(57)【要約】  【課題】      強ネック成形やキャップ取り付けに対応するため板厚が厚いボトル缶でも、口部のカール曲げ加工時に割れ等の成形不良を発生させないアルミニウム合金板を得る。  【解決手段】    Ｓｉ：０．１８０〜０．４０％、Ｍｇ：０．７０〜１．２０％、Ｍｎ：０．７０〜１．２０％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０％、Ｃｕ：０．１０〜０．３０％を含有し、極限変形能を示すαの値が０．２５以上である。  製法としては、３５０〜５６０℃の範囲で熱間粗圧延し、熱間粗圧延開始から熱間粗圧延終了までの時間Ｘ１と、Ｍｎ添加量とＳｉ添加量の比Ｍｎ／Ｓｉの間に、下記ａ，ｂの関係が満たされ、その後中間焼鈍を施さない。   ａ    Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．５のとき、Ｘ１≧３９０（  ｓｅｃ）   ｂ    Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．５のとき、１８００≧Ｘ１≧６００（ｓｅｃ）     （  Ｘ１：  熱間粗圧延中のパス時間及びパス間時間の総時間）  【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
必須元素として、
Ｓｉ：０．１８０〜０．４０ｍａｓｓ％（以下、単に％と表記する）、
Ｍｇ：０．７０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．７０〜１．２０％
Ｆｅ：０．３０〜０．７０％  
Ｃｕ：０．１０〜０．３０％
を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなり、極限変形能を示すαの値が０．２５以上であることを特徴とする口部カール曲げ加工性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板
【請求項２】
必須元素として、
Ｓｉ：０．１８０〜０．４０％、
Ｍｇ：０．７０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．７０〜１．２０％、
Ｆｅ：０．３０〜０．７０％、  
Ｃｕ：０．１０〜０．３０％
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を、
３５０〜５６０℃の範囲で熱間粗圧延し、熱間粗圧延開始から熱間粗圧延終了までの時間Ｘ１と、Ｍｎ添加量とＳｉ添加量の比Ｍｎ／Ｓｉの間に、下記ａ，ｂの関係が満たされ、その後中間焼鈍工程を経ないことを特徴とする口部カール曲げ加工性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板の製造方法
ａ    Ｍｎ／Ｓｉ＜３．５のとき、Ｘ１≧３９０（  ｓｅｃ）  
ｂ    Ｍｎ／Ｓｉ≧３．５のとき、１８００≧Ｘ１≧６００（ｓｅｃ）  
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、口部のカール曲げ加工性に優れたボトル缶の缶胴部に用いられるアルミニウム合金板を提供する。
【背景技術】
【０００２】
ボトル缶は縮径率が通常のＤＩ缶の２倍以上もあり、ＤＩ缶よりネッキング時にしわが発生しやすい問題点がある。又、キャップ取り付け時の強荷重に対し座屈しないために、ＤＩ缶のネック部以上の強度が必要になる。
【０００３】
それらの解決法の一つとして、板厚をＤＩ缶より厚目にしている。
【０００４】
その一方で、ボトル缶は口部を折り返すようなカール曲げ加工を行う。これは、通常のＤＩ缶のフランジ成形および蓋材の巻き締めより加工自体が厳しい上に、強ネッキング後であるために一段と加工硬化しており更に成形に不利である。このようなカール曲げ加工は、板厚が厚いほど不利であり、ボトル缶製造時の割れ不良発生に結びついている。
【０００５】
この改善策として、特許文献１では、口部開口端のカール加工性に優れた材料が提案されているが、一般的なＤＩ缶に広く用いられている組成を含有している組成範囲を示しているだけで、これだけではボトル缶に必要なカール曲げ成形性は得られない。又中間焼鈍工程で製造されており、本発明の自己焼鈍工程に対し高コストである。
【特許文献１】特開２００４−０１０９４１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
ボトル缶では、強ネック成形やキャップ取り付けに対応するため板厚が厚く、口部のカール曲げ加工時に割れ等の成形不良が発生しやすい。これを解決するのが本願発明の課題である。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本願発明では、特定組成のアルミニウム合金を、記載した熱間粗圧延条件で行うことで、高い極限変形能（α）  が得られ、ボトル缶特有の口部カール曲げ加工にて良好な成形性が得られることを見出した。
【０００８】
