(57)【要約】  バッチ炉を用いた場合でも低耳率を有し、かつ、深絞り性に優れたＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金、ならびに、その製造方法を提供する。  Ｓｉ：０．１０〜０．６０ｍａｓｓ％（以下、％）、Ｆｅ：０．１０〜０．８０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｍｇ：０．８０〜１．３０％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなるアルミニウム合金からなり、当該アルミニウム合金鋳塊から熱間圧延板と中間焼鈍板を経て最終板としたアルミニウム合金板であって、最終板におけるＣｕｂｅ方位密度（ＣｕｂｅＯ）がランダム方位密度に対して２．００倍以上であり、かつ、ＣｕｂｅＯとＳ方位密度（ＳＯ）との比（ＣｕｂｅＯ／ＳＯ）が０．４０〜１．００であり、空焼き後において、１８０〜２２０ＭＰａの耐力及び２３０ＭＰａ以上の引張強度を有するＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板、ならびに、その製造方法。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．１０〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．１０〜０．８０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．８０〜１．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなるアルミニウム合金からなり、当該アルミニウム合金の鋳塊から少なくとも熱間圧延板と中間焼鈍板を経て最終板としたアルミニウム合金板であって、最終板におけるＣｕｂｅ方位密度（ＣｕｂｅＯ）がランダム方位密度に対して２．００倍以上であり、かつ、ＣｕｂｅＯとＳ方位密度（ＳＯ）との比（ＣｕｂｅＯ／ＳＯ）が０．４０〜１．００であり、空焼き後において、１８０〜２２０ＭＰａの耐力及び２３０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とするＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板。
【請求項２】
前記熱間圧延板の導電率が３６．０〜４３．０％ＩＡＣＳである、請求項１に記載のＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板。
【請求項３】
前記中間焼鈍板におけるＣｕｂｅ方位密度（ＣｕｂｅＯ）がランダム方位密度に対して４．００倍以上であり、かつ、ＣｕｂｅＯとＲ方位密度（ＲＯ）との比（ＣｕｂｅＯ／ＲＯ）が１．００以上である、請求項１又は２に記載のＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか一項に記載のＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法であって、Ｓｉ：０．１０〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．１０〜０．８０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．８０〜１．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなるアルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と；鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と；均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と；熱間圧延板の一次冷間圧延工程と；一次冷間圧延板を焼鈍する中間焼鈍工程と；中間焼鈍板の二次冷間圧延工程と；を備えることを特徴とするＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項５】
前記均質化処理工程において、鋳塊が５８０〜６２０℃で１〜１２時間処理され、前記熱間圧延工程が、開始温度４５０〜６１０℃で終了温度４５０〜５５０℃の熱間粗圧延段階と終了温度３３０〜３８０℃の熱間仕上圧延段階とからなり、前記一次冷間圧延工程の圧延率が８５〜９５％であり、前記中間焼鈍工程において、一次冷間圧延板が２００℃以上の温度域での平均昇温速度１０〜１００℃／時間をもって３００〜４５０℃の焼鈍温度まで昇温され、次いで当該焼鈍温度で１〜４時間保持され、前記二次冷間圧延工程の圧延率が２０〜４０％である、請求項４に記載のＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項６】
