JP3871473B2 - 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3871473B2 JP3871473B2 JP21064499A JP21064499A JP3871473B2 JP 3871473 B2 JP3871473 B2 JP 3871473B2 JP 21064499 A JP21064499 A JP 21064499A JP 21064499 A JP21064499 A JP 21064499A JP 3871473 B2 JP3871473 B2 JP 3871473B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- range
- hot
- temperature
- rate
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明はＤＩ加工（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、すなわちＤＩ缶胴に用いられるＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板の製造方法に関し、特に深絞り耳が低くかつ塗装焼付後の強度が高く、しかもＤＩ加工時の成形性および塗装焼付後の成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に２ピースアルミニウム缶の製造工程としては、缶胴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、所定のサイズにトリミングを施して脱脂・洗浄処理を行ない、さらに塗装および印刷を行なって焼付け（ベーキング）を行ない、その後、缶胴縁部に対してネッキング加工、フランジング加工を行ない、その後、別に成形した缶蓋（缶エンド）と合せてシーミング加工を行なって缶とするのが通常である。
【０００３】
このようにして製造されるＤＩ缶の素材（缶胴材）としては、従来からＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金であるＪＩＳ ３００４合金の硬質板が広く用いられている。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。
【０００４】
このようなＤＩ缶胴用の３００４合金硬質板の製造方法としては、ＤＣ鋳造法などによって鋳造後、鋳塊に対し均質化処理を施し、さらに熱間圧延および冷間圧延を施して所定の板厚とし、かつその過程における冷間圧延前あるいは冷間圧延中途において中間焼鈍を施す方法が一般的である。
【０００５】
ところでＤＩ缶胴については、主として材料コスト低減、軽量化の目的から、より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ためには、薄肉化に伴なって生じる缶の座屈強度低下の問題を回避するため、材料の高強度化を図ることが不可欠である。
【０００６】
またＤＩ缶胴用材料については、上述のような薄肉化を図るための高強度化の要請ばかりではなく、ＤＩ成形時における耳率が低いことが強く望まれる。すなわち、ＤＩ成形時の耳率が低いことは、ＤＩ成形時の歩留りの向上と、缶胴の耳切れに起因する缶胴破断の防止の点から必要とされている。さらに、ＤＩ缶製造時におけるフランジ成形性（口拡げ性）、しごき性（缶切れ性）も重要であり、これらの耳率、フランジ成形性、しごき性、および強度を缶胴材に要求される主要４要素と称することができ、これらの４要素をバランス良く向上させることが強く望まれている。特に耳率は、これらの４要素のうちでもその制御が難しく、したがってこれらの４要素のバランスの改善には、耳率の適切な制御が極めて重要な課題となっている。
【０００７】
ここで、従来一般の熱間圧延方式としては、粗圧延機、仕上圧延機としてそれぞれリバーシング・ミル、リバーシング・ウォームミルを適用するか、あるいは粗圧延および仕上圧延兼用の圧延機としてリバーシング・ミルを用いることが多いが、これらの熱間圧延方式では、一般に耳率を改善しようとすれば、特にフランジ成形性の低下を招く問題が生じ、また逆にフランジ成形性を向上させようとすれば耳率を抑えることが困難となり、例えば絞り比１．９において耳率を３％以下に抑えることは困難となる。
【０００８】
一方、耳率を改善するための缶胴材製造方法として、既に特開平５−３１７９１４号では、冷間圧延中途において２回焼鈍を行なう方法が提案されているが、このように冷間圧延中途において２回焼鈍を行なった場合、最終冷間圧延の圧延率を大きくとれないため、強度不足が生じやすいという問題があるほか、焼鈍を２回行なうために製造コストの上昇を招き、さらには製缶時の材料の加工硬化量が大きくなってフランジ成形性が悪化する問題もある。
【０００９】
この発明は以上の事情を背景としてなされたものであって、熱間圧延機としてリバーシング・ミルを用いた場合において、缶胴材として望まれる諸要求を充分に満足し得る材料、すなわち薄肉化を図った場合でも強度とフランジ成形性、しごき性に優れ、しかも深絞りにおける材料の耳率が確実かつ安定して低い缶胴用アルミニウム合金板を製造し得る方法を提供することを基本的な目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
前述のような課題を解決するべく、本願発明者等が種々実験・検討を重ねた結果、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延の諸条件を厳密に規制し、これにより熱間圧延における材料の再結晶状態、特に仕上圧延における各圧延パスでの再結晶状態と立方体方位結晶粒の密度（面積率）等を適切に制御し、かつ得られた熱間圧延板に対し１次冷間圧延を施してから中間焼鈍を行なって、中間焼鈍後の立方体方位結晶粒の密度（面積率）を適切に制御することによって、前述の課題を解決し得ることを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【００１１】
具体的には、請求項１の発明の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ０．５〜２．０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、さらに必要に応じて０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、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鋳造した後、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上の均質化処理を施し、さらにリバーシング・ミルを用いて粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行なうにあたり、
（１） ３５０〜５９０℃の範囲内の温度で熱間粗圧延を開始し、
（２） 熱間粗圧延終了後、熱間仕上圧延を５０ｍｍ以下の板厚、２８０〜４５０℃の範囲内の温度で開始し、かつ熱間仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内、各圧延パス間の材料滞留時間を１０分以内として、熱間仕上圧延の各圧延パス（但し最終パスを除く）における次パス開始直前までの再結晶率を９０％以下に制御し、
（３） 熱間仕上圧延の各圧延パスにおいてコイル長手方向および幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御し、
（４） 熱間仕上圧延の終了温度を２３０〜３３０℃の範囲内、熱間仕上圧延終了板厚を１．５〜４．０ｍｍの範囲内とし、
（５） 熱間仕上圧延終了直後の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度を１００℃／ｈｒ以下とし、
（６） 以上の（１）〜（５）により、熱間仕上圧延終了後の室温に冷却された状態での再結晶率を９７％以下、立方体方位結晶粒の面積率を０．１〜５０％の範囲内に制御し、
その後、熱間圧延板に対して、２〜５０％の範囲内の圧延率で１次冷間圧延を行ない、さらに中間焼鈍として、１〜１００℃／秒の範囲内の平均昇温速度で３３０〜６２０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは１０分以下の保持を行なって、１〜１００℃／秒の範囲内の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍を施して材料を完全再結晶させることにより、立方体方位結晶粒の面積率を１〜７０％の範囲内に制御し、その後さらに５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なうことを特徴とするものである。
【００１２】
また請求項２の発明の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、素材アルミニウム合金として、Ｍｇ０．５〜２．０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、かつＣｕ０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．０５〜０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、さらに必要に応じて０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、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用い、請求項１で規定するプロセス条件と同様の条件の均質化処理−熱間圧延（粗圧延−仕上圧延）−１次冷間圧延−連続焼鈍−最終冷間圧延のプロセスで製造するものである。
【００１３】
さらに請求項３の発明の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、素材合金として請求項１で規定する合金と同じアルミニウム合金を用い、かつ均質化処理−熱間圧延（粗圧延−仕上圧延）−１次冷間圧延を請求項１で規定する条件で行ない、その後の焼鈍として、０．１℃／秒以下の平均昇温速度で加熱して２５０〜５００℃の範囲内の温度に０．５時間以上保持して、０．１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却するバッチ焼鈍を施し、その後請求項１の方法と同様に５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なうものである。
【００１４】
そしてまた請求項４の発明の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、素材アルミニウム合金として請求項２で規定する成分組成と同じ成分組成の合金を用い、請求項３で規定するプロセスで製造するものである。
【００１５】
