熱間圧延上がりの材料温度を２８０〜３５０℃の範囲内とし、
（６） 熱間圧延上がり板厚を１．５〜２．８ｍｍの範囲内とし、
（７） 熱間圧延上がりの２８０〜３５０℃の範囲内の温度から１００℃までの平均冷却速度を１００℃／時間以下に制御し、
以上の（１）〜（７）によって熱間圧延を行なって室温まで冷却し、耐力が１２０ＭＰａ以下の熱間圧延板を得、さらに中間焼鈍を施すことなく、６５％以上の圧延率で冷間圧延を施すことを特徴とするものである。

また請求項２の発明の缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法は、請求項１に記載の缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法において、素材アルミニウム合金として、前記各成分のほか、さらにＣｕ０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．０５〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２０％のうちの１種または２種以上を含有するものを用いることを特徴とするものである。

この発明の缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法によれば、ＤＩ缶胴用硬質板としてバランスの優れた板、すなわち塗装焼付後の強度として高強度を有すると同時に耳率が安定して低く、しかもしごき性およびフランジ成形性のいずれもが優れた板を得ることができ、また熱間圧延後や冷間圧延中途における中間焼鈍を省略したプロセスで上述のような優れた材料を得ることができるところから、低コストで高品質の材料を得ることができる。

先ずこの発明の缶胴用アルミニウム合金硬質板に用いられるアルミニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。

Ｍｇ：
Ｍｇの添加は、Ｍｇそれ自体の固溶による強度向上に効果があり、またＭｇの固溶に伴なう加工硬化量の増大による強度向上が期待でき、さらにはＳｉとの共存によるＭｇ₂Ｓｉの時効析出による強度向上も期待でき、したがってＭｇは缶胴材として必要な強度を得るためには不可欠の元素である。またＭｇは、加工時の転位の増殖作用があるため、再結晶粒を微細化させるためにも有効である。但しＭｇ量が０．５％未満では上述の効果が少なく、一方２．０％を越えれば、高強度は容易に得られるものの、ＤＩ加工時の変形抵抗が大きくなって絞り性やしごき性を悪くする。したがってＭｇ量は０．５〜２．０％の範囲内とした。

Ｍｎ：
Ｍｎは強度および成形性の向上に寄与する有効な元素である。特にこの発明で目的としている用途である缶胴材ではＤＩ成形時にしごき加工が加えられるため、とりわけＭｎは重要となる。アルミニウム板のしごき加工においては通常エマルジョンタイプの潤滑剤が用いられているが、Ｍｎ系晶出物が少ない場合には同程度の強度を有していてもエマルジョンタイプ潤滑剤だけでは潤滑能が不足し、ゴーリングと称される擦り疵や焼付きなどの外観不良が発生するおそれがある。ゴーリングは晶出物の大きさ、量、種類に影響されることが知られており、その晶出物を形成するためにＭｎは不可欠な元素である。Ｍｎ量が０．５％未満ではＭｎ系化合物による固体潤滑的な効果が得られず、一方Ｍｎ量が２．０％を越えればＡｌ₆Ｍｎの初晶巨大金属間化合物が発生して、著しく成形性を損なってしまう。そこでＭｎ量は０．５〜２．０％の範囲内とした。またここで製品板中における固溶Ｍｎは、加工時の回復を抑制する効果および塗装焼付け時の軟化を低減する効果がある。

Ｆｅ：
Ｆｅは、Ｍｎの晶出や析出を促進して、アルミニウム基地中のＭｎ固溶量やＭｎ系金属間化合物の分散状態を制御するために必要な元素である。適切な化合物分散状態を得るためには、Ｍｎ添加量に応じてＦｅを添加することが必要である。Ｆｅ量が０．１％未満では適切な化合物分散状態を得ることが困難であり、一方Ｆｅ量が０．７％を越えれば、Ｍｎ添加に伴なって初晶巨大金属間化合物が発生しやすくなり、成形性を著しく損なう。そこでＦｅ量の範囲は０．１〜０．７％とした。

