(57)【要約】      （修正有）【課題】ＤＩ成形を施し塗装焼付を行う飲料缶胴用に好適な、強度と成形性の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。【解決手段】Ｍｇ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０．６〜１．１％、Ｆｅ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％を含有し、さらにＣｒ：０．００１〜０．２％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｔｉ：０．０００１〜０．２％、Ｚｎ：０．００１〜０．２％の１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金板の製造方法として、前記組成の合金鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延後あるいは熱間圧延および冷間圧延後に溶体化処理を施し、次いで最終板厚まで冷間圧延を行う。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．２〜０．４％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．６〜１．１％、Ｆｅ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％を含有し、さらにＣｒ：０．００１〜０．２％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｔｉ：０．０００１〜０．２％、Ｚｎ：０．００１〜０．２％の１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物とからなる鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延後冷間圧延を行ったのち溶体化処理を施し、次いで最終板厚まで冷間圧延することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
【請求項２】
請求項１の合金組成を有する鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延後冷間圧延に先立って溶体化処理を施し、次いで最終板厚まで冷間圧延することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本願発明は、飲料缶胴用などとして好適なアルミニウム合金板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
飲料缶等には通常アルミニウム合金板に塗油を施し、カッピング、ＤＩ（Ｄｒａｗｉｎｇ ａｎｄ  Ｉｒｏｎｉｎｇ：深絞りとしごき）成形を施して缶胴とし、トリミング、洗浄、乾燥、外面および内面塗装焼付処理、ネッキングおよびフランジ加工を行い、これに飲料充填、缶蓋の巻き締めを行った２ピ−ス缶が多く用いられている。前記のアルミニウム合金板はアルミニウム合金鋳塊を均質化処理後に熱間圧延を行い、必要に応じて焼鈍を施し、次いで冷間圧延を行うことで製造される。通常はこれに加えて仕上げ焼鈍、脱脂、洗浄、潤滑油塗布等の仕上げ処理が施される。
【０００３】
近年、飲料缶のコストダウンの必要性から、飲料缶胴用アルミニウム合金板は薄肉化と高強度化が進んでおり、加えて、特に成形加工時には成形加工性が良く、さらに塗装焼付処理後の強度低下がない特性が要求されている。
【０００４】
従来上記用途に適用されていたアルミニウム合金は非熱処理合金であって、例えばＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系のＪＩＳ３００４合金の場合には塗装焼付処理による加熱により強度低下が生じる。また塗装焼付処理後の強度を確保するために素板の強度を上げれば成形加工時の成形性に問題を生じる欠点がある。前記ＪＩＳ３００４合金の場合、高強度化する方法として溶体化効果のある連続焼鈍炉による中間焼鈍を施して、缶胴材の耐圧強度に寄与する塗装焼付処理後の強度の低下を抑える方法が取られているが、これらの方法によっても、高強度を達成するためには高圧延率の冷間圧延を行う必要があり、その結果、成形性はそれほど損なわれなくとも耳率が高くなる傾向があるという問題がある。しかも、塗装焼付処理後の強度低下は少ないとはいえ、塗装焼付処理後の強度を充分なものとするためには素板の強度を高いものとしなければならず、その結果、ＤＩ成形時における変形抵抗が大きくなり、結局ト−タルの成形性が阻害されるという問題がある。一方、特許文献１〜２に示すような時効硬化により塗装焼付処理後の強度向上を図ることができるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金による缶胴用のアルミニウム合金板の提案もなされているが、Ｍｇの成分含有量が多いため、ＤＩ成形時の成型性を充分に満足させるものではなく、さらなる改善の余地があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭６３−１４９３４９号公報
【特許文献２】特開平０２−０９３０４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本願発明は、以上の従来技術における問題に鑑み、ＤＩ成形後に塗装焼付処理を施す飲料缶胴用に好適な、強度と成形性の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。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