なお、以上の請求項１〜４の方法において、５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なった後には、さらに８０〜２００℃の範囲内の温度で０．１〜２４時間保持する最終焼鈍を施しても良く、これを規定したのが請求項５の発明である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
先ずこの発明の方法において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。
【００１７】
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の固溶に伴なって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Ｍｇ2 Ｓｉ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。
【００１８】
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Ａｌ6 Ｍｎの初晶巨大金属間化合物が発生し、著しく成形性を損なう。そこでＭｎ量は０．５〜２．０％の範囲内とした。
【００１９】
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。
【００２０】
Ｓｉ：
Ｓｉの添加は、Ｍｇ2 Ｓｉ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。
【００２１】
Ｔｉ，Ｂ：
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、あるいはＴｉおよびＢ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を単独で、あるいはＢと組合せて添加しても良い。但しＴｉ量が０．００５％未満ではその効果が得られず、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Ｂを添加すれば鋳塊結晶粒微細化の効果が向上するが、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％の範囲内とした。
【００２２】
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｚｎ：
これら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。これらの各元素についてさらに説明する。
【００２３】
Ｃｕ：
Ｃｕは、焼鈍時に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量の範囲は０．０５〜０．５％とした。
【００２４】
Ｃｒ；
Ｃｒも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量の範囲は０．０５〜０．３％とした。
【００２５】
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量の範囲は０．０５〜０．５％とした。
【００２６】
以上の各元素の残部はＡｌと不可避不純物とすれば良い。
【００２７】
次にこの発明における製造プロセスを、その作用とともに説明する。
【００２８】
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従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）などにより鋳造する。次いでその鋳塊に対して均質化処理を施して、鋳塊の偏析を均質化するとともにＭｎ系の第２相粒子サイズと分布を最適化する。均質化処理温度が５２０℃未満では均質化の効果が不充分であり、一方６３０℃を越えれば共晶融解のおそれがある。均質化処理は１時間未満では均質化が不充分となる。したがって均質化処理は５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上行なう必要がある。なお均質化処理時間の上限は特に規制しないが、経済性を考慮して通常は４８時間以下にすることが好ましい。
【００２９】
均質化処理を施した鋳塊に対しては、熱間圧延を行なう。この熱間圧延は、粗圧延およびそれに続く仕上圧延からなるものである。缶胴材の製造工程中において、熱間圧延の条件は、材料の回復および再結晶挙動に大きな影響を及ぼし、それに伴なって耳率に深く関係する圧延集合組織、特に立方体方位結晶粒の生成に重要な影響を及ぼす。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のみならず、仕上圧延での各圧延パスの条件などを厳密に細かく規定することによって、再結晶挙動、ひいては圧延集合組織を厳密に制御している。以下に熱間圧延工程における各条件（１）〜（６）についてさらに詳細に説明する。
【００３０】
（１） 熱間圧延開始温度、すなわち粗圧延開始温度を３５０〜５９０℃の範囲内とする。
【００３１】
熱間圧延の開始温度は、熱間圧延中の材料の回復および再結晶の挙動に強い影響を及ぼし、特に最終板の深絞り耳率に深く関係する圧延集合組織の制御に重要な役割を果たしている。熱間粗圧延開始温度が３５０℃未満では圧延集合組織を発達させ易いが、熱間圧延中に板のエッジ割れが生じやすくなり、一方５９０℃を越えた高温で熱間圧延を開始すれば、粗大な結晶粒が生成されやすくなり、板の表面品質が低下する。したがって熱間粗圧延の開始温度は３５０〜５９０℃の範囲内とする必要がある。
【００３２】
（２） 熱間粗圧延終了後、熱間仕上圧延を、５０ｍｍ以下の板厚、２８０〜４５０℃の範囲内の温度で開始し、さらに仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内、各圧延パス間での材料滞留時間を１０分以内として、仕上圧延の各圧延パス（但し最終パスは除く）における次パス開始直前までの再結晶率を９０％以下、好ましくは３０％以下に制御する。
【００３３】
仕上圧延の開始時の板厚が５０ｍｍを越えれば、仕上圧延のパス回数が増加し、仕上圧延効率が悪くなるから、仕上圧延の開始板厚は５０ｍｍ以下とした。このような５０ｍｍ以下の板厚での仕上圧延中における各圧延パスでの再結晶率は、集合組織の制御に重要な影響を及ぼし、その間の各圧延パスにおける再結晶率を９０％以下、望ましくは３０％以下に制御することによって、熱間圧延終了後の材料の立方体方位密度（具体的には、立方体方位結晶粒の面積率）を高め、最終板の４５°耳を低くして低耳率を達成することが可能となる。なおここで規定している各圧延パスにおける再結晶率は、その圧延パスの開始から次パスでの圧延が開始される直前までに生じる再結晶を素材全体に対する面積率で表わしたものである。ここで、板厚５０ｍｍ以下の仕上圧延での各圧延パスのうち、１パスでも再結晶率が９０％を越えれば、熱間圧延終了後の立方体方位密度が低下して、最終板の４５°耳が高くなってしまう。
【００３４】
上述のように板厚が５０ｍｍ以下の仕上圧延の各圧延パスにおける再結晶率を９０％以下、好ましくは３０％以下に制御するためには、圧延温度と、各圧延パスにおける圧下率、および各圧延パス間での材料滞留時間を適切に制御する必要がある。すなわち、板厚が５０ｍｍ以下の仕上圧延における圧延開始温度を２８０〜４５０℃の範囲内とし、また仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内とし、さらに各圧延パス間における材料滞留時間（前の圧延パスにおける圧延終了から次の圧延パスにおける圧延開始までの時間）を１０分以内とする必要がある。
【００３５】
ここで、仕上圧延での圧延開始温度が２８０℃未満では表面品質が劣化するとともにエッジ割れが発生するおそれがある。一方仕上圧延の圧延開始温度が４５０℃を越えれば、再結晶率が上限を越えてしまうおそれがある。また各圧延パスの圧下率が１０％未満では生産性が低下し、一方８０％を越えれば、温度と組合せて再結晶率が９０％以下を維持することが困難となるばかりでなく、表面品質の低下を招くおそれがある。さらに各圧延パス間での材料滞留時間が１０分を越えれば、その滞留期間中に再結晶が進行して、各圧延パスでの再結晶率が上限を越えてしまうおそれがあり、また生産性も低下する。
【００３６】
（３） 仕上圧延の各圧延パスにおいて、コイル長手方向および幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御する。
【００３７】
ここで、仕上圧延の各圧延パスでのコイル長手方向の温度のばらつきもしくはコイル幅方向の温度のばらつきが７０℃を越えれば、コイル長手方向もしくは幅方向に再結晶率がばらつき、均一な耳率を維持することが困難となってしまう。なおこのようにコイル長手方向、幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御するための方法は特に限定されないが、例えば圧延速度を調整して加工発熱を抑制したり、クーラントの量を調整して温度が高くなりやすい部分を重点的に冷却したりすれば良い。
【００３８】
（４） 熱間圧延終了温度すなわち仕上圧延終了温度を２３０〜３３０℃の範囲内とし、かつ熱間圧延終了時の板厚を１．５〜４．０ｍｍの範囲内とする。
【００３９】
熱間圧延の終了温度（上がり温度）が２３０℃未満では、表面品質が低下するばかりでなく、第２相粒子周辺での再結晶核生成密度が増加して、その後の再結晶で立方体方位以外の再結晶粒が多くなり、立方体方位結晶粒の面積率を０．１％以上とすることが困難となって、低耳率制御に不利となる。一方熱間圧延終了温度が３３０℃を越えれば、熱間圧延終了後室温まで冷却する間に完全再結晶もしくはそれに近い再結晶状態となり、室温冷却状態での再結晶率を９７％以下とすることが困難となってしまう。また熱間圧延終了時の板厚（上がり板厚）が１．５ｍｍ未満では、熱間圧延機における板厚精度の制御が困難となり、一方熱間圧延終了板厚が４．０ｍｍを越えれば、中間焼鈍後の最終冷間圧延において圧延率が高くなり過ぎ、高強度は容易に得られるものの、４５°耳が高くなって、耳率が大きくなってしまう。
【００４０】
（５） 熱間圧延終了直後（仕上圧延終了温度）の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度を１００℃／時間以下とする。
【００４１】
熱間圧延終了直後の上り材（コイル）の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの冷却過程、特に１００℃までの冷却過程は、立方体方位の結晶粒の核生成が生じる過程であり、この間の冷却速度が１００℃／時間を越える場合には、立方体方位の結晶粒の核生成が不充分となり、立方体方位結晶粒面積率０．１％以上を確保することが困難となって、最終板の低耳率制御に不利となる。なお熱間圧延終了直後の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度の下限は特に限定しないが、１℃／時間以上とすることが好ましい。その間の冷却速度が１℃／時間未満の場合は、ほぼ完全に再結晶してしまい、室温まで冷却した状態での再結晶率を９７％以下とすることが困難となるおそれがある。