Ｓｉ：
Ｓｉの添加は、Ｍｇ₂Ｓｉ系化合物の析出による時効硬化を通じて缶胴材の強度向上に寄与する。またＳｉは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を生成して、Ｍｎ系金属間化合物の分散状態を制御するために必要な元素である。Ｓｉ量が０．０５％未満では上記の効果が得られず、一方０．５％を越えれば時効硬化により材料が硬くなりすぎて成形性を阻害する。そこでＳｉ量の範囲は０．０５〜０．５％とした。

以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良いが、必要に応じてＴｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎのうちの１種または２種以上を添加しても良い。これらのＴｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎについてさらに詳細に説明する。

Ｔｉ：
通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微細化のためにＴｉを微量添加することが行なわれており、この発明においても、必要に応じて微量のＴｉを添加しても良い。但しＴｉ量が０．００５％未満ではその効果が得られず、一方０．２０％を越えれば巨大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物が晶出して成形性を阻害するため、Ｔｉを添加する場合のＴｉ量は０．００５〜０．２０％の範囲内とした。またＴｉとともに微量のＢを添加すれば鋳塊結晶粒微細化の効果が向上することが知られており、そこでこの発明の場合もＴｉとともに微量のＢを添加することは許容される。このようにＴｉと併せてＢを添加する場合、Ｂ量が０．０００１％未満ではその効果がなく、０．０５％を越えればＴｉ−Ｂ系の粗大粒子が混入して成形性を害することから、ＴｉとともにＢを添加する場合のＢ量は０．０００１〜０．０５％の範囲内ととすることが望ましい。

Ｃｕ：
Ｃｕは、アルミニウム基地中に溶体化させておき、塗装焼付処理時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物として析出することによる析出硬化を利用した強度向上に寄与する。Ｃｕ量が０．０５％未満ではその効果が得られず、一方Ｃｕを０．５％を越えて添加した場合には、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し、また耐食性も劣化する。そこでＣｕを添加する場合のＣｕ量の範囲は０．０５〜０．５％とした。

Ｃｒ：
Ｃｒは強度向上に効果的な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、０．３％を越えれば巨大晶出物生成によって成形性の低下を招くため、好ましくない。そこでＣｒを添加する場合のＣｒ量の範囲は０．０５〜０．３％とした。

Ｚｎ：
Ｚｎの添加はＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系粒子の時効析出による強度向上に寄与するが、０．０５％未満ではその効果が得られず、０．５％を越えれば、強度への寄与については問題がないが、耐食性を劣化させる。そこでＺｎを添加する場合のＺｒ量の範囲は０．０５〜０．５％とした。

次にこの発明の缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造プロセスについて説明する。

先ず前述のような合金組成を有するアルミニウム合金鋳塊を、常法にしたがってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳造する。次いでその鋳塊に対して均質化処理を行ない、鋳塊の偏析を均質化するとともにＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉ系の第２相粒子サイズと分布を最適化する。またこのような第２相粒子のサイズと分布は最終板の集合組織に影響を及ぼすこともある。均質化処理温度が５２０℃未満では、均質化効果が不充分であるばかりでなく、最適な集合組織が得られなくなるおそれがあり、一方６３０℃を越えれば、共晶融解のおそれがある。また均質化処理の時間は、１時間未満では均質化効果が不充分となるばかりでなく、最適な集合組織が得られないおそれがある。したがって均質化処理条件は、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上と規定した。なお均質化処理時間の上限は特に規定しないが、経済性を考慮して４８時間以下とすることが好ましい。