発明者らは、上記目的を達成するため誠意研究を行った結果、従来のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系の非熱処理型アルミニウム合金の替わりに特定組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の熱処理型アルミニウム合金を用いることにより、特に缶成形後の塗装焼付処理による加熱により、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を微細に析出させ、従来の合金よりも塗装焼付処理後の強度が優れ、特にＭｇの成分含有量を０．２〜０．４％と特定することにより、ＤＩ成形時の成型性が優れることを発見し、本願発明に至ったものである。
【０００８】
すなわち、請求項１に記載の発明は、Ｍｇ：０．２〜０．４％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．６〜１．１％、Ｆｅ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％を含有し、さらにＣｒ：０．００１〜０．２％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｔｉ：０．０００１〜０．２％、Ｚｎ：０．００１〜０．２％の１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物とからなる鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延後冷間圧延を行ったのち溶体化処理を施し、次いで最終板厚まで冷間圧延することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法である。
【０００９】
また、請求項２に記載の発明は、請求項１の合金組成を有する鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延後冷間圧延に先立って溶体化処理を施し、次いで最終板厚まで冷間圧延することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１０】
本願発明の合金組成は優れた成型性を有するとともに、ＭｇとＳｉが、ＤＩ成形後の塗装焼付処理による加熱によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物として微細析出するため塗装焼付処理後も強度の優れた缶胴が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
まず本願発明におけ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。
【００１２】
Ｍｇはマトリックス中に固溶し、素板の強度を高めるとともに、Ｓｉ・Ｃｕとの共存によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を析出させて強化する効果がある。本願発明のように塗装焼付処理を施す用途においては、成形時には軟らかく成形後の塗装焼付処理による加熱によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物が微細に析出し強度を高めることから非常に効果がある。Ｍｇの含有量が０．２％未満では強化するには効果が少なく、０．４％を超えると素板の強度が上昇しすぎて成型性が低下する。
【００１３】
ＳｉはＭｇとともにＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物を析出させて強化する効果がある。Ｓｉの含有量が０．６％未満では強化するには効果が少なく、１．１％を超えると素板の強度が上昇しすぎて成型性が低下するとともに、Ｓｉ単体が析出して成形性を阻害する。
【００１４】
Ｆｅは強度向上に寄与するとともに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を形成して再結晶粒の微細化にも有効な元素である。Ｆｅの含有量が０．１％未満では効果がなく、１．０％を超えると晶出物が多くなりすぎて成型性を阻害するとともに、マトリックス中に固溶するＳｉ量が減少するため時効硬化による強化作用が低減する。
【００１５】
Ｃｕは強度向上に寄与し、Ｍｇとの共存によりＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を析出させて強化する効果がある。Ｃｕの含有量が０．０１％未満では効果がなく、０．４％を超えると、素板の強度が高くなりすぎて成型性を阻害するとともに、耐食性が劣化する。
【００１６】
Ｍｎは強度向上に寄与するとともに、再結晶粒の微細化にも有効な元素である。Ｍｎの含有量が０．０５％未満では効果がなく、１．０％を超えると、晶出物が多くなりすぎて成型性を阻害するとともに、マトリックス中に固溶するＳｉ量が減少するため時効硬化による強度の上昇が低下する。
【００１７】
上記元素のほかに、本願発明では下記のＣｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｎの1種又は2種以上を含有する。
【００１８】
Ｃｒは強度上昇に寄与するとともに、再結晶粒の微細化にも有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．００１％未満では効果がなく０．２％を超えると巨大晶出物が生じ成型性を阻害する。
【００１９】
Ｖは結晶粒の微細化に寄与するとともに、塗装焼付処理時の加熱による強度低下を抑制する効果がある。Ｖの含有量が０．００１％未満では効果がなく、０．２％を超えると鋳塊に粗大な化合物が生じ成型性を阻害するとともに、塗装焼付処理後の強度低下抑制効果が低下する。
【００２０】
Ｔｉは鋳造組織を微細化して成型性と強度の向上に寄与する効果がある。Ｔｉの含有量が０．０００１％未満では効果がなく０．２％を超えるとＴｉを含む粗大な晶出物が生じ、成型性を阻害する。
なお、この目的でＴｉは単独で添加しても良いが、結晶粒微細化効果向上のためにＢ：０．０００１〜０．０５％あるいはＣ：０．０００１〜０．０５％とともに添加してもかまわない。
【００２１】