前記二次冷間圧延工程後において、二次冷間圧延板を焼鈍する最終焼鈍工程を更に備える、請求項４又は５に記載のＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項７】
前記最終焼鈍工程において、二次冷間圧延板が２００℃以上の温度域での平均昇温速度１０〜８０℃／時間をもって１４０〜１９０℃の焼鈍温度まで昇温され、次いで当該焼鈍温度で２〜４時間保持される、請求項６に記載のＤＲ缶ボディ用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】
本発明は、深絞り性に優れ、かつ、耳率の小さいＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＪＩＳ規格におけるＡ３００４やＡ３１０４といったアルミニウム合金は優れた成形性と耐食性を有することから、アルミニウム缶のボディ材として用いられている。アルミニウム缶のボディは、深絞り成形のみで製造されるＤＲ缶と、深絞り成形としごき成形で製造されるＤＩ缶がある。これらアルミニウム缶において、耳率は重要な特性である。ここで、耳率について説明する。通常、深絞り成形後のカップには、円周部における上端において高い部分（山）と低い部分（谷）が生じる。この山高さの平均値と谷高さの平均値の差を谷高さの平均値で除したものを耳率と呼ぶ。耳率が劣悪の場合には、缶蓋との巻き締め時に不良箇所が発生したり、トリミング量が増加して歩留が低下するなど生産性に悪影響を及ぼす。【０００３】
耳の形状としては、圧延方向に対して０／９０度方向に山が立つ０／９０度耳と、圧延方向に対して４５度方向に山が立つ４５度耳がある。それぞれの耳について集合組織との相関性があり、Ｃｕｂｅ方位：（００１）＜１００＞は０／９０度耳を発達させ、圧延集合組織であるβファイバーは４５度耳を発達させることが知られている。なお、冷間圧延率が高くなると、βファイバーが発達して４５度耳が顕著となる。優れた耳率を得るためには、Ｃｕｂｅ方位と圧延集合組織、特にＳ及びＲ方位：｛１２３｝＜６３４＞の良好なバランスが必要である。【０００４】
上記ＤＲ缶ボディは食品用容器が主な用途であり、世界の人口増加に伴い需要は増加していくものと予想される。ＤＲ缶ボディは、現在、中間焼鈍工程を備える製造方法によって製造されており、中間焼鈍には箱型焼鈍炉（以下、「バッチ炉」と記す）と連続焼鈍炉（以下「ＣＡＬ」と記す）が用いられている。製造コストはＣＡＬの方が嵩み、生産能力を増やすための設備投資も多額となる。そのため、低コスト化を図るためにはバッチ炉で製造する必要があるが、ＣＡＬに比べて耳の制御が厳しく４５度耳が発達し易い難点がある。【０００５】
また、ＤＲ缶ボディは深絞りのみで成形されることから、高度の深絞り成形性が要求される。具体的には、高深絞り性と深絞り成形時のしわの発生低減である。深絞り性は限界絞り比で評価され、深絞り性が良好でなければ成形時に割れが発生し易くなる。また、深絞り成形時にしわが発生すると、製品の表面品質を著しく低下させる。近年になって、表面品質への要求は益々厳しくなっている。【０００６】
特許文献１には、深絞り性や再絞り性を有する包装用アルミニウム合金板の製造方法が記載されている。また、特許文献２には、高強度で、かつ低方向性を有する包装用アルミニウム合金の製造方法が記載されている。また、特許文献３〜５には、上述の集合組織に関する技術として、熱延板、中間焼鈍板、最終板のＣｕｂｅ方位や圧延集合組織を規定した低耳率を有するアルミニウム合金板が記載されている。【０００７】
特許文献１においては、均質化処理や冷間圧延率で耳の制御を図っているが、これだけではバッチ炉で中間焼鈍を行った場合に十分な低耳率を得ることはできない。また、特許文献２のアルミニウム合金では、高強度のために深絞り成形時にしわが発生する虞がある。上述のように表面品質への要求が高まっていることから、特許文献２のアルミニウム合金をＤＲボディ材に適用するのは困難である。【０００８】
一方、特許文献３〜５の技術では金属組織を制御しているものの、用途がＤＩ缶用に限定されている。ＤＩ缶用途では、中間焼鈍工程を用いず高冷間圧延率となる。用いる超硬質材は高耐力のため、深絞り成形時にしわが発生し易くＤＲ缶用には適していない。また、特許文献５の熱延板組織は部分再結晶組織であるため、板温度が低くなければ部分再結晶組織を得ることができない。従って、製造条件の一つである圧延速度を低下せざるを得ず、生産性の低下と製造コスト高を招く問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭６３−１４５７５８号公報
【特許文献２】特開平１−１９８４５４号公報
【特許文献３】特開２００１−４０４６１号公報