均質化処理を施した鋳塊に対しては、熱間圧延を行なう。この発明の方法の場合、熱間圧延後に焼鈍を施さない方式を適用しているため、熱間圧延上がり板の状態で充分に再結晶している必要があり、また熱間圧延中の再結晶挙動は集合組織の制御を通じて耳率の低減およびしごき性の向上に大きな影響を与える。そこでこの発明では、熱間圧延開始温度や熱間圧延終了温度（熱延上がり温度）のみならず、熱間圧延中における圧延板との圧延ロールの接触部分の温度のばらつきや、板厚５０ｍｍの段階から熱延上がりまでの諸条件（材料温度、材料温度の板幅方向のばらつき）や、熱延上がり後、室温近くの温度（１００℃以下の温度）に冷却されるまでの間の条件などを厳密に規定している。具体的には、次の（１）〜（７）の条件が必要である。
（１） 熱間圧延開始温度を３５０〜５９０℃の範囲内に制御する。
（２） 熱間圧延中における圧延板との接触部分の圧延ロールの表面温度について、板幅方向中央と端部との温度差を１００℃以下に保持する。
（３） 熱間圧延中における各パスにおいて圧延方向および圧延方向に対し直交する方向の材料の温度変動幅をそれぞれ１００℃以下に制御する。
（４） 熱間圧延中における板厚５０ｍｍから上がり板厚までの段階の圧延板材料温度を４５０〜２８０℃の範囲内に制御する。
（５） 熱間圧延上がりの材料温度を２８０〜３５０℃の範囲内とする。
（６） 熱間圧延上がり板厚を１．５〜２．８ｍｍの範囲内とする。
（７） 熱間圧延上がりの２８０〜３５０℃の範囲内の温度から１００℃までの平均冷却速度を１００℃／時間以下に制御する。

なおこの発明の方法は、熱間圧延の仕上げ圧延機としてリバーシング・ミルおよびリバーシング・ウォームミルを用いる場合、あるいは熱間圧延の粗圧延および仕上げ圧延兼用の圧延機としてリバーシング・ミルを用いる場合を想定しており、上記の（１）〜（７）の条件も、少なくとも仕上げ圧延にリバース方式の圧延機を用いた場合に有効な条件として規定している。そしてまた上記の各条件中、「板厚５０ｍｍから上がり板厚までの熱間圧延中」とは、リバース方式による仕上げ圧延中に含まれる。

上記（１）〜（７）の熱間圧延条件について次に詳細に説明する。

（１）熱間圧延開始温度を３５０〜５９０℃の範囲内に制御する：
熱間圧延開始温度は、熱間圧延中の材料の回復、再結晶挙動に強い影響を及ぼす。熱間圧延開始温度が３５０℃未満では、圧延中に再結晶が起こりにくく、材料の延性が低下し、圧延中に板のエッジ割れ現象が生じやすい。一方５９０℃を越えた温度で熱間圧延を開始すれば、粗大な結晶粒が形成されやすく、板の表面品質が低下する。そこで熱間圧延開始温度は３５０〜５９０℃の範囲内とした。

（２） 熱間圧延中における圧延ロールの表面温度、特に圧延板との接触部分におけるロール表面温度について、板幅方向中央と端部との間の温度変動幅を１００℃以下に保持する：
コイル幅方向の耳率を均一に保つためには、圧延ロールの表面温度分布を均一に保つ必要がある。一般にロールの幅方向中央部は温度が高くなる一方、ロール幅方向端部は温度が低くなる傾向を示す。このような温度分布傾向は、板の幅方向の温度分布に影響を及ぼし、ひいては耳率の変動を招くから、適切に制御することが不可欠である。このような圧延ロール幅方向の温度変動幅が１００℃を越えれば、板幅方向の温度を均一に制御することが極めて困難となるため、圧延ロール幅方向温度変動幅を１００℃以下に保つ必要があり、好ましくは変動幅を２０℃以内に抑える。なおこのように圧延ロール温度変動幅を１００℃以下、好ましくは２０℃以下に制御するための具体的手法の一つとしては、後に（４）項において詳細に説明すると同様に、圧延ロールの表面の温度分布に応じて圧延ロール表面にクーラントを直接噴射し、かつその噴射量、温度を適切に調整する方法がある。またこのように圧延ロールの表面温度をクーラントの直接噴射で低下させることによって、板の表面品質を向上させることができる。

