Di罐体用铝合金板的制作方法

Di罐体用铝合金板的制作方法
【专利摘要】本发明的铝合金板通过在制造特定的3000系DI罐体用铝合金板时控制铸锭的均热条件、热轧条件，使制造的冷轧板组织中的粗大的Mn系金属间化合物为特定量以下，并且确保一定量的Mg的平均固溶量，即使在DI成形的罐体的内压更低的严格的使用环境下，耐刺透性也优异。
【专利说明】DI罐体用铝合金板

【技术领域】
[0001] 本发明涉及饮料、食品用途中使用的包装容器，特别是在饮料罐的主体部DI成形 加工的铝合金板。

【背景技术】
[0002] 现在，作为用于饮料、食品用途的包装容器之一，已知由底和侧壁为一体结构的有 底圆筒状的主体部（罐体）和密封该主体部的开口部成为上面的圆板状的盖部（罐盖）构 成的2片罐。作为这样的罐的材料，从成形性、耐蚀性、强度等方面出发，广泛应用的是从 AA到JIS3000系等的铝合金板。用该铝合金板制造的2片罐中，特别是具有饮料罐这样的 高度的圆筒形状的罐的主体部大多通过被称为DI (Drawing and wall Ironing)成形的拉 深加工一减薄拉深加工的多段加工而成形。然后，进行涂装、烘焙，通过颈缩加工使开口部 缩径，通过翻边加工将开口部的边缘扩至外侧而形成罐体。最后，填充物（饮料、食品）被 填充于主体部内，在开口部卷边接缝盖部进行密封。基于这样的制法的罐被称为DI罐（以 下，适宜称为"罐"），被广泛通用。
[0003] -直以来，为了削减用这样的铝合金制的罐包装的饮料的成本，作为轻量化及减 少原材料（铝合金）的对策，推行的是使作为包装容器的罐薄壁化。其结果是，现行的铝合 金制的罐的侧壁（最薄部）厚度除去涂膜为0.105?0.110mm左右。但是，对于这样的薄 壁化的罐而言，特别是在板厚薄的侧壁（周面）与突起物接触而受到挤压（被向内压）时， 突起物前端穿过侧壁，有时发生穿孔（针孔）而填充物漏出的不良情况。作为突起物的接 触，可以举出在制造时（填充填充物、卷边接缝盖部、通过制造工序内的运送系统时）、流通 时、还有消费者使用时，硬的异物由外部接触等。另外，在翻边加工中，开口部的边缘被展开 时，有时在开口部的端部也产生裂纹（凸缘裂纹）。
[0004] 因此，为了能够防止这样的薄壁化的罐的侧壁的针孔产生及开口部的凸缘裂纹， 即提高侧壁的耐刺透性及翻边加工性（扩罐性），推行的是作为材料方面的铝合金板的改 良。
[0005] 例如，在专利文献1中，公开了设计由有包含具有3000系组成的铝合金冷轧板的 铝合金的冷轧板通过DI成形或深拉成形而成形的罐身的方法。即，在实施了相当于涂装烘 干的热处理的罐体的厚度为〇. 〇7mm?〇. 14mm的范围、且该壁部的罐轴方向的抗拉强度为 300MPa?500MPa、伸长率为3 %?8 %的情况下，使得针对将涂膜等表面皮膜进行脱膜后的 壁厚（t)的刺透强度换算成壁厚0. 105mm的罐的刺透强度可以得到35N以上的耐刺透强 度。因此，由Mg含量决定为了得到上述刺透强度的壁部的厚度，或者由期望的刺透强度决 定规定的壁部厚度相对应的Mg含量。
[0006] 另外，还提出了各种通过控制具有3000系组成的铝合金冷轧板的金属间化合物， 使耐刺透性提高的技术。例如，在专利文献2中，公开了在具有3000系组成的铝合金冷轧 板的表面，使金属间化合物以特定密度和特定面积率分布的技术。而且，在包括由此进行DI 成形的罐体的外面及内面涂装的侧壁厚度为0. 110?0. 130_的情况下，使该侧壁的罐轴 方向上的伸长率为3%以上且低于6%，使抗拉强度超过290MPa且为330MPa以下，使耐刺 透性优异。
[0007] 在专利文献3、4中也公开了通过控制同样具有3000系组成的铝合金冷轧板的规 定尺寸的金属间化合物的分布密度及面积率，使强度（耐刺透性）及韧性提高的技术。并 且，在专利文献5中，公开了通过使同样具有3000系组成的铝合金冷轧板以规定的加工率 进行DI成形，在210?250°C下进行热处理，从而控制利用DI成形的加工硬化和抗拉强度， 使耐刺透性提高的技术。
[0008] 另外，在罐用的具有3000系组成的铝合金冷轧板领域中，一直以来还提出了各种 通过规定Si、Cu、Mn、Fe等的固溶量，来提高薄壁化时的DI成形性、强度等特性的技术。
[0009] 此外，虽然不是DI罐、也不是提高耐刺透性的目的，但在专利文献6中，为了防止 瓶罐用铝合金冷轧板在涂装热处理时发生热变形而确保热处理后的罐强度，并且得到圆度 高的瓶罐，对于Cu和Mg的固溶量，将通过利用热酚的残渣萃取法与粒子尺寸超过0. 2 μ m 的析出物分离的溶液中的Cu量规定为0. 05?0. 3%，将Mg量规定为0. 75?1. 6%。
[0010] 现有技术文献
[0011] 专利文献
[0012] 专利文献1 :日本专利第4667722号公报
[0013] 专利文献2 :日本特开2004 - 68061号公报
[0014] 专利文献3 :日本特开2007 - 197815号公报
[0015] 专利文献4 :日本特开2009 - 270192号公报
[0016] 专利文献5 :日本特开2007 - 169767号公报
[0017] 专利文献6 :日本国专利第4019083号公报


【发明内容】

[0018] 发明要解决的课题
[0019] 但是，DI罐的处理、使用条件变成罐内外的压力差变得更大而罐体容易变形等更 严格的条件，因此，对罐体所要求的耐刺透性（耐刺透强度）也变得更加严格。对此，在上 述现有技术中，为了得到该变严格的耐刺透性，尚有改善的余地。
[0020] 例如，如果只是像专利文献1那样控制Mg含量，使显著受组织中存在的化合物的 影响的刺透强度达到上述要求水平是有限的。另外，专利文献3中公开的技术是通过使罐 的侧壁厚度增厚到超过〇. 110mm来提高耐刺透性，并不能与罐的侧壁厚度的薄壁化趋势相 适应。另外，在专利文献5中公开的技术中，由于涂装罐时的烘干的温度范围被较高地限 定，因此，不适合欲在更低温下进行热处理时的制罐方面的要求。
[0021] 另外，专利文献3?5所公开的控制上述金属间化合物确实对耐刺透性的提高有 效。但是，为了评价是否满足专利文献3?5的规定，作为成为控制对象的金属间化合物的 检测方法，不能缺少倍率500倍等的扫描电子显微镜（SEM)的应用。但是正如众所周知的 那样，卷状的宽幅且长条的冷轧板在宽度方向、乳制长度方向的全体所有部位被DI制罐成 数千到数万个大量的罐体。
[0022] 而且，在卷状的宽幅且长条的冷轧板中，即便使其制造条件最优化，在板宽方向等 上温度、应变的分布也总是不同，尽管不影响宏观机械特性，但作为微观组织的金属间化合 物的个数密度、面积率或分布当然会产生偏差。
[0023] 因此，在如专利文献3?5所公开的利用显微镜的微观观察中，即使增加多个测定 处，也不一定能宏观地代表全部被DI制罐成大量罐体的、卷状的长条且宽幅的冷轧板的、 宽度方向的全体部位的、作为微观组织的金属间化合物的个数密度、面积率或分布。另外， 显微镜观察测定的是板厚方向上的任意1处，并不能考虑到板厚方向上的组织的偏差。因 此，在总体上提高由长条且宽幅的冷轧板制罐的罐体的耐刺透性上是有限的。
[0024] 本发明鉴于上述问题而完成，目的在于提供可以提高由长条且宽幅的冷轧板制罐 的罐体的变得更严格的耐刺透性（耐刺透强度）的DI罐体用铝合金板。
[0025] 用于解决课题的方法
[0026] 用于解决上述课题的本发明DI罐体用铝合金板的重点在于，由具有如下组成的 铝合金板形成，所述铝合金板以质量％计，分别含有Μη :0. 3?1. 3%、Mg :1. 0?3. 0%、 Si :0. 1?0. 5%、Fe :0. 1?0. 8%，余量为A1和不可避免的杂质，作为该铝合金板的组织， 通过利用热酚的残渣萃取法分离的粒子尺寸超过〇. 1 μ m的残渣化合物中包含的Μη量为 1. 0%以下（包括0% )，并且通过上述利用热酚的残渣萃取法分离的溶液中的Mg的固溶量 为0. 7%以上且为2. 5%以下。
[0027] 在此，上述铝合金板还可以含有Cu :0. 05?0. 4%，或含有Cr :0. 001?0. 1%、 Zn :0. 05?0. 5%中的一种或两种。另外，优选上述错合金板DI成形为最薄部的侧壁厚度 为0. 085?0. 110mm的范围的罐体，且该罐体经过200°C X20分钟的热处理后的侧壁的 罐轴方向的0.2%屈服强度具有280MPa以上且350MPa以下的强度。另外，优选上述铝合 金板DI成形为最薄部的侧壁厚度为0. 085?0. 110mm的范围的罐体，且具有该罐体经过 200°C X20分钟热处理时的罐体侧壁的罐轴方向的0. 2%屈服强度为280MPa以上350MPa 以下的强度特性。另外，上述铝合金板的上述耐刺透性优选为对上述罐体施加1. 7kgf/ cm2(= 166. 6kPa)的内压，在距该罐体侧壁的罐底沿罐轴方向的距离L = 60mm的部位，使 前端为半径〇. 5mm的半球面的刺透针相对于罐体侧壁垂直地以速度50mm/分钟刺透，该刺 透针穿过罐体侧壁为止的负荷测定值中的最大值为35N以上。
[0028] 发明效果
[0029] 如上所述，一直以来控制金属间化合物确实对提高耐刺透性（耐刺透强度）有效， 若在罐体组织中尺寸大的金属间化合物多，则变得容易断裂，耐刺透性降低。
[0030] 但是，在以往的铝合金板组织中的微观的金属间化合物的面积率、尺寸、个数密度 的规定中，如上所述，作为控制对象的金属间化合物的检测手段成为扫描电子显微镜（SEM) 等微观观察，并不能宏观地代表被DI制罐成大量罐体的卷状的宽幅的冷轧板的宽度方向、 板厚方向的全体部位的微观组织。
[0031] 因此，本发明人等不使用扫描电子显微镜（SEM)等微观观察方法，通过利用热酚 的残渣萃取法而可得到所谓宏观且平均的信息的分析手段，由此宏观地控制卷状的宽幅冷 轧板的、特别是宽度方向、板厚方向的全体部位的组织（金属间化合物）。由此，可以提高到 以耐刺透性为目标的水平。

【专利附图】

【附图说明】
[0032] 图1为示意性说明罐体的刺透强度的测定方法的剖视图。

【具体实施方式】
[0033] 以下，对用于实现本发明的罐体用铝合金板（以下称为铝合金板）的方式进行说 明。
[0034] (铝合金组成）
[0035] 本发明的铝合金板组成如下：以质量％计，分别含有Μη :0. 3?1. 3%、Mg :1. 0? 3. 0%、Si :0. 1?0. 5%、Fe :0. 1?0. 8%，余量为A1和不可避免的杂质。也可以是在该铝 合金组成中还含有Cu :0. 05?0. 4%的组成。需要说明的是，关于组成（各元素含量）的％ 标记全部是指质量％。
[0036] (Μη :0· 3 ?1. 3% )
[0037] Μη有提高铝合金的强度的效果，在铝合金板成形成罐体时，可以提高侧壁强度从 而确保压曲强度、耐刺透性。另外，Μη在铝合金中形成Α1 - Fe - Μη系金属间化合物，并 适度地分散，因此，热轧后的再结晶被促进，而铝合金板的加工性提高。若Μη的含量低于 0.3%，则这些效果不充分。因此，Μη的含量为0.3%以上，优选为0.4%以上。另一方面， 若Μη的含量超过1. 3%，则铝合金板的固溶强化变得过大而加工性降低，此外，Α1 - Fe - Μη系金属间化合物的生成量增加，耐刺透性降低。因此，Μη的上限为1. 3%，优选为1. 1%， 进一步优选为1.0%。
[0038] (Mg :1· 0 ?3. 0% )
[0039] Mg有提高铝合金的强度的效果。若Mg的含量低于1. 0%，则在铝合金板成形成罐 体时，侧壁强度变低而耐刺透性不足。另一方面，若Mg的含量超过3. 0 %，则铝合金板的加 工硬化变得过大，容易发生减薄拉深加工时的裂开（罐体裂纹）等裂纹、颈缩加工时的褶 皱、条纹等不良。因此，Mg的含量为1. 0?3. 0%的范围，Mg量的上限优选为2. 5%。
[0040] (Si :0· 1 ?0· 5% )
[0041] Si形成A1 - Fe - Μη - Si系金属间化合物，其越适当地分布，成形性越提高。 因此，Si的含量为0. 1%以上，优选为0.2%以上。另一方面，若Si变得过剩，则形成大量 A1 - Fe - Μη - Si系金属间化合物、Mg - Si系金属间化合物的大的化合物，耐刺透性降 低。因此，Si含量的上限为0.5%，优选为0.4%。
[0042] (Fe :0· 1 ?0· 8% )
[0043] Fe作为基体金属杂质混入到错合金中，但通过在错合金中形成A1 - Fe - Μη系金 属间化合物并适度地分散，从而热轧后的再结晶被促进，而铝合金板的加工性提高。另外， Fe促进Μη的结晶、析出，在控制铝基质中的平均固溶Μη量、Μη系金属间化合物的分散状态 的方面也是有用的。因此，Fe的含量为0.1%以上，优选为0.3%以上。另一方面，若Fe含 量变得过剩，则容易产生直径超过15 μ m的尺寸巨大的初晶金属间化合物，DI成形性、耐刺 透性也降低。因此，Fe含量的上限为0. 8%，优选为0. 7%。
[0044] (Cu :0· 05 ?0· 4% )
[0045] Cu通过固溶强化来增加强度。因此，选择性地含有Cu时的下限量为0. 05%以上， 优选为0. 1%以上。另一方面，若Cu变得过剩，则虽然可以容易地得到高强度，但是由于变 得过硬而成形性降低，进而耐蚀性也劣化。因此，Cu含有的上限量为0. 4%，优选为0. 3%。
[0046] (Cr :0· 001 ?0· 1%、Ζη :0· 05 ?0· 5% )
[0047] 作为与该Cu等效的强度提高元素可以举出Cr、Zn，可以将Cr :0.001?(λ 1%、Ζη : 0. 05?0. 5%中的一种或两种加入Cu中，或者代替Cu而选择性地含有。选择性地含有时 的Cr的含量为0. 001 %以上，优选为0. 002 %以上。另一方面，若Cr变得过剩，则生成巨大 结晶物而成形性降低，因此，Cr量的上限为0. 1%，优选为0.05%左右。另外，选择性地含 有时的Zn的含量为0. 05%以上，优选为0. 06 %以上。另一方面，若Zn变得过剩则耐蚀性 降低，因此，Zn含量的上限为0. 5%，优选为0. 45%左右。
[0048] 除这些元素以外还有不可避免的杂质，但作为该不可避免的杂质，例如，若Zr为 0. 10%以下；Ti为0. 2%以下，优选为0. 1 %以下；B为0. 05%以下，优选为0. 01 %以下，则 不影响本发明的铝合金板的特性，可以容许含有。其中，Ti还有使结晶粒微细化的效果，若 与微量的B同时含有，则该结晶粒的微细化效果进一步提高，但若这些含量过剩，则结晶出 巨大的A1 - Ti系金属间化合物、Ti 一 B系的粗大粒子而阻碍成形性。
[0049] (DI罐体用铝合金板的组织）
[0050] 为了提高耐刺透性（耐刺透强度），本发明也进行DI罐体用铝合金板或使其DI成 形的DI罐体的组织中的A1 - Fe - Μη系化合物等金属间化合物的控制、固溶Mg量的控制。
[0051] (化合物中包含的Μη量）
[0052] 向罐的侧壁挤入突起物时产生针孔的刺透机理如上述专利文献4中也公开的那 样，是由于：以突起物接触的部位为中心向罐的内侧凹陷成研钵状而变形时，在该中心部的 周边（研钵的倾斜的面）产生局部的减薄及剪切带，由该剪切带端部（罐的内侧表面）产 生裂缝。该裂缝沿着剪切带传播以至于断裂，若在该减薄部金属间化合物的量、特别是尺寸 大的金属间化合物多，则容易断裂。
[0053] 但是，在使用扫描电子显微镜（SEM)等观察方法的金属间化合物的面积率、尺寸、 个数密度等微观的规定中，如上所述，不能宏观地代表DI罐用冷轧板的板宽方向、板厚方 向的全体部位的组织。因此，并不一定能够在总体上提高由冷轧板制罐的罐体的耐刺透性。
[0054] 因此，在本发明中，不使用这样的微观观察手段，而通过基于利用热酚的残渣萃取 法的所谓宏观分析方法，宏观地控制卷状的宽幅且长条的冷轧板的板宽方向、板厚方向的 全体部位的组织的金属间化合物。即，根据作为通过利用热酚的残渣萃取法分离的残渣的 化合物中包含的Μη量（化合物残渣中的Μη量），来规定成为突起物被压入罐的侧壁时（刺 透时）的破坏的起点的Α1 - Fe - Μη系等包含Μη的化合物量。
[0055] 成为刺透时的破坏的起点的是Α1 - Fe - Μη系等共同地包含Μη且粒子尺寸超过 〇. 1 μ m的粗大的化合物。只要在该点通过利用热酚的残渣萃取法测定作为残渣的化合物中 包含的Μη(化合物残渣中的Μη)的含量（Μη析出量），就可知该包含Μη并成为上述破坏的 起点的Α1 - Fe - Μη系等包含Μη的化合物在板、罐体的组织中的量，其中，上述残渣是指 利用热酚将DI罐体用铝合金冷轧板或使其DI成形的DI罐体试样溶解时的利用0. 1 μ m的 筛孔的过滤器分离的残渣。
[0056] 此外，DI罐体用铝合金冷轧板的组织的作为上述残渣的化合物中包含的Μη的含 量、或后述的上述分离的溶液中的Mg的含量，即便使该DI罐体用铝合金冷轧板DI成形而 形成DI罐体（即使以DI罐体的侧壁部为试样进行测定），彼此的值的差别仅仅是基于铝 合金冷轧板的部位的值的差别水平，不至于变化到影响本发明的各含量规定。因此，可以将 DI罐体用铝合金冷轧板作为试样进行测定，也可以将使该DI罐体用铝合金冷轧板DI成形 的DI罐体的侧壁作为试样进行测定。
[0057] 在本发明中，将该板、罐体的组织中的A1 - Fe - Μη系等包含Μη且粒子尺寸超 过0. 1 μ m的粗大的化合物的量作为通过利用热酚的残渣萃取法分离的化合物中的Μη的平 均含量，限制在1. 〇%以下。由此，DI罐体用铝合金冷轧板DI成形为最薄部的侧壁厚度为 0. 085?0. 110mm的范围的罐体，且对罐体进行相当于涂膜的烘干的热处理（200°C X 20分 钟的热处理），使罐体侧壁的罐轴方向的〇.2%屈服强度变为28010^以上且35010^以下时 的DI罐体的耐刺透性提高。
[0058] 在本发明中，将作为上述残渣的化合物中包含的Μη的含量作为"平均"是为了宏 观地控制宽幅的冷轧板的板宽方向的Μη系金属间化合物量。在1000mm以上的宽幅的冷轧 板的板宽方向上，根据制造过程中的温度、应变的分布的差别，组织状态容易产生偏差。为 了抑制该偏差并提高组织的均匀度，并总体地（同样地或均匀地）提高由冷轧板的板宽方 向的各制罐部位制罐的DI罐体的耐刺透性，将上述Μη的含量作为上述各制罐部位的"平 均"。
[0059] 为此，如后述的实施例所述，由冷轧板的长度方向中央部的板宽方向中央部1处 和由该中央部出发的板宽方向两端部2处的共计3处代表板的板宽方向的制罐部位的多处 取样采集试样，然后，分别测定这些板的各部位试样的各Μη系金属间化合物量（作为上述 残渣的化合物中包含的Μη的含量），作为将这些测定值平均化的平均值来规定、评价Μη系 金属间化合物量。
[0060] 在该Μη的平均含量超过1. 0%的情况下，板、罐体的组织中的Α1 - Fe - Μη系等 包含Μη且粒子尺寸超过0. 1 μ m的粗大的金属间化合物变得过多。其结果是，在上述薄壁 且上述高强度、并且使用环境变严格的情况下，罐体的耐刺透性降低。
[0061] (固溶 Mg 量）
[0062] 若固溶Mg量增加，则基于板、罐体的固溶强化的加工硬化特性提高，突起物被压 入罐的侧壁时（刺透时）的板、罐体的变形能提高，耐刺透性提高。因此，在本发明中，将板、 罐体的固溶Mg量按上述通过利用热酚的残渣萃取法分离的溶液中的Mg的平均含量计，为 0. 7%以上且2. 5%以下。
[0063] Mg在其它元素量少时，添加或含有的Mg的几乎总量发生固溶，但其它元素的含量 多时，固溶量受与这些其它元素的含量的关系影响。因此，在确实地实现板、罐体的固溶强 化的情况下，需要直接测出固溶量进行控制，而不是通常的Mg的含量。
[0064] 因此在本发明中，将板、罐体的Mg的平均固溶量按上述通过利用热酚的残渣萃取 法分离的溶液中的Mg的平均含量计，为0. 7%以上且2. 5%以下，将该铝合金板DI成形为 最薄部的侧壁厚度为0. 085?0. 110mm的范围的罐体，且使相当于上述涂膜的烘干的热处 理后的侧壁的罐轴方向的〇. 2%屈服强度为280MPa以上且350MPa以下的情况下的耐刺透 性提高。而且，降低上述成为破坏的起点的A1 - Fe - Μη系化合物量，并提高到以上述薄 壁化、高强度化的DI罐体的耐刺透性为目标的水平。
[0065] 具体来说，对上述罐体施加 1. 7kgf/cm2( = 166. 6kPa)的内压，在距该罐体侧壁的 罐底沿罐轴方向的距离L = 60mm的部位，使前端为半径0. 5mm的半球面的刺透针相对于罐 体侧壁垂直地以速度50_/分钟刺透，该刺透针穿过罐体侧壁为止的负荷测定值中的最大 值提高到35N以上的水平。
[0066] 在本发明中，将板、罐体的Mg的固溶量（通过上述利用热酚的残渣萃取法分离的 溶液中的Mg的含量）作为"平均"的目的是：与上述作为残渣的化合物中包含的Μη的含量 同样，提高到使由冷轧板制罐的罐体的耐刺透性成为目标的水平。即，为了控制冷轧板的特 别是板宽方向的制罐部位的Mg固溶量，如后述的实施例所述，与上述Μη同样地，由冷轧板 的板宽方向中央部、两端部等代表板的板宽方向的制罐部位的共计3处采集各试样，分别 测定各试样的通过上述利用热酚的残渣萃取法分离的各溶液中的各Mg的固溶量，作为将 这些测定值平均化的平均值来规定、评价Mg固溶量。
[0067] 若板、罐体的Mg的平均固溶量按通过上述利用热酚的残渣萃取法分离的溶液中 的Mg的含量计，变得过少到低于0. 7%，则即使降低了上述成为破坏的起点的A1 - Fe - Μη系化合物量，也不能使上述薄壁化、高强度化的DI罐体的耐刺透性提高到目标的水平以 上。另一方面，上述Mg的平均固溶量越多耐刺透性变得越高，但若固溶Mg量变得过多到超 过2. 5%，由于Mg的固溶强化而冷轧板的屈服强度变得明显过高，制罐加工所需的减薄拉 深加工性降低，容易发生开裂。因此，若仅仅是控制固溶Mg量，则耐刺透性和制罐加工性 (DI成形性）需要权衡。
[0068](制造方法）
[0069] 接下来，对本发明中的铝合金板的制造方法进行说明。本发明的铝合金板通过以 下工序进行制造：熔解上述成分的铝合金并铸造形成铸锭的铸造工序；通过热处理使铸锭 均质化的均热处理工序；对均质化的铸锭进行热轧而形成热轧板的热轧工序；不使热轧板 退火而进行冷轧的冷轧工序。而且，在该制造方法中，铸锭的均热处理按照后述条件进行 2次，并且热粗轧也按照后述条件进行，使冷轧后的铝合金板组织成为本发明中规定的基 于上述利用热酚的残渣萃取法的分离残渣化合物中的Μη的平均含量为1. 0%以下（包括 0% )，并且将Mg的平均固溶量作为基于利用上述热酚的残渣萃取法的分离溶液中的Mg的 平均含量并为〇. 7%以上且2. 5%以下。
[0070] (熔解、铸造）
[0071] 首先，将铝合金熔解，利用DC铸造法等公知的半连续铸造法进行铸造，冷却到 低于铝合金的固相线温度形成铸锭。若慢到铸造速度低于40_/分钟、或冷却速度低于 0. 5°C /秒，则铸锭中粗大的金属间化合物大量结晶。另一方面，若快到铸造速度超过65mm/ 分钟、或冷却速度超过1. 5°C /秒，则容易发生铸锭裂纹、"气孔"而铸造成品率降低。因此， 在铸造过程中，铸造速度设为40?65mm/分钟，冷却速度设为0. 5?1. 5°C /秒。另外，该 冷却速度是关于铸锭的中央部的温度即垂直于铸造方向的面的中央部的温度的速度，为从 铝合金的液相线温度冷却到固相线温度的过程中的速度。
[0072] (均热处理）
[0073] 在轧制铸锭前，需要在规定温度下进行均质化热处理（均热处理）。通过实施热处 理，从而除去内部应力，将铸造时偏析的溶质元素均质化，使铸造时结晶的金属间化合物扩 散固溶，使组织均质化。
[0074] 但是，在本发明中，将均热处理设为2次均热。该2次均热区别于2阶均热。2阶 均热是指：在第1次均热后进行冷却，但不冷却到200°C以下而在更高温下停止冷却，随后 保持在该温度下，然后在这样的温度下或在再加热到更高温后开始热轧。与此相对，本发明 的2次均热是指：在第1次均热后，暂时冷却到包括室温在内的200°C以下的温度，进一步 再加热，在该温度下保持一定时间后开始热轧。
[0075] 具体来说，首先，将第1次均热温度设为580°C以上且低于熔点的温度。将该均热 温度设为580°C以上是为了使铸造时生成的粗大的A1 - Fe - Μη系化合物固溶。若均热温 度低于580°C，则粗大的Α1 - Fe - Μη系化合物不固溶而残留，因此冷轧板向罐体的成形性 降低。
[0076] 在该第1次均热处理后，暂时冷却到包括室温在内的200°C以下。此时，将500? 200°C之间的铸锭的平均冷却速度设为80°C /小时以上。若该温度间的平均冷却速度低于 80°C /小时，则不仅冷却中生成的A1 - Fe - Μη系化合物量增加，Mg - Si系化合物量也 增加，而固溶Mg量降低。另外，如上述2阶均热那样，若在中途的高温状态（超过200°C ) 下停止该冷却，连续地进行第2次均热处理，则以已经分散的A1 - Fe - Μη系化合物为核， 其量增加，因此需要暂时冷却到200°C以下。若脱离该条件，则不能使DI罐用冷轧板的板宽 方向、板厚方向的全体部位的组织形成耐刺透性优异的罐体。
[0077] 第2次均热温度设为450°C以上且550°C以下。而且，将该第2次均热中的200? 400°C的温度间的铸锭的平均加热速度设为超过30°C /小时的速度。这样一来，在该第2次 均热中的升温中生成Mg - Si系化合物，而通过将上述200?400°C的温度间的铸锭的平均 加热速度设为超过30°C /小时，从而微细且高密度地生成Mg - Si系化合物，在进一步升温 到450°C以上的过程中再固溶而增加固溶Mg量，不仅如此，还能降低在第2次均热中、热轧 中生成的粗大的A1 - Fe - Μη系化合物量。因此，可以满足用上述利用热酚的残渣萃取法 规定的Μη量、Mg固溶量，并提高耐刺透性。若该加热速度小，则不能微细且高密度地生成 Mg - Si系化合物，在进一步升温到450°C以上的过程中不进行再固溶而不能增加固溶Mg 量，在第2次均热中、热轧中生成的粗大的A1 - Fe - Μη系化合物量也增加。因此，不能满 足用上述利用热酚的残渣萃取法规定的Μη量、Mg固溶量，不能提高耐刺透性的可能性高。 因此，不能使DI罐用冷轧板的板宽方向、板厚方向的全体部位的组织形成罐体的耐刺透性 优异的罐体。
[0078] 若这些第1次、第2次各均热处理时间分别少于2小时，则有时铸锭的均质化未完 成。另一方面，即使进行超过8小时的均热处理也不会提高效果，而生产率降低。因此，第 1次、第2次各均热处理时间优选设为2?8小时，但没有特别限定。
[0079] 〔热轧〕
[0080] 对上述均热处理工序中均质化的铸锭进行热轧。首先，将铸锭进行粗轧，进一步进 行精轧，由此形成规定的板厚的铝合金热轧板。
[0081] (热粗轧）
[0082] 在450°C以上且550°C以下的温度范围内开始热粗轧。若该粗轧开始温度低于 450°C，则粗轧中析出的Mg - Si系化合物的量增加，固溶Mg量减少，不仅如此，乳制本身也 变得困难。另一方面，在粗轧开始温度超过550°C的情况下，由于轧制中的烧粘而板的表面 性状劣化。
[0083] 另外，还要尽量缩短粗轧中的道间的时间，即从该轧制实施（道）到下一次轧制实 施（道）为止所需时间（道间的时间）。该道间的时间优选设为100秒以内的尽量短的时 间。此处的道间的时间表示轧钢机通过板的长度方向的中央位置的时刻之差。在板厚薄的 区域内的压下率越低，而且道间的时间变得越长，在粗轧中析出的A1 - Fe - Μη系化合物 和Mg - Si系化合物的量越随之增加。进而，在该热粗轧中，如果使用可逆轧机，则将数次 至数十次的全部轧道的稳定速度中的最低的稳定速度设为50m/分钟以上。此处所述稳定 速度是指每一道中轧制速度（线速度）最高且恒定的速度。若在热粗轧中的全部轧道的比 较中最低的稳定速度（道次中最低稳定速度）低于50m/分钟的速度，贝U乳制时间变长，在 冷却中生成的A1 - Fe - Μη系化合物量增加，上述残渣Μη量变得过大。因此，若脱离这些 条件，则不能满足用上述利用热酚的残渣萃取法规定的Μη量、Mg固溶量，存在不能得到作 为目标的罐体的耐刺透性可能性。
[0084] 该热粗轧的结束温度优选为400°C以上。将热轧分为粗轧和精轧，并连续地实施 时，若热粗轧的结束温度变得过低，则在下一工序的热精轧中轧制温度变低，容易产生边缘 裂纹。
[0085] (热精轧）
[0086] 对热粗轧结束的铝合金板连续性地、迅速地进行热精轧。通过迅速地进行热精轧， 可以防止A1 - Fe - Μη系化合物、Mg - Si系化合物增加。优选热粗轧结束的铝合金板在 例如5分钟以内、优选3分钟以内进行热精乳。热精轧的结束温度优选为300°C以上。若低 于300°C，则温度过低而板整体不进行再结晶，部分地变成加工组织，特别是板宽方向的制 耳率偏差增加。
[0087] 〔冷轧〕
[0088] 铝合金热轧板不退火而进行冷轧，制成规定的板厚的铝合金板。优选冷轧中的总 轧制率（冷加工率）为77?90%，冷轧后的冷轧板的板厚为0· 25?0· 33mm。
[0089] 〔DI罐的制作方法〕
[0090] 以下对由本发明的铝合金板（冷轧板）制作DI罐的罐体的方法的一例进行说明。 首先，将本发明的铝合金板冲裁成圆板形状（冲切加工），进行拉深加工（杯形挤压加工 (cupping))、DI成形而形成浅杯形状。多次重复这些拉深加工以及减薄拉深加工来逐渐增 高侧壁，形成规定的底面形状及侧壁高度的有底筒形状。
[0091] 经过这些加工的罐体的侧壁的板厚减小率（减薄拉深加工率）优选为60?70%。 而且，切掉侧壁（开口部）的边缘进行修整（修边加工）。在这种状态下，DI成形成最薄部 的侧壁厚度为〇. 085?0. 110mm的范围的薄壁的罐体。
[0092] 接着，对罐体进行脱脂洗涤，在外面、内面分别进行涂装、涂膜的烘干（烘焙 (baking))，作为最薄部的侧壁的罐轴方向的强度成为0. 2 %屈服强度为280MPa以上且 350MPa以下水平的高强度。此外，该强度也可以用以下的强度代替，S卩，对实际上未进行上 述涂膜的烘干（烘焙）而成形的罐体进行本发明所述的"相当于罐体的涂膜的烘干的热处 理"，将相当于涂膜的烘干的温度和时间按200°C X20分钟进行热处理后的强度。
[0093] 对于涂膜烘干后的罐体，使开口部缩径（颈缩加工），并将开口部的边缘扩至外侧 (翻边加工）而成为最终的罐体。用于饮料、食品用途时，填充物（饮料、食品）由开口部填 充于罐体，将用其他工序制作的罐盖卷边接缝于开口部进行密封。
[0094] 实施例
[0095] 以上，对用于实施本发明的方式进行了叙述，以下，将确认了本发明的效果的实施 例与不满足本发明的必要条件的比较例进行对比来具体说明。需要说明的是，本发明并不 限定于该实施例。
[0096](试样材铝合金板）
[0097] 将表1所示组成的铝合金熔解并使用半连续铸造法，各例均共同地按上述优选数 值范围内的铸造速度及冷却速度制作铸锭。
[0098] 对该铸锭进行上述2次均热，各例均共同地在600°C的均热温度下进行4小时的第 1次均热后，将500?200°C的平均冷却速度（°C /小时）按表1所示进行各种改变而将该 铸块暂时冷却到室温。然后，作为第2次均热，将铸锭由室温再次加热，将200?400°C的平 均加热速度（°C /小时）按表1所示进行各种改变，另外，各例均共同地在500°C的均热温 度下进行4小时的第2次均热处理。
[0099] 然后，在该温度中开始热粗轧。此时，将该热粗轧（可逆轧机）中的轧道次数12 的道间的时间中，从该轧制实施（道）到下一次轧制实施（道）为止需要的轧道的时间中 的最长时间（秒）按表1所示进行各种改变。另外，这些所有轧道的稳定速度中，将最低的 稳定速度（m/分钟）按表1所示进行各种改变。而且，各例均同样地将热粗轧的结束温度 设为450°C，在该热粗轧结束后3分钟以内开始热精乳，将热精轧的结束温度设为330°C，形 成板厚2. 5_的热轧板。进一步，不使该热轧板粗退火（退火）且在中途不进行中间退火 而进行冷轧，形成板厚〇. 28mm且板宽度为2000mm的卷状的长条铝合金板。需要说明的是， 表1的铝合金板化学成分组成中"一"表示为检出界限以下。
[0100] (罐体）
[0101] 对得到的卷状的铝合金板进行杯形挤压加工、DI成形（减薄拉深加工率65? 70 % )，对开口部进行修边加工，形成外径约66mm、高度（罐轴方向长）124mm、侧壁厚度 0.090mm的有底筒状的罐体。进一步，对该罐体进行脱脂洗涤后，按假定（模拟）了涂装时 的烘干的上述200°C X20分钟的条件进行热处理，形成罐体试样材。
[0102] 〔评价〕
[0103] 通过对上述铝合金冷轧板测定0. 2%屈服强度及利用热酚残渣萃取法的Μη系金 属间化合物量（化合物残渣中的Μη含量）、Mg固溶量（分离的溶液中的Mg含量）来进行 评价。另外，对罐体（上述假想涂装烘干的热处理后）分别测定DI成形性、耐刺透性、0. 2% 屈服强度来进行评价。这些结果也示于表1中。
[0104] (组织=热酚残渣萃取法）
[0105] 对利用热酚将由上述铝合金冷轧板卷材的长度方向中央部的板宽方向中央部1 处和由该中央部出发的板宽方向两端部2处共计3处采集的各试样熔解时的、作为利用 0. 1 μ m的筛孔的过滤器分离的残渣的化合物中的Μη (化合物残渣中的Μη)含量分别进行测 定并平均化，求出上述铝合金冷轧板组织中的化合物的平均Μη含量作为分析值。同时，测 定上述各试样中的由该残渣分离的各溶液中的Mg的含量并平均化，求出上述铝合金冷轧 板组织中的平均Mg固溶量作为分析值。
[0106] (成形性）
[0107] 在上述DI成形中，由铝合金冷轧板线圈的长度方向中央部的上述板宽方向中央 部附近1处和上述两端部2处的各附近共计3处各切出1000片坯料，以减薄拉深加工率 65%进行连续成形（杯形挤压加工、DI成形）来制罐。而且，在成形时没有发生不良（裂 开、针孔等）的情况作为成形性优异，用"〇"评价；发生了不良的情况作为成形性不良，用 "X，，评价。
[0108] (耐刺透性）
[0109] 对于各例，验证是否总体上提高了由1张板制罐的大量罐体的耐刺透性，特别是 冷轧板的板宽方向、板厚方向的各耐刺透性。为此，各例均按照均等地包含由上述铝合金冷 轧板卷材的板宽方向中央部、两端部的3处制罐的罐体的方式，对上述成形而成的10个全 部实施刺透试验，评价了耐刺透性。
[0110] 该耐刺透性试验如图1所示，固定罐体，施加1. 7kgf/cm2( = 166. 6kPa)的内压， 罐体的侧壁的铝合金板的轧制方向与罐轴方向一致，在距罐底沿罐轴方向的距离L为60mm 的部位，使前端为半径0. 5mm的半球面的刺透针相对于侧壁垂直地以速度50mm/分钟刺透。 然后，测定刺透针穿过侧壁为止的负荷（N)，将得到的最大负荷作为刺透强度。
[0111] 在耐刺透性试验结果中,将整个罐体的上述最大负荷平均为40N以上的罐体作为 上述铝合金冷轧板的板宽方向整体耐刺透性优异，评价为"◎"，平均为35N以上的罐体也 评价为"〇"。另一方面，整个罐体的上述最大负荷以平均计，平均低于35N的罐体作为上述 铝合金冷轧板的板宽方向、板厚方向整体上耐刺透性不良，用" X "评价。
[0112] 在本发明中，作为DI罐的处理乃至使用条件，设为罐的内外的压力差更大、罐体 的变形变大、耐刺透性变得更严格的条件的上述1. 7kgf/cm2( = 166. 6kPa)这样更低的内 压。实际的罐体刺透时的裂纹是由于各种形状的物质冲撞而发生的，但不能对它们全部进 行评价，从而需要用更严格的评价方法进行评价。因此，通过采用降低内压、增大变形的条 件，使刺透强度难以变高。
[0113] 此前的耐刺透性的评价通常通过施加更高的2. 0kgf/cm2( = 196kPa)的内压来进 行。因此，即使是同样的试验材料，由于本发明的试验方法的试验条件严格而刺透强度略 低。即，即使基于上述2. Okgf/cm2的内压的试验中的刺透强度（N)的值和利用本发明的试 验方法的刺透强度（N)的值为例如相同或为例如稍微低的数值，也可以说本发明的材料耐 刺透性优异。换言之，即使2. Okgf/cm2的内压试验中的耐刺透性优异，也全然不能说明本 发明的1. 7kgf/cm2这样更低的内压下的耐刺透性优异。
[0114] (0.2 %屈服强度）
[0115] 在用于上述冷轧板和上述罐体侧壁的0.2%屈服强度测定的拉伸试验中，依照JIS Z 2201对分别由冷轧板和罐体（上述假定涂装烘干的热处理后）侧壁采集的试验片进行拉 伸试验，并且试验片形状用JIS 5号试验片进行，按照试验片的长度方向与轧制方向（罐轴 方向）一致的方式制作。另外，十字头速度为5mm/分钟，到试验片断裂为止按固定的速度 进行。
[0116] 如表1所示，在各发明例1?11中，铝合金的组成在本发明范围内，在优选制造条 件下制造。S卩，铸锭的2次均热处理中的、第1次均热后的冷却到室温时的500?200°C的 平均冷却速度为80°C /小时以上，第2次均热的铸锭由室温再加热时的200?400°C的平 均加热速度为30°C /小时以上。而且，热粗轧的道次之间的时间中的最长时间为100秒以 内，最低的稳定速度为50m/分钟以上。
[0117] 因此，如表1所示，各发明例成为冷轧板（DI成形的罐体侧壁）的通过利用热酚的 残渣萃取法分离的粒子尺寸超过0. 1 μ m的化合物中的Μη的平均含量（表1中简略标记为 残渣Μη量）为1.0%以下的组织，Μη系金属间化合物少。同时，确保了冷轧板（DI成形的 罐体侧壁）组织的Mg的平均固溶量按上述通过利用热酚的残渣萃取法分离的溶液中的Mg 的含量（表1中简略记为固溶Mg量）计，为0.7%以上且2. 5%以下。
[0118] 其结果是，在各发明例中，在DI成形性良好的前提下，使上述铝合金板DI成形为 最薄部的侧壁厚度为0. 090mm的薄壁的罐体，且上述相当于涂膜的烘干的热处理后的侧壁 的罐轴方向的〇. 2%屈服强度为280MPa以上且350MPa以下的高强度的情况下的耐刺透性 优异。而且，尽管是对罐体施加1.7kgf/cm 2( = 166.6kPa)的内压的严格评价，该耐刺透性 还是优异地为35N以上或40N以上。即，在罐壁厚度被薄壁化、高强度化的罐体中，可以得 到良好的成形性、更严格的条件下的优异的耐刺透性。
[0119] 与此相对，对于表1的比较例12?15而言，虽然铝合金的组成在本发明范围内， 但是上述均热、热粗轧的条件中的任意一个脱离本发明的上述优选条件。因此，各比较例成 为冷轧板（DI成形的罐体侧壁）的通过利用热酚的残渣萃取法分离的粒子尺寸超过0. lym 的化合物中的Μη的平均含量（表1中简略标记为残渣Μη量）或Mg的平均固溶量（表1中 简略标记为固溶Mg量）脱离范围的组织。其结果是，各比较例同样，虽然DI成形性良好， 但是最薄部侧壁厚度DI成形为上述薄壁的罐体且使上述相当于涂膜的烘干的热处理后的 侧壁成为上述高强度，并在内压条件严格的情况下的板宽方向全体的耐刺透性极差。
[0120] 对于比较例12而言，第1次均热处理后的冷却到室温时的500?200°C的平均冷 却速度低于80°C/小时而过小。其结果是冷却中生成的A1 - Fe - Μη系化合物量增加，上 述残渣Μη量变得过大。
[0121] 对于比较例13而言，第2次均热温度时的200?400°C的平均加热速度低于30°C / 小时而过小。其结果是不能微细且高密度地生成Mg - Si系化合物，在进一步升温到450°C 以上的过程中不进行再固溶，上述固溶Mg量变得过少。
[0122] 对于比较例14而言，粗轧的道次之间的时间超过100秒而过长。其结果是粗轧中 析出的A1 - Fe - Μη系化合物、Mg - Si系化合物的量增加，特别是上述Mg固溶量变得过 少。
[0123] 对于比较例15而言，粗轧的道次的稳定速度中，最低的稳定速度低于50m/分钟而 过慢。其结果是轧制时间变长，在冷却中生成的A1 - Fe - Μη系化合物量增加，上述残渣 Μη量变得过大。
[0124] 另外，在表1的比较例16?20中，Mn、Mg、Si、Fe中的任意一种过少，铝合金的组 成脱离本发明的范围。
[0125] 比较例16中Mg量过少，因而上述固溶Mg量变得过少。比较例17中Μη量过多， 因而上述残渣Μη量变得过多。其结果是，这些比较例在上述内压条件严格的情况下的板宽 方向全体的耐刺透性差。
[0126] 比较例18中Μη量过少。比较例19中Si量过多。比较例20中Si量过少。其结 果是，这些比较例在DI成形时发生不良，因而不能用作罐来实用化，之后的刺透试验也由 于没有实施的意义而中止。
[0127] [表 1]
[0128]

【权利要求】
1. 一种DI罐体用铝合金板，其特征在于，该DI罐体用铝合金板由具有以下组成的铝 合金板形成，所述铝合金板以质量％计，分别含有Mn :0.3?1.3%、Mg :1. 0?3.0%、Si : 0. 1?0.5%、Fe :0. 1?0.8%，余量为A1和不可避免的杂质， 对于所述铝合金板的组织而言，通过利用热酚的残渣萃取法分离的粒子尺寸超过 0. 1 μ m的残渣化合物中包含的Μη量为1. 0%以下且包括0%，并且通过所述利用热酚的残 渣萃取法分离的溶液中的Mg的固溶量为0. 7%以上且为2. 5%以下。
2. 如权利要求1所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板还含有Cu :0. 05? 0· 4%。
3. 如权利要求1或2所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板还含有Cr : 0.001?0.1%、211:0.05?0.5%中的一种或两种。
4. 如权利要求1?3中任意一项所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板DI成 形为最薄部的侧壁厚度为0. 085?0. 110mm的范围的罐体，并具有该罐体经过200°C X20 分钟的热处理时的罐体侧壁的罐轴方向的〇.2%屈服强度为28010^以上且35010^以下的 强度特性。
5. 如权利要求1或2所述的DI罐体用铝合金板，其中，对于所述铝合金板的耐刺透性 而言，对所述罐体施加1. 7kgf/cm2即166. 6kPa的内压，在距该罐体侧壁的罐底沿罐轴方向 的距离L = 60_的部位，使前端为半径0. 5_的半球面的刺透针相对于罐体侧壁垂直地以 速度50mm/分钟刺透，该刺透针穿过罐体侧壁为止的负荷测定值中的最大值为35N以上。
【文档编号】C22C21/00GK104093869SQ201380008215
【公开日】2014年10月8日 申请日期:2013年1月29日 优先权日:2012年2月9日
【发明者】有贺康博, 松本克史, 鹤田淳人, 正田良治, 山口正浩, 井上祐志 申请人:株式会社神户制钢所