【特許文献４】特開２００４−２４４７０１号公報
【特許文献５】特開２００４−２６３２５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようする課題】
【００１０】
本発明者らは、種々の実験及び検討を重ねた結果、中間焼鈍工程前の金属組織において、Ｓ方位をマトリクス中に十分に発達させて再結晶時の析出を抑制することにより、バッチ炉でも優れた耳率を有するアルミニウム合金板が得られることを見出した。すなわち、Ｃｕｂｅ方位とＳ方位には結晶方位として＜１１１＞軸回り４０度の回転関係があり、Ｓ方位のマトリクスにおいてＣｕｂｅ方位は成長し易いことが知られている。そこで、このＳ方位を発達させることでＣｕｂｅ方位を成長し易くさせるものである。また、析出物は再結晶を阻害してＣｕｂｅ方位の形成を抑制し、Ｒ方位形成を促進させる。そこで、Ｓ方位を十分に発達させて析出粒子数を抑制することにより、バッチ炉を用いた中間焼鈍工程においても優れた耳率が得られるようにした。
【００１１】
また、深絞り成形時のしわの発生の有無は、空焼き後における耐力に起因するものでる。空焼き後の耐力が低下するとしわの発生は抑制されるが、引張強度も低下するので深絞り性も劣る。そこで、冷間圧延率を制御することで耐力と引張強度を適切に調整し、これにより、良好な深絞り性を維持しつつ、しわの発生を抑制できることを見出した。
【００１２】
本発明は、以上の知見を基にして見出されたアルミニウム合金であって、バッチ炉を用いた場合でも低耳率を有し、かつ、深絞り性に優れたＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金、ならびに、その製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明は、一次冷間圧延率を適切に制御することを特徴とするものである。一次冷間圧延率を高くすることで、Ｓ方位を発達させることができる。しかしながら、一次冷間圧延率が高過ぎる場合には、晶出物周りからの再結晶であるＰＳＮが顕著となり、金属組織はＣｕｂｅ方位密度が低下したランダム組織となる。その結果、０／９０度耳を発達させることができず、４５度耳の発達を招くことが判明した。そこで、一次冷間圧延率を適切に制御することにより、Ｓ方位を中間焼鈍工程前の組織に発達させ、かつ、中間焼鈍工程前の組織における析出粒子数及び再結晶時の析出を抑制するものである。これにより、焼鈍工程におけるＣｕｂｅ方位の成長を促進させることができる。すなわち、０／９０度耳の発達を促し、二次冷間圧延工程との良好なバランスにより優れた耳率を得るものである。また、二次冷間圧延工程において、適切な耐力と引張強度を制御することで、良好な深絞り性と高表面品質に耐えうる美観とが得られる。【００１４】
本発明は請求項１において、Ｓｉ：０．１０〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．１０〜０．８０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．８０〜１．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなるアルミニウム合金からなり、当該アルミニウム合金の鋳塊から少なくとも熱間圧延板と中間焼鈍板を経て最終板としたアルミニウム合金板であって、最終板におけるＣｕｂｅ方位密度（ＣｕｂｅＯ）がランダム方位密度に対して２．００倍以上であり、かつ、ＣｕｂｅＯとＳ方位密度（ＳＯ）との比（ＣｕｂｅＯ／ＳＯ）が０．４０〜１．００であり、空焼き後において、１８０〜２２０ＭＰａの耐力及び２３０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とするＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板とした。【００１５】
本発明は請求項２では請求項１において、前記熱間圧延板の導電率が３６．０〜４３．０％ＩＡＣＳであるものとした。【００１６】
本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記中間焼鈍板におけるＣｕｂｅ方位密度（ＣｕｂｅＯ）がランダム方位密度に対して４．００倍以上であり、かつ、ＣｕｂｅＯとＲ方位密度（ＲＯ）との比（ＣｕｂｅＯ／ＲＯ）が１．００以上であるものとした。【００１７】