すなわち、  請求項１に記載の発明は、必須元素として、Ｓｉ：０．１８０〜０．４０％、Ｍｇ：０．７０〜１．２０％、Ｍｎ：０．７０〜１．２０％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０％、Ｃｕ：０．１０〜０．３０％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなり、極限変形能を示すαの値が０．２５以上であることを特徴とする口部カール曲げ加工性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板である。
【０００９】
また、請求項２に記載の発明は、必須元素として、Ｓｉ：０．１８０〜０．４０％、Ｍｇ：０．７０〜１．２０％、Ｍｎ：０．７０〜１．２０％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０％、Ｃｕ：０．１０〜０．３０％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を、３５０〜５６０℃の範囲で熱間粗圧延し、熱間粗圧延開始から熱間粗圧延終了までの時間Ｘ１と、Ｍｎ添加量とＳｉ添加量の比Ｍｎ／Ｓｉの間に、下記ａ，ｂの関係が満たされ、その後中間焼鈍工程を経ないことを特徴とする口部カール曲げ加工性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板の製造方法である。
ａ    Ｍｎ／Ｓｉ＜３．５のとき、Ｘ１≧３９０（  ｓｅｃ）  
ｂ    Ｍｎ／Ｓｉ≧３．５のとき、１８００≧Ｘ１≧６００（ｓｅｃ）  
【発明の効果】
【００１０】
強ネック成形やキャップ取り付けに対応するため板厚が厚いボトル缶材においても、口部のカール曲げ加工時に割れ等の成形不良が発生せず、耳率も低い。また、中間焼鈍工程が不要なため低コストな製造方法である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明での合金成分の作用および範囲限定の理由を述べる。
Ｓｉ：  添加量を０．１８０〜０．４０％とする。Ａｌ（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓｉ系化合物（α相）を形成するのに必要な元素。α相はしごき加工時のダイスへの焼き付きを防ぐ働きがあり必要不可欠である。また、Ｓｉ添加量によりＭｎの固溶析出量が変化し、極限変形能にも影響する。Ｓｉが０．１８０％未満ではダイスへの焼き付け防止に十分なα相の分布を得られない。０．４０％を超える場合は冷延やベーキング時のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の析出を促進させ、高強度化や脆化により成形性が低下する。
【００１２】
Ｍｇ：添加量を０．７０〜１．２０％とする。固溶硬化による強度向上に寄与する。また、冷間圧延時やベーキング時の強度向上に寄与する析出物の構成元素であるが０．７０％未満ではその効果が不十分である。一方、１．２０％を超えると圧延時や成形中の加工硬化が大きくなり、しごき性やネッキング性が低下する。
【００１３】
Ｍｎ：添加量を０．７０〜１．２０％とする。強度を向上させるとともに、前述のα相の形成に不可欠な元素である。０．７０％未満ではその効果が不十分であり、１．２０％を超えると粗大な晶出物が多くなりしごき性やネッキング性が低下する。
【００１４】
Ｆｅ：添加量を０．３０〜０．７０％とする。Ｓｉ，Ｍｎ同様にα相の形成に必要な元素である。またＳｉ同様、添加量によりＭｎ固溶量を制御することも可能である。０．３０％未満では、ダイスへの焼き付き防止効果が不十分であり、０．７０％を超えると、粗大晶出物が生成し成形性が低下する。
【００１５】
Ｃｕ：添加量を０．１０〜０．３０％とする。冷延やベーキング時のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系析出による強度向上に必要な元素。０．１０％未満ではその効果が少なく、０．３０％を超えるとネッキング開始時の強度が高くなりすぎるため、成形性が低下する。
【００１６】
上記合金成分の他は、Ａｌおよび不可避不純物とすれば良い。
通常鋳造時の微細化材として添加させるＴｉ、Ｂについては、Ｔｉ０．１％以下、Ｂ０．０１％以下の添加であれば何ら問題ない。
また、たとえばＺｎは１％以下、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは０．１％以下であれば問題ない。
【００１７】
極限変形能α≧０．２５
αは、極限変形能を示すものである。αの計算式を（１）式に示す。
曲げ加工は曲げＲ部の局部的な大歪変形であり、曲げ加工性と通常の引張り試験から得られる伸びとは一致しないことがある。そのため、曲げ加工性の評価には、引張り試験での破断近傍部における大歪みの変形能であるα（極限変形能）で評価することが妥当と考える。
【００１８】
【数１】
2007277589.tif 000002
【００１９】
なお、上記の式（数１）において、Φ：引張り試験における評点距離Ｌにおける真歪み、  β：破断近傍部の歪勾配。
【００２０】
鋭意調査した結果、αが０．２５以上の極限変形能を有すれば、ボトル缶口部のカール曲げ加工において割れ等の不良が発生しないことを見出した。
【００２１】
熱間粗圧延温度