（３） 熱間圧延中における各パスにおいて、圧延方向（コイル長手方向）および圧延方向に対し直交する方向（コイル幅方向）の温度変動幅を１００℃以下に制御する：
熱間圧延が進行するに従って各パスの材料温度低下が徐々に大きくなるから、所定に熱延上りの温度を確保するには、高速圧延を行なうことが一般的であり、また高速圧延は生産性の点からも有利である。ここで、リバーシング・ミルを用いて多パス高速圧延を行なうことによって、圧延板の長手方向の中央部、幅方向の中央部の温度低下が材料の加工発熱によって緩和されるが、長手方向の両端と幅の両端からは熱が相対的に逃げやすく、これらの部位の温度低下が中央部より大きくなるため、熱間圧延途中にコイル内で材料温度の変動が生じてしまう。この温度変動幅が１００℃を越えれば、全コイル内の再結晶挙動が大きく変動し、材料の機械的性質、特に耳率を均一に保つのが困難となるから、その温度変動幅を１００℃以下に制御することとした。なおこの範囲内でも、特に２０℃以内に制御することが好ましい。制御手法の一つとしては、板表面にクーラントを直接噴射し、かつその直接噴射クーラントの量を一定ではなく、温度分布に応じて変えることが重要である。すなわち、高温部にクーラントを多く噴射して、低温部にクーラントを少なめに噴射することにより、材料温度変動幅を適切に規制することができる。このようにクーラントは、圧延時の潤滑のために用いるだけでなく、材料温度の制御にも活用することができる。

（４） 熱間圧延中における板厚５０ｍｍから上がり板厚までの圧延板材料温度を４５０〜２８０℃の範囲内に制御する：
熱間圧延中における各段階のうち、特に板厚５０ｍｍから仕上げ板厚までの段階における材料温度は、熱間圧延中における再結晶挙動、最終板の集合組織の形成、ひいては最終板の耳率に影響を与える。そしてこの段階における材料温度を４５０〜２８０℃の範囲内に制御することが、熱間圧延板の再結晶挙動を適切に調整し、最終板での集合組織・耳率を適切な範囲に制御するために必要である。この段階での材料温度が２８０℃未満では、表面品質の低下と深刻なエッジ割れを招くおそれがあり、一方４５０℃を越えれば、再結晶の進行が早まって、最終板として所要の集合組織・耳率が得られなくなるから、４５０〜２８０℃の範囲内とする必要がある。なおこの温度範囲内でも特に２９０〜３９０℃の範囲内に制御することが好ましい。

（５） 熱間圧延上がりの材料温度を２８０〜３５０℃の範囲内とする：
熱間圧延の終了温度が２８０℃未満では、充分な再結晶が得られ難く、これをそのまま焼鈍せずに最終板厚まで冷間圧延した場合はＤＩ缶の耳が高くなり、成形性の劣化を招く。一方熱間圧延終了温度が３５０℃を越える場合、材料は完全に再結晶するが、表面品質が低下してしまうおそれがある。そこで熱間圧延の終了温度は２８０〜３５０℃の範囲内とした。なおこの範囲内でも特に２９０〜３４０℃が好ましい。

（６） 熱間圧延上がり板厚を１．５〜２．８ｍｍの範囲内とする：
熱間圧延上がり板厚が１．５ｍｍ未満では、熱間圧延機での板厚精度の制御が困難となる。一方熱間圧延上がり板厚が２．８ｍｍを越えれば、その後の冷間圧延率が高くなり過ぎて、高強度は容易に得られるが、耳率が大きくなってしまう。そこで熱間圧延上がり板厚は１．５〜２．８ｍｍの範囲内とした。

（７） 熱間圧延上がりの２８０〜３５０℃の範囲内の温度から１００℃以下の温度までの平均冷却速度を１００℃／時間以下に制御する：
熱間圧延上がり材（コイル）の２８０〜３５０℃の範囲内の温度から１００℃以下の温度までの冷却過程は、再結晶の進行過程であり、また立方体（Ｃｕｂｅ）方位結晶粒が成長する過程でもある。この過程での冷却速度が１００℃／時間を越えれば、再結晶が充分に進行できず、Ｃｕｂｅ方位結晶粒の生成が不充分となる。その結果最終板の耳率を充分に低くすることができず、また成形性も低下するおそれがある。そこで熱間圧延上がりの２８０〜３５０℃の範囲内の温度から１００℃以下の温度までの冷却過程の平均冷却速度を１００℃／時間以下とした。