Ｚｎは成型性と強度の向上に寄与する。Ｚｎの含有量が０．００１ｗｔ％未満では効果がなく、０．２％を超えるとＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物を形成し成型性を阻害するとともに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の析出が抑制され強化作用が低減する。また耐食性を劣化させる。
【００２２】
以上の各成分の残部はＡｌ及び不可避的不純物とする。
【００２３】
次に本願発明合金板の製造法について説明する。
まず、上記限定の合金組成を有するアルミニウム合金溶湯を常法に従ってＤＣ鋳造（半連続鋳造）する。
【００２４】
均質化熱処理：得られた鋳塊は均質化処理を行う。均質化処理については鋳塊の偏析を均質化するために行う。均質化処理条件は、５００〜５６０℃で３時間以上の保持が好ましい。
【００２５】
熱間圧延：上記均質化処理の後に引き続き熱間圧延を行う。熱間圧延の上がりの条件は特に規制はしないが、熱延性を考慮すると２００℃以上の上がり温度とすることが好ましい。また、３００℃以上では熱延終了時にその余熱によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が粗大に析出するため、後工程での溶体化処理において固溶させきれず充分な溶体化効果が得られない。従って、熱延上がり温度は２００〜３００℃が望ましい。また、熱延上がりの板厚は巻取性を考慮すると１０ｍｍ以下が好ましい。
【００２６】
冷間圧延：上記熱間圧延を行ったのち、あるいは熱間圧延後溶体化処理を施したのち冷間圧延を行う。
冷間圧延は加工硬化による最終板の強度向上のため、最終板厚までの圧延率を３０％以上とするのが好ましい。３０％未満では充分な加工硬化が得られず強度を確保できない。冷間圧延が熱間圧延後溶体化処理に先立って行う場合は、溶体化処理での結晶粒の微細化をさらに向上させることができる。冷間圧延が熱間圧延後溶体化処理を施したのち行う場合は、加工硬化により最終板の強度をさらに向上させることができる。
【００２７】
溶体化処理：上記冷間圧延を行ったのち、あるいは熱間圧延後冷間圧延に先立って溶体化処理を施す。
溶体化処理は合金中へのＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶促進のため、加熱温度を４５０〜５８０℃の範囲が好ましい。４５０℃未満ではＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶が充分に行われず強度向上に寄与しなくなるともに、塗装焼付処理時の加熱による時効硬化性が低下する。また５８０℃を超える温度ではバ−ニングによるＭｇの局部的な溶解が起こるため好ましくない。加熱保持時間は２ｍｉｎ以内が好ましく、２ｍｉｎを越える保持時間では結晶粒の粗大化によって最終板の外観劣化、あるいは成型性が低下する。溶体化処理方法は通常のバッチ焼鈍後急速冷却する方法でも急速加熱・急速冷却する連続焼鈍でもよいが、連続焼鈍法が結晶粒微細化による成形性の向上、および生産性の向上の点から望ましい。また溶体化加熱後の冷却過程でのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の析出を防ぎ最終板の強度を確保する見地から、冷却速度１℃／ｓｅｃ以上で１００℃以下まで冷却することが望ましい。
【００２８】
上記溶体化処理を施したのち、最終板厚まで冷間圧延を行う。なお、以上のような本発明のアルミニウム合金板を飲料缶等の缶胴材として使用するにあたっては、ＤＩ成形を施し、さらに塗装焼付処理を行うのが通常であり、また塗装焼付処理時には１５０〜２５０℃で加熱するのが通常である。ＤＩ成形においては、既に述べたようにＭｇの含有量が０．２〜０．４ｗｔ％とされているため、良好な成形性を示す。また、上記溶体化処理によりＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕが充分に固溶されているため、塗装焼付処理による加熱により、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の微細析出が起こり、時効硬化による強度の向上が期待できる。
【００２９】
また、最終板厚まで冷間圧延して得られたアルミニウム合金板に対して、熱可塑性樹脂を被覆してもよい。一般に熱可塑性樹脂は優れた加工性を有しているため、缶胴成形前のアルミニウム合金板に予め施すことが可能であり、缶胴成形後に防食性の保護塗装を施す場合に比して、塗装工程の能率化及び簡略化が可能となり、生産性の向上の点から望ましい。さらに、熱可塑性樹脂を被覆することによって、ＤＩ成形時の成形性が向上する効果も期待できる。
【００３０】
熱可塑性樹脂被覆に先立って前処理皮膜としては、化成皮膜または陽極酸化皮膜が熱可塑性樹脂との密着性に優れ望ましい。特に化成皮膜は、簡略な設備で形成でき、コスト的にも有利なため、工業上特に望ましいと言える。化成皮膜はリン酸亜鉛法、ベーマイト法、MBV法、またはEW法（アルカリークロム酸塩系）、アロヂン法（クロム酸塩系、リン酸―クロム酸塩系）などの化成処理により形成される。陽極酸化皮膜は硫酸、しゅう酸、クロム酸、有機酸などの電解液を用いた陽極酸化処理により形成される。
【００３１】
熱可塑性樹脂の厚さは１０μｍでは膜厚が薄すぎて成形加工時に破れるおそれがあり、３０μｍを超えるとコスト高になる。このため熱可塑性樹脂の厚さは１０〜３０μｍが望ましい。
【００３２】
熱可塑性樹脂にはポリエチレンテレフタラートなどのポリエステル系、ポリプロピレンやポリエチレンなどのポリオレフィン系、ナイロンなどのポリアミド系などの通常使用される熱可塑性樹脂が用いられる。
【００３３】