【００４２】
（６） 室温まで冷却した状態での熱間圧延上がり板（熱延板）の再結晶率を９７％以下（したがって部分再結晶状態に相当する）とし、かつ立方体方位結晶粒の面積率を０．１〜５０％の範囲内とする。
【００４３】
熱間圧延上り板の室温まで冷却した状態での再結晶率と立方体方位結晶粒の面積率の規制は、この発明の方法において重要なポイントであり、これらの値は最終板の低耳率制御と外観欠陥に大きな影響を及ぼす。すなわち、熱間圧延上りの２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温まで冷却する間に自己焼鈍が進んで、再結晶率が９７％を越えてしまった場合（すなわち完全再結晶状態もしくはそれに近い再結晶状態）には、その後の１次冷間圧延と中間焼鈍により立方体方位の結晶組織を増強させる効果が得られなくなり、そのため最終板を低耳率に制御することが困難となり、また同時に最終板の結晶粒の粗大化を招いて製缶時の肌荒れやフローライン等の外観欠陥が発生しやすくなる。したがって室温まで冷却した状態での再結晶率を９７％以下に規制する必要がある。そしてこの範囲内でも特に再結晶率を７５％以下に規制することが好ましい。また立方体方位結晶粒の面積率が０．１％未満でも、その後の１次冷間圧延と中間焼鈍により立方体方位の結晶組織を増強させることが困難となり、最終板の４５°耳が高くなって低耳率を達成することが困難となる。一方立方体方位結晶粒の面積率が５０％を越えれば、立方体方位結晶粒が過剰となり、最終冷間圧延後の最終板でも０°−９０°耳が残り、製缶時のトラブルの原因となる。
【００４４】
なお上述のように室温まで冷却した状態での再結晶率および立方体方位結晶粒面積率には、熱間圧延諸条件、すなわち前述の（１）〜（５）の条件と合金の成分組成が影響を与えるから、これらを相互の関係のもとに適切に調整することによって室温での再結晶率を９７％以下、立方体方位結晶粒面積率を０．１〜５０％に制御することができる。
【００４５】
なおまた、上述のような熱延板を得るための熱間圧延設備としては、粗圧延機、仕上圧延機のそれぞれにリバーシング・ミル（リバーシング・ウォームミルを含む）を用いるかまたは粗圧延と仕上圧延兼用のリバーシング・ミル（リバーシング・ウォームミルを含む）を用いることとする。
【００４６】
以上の（１）〜（６）の条件を満たすようにして得られた部分再結晶状態の熱延板に対しては、圧延率が２〜５０％の範囲内の１次冷間圧延を施す。このように部分再結晶状態の熱延板に対し１次冷間圧延を施して熱延板に適切な歪みを与えることにより、その後の焼鈍で立方体方位の結晶粒の生成、成長を促進させるとともに、立方体方位以外の方位の結晶粒の核生成、成長を抑制する効果が得られる。
【００４７】
ここで、熱延板に対する１次冷間圧延の圧延率が２％未満では、歪み量不足により立方体方位の結晶粒の生成、成長を加速する効果および立方体方位以外の結晶粒の生成、成長を抑制する効果が不充分となり、また実際の工業生産では２％未満のわずかな圧下量のコントロールは困難となる。一方１次冷間圧延の圧延率が５０％を越えれば、導入された多量の歪により立方体方位の結晶粒やその核も破壊されてしまうため、立方体方位結晶粒組織を増強することが困難となり、最終板の耳率低減効果が得られなくなり、さらには最終冷間圧延率が相対的に減少し、充分な強度を確保することが困難となる。したがって熱延板に対する１次冷間圧延における圧延率は２〜５０％の範囲内とした。ここで、特にこの発明においては、１次冷間圧延の圧延率が２〜５０％という広い範囲で許容しながらも、低耳率を達成し得ることが重要であり、このような広い範囲内で１次冷間圧延率を最適に調整することによって、最終板における低耳率のみならず、前述の缶胴材に要求される４要素のバランスを向上させることが可能となった。なおこのように１次冷間圧延率に広い範囲が許容されるようになったのは、既に述べたように熱間圧延の諸条件を厳密に規制して、耳率制御に有利となるように熱間圧延工程での再結晶状態および立方体方位結晶粒面積率を適切に制御したことによるのである。
【００４８】
前述のように熱延板に対して圧延率２〜５０％の１次冷間圧延を施した後には、連続焼鈍（ＣＡＬ）もしくはバッチ焼鈍によって中間焼鈍を施す。この中間焼鈍は、材料を完全に再結晶させ、最終冷間圧延後の最終板の耳率を低くするために必要な工程である。
【００４９】
１次冷間圧延後の中間焼鈍に連続焼鈍を適用する場合、その連続焼鈍は、１〜１００℃／秒の範囲内の平均昇温速度で３３０〜６２０℃の範囲内の温度に加熱し、保持なしもしくは１０分以下の保持の後、１〜１００℃／秒の範囲内の平均冷却速度で冷却する条件とする。ここで、平均昇温速度、平均冷却速度が１℃／秒未満では、連続焼鈍（ＣＡＬ）方式においては生産性の著しい低下を招き、また１００℃／秒を越える平均昇温速度、平均冷却速度は立方体方位の結晶粒の形成に不利となる。また加熱到達温度が３３０℃未満では再結晶が生じにくく、一方６２０℃を越える高温では共晶融解が生じるおそれがある。さらに３３０〜６２０℃に１０分を越えて保持することは、連続焼鈍の生産性を阻害する。
【００５０】
一方、一次冷間圧延後の中間焼鈍としてバッチ焼鈍を適用する場合、平均昇温速度０．１℃／秒以下で２５０〜５００℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で０．５時間以上保持し、平均冷却速度０．１℃／秒以下で冷却する。ここで、平均昇温速度および平均冷却速度が０．１℃／秒を越えれば、バッチ焼鈍方式では熱延板コイル全体を均一に加熱もしくは冷却できなくなる問題が生じる。また加熱保持温度が２５０℃未満では完全に再結晶させることが困難となり、一方５００℃を越える高温では再結晶核が粗大となって、製缶時に肌荒れやフローラインなどの表面欠陥が発生しやすくなる。また加熱保持の時間が０．５時間未満では完全に再結晶させることが困難であり、また熱延板のコイルの全体を均一に加熱することが困難となる。なおバッチ焼鈍の場合の加熱保持時間の上限は特に定めないが、通常は経済性の観点から、２４時間以内とする。
【００５１】
さらに、最終板の低耳率を実現するためには、前述のような連続焼鈍もしくはバッチ焼鈍による中間焼鈍を施した後の状態で、立方体方位結晶粒の面積率を１〜７０％の範囲内とする必要がある。中間焼鈍後の状態で立方体方位結晶粒の面積率が１％未満では、最終板の４５°耳が高くなりやすく、一方７０％を越えれば立方体方位結晶粒が過剰となって０°−９０°耳が高くなりやすくなる。
【００５２】
前述のようにして中間焼鈍を施した後には、最終板厚としかつ必要な強度を得るために、５０％以上の圧延率で、最終冷間圧延を施す。ここで、最終冷間圧延の圧延率が５０％未満では、加工硬化による強度上昇が少なく、缶胴材用の最終板に必要な強度を得ることが困難である。
【００５３】
最終冷間圧延後の板は、これを最終板としてそのままＤＩ成形に供しても良いが、最終冷間圧延後の板に必要に応じて８０〜２００℃の範囲内の温度で０．５〜２４時間の最終焼鈍を行なっても良い。この最終焼鈍は、延性の回復による成形性の向上を目的としたものであるが、その温度が８０℃未満では成形性の向上効果が充分に得られず、一方２００℃を越えれば軟化による強度低下が大きくなり、また焼鈍時間が０．５時間未満では成形性向上効果を充分に得ることができず、さらに焼鈍時間が２４時間を越えれば、成形性向上効果が飽和し、生産性、経済性を損なうだけである。なお積極的に最終焼鈍を行なわない場合でも、最終冷間圧延を高速で行なうことにより発生する加工熱を利用して、前記同様な焼鈍効果を得ることができる。
【００５４】
【実施例】
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鋳造法によりスラブに鋳塊した。その後、均質化処理を施した後、リバーシング・ミルを用いて熱間圧延（粗圧延−仕上圧延）を施した。均質化処理および熱間圧延の詳細な条件を表２〜表４の製造番号１〜７に示す。さらに室温まで冷却した後の熱延板に対し、１次冷間圧延を施した後、中間焼鈍として連続焼鈍もしくはバッチ焼鈍を施し、その後最終冷間圧延を行なった。なお最終冷間圧延後には、製造番号１，３，６の場合を除いて最終焼鈍を施した。１次冷間圧延後の詳細な条件を表５の製造番号１〜７に示す。
【００５５】
なお熱間仕上圧延終了後の室温に冷却した状態で再結晶率を調べるとともに、立方体方位結晶粒の面積率を調べたので、その結果を表３、表４中に示す。また中間焼鈍後の状態でも立方体方位結晶粒の面積率を調べたので、その結果を表５中に示す。ここで、再結晶率はＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）方位解析顕微鏡のスキャン画像から求めた。また立方体方位結晶粒の面積率の測定については、同じくＯＩＭ方位解析顕微鏡を用いて結晶方位の特定を行ない、立方体方位の中心位置から±１５°の範囲内の結晶回転を持つすべての結晶粒、核を立方体方位粒とみなし、その面積率を定めた。
【００５６】
以上のようにして得られた缶胴用のアルミニウム合金板について、元板の機械的性質（引張強さＴＳ、耐力ＹＳ、伸びＥＬ）および耳率を調べ、さらに塗装焼付（ベーキング）を想定した２００℃×２０分の熱処理を行なった後の機械的性質およびＤＩ成形性を調べた。ここで、元板についての耳率は、ポンチ径４８ｍｍ、ブランク径９３ｍｍ、クリアランス３０％の条件にてカップ深絞り試験を行なって調べた。そして耳率の平均値は、コイル長手方向と幅方向で等間隔にそれぞれ５点、合計２５カ所からサンプルを採取し、その最大値と最小値の差をばらつきとした。ここで耳率の平均値が３％を越えれば、製缶中に缶切れなどのトラブルを引き起こしやすくなり、また耳率のばらつきが３％を越えれば、製缶の安定性を阻害するおそれがある。
【００５７】
一方ＤＩ缶成形性の指標としては、
（１） 缶切れ性については苛酷なしごき成形を連続１００００缶行なったときの破断缶の発生状況、
（２） フランジ成形性に相当する口拡げ性については４段ネッキング後のフランジ成形性、
（３） 耐圧性については４段ネッキング、フランジング後の缶胴体の座屈強度、
（４） シーミング性についてはフランジング後、蓋とのシーミング性、
（５） 外観欠陥についてはＤＩ缶の缶胴壁の圧延方向に沿ったフローライン状の外観欠陥およびＤＩ方向に発生する縦筋、
をそれぞれ調べ、これらの評価項目を１〜５までの５段階のランクで相対評価した。ここで、ＤＩ成形性の評価ランク数値は高いほど良好であり、ランク３以上で合格レベルと評価できる。
【００５８】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
【表４】
【００６２】
【表５】
【００６３】
【表６】
【００６４】
表１〜表６において、製造番号１〜４はいずれもこの発明で規定する成分組成範囲内の合金について、この発明で規定する製造プロセス条件を満足して製造したものであり、この場合は表６に示すように、いずれも耳率が３％を確実に下廻って充分な低耳率を達成でき、かつベーキング後の耐力が２４０ＭＰａ以上で充分な強度を有しており、しかもＤＩ缶成形性も優れていることが明らかである。
【００６５】
一方製造番号５，６は、いずれも合金の成分組成はこの発明で規定する範囲内であるが、製造プロセス条件がこの発明で規定する範囲から外れたものである。