以上のような（１）〜（７）の条件に従って熱間圧延を行なってコイルに巻上げ、さらに１００℃以下の温度まで冷却した熱延板は、自己焼鈍によりほぼ完全な再結晶状態の組織となり、このようなほぼ完全再結晶状態の組織の熱間圧延板に対しては、その後に改めて再結晶のための中間焼鈍を施すことなく、低コストで高品質の最終板に仕上げることができる。

さらに、上記の（１）〜（７）の手段により得られた熱間圧延板の特性としては、耐力が１２０ＭＰａ以下である必要がある。熱間圧延板における耐力が１２０ＭＰａを越えている場合は、最終板において強度が高くなり過ぎ、しごき性の低下を招くおそれがある。なおここで、ほぼ完全な再結晶組織の材料では、未再結晶組織の材料よりも耐力が低下するから、耐力値によってほぼ完全な再結晶組織となっているか否かを評価することができる。

熱間圧延板に対しては、その後に改めて再結晶のための中間焼鈍を施すことなく、最終板厚まで冷間圧延を行なう。ここで、冷間圧延率は６５％以上とする必要がある。すなわち、中間焼鈍を施さずに最終冷間圧延率を６５％未満にするためには、最終製品の板厚（通常０．３５〜０．２５ｍｍ）を考慮すれば、熱延上がり板を１ｍｍ未満にする必要があるが、そのようなことは実操業上極めて困難であるばかりでなく、材料の冷間加工硬化による強化が少なくなり、充分な材料強度が得られなくなるおそれがあり、さらには耳率の制御にも不利となる。したがって冷間圧延率は６５％以上とした。

表１に示す合金記号Ａ〜Ｅの各合金について、常法に従ってＤＣ鋳造法により鋳造した。得られた鋳塊に対し、均質化処理を施し、熱間圧延を行なってコイルに巻取り、１００℃以下に冷却し、さらに冷間圧延を行なって最終板厚とし、最終板（製品板）とした。これらのプロセスの具体的な条件について、表２、表３の製造番号１〜５に示す。

なお熱間圧延においては、仕上圧延機としてリバーシング・ミルを用いて、板厚５０ｍｍ以下の段階での圧延はすべてリバーシング・ミルによるものとした。

なおまた熱間圧延中のロール温度および熱間圧延中の板（長手方向、幅方向）の温度追跡は、非接触の放射温度計を用いて計測した。また熱間圧延上りの温度は巻き取ったコイル側面を接触温度計で計測した。

さらに、熱間圧延中に温度調整のために噴射するクーラントの量は１０００リットル／分から１００００リットル／分の範囲で行ない、クーラント温度を５５〜６５℃の範囲内に制御した。

ここで、熱間圧延終了後１００℃以下の温度まで冷却した段階で、その熱間圧延板について、強度（圧延方向の引張強さおよび耐力）を調べたので、その結果を表３中に示す。

また前述のようにして得られた最終板（缶胴用の薄板；元板）について、圧延方向と平行に採取した引張試験片を用いて元板の引張強度（ＴＳ）、耐力（ＹＳ）、伸び（ＥＬ）を測定し、また塗装焼付（ベーク）を想定した２００℃×２０分の熱処理を行なった後の引張強度（ＴＳ）、耐力（ＹＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。

さらに元板の耳率を調べるとともに、その元板を用いたＤＩ缶成形性を調べた。ＤＩ缶成形性としては、しごき性の指標として「しごき成功率」を調べるとともに、フランジ成形性（口拡げ性）の指標として「口拡げ率」を調べ、さらにＤＩ缶耐圧性を調べた。これらの結果を表４に示す。