本発明は請求項４において、請求項１〜３のいずれか一項に記載のＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法であって、Ｓｉ：０．１０〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．１０〜０．８０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．８０〜１．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなるアルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板の一次冷間圧延工程と、一次冷間圧延板を焼鈍する中間焼鈍工程と、中間焼鈍板の二次冷間圧延工程と、を備えることを特徴とするＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法とした。【００１８】
本発明は請求項５では請求項４において、前記均質化処理工程において、鋳塊が５８０〜６２０℃で１〜１２時間処理され、前記熱間圧延工程が、開始温度４５０〜６１０℃で終了温度４５０〜５５０℃の熱間粗圧延段階と終了温度３３０〜３８０℃の熱間仕上圧延段階とからなり、前記一次冷間圧延工程の圧延率が８５〜９５％であり、前記中間焼鈍工程において、一次冷間圧延板が２００℃以上の温度域での平均昇温速度１０〜１００℃／時間をもって３００〜４５０℃の焼鈍温度まで昇温され、次いで当該焼鈍温度で１〜４時間保持され、前記二次冷間圧延工程の圧延率が２０〜４０％であるものとした。【００１９】
本発明は請求項６では請求項４又は５において、前記二次冷間圧延工程後において、二次冷間圧延板を焼鈍する最終焼鈍工程を更に備えるものとした。【００２０】
本発明は請求項７では請求項６において、前記最終焼鈍工程において、二次冷間圧延板が２００℃以上の温度域での平均昇温速度１０〜８０℃／時間をもって１４０〜１９０℃の焼鈍温度まで昇温され、次いで当該焼鈍温度で２〜４時間保持されるものとした。
【発明の効果】
【００２１】
本発明により、バッチ炉を用いた場合でも低耳率を有し、かつ、深絞り性に優れたＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
１．ＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板
本発明に係るＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板は、所定の合金組成のアルミニウム合金からなり、最終板が特定の方位密度（ＣｕｂｅＯ）の特徴を有し、更に、空焼き後において、所定の強度を有する。
【００２３】
１．１．アルミニウム合金の組成
まず、アルミニウム合金組成に関する各成分の限定理由について説明する。
【００２４】
Ｓｉ：０．１０〜０．６０ｍａｓｓ％
Ｓｉの含有により、最終焼鈍時及び塗装焼付時にＭｇ２Ｓｉ系粒子が析出して強度上昇に寄与する。Ｓｉ含有量が０．１０ｍａｓｓ％（以下、「％」と記す）未満ではこの効果は得られず、また、鋳造時に高純度の地金を用いなければならず原料コストが増加する。一方、０．６０％を超えると析出粒子が増加するため、熱間圧延工程及び中間焼鈍工程において再結晶化が阻害される。その結果、Ｃｕｂｅ方位の形成が抑制され、最終板の耳率が悪化する。なお、Ｓｉの好ましい含有量は、０．２０〜０．５０％である。
【００２５】
Ｆｅ：０．１０〜０．８０％
Ｆｅの含有によりＭｎの固溶析出状態が制御され、Ｍｎ系晶出物が均一に分散することにより深絞り成形性が向上する。Ｆｅ含有量が０．１０％未満ではこの効果は得られず、また鋳造時に高純度の地金を用いなければならず原料コストが増加する。一方、０．８０％を超えると粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系晶出物が増加し、ＰＳＮと呼ばれる晶出物周りの高転位密度領域における再結晶が支配的となる。その結果、Ｃｕｂｅ方位密度が低下し、最終板の耳率が悪化する。なお、Ｆｅの好ましい含有量は、０．３０〜０．６０％である。
【００２６】
Ｃｕ：０．０５〜０．２５％
Ｃｕの含有により、最終焼鈍時及び塗装焼付時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系の粒子が析出して、強度上昇に寄与する。Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではこの効果は得られず、０．２５％を超えると強度が高くなり過ぎて、深絞り成形性が悪化する。なお、Ｃｕの好ましい含有量は、０．１０〜０．２５％である。
【００２７】
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％
Ｍｎの含有により、強度の上昇に寄与する。Ｍｎ含有量が０．８０％未満では十分な強度を得ることはできない。一方、１．５０％を超えると強度が高くなり過ぎて、深絞り成形性が悪化する。なお、Ｍｎの好ましい含有量は、０．８０〜１．１０％である。
【００２８】
Ｍｇ：０．８０〜１．３０％
Ｍｇの含有により、固溶による強度上昇に寄与する。また、ＳｉとＭｇ２Ｓｉ系粒子の形成により、最終焼鈍時及び塗装焼付時の強度上昇にも寄与する。Ｍｇ含有量が０．８０％未満ではこの効果は得られない。一方、１．３０％を超えると強度が高くなり過ぎて、深絞り成形性が悪化する。なお、Ｍｇの好ましい含有量は、０．９０〜１．２５％である。
【００２９】
上記アルミニウム合金は、不可避的不純物としてＴｉ、Ｂ、Ｖ等をそれぞれ０．０５％以下、全体で０．１５％以下含有していてもよい。
【００３０】
１．２．方位密度の特徴（１）
次に、本発明に係るＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の方位密度の特徴について説明する。本発明では、最終板におけるＣｕｂｅ方位密度（以下、「ＣｕｂｅＯ」と記す）をランダム方位密度に対して２．００倍以上とし、かつ、ＣｕｂｅＯとＳ方位密度（以下、「ＳＯ」と記す）との比（ＣｕｂｅＯ／ＳＯ）を０．４０〜１．００と規定する。
【００３１】
耳の形状は、ＣｕｂｅＯ、ならびに、ＣｕｂｅＯと圧延集合組織とのバランスにより決定される。ＣｕｂｅＯがランダム方位に対して２．００倍未満、又は、ＣｕｂｅＯ／ＳＯが０．４０未満の場合には、４５度耳が発達して耳率の悪化を招く。一方、ＣｕｂｅＯ／ＳＯが１．００を超える場合には、０／９０度耳と４５度耳との良好なバランスが得られず、同様に耳率の悪化を招く。
【００３２】
ＣｕｂｅＯは、ランダム方位密度に対して３．００倍以上であるのが好ましい。なお、この倍率の上限値は特に規定するものではないが、アルミニウム合金の組成及び製造条件によって自ずと決まり、本発明では上限値を７．００倍とする。また、ＣｕｂｅＯ／ＳＯは、好ましくは０．５０〜１．００である。
【００３３】
１．３．強度の特徴
次に、本発明に係るＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の強度について説明する。本発明では、空焼き後において、１８０〜２２０ＭＰａの耐力及び２３０ＭＰａ以上の引張強度を有するものと規定する。空焼き後の耐力が１８０ＭＰａ未満の場合は、ＤＲ缶ボディとして強度不足となる。一方、空焼き後の耐力が２２０ＭＰａを超える場合は、深絞り成形時にしわが発生して表面品質が低下する。空焼き後の耐力は、１９０〜２１０ＭＰａとするのが好ましい。また、空焼き後における引張強度が２３０ＭＰａ未満の場合は、限界絞り比が低下して深絞り性に劣る。なお、空焼き後における引張強度は、２３５ＭＰａ以上であるのが好ましい。ここで、空焼き後における引張強度の上限値は特に規定するものではないが、アルミニウム合金の組成及び製造条件によって自ずと決まり、本発明では上限値を２５５ＭＰａとする。
【００３４】
１．４．方位密度の特徴（２）
次に、本発明に係るＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の更なる方位密度の特徴について説明する。本発明では、中間焼鈍板におけるＣｕｂｅＯをランダム方位密度に対して４．００倍以上とし、かつ、ＣｕｂｅＯとＲ方位密度（以下、「ＲＯ」と記す）との比（ＣｕｂｅＯ／ＲＯ）を１．００以上と規定するのが好ましい。
【００３５】
ＣｕｂｅＯがランダム方位密度に対して４倍未満、又は、ＣｕｂｅＯ／ＲＯが１．００未満の場合には、中間焼鈍板における０／９０度耳の発達が不十分で、二次冷間圧延時の４５度耳発達が顕著となり耳率が悪化する。
【００３６】
ＣｕｂｅＯは、ランダム方位密度に対して４．５０倍以上であるのが好ましい。なお、この倍率の上限値は特に規定するものではないが、アルミニウム合金の組成及び製造条件によって自ずと決まり、本発明では上限値を１０倍とする。また、ＣｕｂｅＯ／ＲＯは、好ましくは１．００以上である。ＣｕｂｅＯ／ＲＯの上限値は特に規定するものではないが、アルミニウム合金の組成及び製造条件によって自ずと決まり、本発明では上限値を５．００とする。
【００３７】
２．ＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法
本発明に係るＤＲ缶ボディ用アルミニウム合金板は、上記所定の組成のアルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と；鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と；均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と；熱間圧延板の一次冷間圧延工程と；一次冷間圧延板を３００〜４５０℃で焼鈍する中間焼鈍工程と；中間焼鈍板の二次冷間圧延工程と；を備える。
【００３８】
２−１．鋳造工程
上記合金組成のアルミニウム合金を、半連続鋳造法によって鋳造し鋳塊を作成する。
【００３９】
２−２．均質化処理工程
均質化処理工程では、鋳造工程で鋳造した鋳塊を５８０〜６２０℃の温度で１〜１２時間の熱処理を施すのが好ましい。処理温度が５８０度℃未満及び処理時間が１時間未満の場合は、均質化効果が不十分となる。また、熱間圧延工程中の析出粒子数が多くなるので、熱間圧延工程後の再結晶化が阻害される。その結果、熱間圧延板中に圧延組織が残存し、再結晶粒においてもＣｕｂｅＯが低下する。この熱間圧延板のＣｕｂｅＯは、中間焼鈍時のＣｕｂｅ方位粒の核の一つとなるものであるため、低下させないことが重要である。また、処理温度が６２０℃を超えると鋳塊表面において酸化や膨れが生じ、表面品質の低下を招く。なお、処理時間が１２時間を超えても効果の更なる向上が得られず、生産性を悪化させる。なお、均質化処理工程の温度は、５８０〜６１０℃とするのが更に好ましく、処理時間は１〜４時間とするのが更に好ましい。
【００４０】
２−３．熱間圧延工程
均質化処理工程の後に、鋳塊を熱間圧延工程にかける。熱間圧延工程は、熱間粗圧延段階と熱間仕上圧延段階とからなる。熱間粗圧延段階では、開始温度を４５０〜６１０℃とし、終了温度を４５０〜５５０℃とするのが好ましい。開始温度が４５０℃未満の場合は、金属間化合物の析出が起こり、かつ、圧延板の温度が低下する。その結果、熱間仕上圧延上がりの組織において圧延組織が残存し、最終板の４５度耳が発達してしまう。開始温度が６１０℃を超える場合は、圧延板の表面が酸化し、圧延中に圧延板表面に不具合が発生して品質が低下する。また、終了温度が４５０℃未満の場合は、１パス当たりの圧下量を低下させて変形抵抗を抑制する必要があるため、生産性が低下する。一方、終了温度が５５０℃を超える場合は、圧延板の表面に焼付きが発生して表面品質が低下する。熱間粗圧延段階と熱間仕上圧延段階における圧延時間は特に限定するものではないが、２０分以内とするのが好ましい。なお、熱間粗圧延段階の開始温度を４７０〜５８０℃とし、終了温度を４５０〜５３０℃とするのが更に好ましい。
【００４１】
熱間粗圧延段階の後に、圧延板を熱間仕上圧延段階にかける。熱間仕上圧延段階では、終了温度を３３０〜３８０℃とするのが好ましい。終了温度が３３０℃未満の場合は、再結晶の駆動力が不足する。その結果、圧延板に圧延集合組織が残存してしまい、最終板の４５度耳が発達して耳率が悪化する。また、圧延速度を抑制する必要があるため、生産性も低下する。終了温度が３８０℃を超える場合は、圧延板の表面に焼付きが発生して表面品質が低下する。なお、熱間仕上圧延段階の終了温度を、３３０〜３７０℃とするのが更に好ましい。
【００４２】
熱間圧延工程後における熱間圧延板の導電率は、３６．０〜４３．０％ＩＡＣＳとするのが好ましい。導電率が３６．０％ＩＡＣＳ未満の場合は、高固溶状態となり、深絞り成形性が低下して製缶時に割れが発生する。一方、導電率が４３．０％ＩＡＣＳを超える場合は、熱間圧延板中の析出物が増加して中間焼鈍時にＲ方位が優先的に形成されるため、最終板の４５度耳発達が顕著になる。熱間圧延板の導電率は、３６．０〜４２．０％ＩＡＣＳとするのが更に好ましい。
【００４３】
熱間圧延工程全体における総圧延率については特に規定するものではないが、８０〜９５％とするのが好ましい。８０％は未満では、熱延板におけるＳ方位密度が低下し、自己焼鈍時の０／９０度耳が弱くなり、９５％を超えると再結晶駆動力が高くなりすぎ耳がノーイヤー化して、それぞれ中間焼鈍時のＣｕｂｅ方位密度低下につながる。熱間圧延工程全体における総圧延率は、８５〜９３％とするのが更に好ましい。
【００４４】
２−４．一次冷間圧延工程
熱間圧延工程後に、熱間圧延板を一次冷間圧延工程にかける。一次冷間圧延工程の圧延率は、８５〜９５％とするのが好ましい。圧延率が８５％未満の場合は、Ｃｕｂｅ方位の核生成サイトであるＳ方位の発達が不十分であり、圧延率が９５％を超える場合は、晶出物周りの核生成であるＰＳＮが顕著となり、二次冷間圧延で４５度耳が発達し、耳率の悪化につながる。なお、一次冷間圧延工程の圧延率は、８７〜９３％とするのが更に好ましい。
【００４５】
２−５．中間焼鈍工程
一次冷間圧延後に、冷間圧延板は中間焼鈍工程にかけられる。中間焼鈍工程では、まず、２００℃以上の温度域での平均昇温速度１０〜１００℃／時間をもって一次冷間圧延板が３００〜４５０℃の焼鈍温度まで昇温され、次いで、この焼鈍温度で１〜４時間保持されるのが好ましい。このような中間焼鈍工程により、ＣｕｂｅＯがランダム方位に対して４倍以上であり、かつ、ＣｕｂｅＯ／ＲＯが１以上となる中間焼鈍板が得られる。
【００４６】
２００℃以上の温度域での平均昇温速度が１０℃／時間未満の場合は、再結晶と析出の競合が顕著となり、Ｒ方位の形成が急激に促進される。一方、１００℃／時間を超える場合は、コイルの内巻きと外巻きで温度勾配が発生して熱膨張差が生じ、重なり合う板同士が擦れて表面品質が低下する。また、温度域を２００℃以上に限定したのは、再結晶と析出が競合するためである。なお、２００℃以上の温度域での平均昇温速度は、１５〜８０℃／時間とするのが更に好ましい。
【００４７】
焼鈍温度が３００℃未満及び焼鈍時間が１時間未満の場合は、完全再結晶組織を得ることができない。また、焼鈍温度が４５０℃を超える場合は、冷間圧延油が中間焼鈍板の表面に焼付いて表面品質が低下する。焼鈍時間が４時間を超える場合は、生産性が悪化する。なお、焼鈍温度は３３０〜４００℃とするのが更に好ましく、焼鈍時間は２〜４時間とするのが更に好ましい。
【００４８】
２−６．二次冷間圧延工程
中間焼鈍工程後の中間焼鈍板は、二次冷間圧延工程にかけられる。二次冷間圧延工程の圧延率は、２０〜４０％とするのが好ましい。圧延率が２０％未満の場合は、強度が不足する。その結果、缶体強度が得られず、また、深絞り成形時に割れが発生する。圧延率が４０％を超える場合は、耐力が高くなり過ぎ、引張強度と耐力の比も小さくなる。その結果、深絞り成形時に割れやしわが発生する。圧延率が４０％を超える場合は更に、圧延集合組織が発達することから、４５度耳も強くなる。
【００４９】
２−７．最終焼鈍工程
二次冷間圧延後に、二次冷間圧延板を焼鈍する最終焼鈍工程を更に備えるようにしてもよい。これにより、材料強度と延性を調整することができ、更なる成形性の向上を図ることが可能となる。最終焼鈍工程では、平均昇温速度１０〜８０℃／時間をもって１４０〜１９０℃の焼鈍温度まで昇温され、次いで当該焼鈍温度で２〜４時間保持される。
【００５０】
平均昇温速度が１０℃／時間未満の場合は、生産性が悪化する。一方、８０℃／時間を超える場合は、入熱量が不十分となり焼鈍の効果が十分に得られず、製造コストのみが高くなってしまう。また、焼鈍温度が１４０℃未満及び焼鈍時間が２時間未満の場合は、焼鈍の効果が不十分となる。焼鈍温度が１９０℃を超える場合は、軟化が進行しすぎて材料強度が低下してしまう。焼鈍時間が４時間を超える場合は、生産性が悪化する。なお、焼鈍温度は１６０〜１８０℃とするのが更に好ましく、焼鈍時間は２〜３時間とするのが更に好ましい。
【実施例】
【００５１】
本発明の実施例について、以下に記載する本発明例と比較例に基づいて説明する。これらの実施例は本発明の一実施形態を示すものであり、本発明はこれに限定されるものではない。【００５２】
表１に示すＡ〜Ｕの組成を有するアルミニウム合金を常法に従い、ＤＣ鋳造法により鋳塊を製造した。鋳塊に均質化処理、熱間圧延、一次冷間圧延、中間焼鈍、二次冷間圧延、最終焼鈍をそれぞれ表２に示す条件で行い、厚さ０．２２ｍｍの最終製品を製造した。【００５３】
【表１】
2015140833.tif 000002
【００５４】
【表２】
2015140833.tif 000003
【００５５】
熱間圧延板、中間焼鈍板及び最終板について評価を行った。まず、熱間圧延板については、導電率測定と組織観察を行った。導電率は渦電流導電率測定装置を用いて、銅を基準試料に用いて測定した。組織観察はバーカー法を用いて板断面（Ｌ−ＳＴ面）研磨して観察した。組織観察では、完全再結晶組織となっている場合を○、圧延組織が残存していた場合を×として評価した。【００５６】
次に、中間焼鈍板について、組織観察と集合組織評価を行った。組織観察については、板断面（Ｌ−ＳＴ面）を熱間圧延板と同様に評価した。集合組織評価は、ＴＳＬ社製ＯＩＭを用いて板表面をＳＥＭ−ＥＢＳＤ法によって行なった。なお、ＣｕｂｅＯ及びＲＯは、傾角を考慮せずに評価した。【００５７】
最終板については、板厚方向において表面から１／４の部分についてＸ線回折装置を用いて評価した。ここでも、ＣｕｂｅＯ及びＳＯは、中間焼鈍板と同様に傾角を考慮せずに評価した。【００５８】
最終板については更に、強度、耳率、表面品質、深絞り性も評価した。強度については、ＪＩＳ５号試験片を用いて圧延方向と平行方向で実施し、空焼き後における耐力及び引張強度を測定した。なお、空焼き条件は、２０５℃×１０分間とした。なお、耐力については、１８５〜２２０ＭＰａを合格とし、引張強さ耐力については、２３０ＭＰａ以上を合格とし、両方が合格の場合を評価（強度）が合格とし、少なくともいずれか一方が不合格の場合を評価（強度）が不合格とした。
耳率は直径５７ｍｍのブランクを３３ｍｍのパンチで絞ってカップを成形した後、圧延方向に対してカップ高さを測定し、次式より算出した。
耳率（％）＝｛（山高さ平均−谷高さ平均）／平均カップ高さ｝×１００
耳率については２．８％以下を合格（○）とし、それ以外を不合格（×）とした。表面品質については、しわ、膨れ、焼付、表面傷、表面酸化のいずれもが発生しなかったものを合格（○）とし、それ以外を不合格とした。深絞り性については、われが発生せずに連続してＤＲ成形できた場合を合格（○）とし、それ以外を不合格とした。【００５９】
以上の評価結果を、表３、４に示す。【００６０】
【表３】
2015140833.tif 000004
【００６１】
【表４】