【００６６】
すなわち製造番号５のプロセスは、熱間圧延終了温度に対応する仕上圧延３パス目の温度が１９０℃と低く、この場合は熱間圧延終了後室温に冷却した状態での立方体方位結晶粒の面積率が０．１％を下廻り、また中間焼鈍後の立方体方位結晶粒の面積率も０．７％と低く、そのため耳率が平均で６．１％と高くなってしまい、缶切れ性が著しく劣っていた。
【００６７】
また製造番号６のプロセスは、熱間仕上圧延の開始温度が４６３℃と高く、また仕上圧延４パス目の再結晶率が９３％と高く、さらに熱間圧延終了温度に対応する仕上圧延５パス目の温度が３４０℃と高く、さらに仕上圧延４パス目の材料滞留時間が７１３秒と高く、また１次冷間圧延も行なわなかった例であり、この場合は熱間圧延終了後室温に冷却した状態で完全再結晶してしまい、また４パス目のコイル温度のばらつきが７０℃を越えてしまった。そしてこの場合は耳率が高く、特に耳率のばらつきが４．３％と著しく大きく、缶切れ性、外観欠陥評価が劣っていた。
【００６８】
また製造番号６は、Ｍｇ量が０．４６％とこの発明で規定する範囲を外れた合金Ｅを用いた例であり、この場合はベーキング後の強度が低く、また耳率も高く、さらにＤＩ成形性も劣っていた。
【００６９】
【発明の効果】
前述の実施例からも明らかなように、この発明の方法によれば、ＤＩ缶胴用材料として要求される４要素、すなわち耳率とフランジ成形性、しごき性、強度のバランスが優れたアルミニウム合金板を確実かつ安定して得ることができる。特にこの発明の方法の場合、熱間圧延条件を細かく制御することにより、低耳率を確保しながらも中間焼鈍を挟んでの２回の冷間圧延のうちの１次の冷間圧延の圧延率を広い範囲で調整することが可能となり、そのため低耳率と高い強度とを同時かつ容易に得ることが可能となった。
【発明の属する技術分野】
この発明はＤＩ加工（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、すなわちＤＩ缶胴に用いられるＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板の製造方法に関し、特に深絞り耳が低くかつ塗装焼付後の強度が高く、しかもＤＩ加工時の成形性および塗装焼付後の成形性に優れたＤＩ缶胴用アルミニウム合金板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に２ピースアルミニウム缶の製造工程としては、缶胴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、所定のサイズにトリミングを施して脱脂・洗浄処理を行ない、さらに塗装および印刷を行なって焼付け（ベーキング）を行ない、その後、缶胴縁部に対してネッキング加工、フランジング加工を行ない、その後、別に成形した缶蓋（缶エンド）と合せてシーミング加工を行なって缶とするのが通常である。
【０００３】
このようにして製造されるＤＩ缶の素材（缶胴材）としては、従来からＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金であるＪＩＳ ３００４合金の硬質板が広く用いられている。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。
【０００４】
このようなＤＩ缶胴用の３００４合金硬質板の製造方法としては、ＤＣ鋳造法などによって鋳造後、鋳塊に対し均質化処理を施し、さらに熱間圧延および冷間圧延を施して所定の板厚とし、かつその過程における冷間圧延前あるいは冷間圧延中途において中間焼鈍を施す方法が一般的である。
【０００５】
ところでＤＩ缶胴については、主として材料コスト低減、軽量化の目的から、より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ためには、薄肉化に伴なって生じる缶の座屈強度低下の問題を回避するため、材料の高強度化を図ることが不可欠である。
【０００６】
またＤＩ缶胴用材料については、上述のような薄肉化を図るための高強度化の要請ばかりではなく、ＤＩ成形時における耳率が低いことが強く望まれる。すなわち、ＤＩ成形時の耳率が低いことは、ＤＩ成形時の歩留りの向上と、缶胴の耳切れに起因する缶胴破断の防止の点から必要とされている。さらに、ＤＩ缶製造時におけるフランジ成形性（口拡げ性）、しごき性（缶切れ性）も重要であり、これらの耳率、フランジ成形性、しごき性、および強度を缶胴材に要求される主要４要素と称することができ、これらの４要素をバランス良く向上させることが強く望まれている。特に耳率は、これらの４要素のうちでもその制御が難しく、したがってこれらの４要素のバランスの改善には、耳率の適切な制御が極めて重要な課題となっている。
【０００７】
ここで、従来一般の熱間圧延方式としては、粗圧延機、仕上圧延機としてそれぞれリバーシング・ミル、リバーシング・ウォームミルを適用するか、あるいは粗圧延および仕上圧延兼用の圧延機としてリバーシング・ミルを用いることが多いが、これらの熱間圧延方式では、一般に耳率を改善しようとすれば、特にフランジ成形性の低下を招く問題が生じ、また逆にフランジ成形性を向上させようとすれば耳率を抑えることが困難となり、例えば絞り比１．９において耳率を３％以下に抑えることは困難となる。
【０００８】
一方、耳率を改善するための缶胴材製造方法として、既に特開平５−３１７９１４号では、冷間圧延中途において２回焼鈍を行なう方法が提案されているが、このように冷間圧延中途において２回焼鈍を行なった場合、最終冷間圧延の圧延率を大きくとれないため、強度不足が生じやすいという問題があるほか、焼鈍を２回行なうために製造コストの上昇を招き、さらには製缶時の材料の加工硬化量が大きくなってフランジ成形性が悪化する問題もある。
【０００９】
この発明は以上の事情を背景としてなされたものであって、熱間圧延機としてリバーシング・ミルを用いた場合において、缶胴材として望まれる諸要求を充分に満足し得る材料、すなわち薄肉化を図った場合でも強度とフランジ成形性、しごき性に優れ、しかも深絞りにおける材料の耳率が確実かつ安定して低い缶胴用アルミニウム合金板を製造し得る方法を提供することを基本的な目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
前述のような課題を解決するべく、本願発明者等が種々実験・検討を重ねた結果、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延の諸条件を厳密に規制し、これにより熱間圧延における材料の再結晶状態、特に仕上圧延における各圧延パスでの再結晶状態と立方体方位結晶粒の密度（面積率）等を適切に制御し、かつ得られた熱間圧延板に対し１次冷間圧延を施してから中間焼鈍を行なって、中間焼鈍後の立方体方位結晶粒の密度（面積率）を適切に制御することによって、前述の課題を解決し得ることを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【００１１】
具体的には、請求項１の発明の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ０．５〜２．０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、さらに必要に応じて０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、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鋳造した後、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上の均質化処理を施し、さらにリバーシング・ミルを用いて粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行なうにあたり、
（１） ３５０〜５９０℃の範囲内の温度で熱間粗圧延を開始し、
（２） 熱間粗圧延終了後、熱間仕上圧延を５０ｍｍ以下の板厚、２８０〜４５０℃の範囲内の温度で開始し、かつ熱間仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内、各圧延パス間の材料滞留時間を１０分以内として、熱間仕上圧延の各圧延パス（但し最終パスを除く）における次パス開始直前までの再結晶率を９０％以下に制御し、
（３） 熱間仕上圧延の各圧延パスにおいてコイル長手方向および幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御し、
（４） 熱間仕上圧延の終了温度を２３０〜３３０℃の範囲内、熱間仕上圧延終了板厚を１．５〜４．０ｍｍの範囲内とし、
（５） 熱間仕上圧延終了直後の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度を１００℃／ｈｒ以下とし、
（６） 以上の（１）〜（５）により、熱間仕上圧延終了後の室温に冷却された状態での再結晶率を９７％以下、立方体方位結晶粒の面積率を０．１〜５０％の範囲内に制御し、
その後、熱間圧延板に対して、２〜５０％の範囲内の圧延率で１次冷間圧延を行ない、さらに中間焼鈍として、１〜１００℃／秒の範囲内の平均昇温速度で３３０〜６２０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは１０分以下の保持を行なって、１〜１００℃／秒の範囲内の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍を施して材料を完全再結晶させることにより、立方体方位結晶粒の面積率を１〜７０％の範囲内に制御し、その後さらに５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なうことを特徴とするものである。
【００１２】
また請求項２の発明の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、素材アルミニウム合金として、Ｍｇ０．５〜２．０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、かつＣｕ０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．０５〜０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、さらに必要に応じて０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、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用い、請求項１で規定するプロセス条件と同様の条件の均質化処理−熱間圧延（粗圧延−仕上圧延）−１次冷間圧延−連続焼鈍−最終冷間圧延のプロセスで製造するものである。
【００１３】