ここで耳率は、最終板について、コイルの長手方向に等間隔に７点、幅方向に等間隔に５点、合計３５点について絞り試験を行ない、耳率の最大値と最小値を求めた。なお圧延方向に対して４５°方向の耳の値を“＋”、圧延方向に対し９０°方向に生じる耳の値を“−”と規定した。絞り試験条件は、ポンチ径φ３２ｍｍ、ブランク径φ５６ｍｍとした。またしごき性の指標としての「しごき成功率」は、ＤＩ缶成形において第２のダイスを抜き、第１と第３のダイスのしごき率を５５％と苛酷にしたときに、連続１００缶の製缶で缶切れが発生しない缶の比率を調べた。さらにフランジ成形性（口拡げ性）の指標としての「口拡げ率」は、４段ネッキング後のＤＩ缶について、トリミング、洗浄、ベークを行ない、そのＤＩ缶の上部開口部分に、１５°の勾配を有するポンチを、材料に割れが生じるまで押し込む試験を行ない、割れが生じるまでの口拡げ率を以下の式で求めた。
口拡げ率＝［Ｒ1−Ｒ0］×１００％
但し、Ｒ0：４段ネッキング後のＤＩ缶開口部の半径（２９ｍｍ）
Ｒ1：割れが生じる限界まで口拡げしたときの開口部の半径

さらにＤＩ缶耐圧性は、缶の内圧をボトムが変形するまで上昇させる試験を行ない、変形するまでの最大圧力を求めた。

表２〜表４において、製造番号１〜３は、いずれもこの発明で規定する成分組成範囲内の合金を用いて、この発明で規定する製造方法に従って製造した例であり、これらの本発明例では、表４に示す通り、最大の耳率が４％以下で、またその変動幅は２．６％以下と耳率が均一に低く、またベーク後の強度も充分に高く、しかもＤＩ成形性、特にしごき性に優れていることが明らかである。

これに対し製造番号４は、この発明で規定する成分範囲内の合金を用いたが、製造方法が本発明の範囲から外れた比較例である。すなわち、
（１）５０ｍｍから熱延上りまでの最高材料温度が４６６℃と高く、この発明で規定する２８０〜４５０℃の範囲を外れた。
（２）材料の長手方向の最大温度差が１０５℃と高く、この発明に範囲を外れた。
（３）圧延ロールの幅方向の最大温度差が１１８℃と高く、この発明の範囲を外れた。

このような製造番号４の比較例では、耳率の変動が大きく、またしごき性も劣っていた。

さらに製造番号５はこの発明の製造方法に従ったが、合金成分（Ｆｅ）の範囲がこの発明の範囲から外れた比較例である。この比較例では、耳率の最大値が高く、またしごき性と口拡げ性が劣っていた。

この発明によれば、ＤＩ缶胴用硬質板として、バランスの優れた板、すなわち塗装焼付後の強度として高強度を有すると同時に安定して低耳率で、しかもしごき性およびフランジ成形性のいずれもが優れた板を、熱間圧延後や冷間圧延中途における中間焼鈍を省略した低コストのプロセスで得ることができる。

Claims (2)

1. Ｍｇ０．５〜２．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金を素材とし、その素材アルミニウム合金を鋳造した後、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上保持する均質化処理を行ない、次いで熱間圧延を行なうにあたり、
   （１） 熱間圧延開始温度を３５０〜５９０℃の範囲内とし、
   （２） 熱間圧延中における圧延板との接触部分の圧延ロールの表面温度について、板幅方向中央と端部との温度差を１００℃以下に保持し、
   （３） 熱間圧延中における各パスにおいて圧延方向および圧延方向に対し直交する方向の材料の温度変動幅をそれぞれ１００℃以下に制御し、
   （４） 熱間圧延中における板厚５０ｍｍから上がり板厚までの段階の圧延板材料温度を４５０〜２８０℃の範囲内に制御し、
   （５） 熱間圧延上がりの材料温度を２８０〜３５０℃の範囲内とし、
   （６） 熱間圧延上がり板厚を１．５〜２．８ｍｍの範囲内とし、
   （７） 熱間圧延上がりの２８０〜３５０℃の範囲内の温度から１００℃までの平均冷却速度を１００℃／時間以下に制御し、
   以上の（１）〜（７）によって熱間圧延を行なって室温まで冷却し、耐力が１２０ＭＰａ以下の熱間圧延板を得、
   さらに中間焼鈍を施すことなく、６５％以上の圧延率で冷間圧延を施すことを特徴とする、缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法。
2. 請求項１に記載の缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法において、
   素材アルミニウム合金として、前記各成分のほか、さらにＣｕ０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．０５〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２０％のうちの１種または２種以上を含有するものを用いる、缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法。