被覆方法は熱可塑性樹脂を融点以上に加熱して熱圧着する方法が好ましい。熱圧着温度が２００℃未満では充分な密着性が得られず、ＤＩ成形時に剥離が生じるおそれがある。一方、３００℃を超える温度では、熱可塑性樹脂が変質するとともに、被覆する熱可塑性樹脂が溶融し、被覆工程が不可能となる。したがって、熱可塑性樹脂を熱圧着する温度は、２００〜３００℃が好ましい。本願発明においては、熱可塑性樹脂を熱圧着により被覆する際の加熱により、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の微細析出が起こり、時効硬化による強度の向上が期待できる。なお、前記熱可塑性樹脂を被覆する工程における加熱による時効硬化により、ＤＩ成形前の強度が向上しても、上記のとおり熱可塑性樹脂を被覆することによって、ＤＩ成形時の成形性が向上するため、熱可塑性樹脂被覆アルミニウム合金板をＤＩ成形する際に成形性は損なわれない。したがって、熱可塑性樹脂を被覆することにより高強度で薄肉化が実現できると言える。
【００３４】
また、本願発明においては最終板厚に冷間圧延したのち１００〜２５０℃の温度で熱処理を施してもよい。この熱処理はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の微細析出を図るためであり、最終板の強度をさらに向上させ、塗装焼付処理後に所望の強度を得ることができる。１００℃未満では強度の向上効果が不充分であり、２５０℃を越えると前記化合物が粗大化して成型性を阻害する可能性がある。なお、前記熱処理を施す場合、ＤＩ成形時の成形性を向上させる目的で、熱可塑性樹脂を被覆するのが好ましい。
このようにして、缶胴の強度は(1)ＤＩ成形後の１５０〜２５０℃の温度での塗装焼付処理、あるいは(2)ＤＩ成形前に熱可塑性樹脂の２００〜３００℃の温度での熱圧着、および(3)最終板厚に冷間圧延したのち１００〜２５０℃の温度での熱処理の(1)〜(3)による時効硬化によって付与される。
以上のように、アルミニウム合金の組成および製造法などを限定することにより、飲料缶胴用などとして好適なアルミニウム合金板が得られる。
【実施例１】
【００３５】
表１に示す組成のアルミニウム合金をＤＣ鋳造法により厚さ５００ｍｍの鋳塊とし、これを表２に示す工程に従ってアルミニウム合金板を製造した。なお、表１に示す組成において、成分の含有量が０．００１％未満の場合は「−」と表記した。
【００３６】
【表１】
2010189730.tif 000002
【００３７】
表２に示す製造工程aは、本願発明の第１発明であり、上記合金鋳塊に均質化処理を施したのち熱間圧延により厚さ２ｍｍの板に圧延し、次いで冷間圧延により厚さ０．６ｍｍの板に圧延したのち連続焼鈍炉により５５０℃×１５ｓｅｃの溶体化処理を施し、空冷後冷間圧延により厚さ０．３ｍｍの板に圧延する工程である。
【００３８】
製造工程bは、本願発明の第２発明であり、熱間圧延までは前記製造工程aと同様であるが、熱間圧延後冷間圧延に先立って溶体化処理を施す工程である。
【００３９】
【表２】
2010189730.tif 000003
【００４０】
また、本願発明の実施の態様として、製造工程cは最終板厚に冷間圧延するまでは前記製造工程aと同様であるが、得られたアルミニウム合金板に対して、熱可塑性樹脂を被覆する工程である。厚さ０．３ｍｍのアルミニウム合金板の両面に前処理としてアルカリエッチング後リン酸クロメート処理を施してＣｒを１５ｍｇ／ｄｍ２の厚さに形成し、次いで熱可塑性樹脂としてメリネックス８５０の１５μｍを２７０℃で熱圧着して熱可塑性樹脂被覆アルミニウム合金板を製造した。
【００４１】
本願発明の他の実施の態様として、製造工程dは最終板厚に冷間圧延するまでは前記製造工程aと同様であるが、厚さ０．３ｍｍに圧延したアルミニウム合金板に１２０℃×８ｈｒの熱処理を施す工程である。そして前記熱処理を施したのち上記と同様に熱可塑性樹脂を被覆した。
【００４２】
製造工程eおよびfは、本発明で規定する範囲から外れたものである。すなわち製造工程eは溶体化処理温度が４３０℃と低く、本発明で規定する４５０〜５８０℃の範囲を外れており、また製造工程fは熱間圧延上がり温度が３６０℃と高く、本発明で規定する２００〜３００℃の範囲を外れている。
【００４３】
以上の製造工程により得られたアルミニウム合金板について強度、しごき成型性、耐圧強度を評価した。結果は表３に示した。なお、前記の各特性値は次の方法により測定した。
【００４４】
引張試験：ＪＩＳ５号ＴＰを用いて行い、塗装焼付処理相当の熱処理（２００℃×１５ｍｉｎ）前後の引張強さと耐力を測定した。なお、表３に示す特性において、塗装焼付処理相当の熱処理前を「素板」と表記し、また塗装焼付処理相当の熱処理後を「空焼き後」と表記した。
【００４５】
しごき成型性：１２０ｓｐｍのストローク速度にて、第一しごきおよび第二しごきのダイス内径を固定し、第三しごきにおけるダイス内径を変化させることで、第三しごきのしごき率を変化させていき、成形できる最大のしごき率を第三しごきにおける限界しごき率とした（しごき率＝｛１−（第三しごき後の缶胴側壁厚さ）／第二しごき後の缶胴側壁厚さ｝×１００（％））。第三しごきにおける限界しごき率が４７％以上を「○」、４７％未満を「×」とした。
【００４６】
耐圧強度：ＤＩ成形した缶に対し塗装焼付処理相当の熱処理（２００℃×１５ｍｉｎ）を施し、エアー式の耐圧試験機にてドーム成形したボトムがバックリングする圧力を測定した。圧力が６．８ｋｇｆ／ｃｍ２以上を「○」、６．８ｋｇｆ／ｃｍ２未満を「×」とした。
【００４７】
【表３】
2010189730.tif 000004
【００４８】
表３から明らかなように合金組成が本願発明の範囲にあるＮｏ．１〜１２の合金板は、強度が優れており、しごき成型性および耐圧強度の全てが良好であった。
【００４９】
これに対して、Ｎｏ．１３〜２３の比較例については、以下に示す問題が発生した。
Ｎｏ．１３はＭｇ量が０．２％未満で過小のため空焼き後の耐力が低く、耐圧強度が劣る。
Ｎｏ．１４はＭｇ量が０．４％を超えて過多のため素板の引張強さが高く、しごき成型性が劣る。
Ｎｏ．１５はＳｉ量が０．６％未満で過小のため空焼き後の耐力が低く、耐圧強度が劣る。
Ｎｏ．１６はＳｉ量が１．１％を超えて過多のため素板の引張強さが高く、またＳｉ単体が析出してしごき成型性が劣る。
Ｎｏ．１７はＦｅ量が１．０％を超えて過多のため晶出物が多くなりすぎて、しごき成型性が劣る。
Ｎｏ．１８はＣｕ量が０．４％を超えて過多のため素板の引張強さが高く、しごき成型性が劣る。