さらに請求項３の発明の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、素材合金として請求項１で規定する合金と同じアルミニウム合金を用い、かつ均質化処理−熱間圧延（粗圧延−仕上圧延）−１次冷間圧延を請求項１で規定する条件で行ない、その後の焼鈍として、０．１℃／秒以下の平均昇温速度で加熱して２５０〜５００℃の範囲内の温度に０．５時間以上保持して、０．１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却するバッチ焼鈍を施し、その後請求項１の方法と同様に５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なうものである。
【００１４】
そしてまた請求項４の発明の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、素材アルミニウム合金として請求項２で規定する成分組成と同じ成分組成の合金を用い、請求項３で規定するプロセスで製造するものである。
【００１５】
なお、以上の請求項１〜４の方法において、５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なった後には、さらに８０〜２００℃の範囲内の温度で０．１〜２４時間保持する最終焼鈍を施しても良く、これを規定したのが請求項５の発明である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
先ずこの発明の方法において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。
【００１７】
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の固溶に伴なって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Ｍｇ2 Ｓｉ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。
【００１８】
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Ａｌ6 Ｍｎの初晶巨大金属間化合物が発生し、著しく成形性を損なう。そこでＭｎ量は０．５〜２．０％の範囲内とした。
【００１９】
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。
【００２０】
Ｓｉ：
Ｓｉの添加は、Ｍｇ2 Ｓｉ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。
【００２１】
Ｔｉ，Ｂ：
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、あるいはＴｉおよびＢ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を単独で、あるいはＢと組合せて添加しても良い。但しＴｉ量が０．００５％未満ではその効果が得られず、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Ｂを添加すれば鋳塊結晶粒微細化の効果が向上するが、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％の範囲内とした。
【００２２】
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｚｎ：
これら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。これらの各元素についてさらに説明する。
【００２３】
Ｃｕ：
Ｃｕは、焼鈍時に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量の範囲は０．０５〜０．５％とした。
【００２４】
Ｃｒ；
Ｃｒも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量の範囲は０．０５〜０．３％とした。
【００２５】
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量の範囲は０．０５〜０．５％とした。
【００２６】
以上の各元素の残部はＡｌと不可避不純物とすれば良い。
【００２７】
次にこの発明における製造プロセスを、その作用とともに説明する。
【００２８】
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従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）などにより鋳造する。次いでその鋳塊に対して均質化処理を施して、鋳塊の偏析を均質化するとともにＭｎ系の第２相粒子サイズと分布を最適化する。均質化処理温度が５２０℃未満では均質化の効果が不充分であり、一方６３０℃を越えれば共晶融解のおそれがある。均質化処理は１時間未満では均質化が不充分となる。したがって均質化処理は５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上行なう必要がある。なお均質化処理時間の上限は特に規制しないが、経済性を考慮して通常は４８時間以下にすることが好ましい。
【００２９】
均質化処理を施した鋳塊に対しては、熱間圧延を行なう。この熱間圧延は、粗圧延およびそれに続く仕上圧延からなるものである。缶胴材の製造工程中において、熱間圧延の条件は、材料の回復および再結晶挙動に大きな影響を及ぼし、それに伴なって耳率に深く関係する圧延集合組織、特に立方体方位結晶粒の生成に重要な影響を及ぼす。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のみならず、仕上圧延での各圧延パスの条件などを厳密に細かく規定することによって、再結晶挙動、ひいては圧延集合組織を厳密に制御している。以下に熱間圧延工程における各条件（１）〜（６）についてさらに詳細に説明する。
【００３０】
（１） 熱間圧延開始温度、すなわち粗圧延開始温度を３５０〜５９０℃の範囲内とする。
【００３１】
熱間圧延の開始温度は、熱間圧延中の材料の回復および再結晶の挙動に強い影響を及ぼし、特に最終板の深絞り耳率に深く関係する圧延集合組織の制御に重要な役割を果たしている。熱間粗圧延開始温度が３５０℃未満では圧延集合組織を発達させ易いが、熱間圧延中に板のエッジ割れが生じやすくなり、一方５９０℃を越えた高温で熱間圧延を開始すれば、粗大な結晶粒が生成されやすくなり、板の表面品質が低下する。したがって熱間粗圧延の開始温度は３５０〜５９０℃の範囲内とする必要がある。
【００３２】
（２） 熱間粗圧延終了後、熱間仕上圧延を、５０ｍｍ以下の板厚、２８０〜４５０℃の範囲内の温度で開始し、さらに仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内、各圧延パス間での材料滞留時間を１０分以内として、仕上圧延の各圧延パス（但し最終パスは除く）における次パス開始直前までの再結晶率を９０％以下、好ましくは３０％以下に制御する。
【００３３】
仕上圧延の開始時の板厚が５０ｍｍを越えれば、仕上圧延のパス回数が増加し、仕上圧延効率が悪くなるから、仕上圧延の開始板厚は５０ｍｍ以下とした。このような５０ｍｍ以下の板厚での仕上圧延中における各圧延パスでの再結晶率は、集合組織の制御に重要な影響を及ぼし、その間の各圧延パスにおける再結晶率を９０％以下、望ましくは３０％以下に制御することによって、熱間圧延終了後の材料の立方体方位密度（具体的には、立方体方位結晶粒の面積率）を高め、最終板の４５°耳を低くして低耳率を達成することが可能となる。なおここで規定している各圧延パスにおける再結晶率は、その圧延パスの開始から次パスでの圧延が開始される直前までに生じる再結晶を素材全体に対する面積率で表わしたものである。ここで、板厚５０ｍｍ以下の仕上圧延での各圧延パスのうち、１パスでも再結晶率が９０％を越えれば、熱間圧延終了後の立方体方位密度が低下して、最終板の４５°耳が高くなってしまう。
【００３４】
上述のように板厚が５０ｍｍ以下の仕上圧延の各圧延パスにおける再結晶率を９０％以下、好ましくは３０％以下に制御するためには、圧延温度と、各圧延パスにおける圧下率、および各圧延パス間での材料滞留時間を適切に制御する必要がある。すなわち、板厚が５０ｍｍ以下の仕上圧延における圧延開始温度を２８０〜４５０℃の範囲内とし、また仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内とし、さらに各圧延パス間における材料滞留時間（前の圧延パスにおける圧延終了から次の圧延パスにおける圧延開始までの時間）を１０分以内とする必要がある。
【００３５】
ここで、仕上圧延での圧延開始温度が２８０℃未満では表面品質が劣化するとともにエッジ割れが発生するおそれがある。一方仕上圧延の圧延開始温度が４５０℃を越えれば、再結晶率が上限を越えてしまうおそれがある。また各圧延パスの圧下率が１０％未満では生産性が低下し、一方８０％を越えれば、温度と組合せて再結晶率が９０％以下を維持することが困難となるばかりでなく、表面品質の低下を招くおそれがある。さらに各圧延パス間での材料滞留時間が１０分を越えれば、その滞留期間中に再結晶が進行して、各圧延パスでの再結晶率が上限を越えてしまうおそれがあり、また生産性も低下する。
【００３６】
（３） 仕上圧延の各圧延パスにおいて、コイル長手方向および幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御する。
【００３７】
ここで、仕上圧延の各圧延パスでのコイル長手方向の温度のばらつきもしくはコイル幅方向の温度のばらつきが７０℃を越えれば、コイル長手方向もしくは幅方向に再結晶率がばらつき、均一な耳率を維持することが困難となってしまう。なおこのようにコイル長手方向、幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御するための方法は特に限定されないが、例えば圧延速度を調整して加工発熱を抑制したり、クーラントの量を調整して温度が高くなりやすい部分を重点的に冷却したりすれば良い。
【００３８】
（４） 熱間圧延終了温度すなわち仕上圧延終了温度を２３０〜３３０℃の範囲内とし、かつ熱間圧延終了時の板厚を１．５〜４．０ｍｍの範囲内とする。
【００３９】
熱間圧延の終了温度（上がり温度）が２３０℃未満では、表面品質が低下するばかりでなく、第２相粒子周辺での再結晶核生成密度が増加して、その後の再結晶で立方体方位以外の再結晶粒が多くなり、立方体方位結晶粒の面積率を０．１％以上とすることが困難となって、低耳率制御に不利となる。一方熱間圧延終了温度が３３０℃を越えれば、熱間圧延終了後室温まで冷却する間に完全再結晶もしくはそれに近い再結晶状態となり、室温冷却状態での再結晶率を９７％以下とすることが困難となってしまう。また熱間圧延終了時の板厚（上がり板厚）が１．５ｍｍ未満では、熱間圧延機における板厚精度の制御が困難となり、一方熱間圧延終了板厚が４．０ｍｍを越えれば、中間焼鈍後の最終冷間圧延において圧延率が高くなり過ぎ、高強度は容易に得られるものの、４５°耳が高くなって、耳率が大きくなってしまう。
【００４０】
