(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分として重量％で、Ｍｎ：０．８５〜１．５０％、Ｍｇ：０．５０〜１．５０％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｕ：０．１５〜０．５０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、５９０〜６３０℃で通常の方法にて均質化処理した後、冷却速度５０℃／ｈ以下で５５０℃以下まで冷却し、熱間圧延を開始温度４００〜５５０℃、終了温度３００〜３５０℃で行った後、冷間圧延を施すことを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、飲料缶などの２ピースアルミニウム缶の缶胴体に好適に使用される成形性（ネック・フランジ成形）に優れたアルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム缶の缶胴体には、Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系のＪＩＳ３００４合金硬質板が従来から使用される。ＪＩＳ３００４合金は強度を上げるためとして高圧延率の冷間圧延を行っても良好な成形性を有しているため、キャンボディ材に広く使用されている。この種合金は、典型的な先行技術である特開平 3− 90549号公報によって挙示されるように、鋳造後、加熱による均質化処理を施し、偏析の低減、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ相（以下、析出相（α相）という）の成長を促進させている。
【０００３】
析出相はそのサイズ・分布状態により熱間圧延終了後の再結晶挙動に影響するため、析出相のコントロールは重要である。均熱処理では均熱温度を高くするほど、また均熱時間を長くするほど析出物の成長が認められるため、生産性を考慮して均熱条件が決められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
缶胴体の加工に際しては、成形速度の上昇、潤滑コストの低減などにより近年頓に処理条件が厳しくなっており、加工性の向上が要求されている。この場合、絞り加工性、しごき（扱き）加工性に影響を及ぼす因子として結晶粒のサイズがあり、この結晶粒サイズが大きいと加工性の低下を招くため、熱間圧延終了後の再結晶において結晶粒を小さくすることが望ましい。
【０００５】
再結晶が発生する核には晶出物、析出物、歪み（転位）があり、これらの分布を適切にして再結晶の発生を促すことによって、結晶粒サイズを小さくコントロールすることが可能である。析出物を成長させる上で、従来では均熱温度、均熱時間のコントロールを行ってきたが、前述するように生産性の面からの制限がある点から、更なる再結晶の発生の促進を期することは決して容易ではない。
【０００６】
本発明は、このような従来の実情に鑑みて、より一層の結晶粒サイズの小粒化を図るべく案出されたものであり、本発明者等は、均熱処理後の冷却過程に着目して冷却温度域及び冷却速度が再結晶の発生条件に及ぼす影響に関して詳細に調査を行った結果、均熱処理後における冷却条件を適切にすることによって結晶粒サイズを小さくし得る点を知見するに至ったものである。しかして、本発明の目的は、上述する技術的背景に基づいて適正な冷却条件を設定することにより結晶粒サイズをより一層小さくすることを可能とし、以て、成形性に優れたアルミニウム合金板を製造する方法を提供しようとすることにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の目的を達成するため以下に述べる構成としたものである。即ち、本発明における請求項１の発明は、化学成分として重量％で、Ｍｎ：０．８５〜１．５０％、Ｍｇ：０．５０〜１．５０％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｕ：０．１５〜０．５０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、５９０〜６３０℃で通常の方法にて均質化処理した後、冷却速度５０℃／ｈ以下で５５０℃以下まで冷却し、熱間圧延を開始温度４００〜５５０℃、終了温度３００〜３５０℃で行った後、冷間圧延を施すことを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好ましい実施形態について具体的に説明する。
先ず、本発明に係るアルミニウム合金板における各成分の限定理由について説明する。この場合の各合金成分は、アルミニウムの強度を高めると同時に耳率（軸対称絞り時に材料が持つ面内異方性により発生する耳の方向性の度合い）や成形性のコントロールを目的として添加するものである。
【００１１】
◆Ｍｎ：
Ｍｎは強度向上に寄与するとともに、化合物であるＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ相（α相）の適正分布によってしごき加工性の向上に有効である。Ｍｎが０．８５％未満では何れの効果も少なく、また、１．５０％超過ではＭｎＡｌ6 の初晶巨大金属化合物が晶出し、成形性の低下につながる。従って、Ｍｎは０．８５％〜１．５０％とする。
【００１２】
◆Ｍｇ：
Ｍｇは単独で固溶強化による強度向上に有効であるとともに、Ｃｕとの組合せ（ＣＡＬ使用時：製品コイルを巻きほどしながら急速加熱・冷却により短時間焼鈍する）によりＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇが析出し、製缶時のベーキング（焼付け印刷）による軟化防止に効果がある。Ｍｇが０．５０％未満では何れの効果もなく、また、１．５０％を超えると加工硬化が大きくなり成形性の低下につながる。従って、Ｍｇは０．５０％〜１．５０％とする。
【００１３】
◆Ｆｅ：
Ｆｅは結晶粒の微細化及び化合物（α相）の適正分布による成形性の向上に効果がある。Ｆｅが０．３０％未満ではその効果がなく、また、０．７０％を超える場合は化合物（α相）の粗大化による成形性の低下につながる。従って、Ｆｅは０．３０％〜０．７０％とする。
【００１４】
◆Ｓｉ：
Ｓｉは化合物（α相）の形成による成形性の向上に効果がある。Ｓｉが０．１０％未満ではその効果がなく、また、０．５０％を超える場合はＭｇ2 Ｓｉによる強度上昇が大きくなり、成形性の低下につながる。従って、Ｓｉは０．１０％〜０．５０％とする。
【００１５】
◆Ｃｕ：
Ｃｕは強度上昇及びＭｇとの組合せ（ＣＡＬ使用時）により製缶時のベーキングによる軟化防止に効果がある。Ｃｕが０．１５％未満では何れも効果がなく、０．５０％超過では強度上昇が大きく、成形性の低下につながる。従って、Ｃｕは０．１５％〜０．５０％とする。
【００１６】
なお、その他の不可避的不純物として、Ｔｉは０．１０％以下、Ｂは０．０５％以下等、不純物レベルであれば、本発明の効果を妨げるものではない。
【００１７】
次に本発明における製造工程について説明する。
◆鋳造：
前述の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）により製作する。
【００１８】
◆均熱：
鋳塊に対して、先ず均質化処理を行う。均質化処理は、ミクロ偏析の均質化、過飽和元素の析出に加えてＡｌ−Ｆｅ−ＭｎからＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ相（α相）への相変態を促し、しごき加工性を向上させることに有効である。この場合、５９０℃未満では析出物の成長が十分ではないため再結晶形成の核になり難く、６３０℃超過では炉内でバーニングを起こす恐れがある。従って、均質化処理は５９０〜６３０℃の温度範囲内で行う。また、２時間未満の均熱保持では十分な均質化が得られないことから、均熱保持時間は２時間以上とすることが望ましい。
【００１９】
◆冷却：
均熱処理後に行う冷却では、均熱によって固溶した元素が温度の低下と共に析出し、均熱中に生成した析出物がさらに成長する。この場合の冷却速度が５０℃／ｈより速いと、析出に要する時間が得られなくなり、析出物の成長が十分ではない。また、冷却到達温度が５５０℃より高いと、均熱終了温度との差が小さくなり、固溶限の変化が少なくなるため、析出の駆動力が得られず、析出物の成長に対して効果が小さい。よって、冷却速度は５０℃／ｈ以下で、かつ、５５０℃以下まで冷却する。冷却到達温度については、望ましくは４８０℃まで冷却することにより析出物の成長が認められる。
【００２０】
◆熱間圧延：
上述する冷却処理が終わると熱間圧延を行う。熱延開始温度を低温にすることは、熱延時に再結晶の駆動力となる歪みを積極的に導入し、結晶粒を微細化させる効果がある。また、板表面の焼付きを低減させることができる。５５０℃超過ではその効果は少なく、４００℃未満では効果はあるものの粗圧延のパス数が増え、生産性に劣る。従って、熱延開始温度は４００〜５５０℃とする。
【００２１】
熱間圧延の終了温度は３００〜３５０℃にする必要がある。３００℃未満では熱延板全体を再結晶させることができず、３５０℃超過では再結晶するものの、結晶粒の粗大化を招く。
【００２２】
◆冷間圧延：
熱間圧延の終了後、通常の方法によって冷間圧延を行い、所要の厚さのアルミニウム合金板を得る。
【００２３】
【実施例】
以下、本発明の実施例について下記表１、表２を参照しながら説明する。
【００２４】
表１に示すような化学成分を持つアルミニウム合金を鋳造し、表２に示す各製造条件での製造方法により、均質化処理、冷却、熱間圧延を行った。表１のＡ，Ｂは本発明に係る合金であり、ＣはＭｇが本発明の範囲よりも低い合金である。表２には、各製造方法により、均質化処理、冷却、熱間圧延を行ったアルミニウム板の析出物サイズ及び熱間圧延終了後の表面結晶粒サイズが示される。
【００２５】
【表１】
0003897926.tif 000002
【００２６】
【表２】
0003897926.tif 000003
【００２７】
Ｎｏ．１、２、３は本発明例であり、ホットコイルの表面結晶粒サイズが２０μｍ以下と細かい再結晶粒が得られており、ボディ材として良好な成形性を示した。Ｎｏ．４は、合金Ｃを用いた比較例であり、Ｍｇが少ないために熱間圧延時に歪みの導入が少ない。そのため再結晶の発生が疎になり、結晶粒が粗大化している。Ｎｏ．５は、均熱温度が５２０℃と本発明の範囲より低く、均熱中の析出物の成長が十分でなく、また固溶量も少ないために冷却中に析出物が殆ど成長していない。
【００２８】
Ｎｏ．６では、均熱温度が６４０℃と本発明の範囲より高く、均熱中にバーニングを起こしてしまい、使用不可となった。Ｎｏ．７では、均熱終了後の冷却速度が１００℃／ｈと本発明の範囲の外であり、析出物の成長に必要な時間及び温度域が不足しており、結晶粒が細かくならなかった。
【００２９】
Ｎｏ．８は、同じく冷却時の到達温度が本発明の範囲より高く、均熱温度との差が小さく析出の駆動力が十分ではない。そのため析出物が細かくなり、結晶粒の微細化が得られなかった。Ｎｏ．９では、熱延開始温度が高いため、熱間圧延時の歪みの導入が不足し、再結晶の発生が十分出はなかった。
【００３０】
Ｎｏ．１０では、熱延開始温度が低いため、熱延終了温度も本発明の範囲より低くなり、再結晶温度に達せず、圧延集合組織が残っていた。Ｎｏ．１１では、熱延終了温度が高いため、再結晶の粗大化を招いてしまい、細かい結晶粒は得られなかった。
【００３１】
【発明の効果】
以上説明したように本発明によれば、均熱条件、熱延条件を適正にし、析出物及び歪みをコントロールすることにより、再結晶の発生を促進させることができ、その結果、結晶粒が小さくて高強度かつ成形性の良好なアルミニウム合金板を提供することが可能となり、また、製造過程においては生産性の向上に寄与するところが大である。