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【００６２】
本発明例１〜２４では、熱間圧延及び焼鈍時の析出が抑制され、適正な集合組織を得ることができると共に良好な耳率を示した。また、適正な強度も得られ、深絞り成形時に割れやしわの発生もなく、深絞り性と低耳率を有するアルミニウム合金が得られた。【００６３】
比較例２５では、アルミニウム合金のＳｉ含有量が多く、金属間化合物の析出量が多くなった。その結果、Ｃｕｂｅ方位の形成が抑制されたため４５度耳の発達を招き、耳率が悪化した。【００６４】
比較例２６では、アルミニウム合金のＦｅ含有量が多く、粗大な晶出物が多くなった。その結果、再結晶時に晶出物周りの再結晶が支配的となり、最終板の４５度耳の発達を招き耳率が悪化した。【００６５】
比較例２７では、Ｃｕ含有量が少なかったため耐力及び引張強度が低下した。その結果、深絞り成形時に割れが発生した。【００６６】
比較例２９では、Ｍｎ含有量が少なかったため耐力及び引張強度が低下した。その結果、深絞り成形時に割れが発生した。【００６７】
比較例３１では、Ｍｇ含有量が少なかったため材料強度が低下した。その結果、深絞り成形時に割れが発生した。【００６８】
比較例２８では、Ｃｕ含有量が多かったため耐力が高くなり過ぎた。そのため、深絞り成形時にしわが発生し表面品質の低下を招いた。【００６９】
比較例３０では、Ｍｎ含有量が多かったため耐力が高くなり過ぎた。そのため、深絞り成形時にしわが発生し表面品質の低下を招いた。【００７０】
比較例３２では、Ｍｇ含有量が多かったため耐力が高くなり過ぎた。そのため、深絞り成形時にしわが発生し、表面品質の低下を招いた。【００７１】
比較例３３では、均質化温度が低かったため、第二相粒子により再結晶が阻害され、熱延板組織において圧延組織が残存した。その結果、再結晶の駆動力が高くなり過ぎ、中間焼鈍板の集合組織がランダム化したため、最終板の４５度耳の発達を招き耳率が悪化した。【００７２】
比較例３５では、均質化時間が短かく、かつ、熱間仕上圧延の終了温度が低かったため、第二相粒子により再結晶が阻害され、熱延板組織において圧延組織が残存した。その結果、再結晶の駆動力が高くなり過ぎ、中間焼鈍板の集合組織がランダム化したため、最終板の４５度耳の発達を招き耳率が悪化した。【００７３】
比較例３４では、均質化温度が高く、かつ、熱間粗圧延の開始温度及び終了温度が高かったため、膨れ、表面酸化及び焼付けが発生して表面品質が低下した。【００７４】
比較例３６では、熱間粗圧延の開始温度及び終了温度が低く、かつ、熱間仕上圧延の終了温度が低かったため、再結晶の駆動力が低下して圧延組織が残存した。その結果、中間焼鈍時においてＣｕｂｅ方位の形成が抑制され、４５度耳の発達を招き耳率が悪化した。【００７５】
比較例３７では、熱間仕上圧延の終了温度が高く、表面に焼付が発生した。また、二次冷間圧延率が高く、耐力が高くなり過ぎ、しわが発生した。これに加え、二次冷間圧延率が高かったことから、４５度耳の発達を招き耳率が悪化した。【００７６】
比較例３８では、熱間仕上圧延の終了温度が低く、かつ、中間焼鈍温度が低くかった。その結果、圧延組織が残存し、最終板において４５度耳の発達を招き耳率が悪化した。【００７７】
比較例３９では、熱間仕上圧延の終了温度が低く、かつ、中間焼鈍時の昇温速度が遅かった。その結果、再結晶と析出が競合し、Ｃｕｂｅ方位の形成を阻害し、最終板の４５度耳の発達を招き耳率が悪化した。【００７８】
比較例４０では、中間焼鈍時の昇温速度が速過ぎたため、板同士が擦れて表面傷が発生した。【００７９】
比較例４１では、二次冷間圧延率が小さく耐力及び引張強度が低下した。その結果、深絞り成形時に割れが発生した。また、中間焼鈍温度が高く、冷延油の焼付きが発生した。【００８０】
比較例４２では、熱間仕上圧延の終了温度が低く、かつ、中間焼鈍時間が短かった。その結果、圧延組織が残存し、最終板において４５度耳が発達して耳率の悪化を招いた。【００８１】
比較例４３では、一次冷間圧延率が小さく、マトリクス中にＳ方位を十分に発達させることができなかった。その結果、Ｃｕｂｅ方位の核生成サイトが減少して、最終板で４５度耳が発達して耳率の悪化を招いた。【００８２】
比較例４４では、第一次冷間圧延率が高く焼鈍前の再結晶駆動力が大きくなり、Ｃｕｂｅ方位の形成量が小さくなって最終板の４５度耳が発達して耳率の悪化を招き、また深絞り成形時に割れが発生した。
【産業上の利用可能性】
【００８３】
上述のように、集合組織および強度を制御することで、箱型焼鈍炉を用いた中間焼鈍工程においても、低耳率及び良好な深絞り性を得ることが可能となった。また、連続焼鈍炉を用いないため製造コストを抑制することができると同時に、設備投資においてもコストを抑制することが期待される。
【国際調査報告】
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