（５） 熱間圧延終了直後（仕上圧延終了温度）の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度を１００℃／時間以下とする。
【００４１】
熱間圧延終了直後の上り材（コイル）の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの冷却過程、特に１００℃までの冷却過程は、立方体方位の結晶粒の核生成が生じる過程であり、この間の冷却速度が１００℃／時間を越える場合には、立方体方位の結晶粒の核生成が不充分となり、立方体方位結晶粒面積率０．１％以上を確保することが困難となって、最終板の低耳率制御に不利となる。なお熱間圧延終了直後の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度の下限は特に限定しないが、１℃／時間以上とすることが好ましい。その間の冷却速度が１℃／時間未満の場合は、ほぼ完全に再結晶してしまい、室温まで冷却した状態での再結晶率を９７％以下とすることが困難となるおそれがある。
【００４２】
（６） 室温まで冷却した状態での熱間圧延上がり板（熱延板）の再結晶率を９７％以下（したがって部分再結晶状態に相当する）とし、かつ立方体方位結晶粒の面積率を０．１〜５０％の範囲内とする。
【００４３】
熱間圧延上り板の室温まで冷却した状態での再結晶率と立方体方位結晶粒の面積率の規制は、この発明の方法において重要なポイントであり、これらの値は最終板の低耳率制御と外観欠陥に大きな影響を及ぼす。すなわち、熱間圧延上りの２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温まで冷却する間に自己焼鈍が進んで、再結晶率が９７％を越えてしまった場合（すなわち完全再結晶状態もしくはそれに近い再結晶状態）には、その後の１次冷間圧延と中間焼鈍により立方体方位の結晶組織を増強させる効果が得られなくなり、そのため最終板を低耳率に制御することが困難となり、また同時に最終板の結晶粒の粗大化を招いて製缶時の肌荒れやフローライン等の外観欠陥が発生しやすくなる。したがって室温まで冷却した状態での再結晶率を９７％以下に規制する必要がある。そしてこの範囲内でも特に再結晶率を７５％以下に規制することが好ましい。また立方体方位結晶粒の面積率が０．１％未満でも、その後の１次冷間圧延と中間焼鈍により立方体方位の結晶組織を増強させることが困難となり、最終板の４５°耳が高くなって低耳率を達成することが困難となる。一方立方体方位結晶粒の面積率が５０％を越えれば、立方体方位結晶粒が過剰となり、最終冷間圧延後の最終板でも０°−９０°耳が残り、製缶時のトラブルの原因となる。
【００４４】
なお上述のように室温まで冷却した状態での再結晶率および立方体方位結晶粒面積率には、熱間圧延諸条件、すなわち前述の（１）〜（５）の条件と合金の成分組成が影響を与えるから、これらを相互の関係のもとに適切に調整することによって室温での再結晶率を９７％以下、立方体方位結晶粒面積率を０．１〜５０％に制御することができる。
【００４５】
なおまた、上述のような熱延板を得るための熱間圧延設備としては、粗圧延機、仕上圧延機のそれぞれにリバーシング・ミル（リバーシング・ウォームミルを含む）を用いるかまたは粗圧延と仕上圧延兼用のリバーシング・ミル（リバーシング・ウォームミルを含む）を用いることとする。
【００４６】
以上の（１）〜（６）の条件を満たすようにして得られた部分再結晶状態の熱延板に対しては、圧延率が２〜５０％の範囲内の１次冷間圧延を施す。このように部分再結晶状態の熱延板に対し１次冷間圧延を施して熱延板に適切な歪みを与えることにより、その後の焼鈍で立方体方位の結晶粒の生成、成長を促進させるとともに、立方体方位以外の方位の結晶粒の核生成、成長を抑制する効果が得られる。
【００４７】
ここで、熱延板に対する１次冷間圧延の圧延率が２％未満では、歪み量不足により立方体方位の結晶粒の生成、成長を加速する効果および立方体方位以外の結晶粒の生成、成長を抑制する効果が不充分となり、また実際の工業生産では２％未満のわずかな圧下量のコントロールは困難となる。一方１次冷間圧延の圧延率が５０％を越えれば、導入された多量の歪により立方体方位の結晶粒やその核も破壊されてしまうため、立方体方位結晶粒組織を増強することが困難となり、最終板の耳率低減効果が得られなくなり、さらには最終冷間圧延率が相対的に減少し、充分な強度を確保することが困難となる。したがって熱延板に対する１次冷間圧延における圧延率は２〜５０％の範囲内とした。ここで、特にこの発明においては、１次冷間圧延の圧延率が２〜５０％という広い範囲で許容しながらも、低耳率を達成し得ることが重要であり、このような広い範囲内で１次冷間圧延率を最適に調整することによって、最終板における低耳率のみならず、前述の缶胴材に要求される４要素のバランスを向上させることが可能となった。なおこのように１次冷間圧延率に広い範囲が許容されるようになったのは、既に述べたように熱間圧延の諸条件を厳密に規制して、耳率制御に有利となるように熱間圧延工程での再結晶状態および立方体方位結晶粒面積率を適切に制御したことによるのである。
【００４８】
前述のように熱延板に対して圧延率２〜５０％の１次冷間圧延を施した後には、連続焼鈍（ＣＡＬ）もしくはバッチ焼鈍によって中間焼鈍を施す。この中間焼鈍は、材料を完全に再結晶させ、最終冷間圧延後の最終板の耳率を低くするために必要な工程である。
【００４９】
１次冷間圧延後の中間焼鈍に連続焼鈍を適用する場合、その連続焼鈍は、１〜１００℃／秒の範囲内の平均昇温速度で３３０〜６２０℃の範囲内の温度に加熱し、保持なしもしくは１０分以下の保持の後、１〜１００℃／秒の範囲内の平均冷却速度で冷却する条件とする。ここで、平均昇温速度、平均冷却速度が１℃／秒未満では、連続焼鈍（ＣＡＬ）方式においては生産性の著しい低下を招き、また１００℃／秒を越える平均昇温速度、平均冷却速度は立方体方位の結晶粒の形成に不利となる。また加熱到達温度が３３０℃未満では再結晶が生じにくく、一方６２０℃を越える高温では共晶融解が生じるおそれがある。さらに３３０〜６２０℃に１０分を越えて保持することは、連続焼鈍の生産性を阻害する。
【００５０】
一方、一次冷間圧延後の中間焼鈍としてバッチ焼鈍を適用する場合、平均昇温速度０．１℃／秒以下で２５０〜５００℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で０．５時間以上保持し、平均冷却速度０．１℃／秒以下で冷却する。ここで、平均昇温速度および平均冷却速度が０．１℃／秒を越えれば、バッチ焼鈍方式では熱延板コイル全体を均一に加熱もしくは冷却できなくなる問題が生じる。また加熱保持温度が２５０℃未満では完全に再結晶させることが困難となり、一方５００℃を越える高温では再結晶核が粗大となって、製缶時に肌荒れやフローラインなどの表面欠陥が発生しやすくなる。また加熱保持の時間が０．５時間未満では完全に再結晶させることが困難であり、また熱延板のコイルの全体を均一に加熱することが困難となる。なおバッチ焼鈍の場合の加熱保持時間の上限は特に定めないが、通常は経済性の観点から、２４時間以内とする。
【００５１】
さらに、最終板の低耳率を実現するためには、前述のような連続焼鈍もしくはバッチ焼鈍による中間焼鈍を施した後の状態で、立方体方位結晶粒の面積率を１〜７０％の範囲内とする必要がある。中間焼鈍後の状態で立方体方位結晶粒の面積率が１％未満では、最終板の４５°耳が高くなりやすく、一方７０％を越えれば立方体方位結晶粒が過剰となって０°−９０°耳が高くなりやすくなる。
【００５２】
前述のようにして中間焼鈍を施した後には、最終板厚としかつ必要な強度を得るために、５０％以上の圧延率で、最終冷間圧延を施す。ここで、最終冷間圧延の圧延率が５０％未満では、加工硬化による強度上昇が少なく、缶胴材用の最終板に必要な強度を得ることが困難である。
【００５３】
最終冷間圧延後の板は、これを最終板としてそのままＤＩ成形に供しても良いが、最終冷間圧延後の板に必要に応じて８０〜２００℃の範囲内の温度で０．５〜２４時間の最終焼鈍を行なっても良い。この最終焼鈍は、延性の回復による成形性の向上を目的としたものであるが、その温度が８０℃未満では成形性の向上効果が充分に得られず、一方２００℃を越えれば軟化による強度低下が大きくなり、また焼鈍時間が０．５時間未満では成形性向上効果を充分に得ることができず、さらに焼鈍時間が２４時間を越えれば、成形性向上効果が飽和し、生産性、経済性を損なうだけである。なお積極的に最終焼鈍を行なわない場合でも、最終冷間圧延を高速で行なうことにより発生する加工熱を利用して、前記同様な焼鈍効果を得ることができる。
【００５４】
【実施例】
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鋳造法によりスラブに鋳塊した。その後、均質化処理を施した後、リバーシング・ミルを用いて熱間圧延（粗圧延−仕上圧延）を施した。均質化処理および熱間圧延の詳細な条件を表２〜表４の製造番号１〜７に示す。さらに室温まで冷却した後の熱延板に対し、１次冷間圧延を施した後、中間焼鈍として連続焼鈍もしくはバッチ焼鈍を施し、その後最終冷間圧延を行なった。なお最終冷間圧延後には、製造番号１，３，６の場合を除いて最終焼鈍を施した。１次冷間圧延後の詳細な条件を表５の製造番号１〜７に示す。
【００５５】
なお熱間仕上圧延終了後の室温に冷却した状態で再結晶率を調べるとともに、立方体方位結晶粒の面積率を調べたので、その結果を表３、表４中に示す。また中間焼鈍後の状態でも立方体方位結晶粒の面積率を調べたので、その結果を表５中に示す。ここで、再結晶率はＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）方位解析顕微鏡のスキャン画像から求めた。また立方体方位結晶粒の面積率の測定については、同じくＯＩＭ方位解析顕微鏡を用いて結晶方位の特定を行ない、立方体方位の中心位置から±１５°の範囲内の結晶回転を持つすべての結晶粒、核を立方体方位粒とみなし、その面積率を定めた。
【００５６】
以上のようにして得られた缶胴用のアルミニウム合金板について、元板の機械的性質（引張強さＴＳ、耐力ＹＳ、伸びＥＬ）および耳率を調べ、さらに塗装焼付（ベーキング）を想定した２００℃×２０分の熱処理を行なった後の機械的性質およびＤＩ成形性を調べた。ここで、元板についての耳率は、ポンチ径４８ｍｍ、ブランク径９３ｍｍ、クリアランス３０％の条件にてカップ深絞り試験を行なって調べた。そして耳率の平均値は、コイル長手方向と幅方向で等間隔にそれぞれ５点、合計２５カ所からサンプルを採取し、その最大値と最小値の差をばらつきとした。ここで耳率の平均値が３％を越えれば、製缶中に缶切れなどのトラブルを引き起こしやすくなり、また耳率のばらつきが３％を越えれば、製缶の安定性を阻害するおそれがある。
【００５７】
一方ＤＩ缶成形性の指標としては、
（１） 缶切れ性については苛酷なしごき成形を連続１００００缶行なったときの破断缶の発生状況、
（２） フランジ成形性に相当する口拡げ性については４段ネッキング後のフランジ成形性、
（３） 耐圧性については４段ネッキング、フランジング後の缶胴体の座屈強度、
（４） シーミング性についてはフランジング後、蓋とのシーミング性、
（５） 外観欠陥についてはＤＩ缶の缶胴壁の圧延方向に沿ったフローライン状の外観欠陥およびＤＩ方向に発生する縦筋、