Ｎｏ．１９はＭｎ量が１．０％を超えて過多のため晶出物が多くなりすぎて、しごき成型性が劣る。
Ｎｏ．２０はＣｒ量が０．２％を超えて過多のため巨大晶出物が生じ、しごき成型性が劣る。またＶ量が０．２％を超えて過多のため粗大な化合物が生じ、しごき成型性が劣る。
Ｎｏ．２１はＴｉ量が０．２％を超えて過多のため粗大な晶出物が生じ、しごき成型性が劣る。またＺｎ量が０．２％を超えて過多のためＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ化合物を形成し、しごき成形性が劣る。
Ｎｏ．２２は、溶体化処理温度が４５０℃未満で低いため、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶が充分に行われず、時効硬化性が低下し空焼き後の耐力が低く、耐圧強度が劣る。
Ｎｏ．２３は、熱間圧延上がり温度が３００℃を超えて高いため、熱間圧延終了後にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が粗大に析出し、溶体化処理において固溶させきれないため充分な溶体化効果が得られず、時効硬化性が低下し空焼き後の耐力が低く、耐圧強度が劣る。
【手続補正書】
【提出日】平成21年4月1日(2009.4.1)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本願発明は、飲料缶胴用などとして好適なアルミニウム合金板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
飲料缶等には通常アルミニウム合金板に塗油を施し、カッピング、ＤＩ（Ｄｒａｗｉｎｇ ａｎｄ  Ｉｒｏｎｉｎｇ：深絞りとしごき）成形を施して缶胴とし、トリミング、洗浄、乾燥、外面および内面塗装焼付処理、ネッキングおよびフランジ加工を行い、これに飲料充填、缶蓋の巻き締めを行った２ピ−ス缶が多く用いられている。前記のアルミニウム合金板はアルミニウム合金鋳塊を均質化処理後に熱間圧延を行い、必要に応じて焼鈍を施し、次いで冷間圧延を行うことで製造される。通常はこれに加えて仕上げ焼鈍、脱脂、洗浄、潤滑油塗布等の仕上げ処理が施される。
【０００３】
近年、飲料缶のコストダウンの必要性から、飲料缶胴用アルミニウム合金板は薄肉化と高強度化が進んでおり、加えて、特に成形加工時には成形加工性が良く、さらに塗装焼付処理後の強度低下がない特性が要求されている。
【０００４】
従来上記用途に適用されていたアルミニウム合金は非熱処理合金であって、例えばＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系のＪＩＳ３００４合金の場合には塗装焼付処理による加熱により強度低下が生じる。また塗装焼付処理後の強度を確保するために素板の強度を上げれば成形加工時の成形性に問題を生じる欠点がある。前記ＪＩＳ３００４合金の場合、高強度化する方法として溶体化効果のある連続焼鈍炉による中間焼鈍を施して、缶胴材の耐圧強度に寄与する塗装焼付処理後の強度の低下を抑える方法が取られているが、これらの方法によっても、高強度を達成するためには高圧延率の冷間圧延を行う必要があり、その結果、成形性はそれほど損なわれなくとも耳率が高くなる傾向があるという問題がある。しかも、塗装焼付処理後の強度低下は少ないとはいえ、塗装焼付処理後の強度を充分なものとするためには素板の強度を高いものとしなければならず、その結果、ＤＩ成形時における変形抵抗が大きくなり、結局ト−タルの成形性が阻害されるという問題がある。一方、特許文献１〜２に示すような時効硬化により塗装焼付処理後の強度向上を図ることができるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金による缶胴用のアルミニウム合金板の提案もなされているが、Ｍｇの成分含有量が多いため、ＤＩ成形時の成形性を充分に満足させるものではなく、さらなる改善の余地があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭６３−１４９３４９号公報
【特許文献２】特開平０２−０９３０４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本願発明は、以上の従来技術における問題に鑑み、ＤＩ成形後に塗装焼付処理を施す飲料缶胴用に好適な、強度と成形性の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。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
発明者らは、上記目的を達成するため誠意研究を行った結果、従来のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系の非熱処理型アルミニウム合金の替わりに特定組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の熱処理型アルミニウム合金を用いることにより、特に缶成形後の塗装焼付処理による加熱により、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を微細に析出させ、従来の合金よりも塗装焼付処理後の強度が優れ、特にＭｇの成分含有量を０．２〜０．４％と特定することにより、ＤＩ成形時の成形性が優れることを発見し、本願発明に至ったものである。
【０００８】
すなわち、請求項１に記載の発明は、Ｍｇ：０．２〜０．４％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．６〜１．１％、Ｆｅ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％を含有し、さらにＣｒ：０．００１〜０．２％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｔｉ：０．０００１〜０．２％、Ｚｎ：０．００１〜０．２％の１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物とからなる鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延後冷間圧延を行ったのち溶体化処理を施し、次いで最終板厚まで冷間圧延することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法である。
【０００９】
また、請求項２に記載の発明は、請求項１の合金組成を有する鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延後冷間圧延に先立って溶体化処理を施し、次いで最終板厚まで冷間圧延することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１０】
本願発明の合金組成は優れた成形性を有するとともに、ＭｇとＳｉが、ＤＩ成形後の塗装焼付処理による加熱によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物として微細析出するため塗装焼付処理後も強度の優れた缶胴が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
まず本願発明におけ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。
【００１２】
Ｍｇはマトリックス中に固溶し、素板の強度を高めるとともに、Ｓｉ・Ｃｕとの共存によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を析出させて強化する効果がある。本願発明のように塗装焼付処理を施す用途においては、成形時には軟らかく成形後の塗装焼付処理による加熱によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物が微細に析出し強度を高めることから非常に効果がある。Ｍｇの含有量が０．２％未満では強化するには効果が少なく、０．４％を超えると素板の強度が上昇しすぎて成形性が低下する。
【００１３】
ＳｉはＭｇとともにＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物を析出させて強化する効果がある。Ｓｉの含有量が０．６％未満では強化するには効果が少なく、１．１％を超えると素板の強度が上昇しすぎて成形性が低下するとともに、Ｓｉ単体が析出して成形性を阻害する。
【００１４】
Ｆｅは強度向上に寄与するとともに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を形成して再結晶粒の微細化にも有効な元素である。Ｆｅの含有量が０．１％未満では効果がなく、１．０％を超えると晶出物が多くなりすぎて成形性を阻害するとともに、マトリックス中に固溶するＳｉ量が減少するため時効硬化による強化作用が低減する。
【００１５】
Ｃｕは強度向上に寄与し、Ｍｇとの共存によりＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を析出させて強化する効果がある。Ｃｕの含有量が０．０１％未満では効果がなく、０．４％を超えると、素板の強度が高くなりすぎて成形性を阻害するとともに、耐食性が劣化する。
【００１６】
Ｍｎは強度向上に寄与するとともに、再結晶粒の微細化にも有効な元素である。Ｍｎの含有量が０．０５％未満では効果がなく、１．０％を超えると、晶出物が多くなりすぎて成形性を阻害するとともに、マトリックス中に固溶するＳｉ量が減少するため時効硬化による強度の上昇が低下する。
【００１７】
上記元素のほかに、本願発明では下記のＣｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｎの1種又は2種以上を含有する。
【００１８】
Ｃｒは強度上昇に寄与するとともに、再結晶粒の微細化にも有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．００１％未満では効果がなく０．２％を超えると巨大晶出物が生じ成形性を阻害する。
【００１９】
Ｖは結晶粒の微細化に寄与するとともに、塗装焼付処理時の加熱による強度低下を抑制する効果がある。Ｖの含有量が０．００１％未満では効果がなく、０．２％を超えると鋳塊に粗大な化合物が生じ成形性を阻害するとともに、塗装焼付処理後の強度低下抑制効果が低下する。
【００２０】
Ｔｉは鋳造組織を微細化して成形性と強度の向上に寄与する効果がある。Ｔｉの含有量が０．０００１％未満では効果がなく０．２％を超えるとＴｉを含む粗大な晶出物が生じ、成形性を阻害する。
なお、この目的でＴｉは単独で添加しても良いが、結晶粒微細化効果向上のためにＢ：０．０００１〜０．０５％あるいはＣ：０．０００１〜０．０５％とともに添加してもかまわない。
【００２１】
Ｚｎは成形性と強度の向上に寄与する。Ｚｎの含有量が０．００１ｗｔ％未満では効果がなく、０．２％を超えるとＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物を形成し成形性を阻害するとともに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の析出が抑制され強化作用が低減する。また耐食性を劣化させる。
【００２２】
以上の各成分の残部はＡｌ及び不可避的不純物とする。
【００２３】
次に本願発明合金板の製造法について説明する。
まず、上記限定の合金組成を有するアルミニウム合金溶湯を常法に従ってＤＣ鋳造（半連続鋳造）する。
【００２４】
均質化熱処理：得られた鋳塊は均質化処理を行う。均質化処理については鋳塊の偏析を均質化するために行う。均質化処理条件は、５００〜５６０℃で３時間以上の保持が好ましい。
【００２５】
熱間圧延：上記均質化処理の後に引き続き熱間圧延を行う。熱間圧延の上がりの条件は特に規制はしないが、熱延性を考慮すると２００℃以上の上がり温度とすることが好ましい。また、３００℃以上では熱延終了時にその余熱によりＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が粗大に析出するため、後工程での溶体化処理において固溶させきれず充分な溶体化効果が得られない。従って、熱延上がり温度は２００〜３００℃が望ましい。また、熱延上がりの板厚は巻取性を考慮すると１０ｍｍ以下が好ましい。
【００２６】
冷間圧延：上記熱間圧延を行ったのち、あるいは熱間圧延後溶体化処理を施したのち冷間圧延を行う。
冷間圧延は加工硬化による最終板の強度向上のため、最終板厚までの圧延率を３０％以上とするのが好ましい。３０％未満では充分な加工硬化が得られず強度を確保できない。冷間圧延が熱間圧延後溶体化処理に先立って行う場合は、溶体化処理での結晶粒の微細化をさらに向上させることができる。冷間圧延が熱間圧延後溶体化処理を施したのち行う場合は、加工硬化により最終板の強度をさらに向上させることができる。
【００２７】
溶体化処理：上記冷間圧延を行ったのち、あるいは熱間圧延後冷間圧延に先立って溶体化処理を施す。
溶体化処理は合金中へのＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶促進のため、加熱温度を４５０〜５８０℃の範囲が好ましい。４５０℃未満ではＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶が充分に行われず強度向上に寄与しなくなるともに、塗装焼付処理時の加熱による時効硬化性が低下する。また５８０℃を超える温度ではバ−ニングによるＭｇの局部的な溶解が起こるため好ましくない。加熱保持時間は２ｍｉｎ以内が好ましく、２ｍｉｎを越える保持時間では結晶粒の粗大化によって最終板の外観劣化、あるいは成形性が低下する。溶体化処理方法は通常のバッチ焼鈍後急速冷却する方法でも急速加熱・急速冷却する連続焼鈍でもよいが、連続焼鈍法が結晶粒微細化による成形性の向上、および生産性の向上の点から望ましい。また溶体化加熱後の冷却過程でのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の析出を防ぎ最終板の強度を確保する見地から、冷却速度１℃／ｓｅｃ以上で１００℃以下まで冷却することが望ましい。
【００２８】
上記溶体化処理を施したのち、最終板厚まで冷間圧延を行う。なお、以上のような本発明のアルミニウム合金板を飲料缶等の缶胴材として使用するにあたっては、ＤＩ成形を施し、さらに塗装焼付処理を行うのが通常であり、また塗装焼付処理時には１５０〜２５０℃で加熱するのが通常である。ＤＩ成形においては、既に述べたようにＭｇの含有量が０．２〜０．４ｗｔ％とされているため、良好な成形性を示す。また、上記溶体化処理によりＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕが充分に固溶されているため、塗装焼付処理による加熱により、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の微細析出が起こり、時効硬化による強度の向上が期待できる。
【００２９】
また、最終板厚まで冷間圧延して得られたアルミニウム合金板に対して、熱可塑性樹脂を被覆してもよい。一般に熱可塑性樹脂は優れた加工性を有しているため、缶胴成形前のアルミニウム合金板に予め施すことが可能であり、缶胴成形後に防食性の保護塗装を施す場合に比して、塗装工程の能率化及び簡略化が可能となり、生産性の向上の点から望ましい。さらに、熱可塑性樹脂を被覆することによって、ＤＩ成形時の成形性が向上する効果も期待できる。
【００３０】
熱可塑性樹脂被覆に先立って前処理皮膜としては、化成皮膜または陽極酸化皮膜が熱可塑性樹脂との密着性に優れ望ましい。特に化成皮膜は、簡略な設備で形成でき、コスト的にも有利なため、工業上特に望ましいと言える。化成皮膜はリン酸亜鉛法、ベーマイト法、MBV法、またはEW法（アルカリークロム酸塩系）、アロヂン法（クロム酸塩系、リン酸―クロム酸塩系）などの化成処理により形成される。陽極酸化皮膜は硫酸、しゅう酸、クロム酸、有機酸などの電解液を用いた陽極酸化処理により形成される。
【００３１】
熱可塑性樹脂の厚さは１０μｍでは膜厚が薄すぎて成形加工時に破れるおそれがあり、３０μｍを超えるとコスト高になる。このため熱可塑性樹脂の厚さは１０〜３０μｍが望ましい。
【００３２】
熱可塑性樹脂にはポリエチレンテレフタラートなどのポリエステル系、ポリプロピレンやポリエチレンなどのポリオレフィン系、ナイロンなどのポリアミド系などの通常使用される熱可塑性樹脂が用いられる。
【００３３】
被覆方法は熱可塑性樹脂を融点以上に加熱して熱圧着する方法が好ましい。熱圧着温度が２００℃未満では充分な密着性が得られず、ＤＩ成形時に剥離が生じるおそれがある。一方、３００℃を超える温度では、熱可塑性樹脂が変質するとともに、被覆する熱可塑性樹脂が溶融し、被覆工程が不可能となる。したがって、熱可塑性樹脂を熱圧着する温度は、２００〜３００℃が好ましい。本願発明においては、熱可塑性樹脂を熱圧着により被覆する際の加熱により、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の微細析出が起こり、時効硬化による強度の向上が期待できる。なお、前記熱可塑性樹脂を被覆する工程における加熱による時効硬化により、ＤＩ成形前の強度が向上しても、上記のとおり熱可塑性樹脂を被覆することによって、ＤＩ成形時の成形性が向上するため、熱可塑性樹脂被覆アルミニウム合金板をＤＩ成形する際に成形性は損なわれない。したがって、熱可塑性樹脂を被覆することにより高強度で薄肉化が実現できると言える。
【００３４】
また、本願発明においては最終板厚に冷間圧延したのち１００〜２５０℃の温度で熱処理を施してもよい。この熱処理はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の微細析出を図るためであり、最終板の強度をさらに向上させ、塗装焼付処理後に所望の強度を得ることができる。１００℃未満では強度の向上効果が不充分であり、２５０℃を越えると前記化合物が粗大化して成形性を阻害する可能性がある。なお、前記熱処理を施す場合、ＤＩ成形時の成形性を向上させる目的で、熱可塑性樹脂を被覆するのが好ましい。
このようにして、缶胴の強度は(1)ＤＩ成形後の１５０〜２５０℃の温度での塗装焼付処理、あるいは(2)ＤＩ成形前に熱可塑性樹脂の２００〜３００℃の温度での熱圧着、および(3)最終板厚に冷間圧延したのち１００〜２５０℃の温度での熱処理の(1)〜(3)による時効硬化によって付与される。
以上のように、アルミニウム合金の組成および製造法などを限定することにより、飲料缶胴用などとして好適なアルミニウム合金板が得られる。
【実施例１】
【００３５】
表１に示す組成のアルミニウム合金をＤＣ鋳造法により厚さ５００ｍｍの鋳塊とし、これを表２に示す工程に従ってアルミニウム合金板を製造した。なお、表１に示す組成において、成分の含有量が０．００１％未満の場合は「−」と表記した。
【００３６】
【表１】
2010189730.tif 000005
【００３７】
表２に示す製造工程aは、本願発明の第１発明であり、上記合金鋳塊に均質化処理を施したのち熱間圧延により厚さ２ｍｍの板に圧延し、次いで冷間圧延により厚さ０．６ｍｍの板に圧延したのち連続焼鈍炉により５５０℃×１５ｓｅｃの溶体化処理を施し、空冷後冷間圧延により厚さ０．３ｍｍの板に圧延する工程である。
【００３８】
製造工程bは、本願発明の第２発明であり、熱間圧延までは前記製造工程aと同様であるが、熱間圧延後冷間圧延に先立って溶体化処理を施す工程である。
【００３９】
【表２】
2010189730.tif 000006
【００４０】
また、本願発明の実施の態様として、製造工程cは最終板厚に冷間圧延するまでは前記製造工程aと同様であるが、得られたアルミニウム合金板に対して、熱可塑性樹脂を被覆する工程である。厚さ０．３ｍｍのアルミニウム合金板の両面に前処理としてアルカリエッチング後リン酸クロメート処理を施してＣｒを１５ｍｇ／ｄｍ２の厚さに形成し、次いで熱可塑性樹脂としてメリネックス８５０の１５μｍを２７０℃で熱圧着して熱可塑性樹脂被覆アルミニウム合金板を製造した。
【００４１】
本願発明の他の実施の態様として、製造工程dは最終板厚に冷間圧延するまでは前記製造工程aと同様であるが、厚さ０．３ｍｍに圧延したアルミニウム合金板に１２０℃×８ｈｒの熱処理を施す工程である。そして前記熱処理を施したのち上記と同様に熱可塑性樹脂を被覆した。
【００４２】
製造工程eおよびfは、本発明で規定する範囲から外れたものである。すなわち製造工程eは溶体化処理温度が４３０℃と低く、本発明で規定する４５０〜５８０℃の範囲を外れており、また製造工程fは熱間圧延上がり温度が３６０℃と高く、本発明で規定する２００〜３００℃の範囲を外れている。
【００４３】
以上の製造工程により得られたアルミニウム合金板について強度、しごき成形性、耐圧強度を評価した。結果は表３に示した。なお、前記の各特性値は次の方法により測定した。
【００４４】
引張試験：ＪＩＳ５号ＴＰを用いて行い、塗装焼付処理相当の熱処理（２００℃×１５ｍｉｎ）前後の引張強さと耐力を測定した。なお、表３に示す特性において、塗装焼付処理相当の熱処理前を「素板」と表記し、また塗装焼付処理相当の熱処理後を「空焼き後」と表記した。
【００４５】
しごき成形性：１２０ｓｐｍのストローク速度にて、第一しごきおよび第二しごきのダイス内径を固定し、第三しごきにおけるダイス内径を変化させることで、第三しごきのしごき率を変化させていき、成形できる最大のしごき率を第三しごきにおける限界しごき率とした（しごき率＝｛１−（第三しごき後の缶胴側壁厚さ）／第二しごき後の缶胴側壁厚さ｝×１００（％））。第三しごきにおける限界しごき率が４７％以上を「○」、４７％未満を「×」とした。
【００４６】
耐圧強度：ＤＩ成形した缶に対し塗装焼付処理相当の熱処理（２００℃×１５ｍｉｎ）を施し、エアー式の耐圧試験機にてドーム成形したボトムがバックリングする圧力を測定した。圧力が６．８ｋｇｆ／ｃｍ２以上を「○」、６．８ｋｇｆ／ｃｍ２未満を「×」とした。
【００４７】
【表３】
2010189730.tif 000007
【００４８】
表３から明らかなように合金組成が本願発明の範囲にあるＮｏ．１〜１２の合金板は、強度が優れており、しごき成形性および耐圧強度の全てが良好であった。
【００４９】
これに対して、Ｎｏ．１３〜２３の比較例については、以下に示す問題が発生した。
Ｎｏ．１３はＭｇ量が０．２％未満で過小のため空焼き後の耐力が低く、耐圧強度が劣る。
Ｎｏ．１４はＭｇ量が０．４％を超えて過多のため素板の引張強さが高く、しごき成形性が劣る。
Ｎｏ．１５はＳｉ量が０．６％未満で過小のため空焼き後の耐力が低く、耐圧強度が劣る。
Ｎｏ．１６はＳｉ量が１．１％を超えて過多のため素板の引張強さが高く、またＳｉ単体が析出してしごき成形性が劣る。
Ｎｏ．１７はＦｅ量が１．０％を超えて過多のため晶出物が多くなりすぎて、しごき成形性が劣る。
Ｎｏ．１８はＣｕ量が０．４％を超えて過多のため素板の引張強さが高く、しごき成形性が劣る。
Ｎｏ．１９はＭｎ量が１．０％を超えて過多のため晶出物が多くなりすぎて、しごき成形性が劣る。
Ｎｏ．２０はＣｒ量が０．２％を超えて過多のため巨大晶出物が生じ、しごき成形性が劣る。またＶ量が０．２％を超えて過多のため粗大な化合物が生じ、しごき成形性が劣る。
Ｎｏ．２１はＴｉ量が０．２％を超えて過多のため粗大な晶出物が生じ、しごき成形性が劣る。またＺｎ量が０．２％を超えて過多のためＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ化合物を形成し、しごき成形性が劣る。
Ｎｏ．２２は、溶体化処理温度が４５０℃未満で低いため、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶が充分に行われず、時効硬化性が低下し空焼き後の耐力が低く、耐圧強度が劣る。
Ｎｏ．２３は、熱間圧延上がり温度が３００℃を超えて高いため、熱間圧延終了後にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が粗大に析出し、溶体化処理において固溶させきれないため充分な溶体化効果が得られず、時効硬化性が低下し空焼き後の耐力が低く、耐圧強度が劣る。