５６０℃を超える温度では、ハンドリング時の危険性が高いこと及びＭｎ析出物の再固溶が優勢になるため望ましくない。また、熱間粗圧延の温度が３５０℃未満では熱間仕上圧延の終了温度が低くなり、再結晶が進まない。
【００２２】
熱間粗圧延時間は、合金のＭｎ／Ｓｉ比に応じて下記いずれかの関係を満たすようにする。
ａ    Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．５のとき、Ｘ１≧３９０（  ｓｅｃ）
ｂ    Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．５のとき、１８００≧Ｘ１≧６００（ｓｅｃ）
（  Ｘ１：  熱間粗圧延中のパス時間及びパス間時間の総時間）
極限変形能の向上には、Ｍｎ固溶量が少なくＭｎが微細に析出している状態が望ましい。そのためには、Ｍｎ系析出物の析出ピーク温度域でもある熱間粗圧延において、ある一定時間以上経過することが必要である。
【００２３】
Ｍｎ／Ｓｉ比が３．５未満と低いときは３９０秒以上で良いが、Ｍｎ／Ｓｉ比が３．５以上と高いときは、添加したＭｎは固溶する割合が増加するため、より長い６００秒以上の熱間粗圧延時間が必要である。ただし、１８００秒を超えると、Ｍｎ析出の進行と粗圧延終了温度の低下により熱間仕上げ圧延終了後の再結晶を妨げて、耳率の悪化及び高強度となりボトル缶用材料としては不適である。
【００２４】
上記、熱間粗圧延の後は、常法に従って、熱間仕上圧延、冷延を行う。
【００２５】
なお、本発明においては上記の熱間粗圧延工程の後、一切の中間焼鈍工程を経ないでボトル缶材として必要な特性が得られるため、コストの面からも有利である。
【実施例】
【００２６】
以下に実施例を示す。特性の評価方法は以下の通り実施した。
【００２７】
引張り試験
最終板から圧延方向に作製したＪＩＳ５号引張り試験片を、引張り速度２０ｍｍ／分で引張り試験を行い、素板耐力（ＢＢＹＳ）を求めた。また、最終板を２０５℃×１０分保持した後、同様に引張り試験を行いベーキング後耐力（ＡＢＹＳ）を求めた。
ＡＢＹＳは２２０Ｎ／ｍｍ２未満を耐圧不足として不可とする。
【００２８】
αの算出
最終板から圧延方向に作製したＪＩＳ５号引張り試験片に対し、直径５ｍｍのスクライブドサークルをエッチング法によりマーキングし、２０ｍｍ／ｍｉｎで引張り試験を行った。破断後ストライブドサークルを用いて評点距離Ｌを５，１５，２５，３５，４５，５５ｍｍとしたときの歪みを測定し、式（１）の対数を取った式（２）に代入した。
Ｌｎ（Φ）＝Ｌｎ（α）＋βＬｎ（Ｌ）    （２）
各プロットより、回帰直線を求め、その切片がＬｎ（α）であることより、αを求めた。
【００２９】
ＤＩ性
内径６６ｍｍφのＤＩ缶を多数製缶し、ＤＩ時に、破胴やゴーリング（キズ）が発生した場合を×、発生が無いものを○とした。
【００３０】
耳率
直径６１ｍｍの円板を直径３３ｍｍのポンチで絞り、カップ耳の高さを測定して、次式で耳率を求めた。２．５％以下を○、２．５％を超えるものを×とした。
耳率（％）＝（山の平均値−谷の平均値）／山の平均値×１００
【００３１】
カール曲げ加工性評価
内径６６ｍｍφのＤＩ缶を多数製缶し、トリミングと２０５℃×１０分間の乾燥工程相当のベーク処理を施した。その後、口部径が４０ｍｍφネッキング成形になるようネッキング加工した。その後、ネッキング部を１０ｍｍ巾で圧延方向に対し０°および９０°方向より切り出し、１８０°密着曲げを行い、目視によりカール曲げ加工性の判定を行った。カール部に割れが全く認められなかった場合には○を、カール部に微小なヒビ割れが認められた場合は△を、明確なひび割れが認められた場合には×を付した。
【００３２】
＜実施例の製造条件＞  
表１に示す合金組成のＡｌ合金を常法により溶解鋳造し、厚さ５００ｍｍの鋳塊を製造した。次いで５８５℃×５ｈの均質化処理後、いったん室温まで空冷した。その後再加熱し、５３０℃〜３５０℃の範囲でリバース式圧延機による熱間粗圧延を行った。熱間粗圧延開始から終了までの時間をＸ１（秒）  として表に示している。その後、続けざまに熱間仕上圧延を開始し３２０℃で熱間仕上圧延を終了し、中間焼鈍を行うことなく冷間圧延を行い０．３８ｍｍのアルミニウム板を製造した。結果を表1に示す。
【００３３】
【表１】
2007277589.tif 000003
【００３４】
本発明の範囲内にある合金は、ベーク後の強度も十分あり、ＤＩ性及びカール曲げ成形性も良好である。
Ｎｏ．９，１１，１５はそれぞれＳｉ，Ｆｅ，Ｍｎが規定量を超えているため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物の増加により、ＤＩ性およびカール曲げ成形性が劣っている。
Ｎｏ．１３，１７はそれぞれＣｕ，Ｍｇが規定量を超えているために、高強度化しカール曲げ成形性が劣っている。
Ｎｏ．１０，１２，１６はＳｉ，Ｆｅ，Ｍｎが少ないためにＤＩ性に劣る。
Ｎｏ．１４，１８はＣｕ，Ｍｇが少ないため、ネッキング後の強度が低い。
Ｎｏ．１９〜２２、２５、２６は、総熱間粗圧延時間が規定量に達していないため、αが低く、カール曲げ成形性に劣る。
Ｎｏ．２３、２４は、総熱間粗圧延時間が長過ぎるため、耳率に劣る。