をそれぞれ調べ、これらの評価項目を１〜５までの５段階のランクで相対評価した。ここで、ＤＩ成形性の評価ランク数値は高いほど良好であり、ランク３以上で合格レベルと評価できる。
【００５８】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
表１〜表６において、製造番号１〜４はいずれもこの発明で規定する成分組成範囲内の合金について、この発明で規定する製造プロセス条件を満足して製造したものであり、この場合は表６に示すように、いずれも耳率が３％を確実に下廻って充分な低耳率を達成でき、かつベーキング後の耐力が２４０ＭＰａ以上で充分な強度を有しており、しかもＤＩ缶成形性も優れていることが明らかである。
【００６５】
一方製造番号５，６は、いずれも合金の成分組成はこの発明で規定する範囲内であるが、製造プロセス条件がこの発明で規定する範囲から外れたものである。
【００６６】
すなわち製造番号５のプロセスは、熱間圧延終了温度に対応する仕上圧延３パス目の温度が１９０℃と低く、この場合は熱間圧延終了後室温に冷却した状態での立方体方位結晶粒の面積率が０．１％を下廻り、また中間焼鈍後の立方体方位結晶粒の面積率も０．７％と低く、そのため耳率が平均で６．１％と高くなってしまい、缶切れ性が著しく劣っていた。
【００６７】
また製造番号６のプロセスは、熱間仕上圧延の開始温度が４６３℃と高く、また仕上圧延４パス目の再結晶率が９３％と高く、さらに熱間圧延終了温度に対応する仕上圧延５パス目の温度が３４０℃と高く、さらに仕上圧延４パス目の材料滞留時間が７１３秒と高く、また１次冷間圧延も行なわなかった例であり、この場合は熱間圧延終了後室温に冷却した状態で完全再結晶してしまい、また４パス目のコイル温度のばらつきが７０℃を越えてしまった。そしてこの場合は耳率が高く、特に耳率のばらつきが４．３％と著しく大きく、缶切れ性、外観欠陥評価が劣っていた。
【００６８】
また製造番号６は、Ｍｇ量が０．４６％とこの発明で規定する範囲を外れた合金Ｅを用いた例であり、この場合はベーキング後の強度が低く、また耳率も高く、さらにＤＩ成形性も劣っていた。
【００６９】
【発明の効果】
前述の実施例からも明らかなように、この発明の方法によれば、ＤＩ缶胴用材料として要求される４要素、すなわち耳率とフランジ成形性、しごき性、強度のバランスが優れたアルミニウム合金板を確実かつ安定して得ることができる。特にこの発明の方法の場合、熱間圧延条件を細かく制御することにより、低耳率を確保しながらも中間焼鈍を挟んでの２回の冷間圧延のうちの１次の冷間圧延の圧延率を広い範囲で調整することが可能となり、そのため低耳率と高い強度とを同時かつ容易に得ることが可能となった。
Claims (5)
- Ｍｇ０．５〜２．０％（重量％、以下同じ）、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、さらに必要に応じて０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、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鋳造した後、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上の均質化処理を施し、さらにリバーシング・ミルを用いて粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行なうにあたり、
（１） ３５０〜５９０℃の範囲内の温度で熱間粗圧延を開始し、
（２） 熱間粗圧延終了後、熱間仕上圧延を５０ｍｍ以下の板厚、２８０〜４５０℃の範囲内の温度で開始し、かつ熱間仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内、各圧延パス間の材料滞留時間を１０分以内として、熱間仕上圧延の各圧延パス（但し最終パスを除く）における次パス開始直前までの再結晶率を９０％以下に制御し、
（３） 熱間仕上圧延の各圧延パスにおいてコイル長手方向および幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御し、
（４） 熱間仕上圧延の終了温度を２３０〜３３０℃の範囲内、熱間仕上圧延終了板厚を１．５〜４．０ｍｍの範囲内とし、
（５） 熱間仕上圧延終了直後の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度を１００℃／ｈｒ以下とし、
（６） 以上の（１）〜（５）により、熱間仕上圧延終了後の室温に冷却された状態での再結晶率を９７％以下、立方体方位結晶粒の面積率を０．１〜５０％の範囲内に制御し、
その後、熱間圧延板に対して、２〜５０％の範囲内の圧延率で１次冷間圧延を行ない、さらに中間焼鈍として、１〜１００℃／秒の範囲内の平均昇温速度で３３０〜６２０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは１０分以下の保持を行なって、１〜１００℃／秒の範囲内の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍を施して材料を完全再結晶させることにより、立方体方位結晶粒の面積率を１〜７０％の範囲内に制御し、その後さらに５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なうことを特徴とする、缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。 - Ｍｇ０．５〜２．０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、かつＣｕ０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．０５〜０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、さらに必要に応じて０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、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鋳造した後、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上の均質化処理を施し、さらにリバーシング・ミルを用いて粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行なうにあたり、
（１） ３５０〜５９０℃の範囲内の温度で熱間粗圧延を開始し、
（２） 熱間粗圧延終了後、熱間仕上圧延を５０ｍｍ以下の板厚、２８０〜４５０℃の範囲内の温度で開始し、かつ熱間仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内、各圧延パス間の材料滞留時間を１０分以内として、熱間仕上圧延の各圧延パス（但し最終パスを除く）における次パス開始直前までの再結晶率を９０％以下に制御し、
（３） 熱間仕上圧延の各圧延パスにおいてコイル長手方向および幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御し、
（４） 熱間仕上圧延の終了温度を２３０〜３３０℃の範囲内、熱間仕上圧延終了板厚を１．５〜４．０ｍｍの範囲内とし、
（５） 熱間仕上圧延終了直後の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度を１００℃／ｈｒ以下とし、
（６） 以上の（１）〜（５）により、熱間仕上圧延終了後の室温に冷却された状態での再結晶率を９７％以下、立方体方位結晶粒の面積率を０．１〜５０％の範囲内に制御し、
その後、熱間圧延板に対して、２〜５０％の範囲内の圧延率で１次冷間圧延を行ない、さらに中間焼鈍として、１〜１００℃／秒の範囲内の平均昇温速度で３３０〜６２０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは１０分以下の保持を行なって、１〜１００℃／秒の範囲内の平均冷却速度で冷却する連続焼鈍を施して材料を完全再結晶させることにより、立方体方位結晶粒の面積率を１〜７０％の範囲内に制御し、その後さらに５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なうことを特徴とする、缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。 - Ｍｇ０．５〜２．０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、さらに必要に応じて０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、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鋳造した後、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上の均質化処理を施し、さらにリバーシング・ミルを用いて粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行なうにあたり、
（１） ３５０〜５９０℃の範囲内の温度で熱間粗圧延を開始し、
（２） 熱間粗圧延終了後、熱間仕上圧延を５０ｍｍ以下の板厚、２８０〜４５０℃の範囲内の温度で開始し、かつ熱間仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内、各圧延パス間の材料滞留時間を１０分以内として、熱間仕上圧延の各圧延パス（但し最終パスを除く）における次パス開始直前までの再結晶率を９０％以下に制御し、
（３） 熱間仕上圧延の各圧延パスにおいてコイル長手方向および幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御し、
（４） 熱間仕上圧延の終了温度を２３０〜３３０℃の範囲内、熱間仕上圧延終了板厚を１．５〜４．０ｍｍの範囲内とし、
（５） 熱間仕上圧延終了直後の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度を１００℃／ｈｒ以下とし、
（６） 以上の（１）〜（５）により、熱間仕上圧延終了後の室温に冷却された状態での再結晶率を９７％以下、立方体方位結晶粒の面積率を０．１〜５０％の範囲内に制御し、
その後、熱間圧延板に対して、２〜５０％の範囲内の圧延率で１次冷間圧延を行ない、さらに中間焼鈍として、０．１℃／秒以下の平均昇温速度で加熱して２５０〜５００℃の範囲内の温度に０．５時間以上保持して、０．１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却するバッチ焼鈍を施して材料を完全再結晶させることにより、立方体方位結晶粒の面積率を１〜７０％の範囲内に制御し、その後さらに５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なうことを特徴とする、缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。 - Ｍｇ０．５〜２．０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｆｅ０．１〜０．７％、Ｓｉ０．０５〜０．５％を含有し、かつＣｕ０．０５〜０．５％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｎ０．０５〜０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、さらに必要に応じて０．００５〜０．２０％のＴｉを単独でもしくは０．０００１〜０．０５％のＢと組合せて含有し、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鋳造した後、５２０〜６３０℃の範囲内の温度で１時間以上の均質化処理を施し、さらにリバーシング・ミルを用いて粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行なうにあたり、
（１） ３５０〜５９０℃の範囲内の温度で熱間粗圧延を開始し、
（２） 熱間粗圧延終了後、熱間仕上圧延を５０ｍｍ以下の板厚、２８０〜４５０℃の範囲内の温度で開始し、かつ熱間仕上圧延の各圧延パスでの圧下率を１０〜８０％の範囲内、各圧延パス間の材料滞留時間を１０分以内として、熱間仕上圧延の各圧延パス（但し最終パスを除く）における次パス開始直前までの再結晶率を９０％以下に制御し、
（３） 熱間仕上圧延の各圧延パスにおいてコイル長手方向および幅方向の板温度のばらつきを７０℃以内に制御し、
（４） 熱間仕上圧延の終了温度を２３０〜３３０℃の範囲内、熱間仕上圧延終了板厚を１．５〜４．０ｍｍの範囲内とし、
（５） 熱間仕上圧延終了直後の２３０〜３３０℃の範囲内の温度から室温までの平均冷却速度を１００℃／ｈｒ以下とし、
（６） 以上の（１）〜（５）により、熱間仕上圧延終了後の室温に冷却された状態での再結晶率を９７％以下、立方体方位結晶粒の面積率を０．１〜５０％の範囲内に制御し、
その後、熱間圧延板に対して、２〜５０％の範囲内の圧延率で１次冷間圧延を行ない、さらに中間焼鈍として、０．１℃／秒以下の平均昇温速度で加熱して２５０〜５００℃の範囲内の温度に０．５時間以上保持して、０．１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却するバッチ焼鈍を施して材料を完全再結晶させることにより、立方体方位結晶粒の面積率を１〜７０％の範囲内に制御し、その後さらに５０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行なうことを特徴とする、缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。 - 請求項１〜４のいずれかの請求項に記載の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法において、
前記最終冷間圧延を行なった後、さらに８０〜２００℃の範囲内の温度で０．１〜２４時間保持する最終焼鈍を施すことを特徴とする、缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21064499A JP3871473B2 (ja) | 1999-07-26 | 1999-07-26 | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21064499A JP3871473B2 (ja) | 1999-07-26 | 1999-07-26 | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001040461A JP2001040461A (ja) | 2001-02-13 |
| JP3871473B2 true JP3871473B2 (ja) | 2007-01-24 |
Family
ID=16592732
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21064499A Expired - Fee Related JP3871473B2 (ja) | 1999-07-26 | 1999-07-26 | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3871473B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5715413B2 (ja) * | 2010-12-28 | 2015-05-07 | 三菱アルミニウム株式会社 | 表面性状が良好な高強度缶ボディ用板材の製造方法 |
| EP3234208B1 (en) * | 2014-12-19 | 2020-04-29 | Novelis Inc. | Aluminum alloy suitable for the high speed production of aluminum bottle and the process of manufacturing thereof |
| EP3875629A1 (en) * | 2020-03-03 | 2021-09-08 | Elvalhalcor Hellenic Copper and Aluminium Industry S.A. | Method and installation for producing aluminum can sheet |
| CN114645163B (zh) * | 2022-03-24 | 2023-06-23 | 中铝东南材料院（福建）科技有限公司 | 汽车高光外装饰件用铝合金板材及其制造方法 |
| CN114875254A (zh) * | 2022-03-26 | 2022-08-09 | 河南中孚高精铝材有限公司 | 一种铝合金r0pp瓶盖用卷材的生产方法 |
| CN118002618A (zh) * | 2024-01-31 | 2024-05-10 | 北京弥天科技有限公司 | 一种铝合金带的热轧方法 |
-
1999
- 1999-07-26 JP JP21064499A patent/JP3871473B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001040461A (ja) | 2001-02-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4901757B2 (ja) | アルミニウム合金板、及びその製造方法 | |
| JP5568031B2 (ja) | ボトル缶用アルミニウム合金冷延板 | |
| JP3657738B2 (ja) | 耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2004244701A (ja) | 缶胴用アルミニウム合金冷間圧延板およびその素材として用いられるアルミニウム合金熱間圧延板 | |
| JP3871473B2 (ja) | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP3871462B2 (ja) | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP4257135B2 (ja) | 缶胴用アルミニウム合金硬質板 | |
| JP3644818B2 (ja) | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPS626740B2 (ja) | ||
| JPH11140576A (ja) | フランジ長さのばらつきの小さい缶胴体用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP3644819B2 (ja) | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2006037148A (ja) | 缶胴用アルミニウム合金硬質板およびその製造方法 | |
| JP2933501B2 (ja) | Ｄｉ缶底成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2005076041A (ja) | 缶胴用アルミニウム合金硬質板の製造方法 | |
| JP3713614B2 (ja) | 缶胴用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2001262261A (ja) | 缶底成形性に優れた缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2956038B2 (ja) | ひずみ模様の抑制に優れた絞りカップ用Ａｌ合金板とその製造方法 | |
| JPH0860283A (ja) | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2006283113A (ja) | 飲料缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP4034904B2 (ja) | アルミニウム缶胴材用熱間圧延板およびそれを用いた缶胴用板材 | |
| JPH10330897A (ja) | 深絞り成形用アルミニウム基合金板の製造方法 | |
| JP4202894B2 (ja) | Ｍｇ含有Ａｌ合金 | |
| JPH06228696A (ja) | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板 | |
| JPH05345963A (ja) | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH0813109A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060516 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060714 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20061010 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20061017 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091027 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121027 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121027 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151027 Year of fee payment: 9 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |