瓶罐用铝合金冷轧板的制作方法

专利名称：瓶罐用铝合金冷轧板的制作方法
技术领域：
本发明涉及瓶罐用原材板，详细地说，涉及瓶罐用铝合金冷轧板。还有，本发明的铝冷轧合金板，是作为通过热轧-冷轧而进行了轧制的轧制板(冷轧板)的冷轧完的板或进一步实施热处理而进行了改性的板。另外，以下也将铝合金称为Al合金。
背景技术：
作为铝系饮料罐，大多使用的是通过对于罐体和罐盖(can end)进行卷边接合加工而得到的两片铝罐。所述罐体是通过对于铝系冷轧板进行DI加工(深拉深薄加工和减薄拉伸加工(Drawing and Ironing)),实施修边加工至规定的尺寸后,进行脱脂/清洗处理，再进行涂装和印刷，进行烧结(baking)，对于罐体边缘部进行颈缩加工和凸缘加工而制造的。以下，将如此制造的罐也称为DI罐。
作为所述罐体用的冷轧板，历来广泛使用的有作为Al-Mg-Mn系合金的JIS3004合金、3104合金等的硬质板。这些JIS3004合金、3104合金减薄拉伸加工性优异，即使为了提高强度而以高轧制率实施冷轧时，仍显示出比较良好的成形性。由此认为，这些合金适合作为DI罐体的原材。
在所述饮料罐之中，为了制造具有带螺旋的口部的瓶罐(aluminum bottle,bottle can)，在对于铝合金板进行衬底处理(铬酸盐等)之后，进行树脂被覆(树脂涂布或膜层叠)。接着，将有该树脂被覆的状态的铝合金板冲切成圆形的毛坯，成形为杯状。如此，与所述DI罐的制造工序有一些不同，瓶罐(后述的三片型)的成形，是在铝合金板的两面形成有热塑性树脂被膜层(树脂涂布或膜层叠)的基础上进行。
成为该杯状后，经过拉深减薄拉伸加工、穹顶(卜F — ^ )成形、修边、印刷和涂装、螺旋 涡纹成形，颈部凸缘成形的各工序，制造成瓶罐。在所述拉深减薄拉伸加工(DI加工)中，对于所述杯状的成形品，进行再拉深加工和拉伸加工或减薄拉伸加工，使筒体部小直径化，成形为薄壁化的有底圆筒状的罐。其后，通过对于该有底圆筒状的罐的底部侧进行多次拉深加工，成形肩部和未开口的口部。对于该罐体部的所述印刷/涂装，在清洗和修边等之后实施。其次，对口部进行 开口之后，形成所述涡纹部和螺旋部(螺旋/涡纹成形)。此外，对于螺旋部的相反侧的部分，实施缩幅加工和凸缘加工后(颈部凸缘成形)，通过封罐机卷封另行成形的底盖，由此得到瓶罐(参照专利文献I)。
近年来，瓶罐和DI罐的任意一种罐的侧壁厚均为IlOym左右，为了轻量化而要求更中薄壁化。为了达成这样的薄壁化，重要的是使罐的压曲强度不会降低而实现材料的高强度化。此外，还强烈要求减薄拉伸加工时的制耳率(earing)低。通过降低减薄拉伸加工时的制耳率，能够提高减薄拉伸加工时的成品率，此外还能够防止因罐体的制耳破裂(耳切Λ)引起的罐体断裂。
一般在罐体的制造时，罐的毛坯从作为原材(原板)的铝合金板的板宽方向的多个不同位置(部分)分别采取。另一方面，由于作为原材的铝合金板的制造工序，未必总是能够得到在板宽方向具有均匀特性的板。通常，多是会在板宽方向产生特性的偏差。因此，即使原材板的制耳率平均很低，在板宽方向的各位置，制耳率的大小也会存在偏差，这样的制耳率的偏差发生时，难以稳定得到成品率高的罐体。
降低制耳率本身的技术历来也提出有种种。其大部分在如下这一点上是共通的，即，在由均质化热处理(以下，也称为均质化处理、均热处理)、热粗轧-热精轧构成的工序中，以比较高的温度实施均质化热处理，使结束热轧后的热轧板的再结晶在板宽方向上均匀地进行，得到板宽方向的再结晶状态均匀的板。
例如，在专利文献2中提出有一种技术，其是在热轧中，使立方体方位优先的集合组织充分产生，由此降低罐体用铝合金板的制耳率。因此，在专利文献2中提出，以530 630°C的高温实施均质化热处理，特别是详细地规定了热精轧条件。
在专利文献3中记述，由于轧制材在结晶学上的各向异性而导致耳产生。在专利文献3中还记述，通过由热轧结束后进行的再结晶所形成的立方体方位的晶粒的集合组织成分(主要是0° -90°制耳)，和由冷轧所形成的轧制集合组织成分(45°耳)的平衡，决定制耳的高低。在该专利文献3中提出有一种罐体用铝合金冷轧板的制造方法，为了实现伴随罐直径的缩小而严格要求的制耳率的降低，除了热轧条件以外，作为上道工序的均热处理条件也很重要，是以560 620°C的比较高的温度实施均热处理。
另外，即使降低制耳率本身，如果不抑制冷轧板的制耳率在板宽方向上的偏差，则仍未必成为制耳率稳定良好的材料。因此，关于制耳率的偏差的抑制一直以来也被提出。
例如，在专利文献4中，对于铸块以540 610°C的高温实施均质化热处理。这是由于，均质化热处理的温度低于540°C时，析出物的分布密集，热轧完的状态下组织难以再结晶。另外，在专利文献4提出，使热粗轧的结束温度为430°C以上的方案。由此，在专利文献4中抑制的是，至其后的热精轧工序开始期间，在温度比较高、再结晶容易进行的板宽中央部，和温度比较低、再结晶难以发生的板宽端部之间能够产生的在板宽方向上的再结晶进行的偏差。另外，在专利文献4中，为了热轧完处于再结晶状态，并且，在其后的冷轧中途的中间退火时，使适度的立方体方位发达而降低制耳率本身，使热精轧的结束温度在330 360°C的范围内。
在专利文献5中提出，通过减小在铝合金热轧板的板截面中从板表面至板厚中心的区域的Cube方位的晶粒的面积率的差，得到制耳率在板宽方向稳定而良好的材料。因此，在专利文献5中，以600 620°C左右的高温实施均质化处理，使Al-Mn-Fe-Si系金属间化合物相，和在热轧 工序中提供Cube方位的晶粒的核的无析出带(PFZ)均匀地分布。另外，在该文献中，推荐实施被称为二次均热的二次均质化热处理，即，在上述均热处理(第一均热处理)后暂时冷却，实施再加热至与热粗轧起始温度同等或稍高的温度并保持数小时左右的第二均质化热处理。
在专利文献6中提出，将热轧板的Mn的平均固溶量控制在0.12 0.38质量％的范围，将Cu的平均固溶量控制在0.01 0.3质量％的范围等。由此，在专利文献6中，SP使不进行中间退火而制造冷轧板，也可减小对于该冷轧板进行DI成形时的制耳率。该文献发现，如果Mn和Cu的平均固溶量变大，则再结晶时Cube方位(立方体方位)容易发达，热轧板的平均制耳率有变小的倾向。历来，在热轧后进行中间退火的方法中，是通过所述中间退火一次消除内部组织的偏差，由此实现制耳率的稳定化，相对于此，根据该文献，即使不进行中间退火，也能够使平均制耳率稳定化。但是在该文献中，均质化热处理温度仍然是比较高温的550 650°C左右，该均质化热处理如二次均热等，分成多个阶段进行。
在专利文献7中也提出，实施二次均热，S卩，以550 650°C左右的高温实施均质化处理后，暂时冷却之后再加热，然后进行热粗轧。据此，在专利文献7中，将热轧板的Mn平均固溶量和晶粒直径控制在规定的范围，使热轧板的制耳率稳定在-3 _6%。此外，在专利文献7中提出，其后，对于热轧板不进行中间退火而进行冷轧，由此使得到的冷轧板的制耳率稳定在O 2%。
另外，虽然不涉及瓶罐而是DI罐，但在专利文献8中也提出，使均质化处理温度为600 640°C的高温，使铸造时生成的作为Al6(Mn，Fe)相结晶物的β相相变为α相(Al-Mn-Fe-Si系化合物)，由此将该α相的面积率增大到50%以上。在专利文献8中，为了防止向DI罐减薄拉伸成形 时的发热胶着而利用该α相。
以往技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2001-162344号公报
专利文献2:日本特开平9-268355号公报
专利文献3:日本特开平10-310837号公报
专利文献4:日本特开2008-156710号公报
专利文献5:日本特开2004-244701号公报
专利文献6:日本专利4205458号公报
专利文献7:日本特开2003-342657号公报
专利文献8:日本特开2000-248326号公报发明内容
发明要解决的课题
在瓶罐之中，有对于成形后的铝板进行内外面涂装而制造的两片瓶罐(由一体成形的罐体、瓶帽构成的“两片型”)，和将预先实施了薄膜层叠的原材成形为罐体而制造的三片瓶罐(由罐体、底盖、瓶帽构成的“三片型”)。本发明是适用于后者的技术。在该三片型中，在成形为所述杯状的罐体的上部进一步成形放液嘴部的减薄拉伸加工时，以留下在前段的杯状的罐体成形时残留的罐体底部周边部的凸缘的方式进行加工。然后，在该放液嘴部成形后(所述减薄拉伸加工后)，将该凸缘通过修边除去。
在所述三片型的瓶罐中，如果能够降低制耳率本身，并且能够抑制制耳率在板宽方向上的偏差，则能够减少由修边除去的凸缘的量(修边量)，特别是提高材料的成品率。另外，除此之外，最近，在为了轻量化而使瓶罐薄壁化的基础上，不仅需要抑制制耳率在板宽方向上的偏差这样的特性的提高，而且还需要使原材板的制造成本降低。换言之，就是回顾为了抑制制耳率在板宽方向上的偏差而一直以来所采用的制造条件，仍存在罐原材冷轧板的制造成本的削减和制耳率在板宽方向上的偏差的抑制这样难解的课题。
在所述现有技术中，对于这样的要求制造成本削减和制耳率提高的课题还未能做出响应。在所述现有技术中，如前述，还提出对于热轧板不进行中间退火而进行冷轧的方案。然而，在这些现有技术中，例如进行所述均质化热处理的温度为所述高温的状态，另外，所述均质化热处理进行两次等，在抑制罐原材冷轧板的制耳率降低和制耳率在板宽方向的偏差之后，没有给制造成本带来任何真正意义上的降低。
本发明鉴于这样的问题点而形成，其目的在于，使作为瓶罐的原材的铝合金冷轧板的制造成本降低，并且还抑制制耳率在板宽方向上的偏差。
为了达成这一目的，本发明的瓶罐用铝合金冷轧板的要旨如下。
(I) 一种具有如下组成的瓶罐用铝合金冷轧板，其含有Mn:0.3 1.2质量％、Mg:1.0 3.0质量％、Fe:0.3 0.7质量％、S1:0.1 0.5质量％，所述Fe和所述Mn的质量组成比(Fe/Mn)在0.45 1.5的范围，余份包含Al和不可避免的杂质，其特征在于，
所述瓶罐用铝合金冷轧板的组织中，以20000倍的倍率的透射型电子显微镜能够测量到的重心直径(日文:重心直径)低于I μ m的分散粒子的平均个数密度低于3个/mm2，
含有作为Al6 (Fe、Mn)系金属间化合物的β相，和作为Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物的α相，
由X射线衍射分析装置测量的、可视为所述β相的衍射峰的处于2 Θ = 20.5 21.5°的范围内的X射线衍射峰的最大高度Ηβ、与可视为所述α相的衍射峰的处于2Θ= 25.5 26.5°的范围内的X射线衍射峰的最大高度Ha的比(Hβ/H a )为0.50以上。
(2)根据(I)所述的瓶罐用铝合金冷轧板，其中，还含有从Cu:0.05 0.5质量％、Cr:0.001 0.3质量％、Zn:0.05 0.5质量％中选择的一种以上。
(3)根据(I)或(2)所述的瓶罐用铝合金冷轧板，其中，还单独含有T1:0.005 0.2质量％，或与B:0.0001 0.05质量并含有T1:0.005 0.2质量％。。
附带一句，本发明中控制的如后述虽然是均热后且热轧前的铸块组织的分散粒子(α相、β相)，不过本发明中的规定是关于冷轧板的状态。这些分散粒子当然也会受制造条件的影响，但只要在本发明的制造条件的范围内，即使经过热轧和冷轧，均热后的铸块组织的状态仍被原样维持，在热轧板和冷轧板中几乎都不发生变化。因此在本发明中，不是针对难以分析的铸块和热轧板等的中间制品，而是针对容易分析的作为最终的瓶罐原材的冷轧板来规定这些均热后且热轧前的铸块组织。
本发明为了抑制制耳率在板宽方向上的偏差，在保持热轧板组织的板宽方向的均匀的再结晶这一点上，与以往相同。但是，与以往完全相反的是，在本发明中，使所述均热处理温度为尽可能低的温度。即，本发明特征在于如下这一点:在均热后且热轧前的铸块组织中，使促进再结晶的粗大的分散粒子以一定量存在。
制耳率的板宽方向的偏差的要因，是罐原材板的热态轧制(热轧)结束后的再结晶的进行状况的偏差。在此热轧工序中，在导入的应变量比较高的罐原材板(热轧板)的板宽方向的端部侧，再结晶进行，相对于此，在导入的应变量低的罐原材板(热轧板)的板宽方向的中央部侧，特别是板厚中心部，再结晶难以发生。这一现象直至其后的冷轧后都会产生影响，带来的结果是，作为最终板(成形罐)的制耳，显示出很大的偏差。
相对于此，在本发明中，为了降低最终板的制耳率在板宽方向的偏差，控制所述均质化热处理(均热处理)后且热轧前的铸块的分散粒子状态。而且，增多促进再结晶的比较粗大的作为Al6(Fe、Mn)系金属间化合物β相的存在比例，并且减少阻碍再结晶的比较微细的作为Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物的α相的存在比例。通过这样的β相和α相的存在比例的平衡控制，增加β相，促进所述罐原材板(热轧板)的板宽方向的中央部侧的、特别是板厚中心部的再结晶，使热轧板的板宽方向的再结晶率均匀化，进而降低最终板的制耳率在板宽方向上的偏差。同时，虽然限制微细的α相，但不使比较粗大的α相的一方过少。
因此，在本发明中，所述均热处理温度为低于550°C的尽可能低的温度，另外，调整热轧(特别是粗轧)条件。如此，在本发明中其控制方式为，特别是通过筹划热轧板的制造工序，增多促进再结晶的所述β相的存在比例，并且减少阻碍再结晶的所述微细的α相的存在比例。
相对于此，在所述现有技术中，总的来说，是进行520°C以上的比较高温的均热处理，或是进行二次均热处理，因此在铸造时生成的β相固溶，另外，固溶Fe量和固溶Mn量也增加，得到所述热轧板的再结晶难以进行的组织。例如，在专利文献4中，尽管指向容易使之再结晶的组织，防止析出物的分布密集的难以再结晶的组织，但对于铸块以540 610°C的高温实施均质化热处理。另外，在专利文献8中，也使均质化处理温度为600 640°C的高温，使铸造时生成的β相积极地相变为α相而使α相大量存在，并且固溶Fe量和固溶Mn量也增加，得到难以再结晶的组织。
因此，在现有的制造方法中，通过只进行一次所述均质化热处理等而进行的工序省略，并且也降低均热温度而实现原材板的制造成本的降低，和罐原材板的制耳率本身的降低和制耳率在板宽方向的偏差的抑制不能并立。其结果是，在现有的制造方法中，瓶罐之中不能减少三片型的罐在罐体成形时残留的罐体底部周边部的凸缘的量(修边量)。
相对于此，在本发明中，只进行一次所述均质化热处理等，从而进行工序省略，并且还降低均热温度，在削减了原材板的制造成本的基础上，还能够降低罐原材板的制耳率本身，并且能够抑制制耳率在板宽方向上的偏差。其结果是，瓶罐之中能够减少三片型的罐体成形时的修边量。


图1是表示对于本发明的冷轧板，由X射线衍射分析装置测量的X射线衍射线的衍射峰的分布的说明图。
具体实施方式
(Al合金冷轧板组成)
首先，对于本发明的铝合金冷轧板(铸块)的化学成分组成，包括各元素的限定理由，在以下进行说明。
本发明的铝合金 冷轧板的化学成分组成，作为瓶罐用的原材，需要满足前述的成为罐的成形性和强度等的必要特性，并且，从化学成分组成的点出发，需要满足所述本发明规定的组织。因此，本发明的铝合金冷轧板具有如下组成:含有Mn:0.3 1.2质量％、Mg:1.0 3.0质量％、Fe:0.3 0.7质量％、S1:0.1 0.5质量％，所述Fe和Mn的质量组成比(Fe/Mn)为0.45 1.5的范围，余份由Al和不可避免的杂质构成。
除了上述组成以外，本发明的铝合金冷轧板，也可以还含有从Cu:0.05 0.5质量％、&:0.001 0.3质量％、Zn:0.05 0.5质量％中选择的一种以上，和/或单独含有0.005 0.2质量％的Ti，或一并含有0.0001 0.05质量％的B。以下按顺序说明各元素的规定的意义。
(Mn:0.3 1.2 质量％ )
Mn有助于强度的提高，此外还是也有助于成形性提高的有效的元素。特别是在本发明的罐体材(冷轧板)中，因为在DI成形时进行减薄拉伸加工，所以Mn极其重要。Mn形成粗大的β相等的各种Mn系金属间化合物。该粗大的化合物有助于热轧板的再结晶促进，另外，对于制品板的高强度化也有效。若Mn的含量过少，则上述效果得不到发挥。因此，Mn的含量为0.3质量％以上，优选为0.4质量％以上。另一方面，若Mn过剩，则Al-FeMn-Si系金属间化合物U相)的生成量增加，热轧板的再结晶变得困难。另外，Mn和Al的巨大初晶金属化合物容易结晶出来，成形性也降低。因此，Mn含量的上限为1.2质量％，优选为1.1质量％，更优选为1.0质量％。
(Mg:1.0 3.0 质量 ％ )
Mg在能够单独通过固溶强化而提高强度这一点上有效。另外，若Mg含量少，则MgSi化合物的生成量减少，Si过剩残留，因此Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物(α相)的生成量增加。为此Mg的含量为1.0质量％以上，优选为1.2质量％以上。另一方面，若Mg过剩，则容易发生加工硬化，因此成形性显著降低。因此，Mg量的上限为3.0质量％，优选为2.5质量％。
(Fe:0.3 0.7 质量％，)
Fe具有使晶粒微细化的作用，此外使粗大的β相的形成量增加，有助于热轧板的再结晶促进。另外，Fe促进Mn的结晶和析出，在控制铝基体中的Mn平均固溶量和Mn系金属间 化合物的分散状态这一点上也有用。因此，Fe的含量为0.3质量％以上，优选为0.4质量％以上。另一方面，若Fe含量过剩，则直径超过15 μ m的尺寸巨大的初晶金属间化合物容易发生，成形性降低。因此，Fe含量的上限为0.7质量％，优选为0.6质量％。
在此，为了减少直径低于Ιμπι的微细的粒子(α相)的数密度，使作为再结晶的成核位置的粗大的β相的量增加，使Fe和Mn的质量组成比(Fe/Mn)为0.45 1.5，优选为0.6 1.4。这一比值比0.45小时，相对于Mn，Fe的含量过少，因此β相的生成量少，直径低于Iym的粒子(α相)的数密度变高。另一方面，若这一比值超过1.5，则α相的生成量变得过少，减薄拉伸加工性降低。
(S1:0.I 0.5 质量％ )
Si形成Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物(α相)。α相分布得越恰当,成形性越提高。因此，Si的含量为0.1质量％以上，优选为0.2质量％以上。另一方面，若Si过剩，则热轧板的再结晶受到抑制，制耳率的偏差变大。因此，Si含量的上限为0.5质量％，优选为0.4质量％。
(Cu:0.05 0.5 质量％ )
Cu通过固溶强化而使强度增加。因此，选择含有Cu时的下限量为0.05质量％以上，优选为0.1质量％以上。另一方面，若Cu过剩，则虽然容易获得高强度，但因为变得过硬，所以成形性降低，此外耐腐蚀性也劣化。因此，Cu含有的上限量为0.5质量％，优选为0.4质量％。
除Cu以外，作为等效的强度提高元素，还可列举Cr、Zn等。因此，除了 Cu，也可以选择性地还含有Cr、Zn的一种或二种。
(Cr:0.001 0.3 质量％ )
Cr也是对强度提高有效的元素。Cr的量，例如，0.001质量％以上，优选为0.002质量％以上。另一方面，Cr过剩，则生成巨大晶出物成形性降低。Cr量的上限为，例如，0.3质量％左右,优选为0.25质量％左右。
(Zn:0.05 0.5 质量％ )
Zn也是对于强度提高有效的元素。Zn的量为0.05质量％以上,优选为0.06质量％以上。另一方面，若Zn变得过剩，则耐腐蚀性降低。Zn量的上限为0.5质量％左右，优选为0.45质量％左右。
(T1:0.005 0.2 质量％ )
Ti是晶粒微细化元素。因此，想要发挥晶粒微细化的效果时，选择性地含有Ti即可。这时的Ti的含量为0.005质量％以上，优选为0.01质量％以上。还有，若Ti过剩，则巨大的Al-Ti系金属间化合物结晶出来而损害成形性。因此，Ti含量的上限为0.2质量％，优选为0.1质量％。
Ti可以单独含有，但也可以与微量的B共同含有。并用B时，晶粒的微细化效果进一步提高。因此选择性地含有时的B的含量为0.0001质量％以上，优选为0.0005质量％以上。另一方面，若B过剩，则T1-B系的粗大粒子生成而使成形性降低。因此，B含量的上限为0.05质量％，优选为0.01质量％。
以上所述的元素以外是不可避免的杂质。为了不阻碍上述的板特性，不可避免的杂质的含量基本上以少为宜，但也要兼顾铝合金的熔炼工序中用于杂质降低的精炼成本。因此，在不阻碍上述板特性的范围，允许含有不可避免的杂质达到JIS规格等所述的3000系铝合金的各元素的上限值程度。
(冷轧板组织)
其次，对于本发明的冷轧板组织在以下进行说明。在本发明中，除了所述成分组成以外，为了保证热轧板组织 在板宽方向上均匀的再结晶，根据与所限制的α相的关系，保证均热后且热轧前的铸块的所述主要元素(Mn、Fe、Cu)的组成，和促进组织的再结晶的作为粗大的分散粒子的β相的量。但是，本发明所控制的是均热后且热轧前的铸块的所述组织，但如前述，本发明中以冷轧板的状态对其加以规定。
在此，若再一次说明，则本发明中规定的由Al6(Fe、Mn)构成的作为金属间化合物的β相，是在铸造时生成的粗大的结晶物，在热轧时，作为第二相分散粒子而成为再结晶的成核位置，促进热轧板组织的再结晶。另一方面，由Al-FeMn-Si构成的作为金属间化合物的α相有如下两种:在均热中，从所述β相变的(粗大)，和重新进行核生成而析出的(微细)。
如所述现有技术，均热条件越是高温/长时间，从β相向α相的相变越容易进行，均热后存在的α相，由于从该β相向α相的相变而变多。但是，本发明的最佳制造条件中的均热温度低(低于550°C)，因此可以推想出，本发明的均热后(冷轧板)的组织中的α相之中，在均热中从β相相变而来的很少，大部分是在均热中重新进行核生成而析出的微细的。另外，β相是粗大的结晶物，不存在重心直径低于Iym的微细的。因此，透射型电子显微镜观察本发明的冷轧板组织时，所观察到的重心直径低于I μ m的粒子，大体上都可以认为是在均热中重新进行核生成而析出的α相。
分散粒子:
在本发明中，首先，为了限制阻碍热轧板的再结晶的作用大的重心直径低于Iym的微细的分散粒子，而将其平均个数密度规定为低于3个/mm2。这些重心直径低于I μ m的微细的分散粒子的大部分，是在均热处理中和热轧中重新进行核生成而析出的α相，因此这一规定实质上是规定作为代表的微细的α相。由此，减少阻碍再结晶的特别微细的α相本身，促进罐原材板(热轧板)的板宽方向的中央部侧的、特别是板厚中心部的再结晶，使热轧板在板宽方向上的再结晶率均匀化，进而降低最终板的制耳率在板宽方向上的偏差。如果其平均个数密度在3个/mm2以上，则特别微细的α相变多，热轧板的再结晶受到阻碍，不能降低最终板的制耳率在板宽方向上的偏差。
还有，在本发明中，虽然规定重心直径(大小)低于Iym的微细的分散粒子的个数，但只是规定这样的重心直径的上限，还是会存在以透射型电子显微镜(TransmissionElectron Microscope,以下,也称为TEM)也不能观察和测量的微细分散粒子仍包含在这一范围内的可能性。因此,在本发明中，通过规定TEM的倍率，再规定其为可以由这一倍率进行测量的分散粒子，由此以只含有可以测量的微细分散粒子的方式使之明了化。由该20000倍的倍率的TEM，可以再现性良好而客观地测量的分散粒子的重心直径(大小)的下限，大约为30nm。另外，在本发明所规定的优选的均热和热轧的温度区域，因为原子的扩散速度大，分散粒子的成长速度大，所以热轧中的再结晶时，30nm以下的微细的粒子分散的可能性极低。因此，在本发明中，实际上测量和规定的是重心直径为30nm以上且低于I μ m的范围的微细的分散粒子。
在TEM观察中，通常，以考虑了薄膜试料的体积的每_3规定分散粒子的平均个数密度，但在本发明中，是以每mm2规定分散粒子的平均个数密度来规定的。其理由在于，TEM的观察试料为厚度IOOym左右的薄膜，相对于此，TEM像所观察到的本发明作为对象的分散粒子(析出物)在该薄膜整体中三维地分散。因此，即使多个数子以在薄膜的厚度方向上重叠的状态分散，在TEM像中 也只能看到一个粒子(无法观察到)，因此三维计数正确的粒子个数在原理上不可能。另外，遍及观察视野内，薄膜的厚度也不一定完全相同。因此在本发明中，为了方便而计算每Imm2的分散粒子的个数，将此个数规定为分散粒子的个数密度。
在此，所谓重心直径，是将无定形的分散粒子的最大长度视为圆的直径时的圆当量直径(当量圆直径)，譬如，如日本特开2009-191293号公报，日本特开2009-215643号公报，日本特开2009-228111号公报、日本特开2009-242904号公报、日本特开2008-266684号公报、日本特开2007-126706号公报、日本特开2006-104561号公报、日本特开2005-240113号公报等所示，其作为在铝合金领域的分散粒子等的大小的规定通用。
分散粒子的个数密度的测量:
重心直径低于I μ m的分散粒子的平均个数密度的测量，通过以透射型电子显微镜观察冷轧板组织而进行。更具体地说，就是对于板厚中央部、轧制面上表面的试验材进行镜面研磨，对于研磨面的组织，以20000倍的透射型电子显微镜进行10个视野的观察，计算每Ιμπι2的平均个数密度。这时，测量在8 μ mX8 μ m的范围内观察到的粒子的个数，计算每I μ m2的粒子的个数。另外，因为膜厚对于平均个数密度有很大影响，所以TEM观察时的膜厚固定为lOOnm，膜厚误差以±20nm为允许范围。
X射线衍射峰高度:
在本发明中，为了促进热轧板的再结晶而增多β相的量。为了对其加以保障，除了上述限制在均热中重新地进行核生成等而析出的微细的α相以外，还要根据与β相的关系限制在均热中从β相进行相变等而生成的α相。S卩，通过控制此β相和α相的存在比例的平衡，相对性地增加β相，从而保障β相的量。由此，促进所述罐原材板(热轧板)的板宽方向的中央部侧，特别是板厚中心部的再结晶，使热轧板的板宽方向的再结晶率均匀化，进而降低最终板的制耳率在板宽方向上的偏差。同时，虽然是限制均热中重新进行核生成等而析出的微细的α相，但不要使在均热中从β相发生相变等而生成的比较的粗大的α相过少。附带一句，从该β相发生相变生成的α相与β相同样是粗大的，因此，不包含在作为所述限制的对象的重心直径低于I μ m的分散粒子中，即不包含在均热中重新进行核生成而析出的α相中。
若α相减少，则在通常的DI罐中，润滑性降低，减薄拉伸加工性降低。但是，如所述，与所述DI罐的制造工序有一些不同，瓶罐是在铝合金板(冷轧板)的两面形成有热塑性树脂被膜层(树脂涂布或薄膜层叠)之后再被成形。因此，该热塑性树脂被膜层承担了成形时的润滑剂的作用，由此成形为罐的成形性大幅提高。
除了在该成形前所形成的热塑性树脂皮膜层带来的润滑效果以外，在本发明中，通过不使比较粗大的α相过少，而最小限度地抑制原材板的罐成形性的降低。S卩，本发明的β相和α相的存在比例的规定，不仅仅只是限制β相侧或α相侧，而是通过抑制α相的过度减少，并且控制β相和α相的存在比例的平衡，从而抑制罐成形性的降低，在成形前保障形成有热塑性树脂被膜层时的罐的成形性。
在本发明中，这些β相和α相的存在比例(平衡控制)的规定中，采用由X射线衍射分析装置测量的衍射峰强度。根据由X射线衍射分析测量的X射线衍射峰的位置和高度，可以特定作为金属基体(组织)中的第二相粒子的化合物(金属间化合物等)的种类和量(定性化和定量化)。因此，本发明的使用衍射峰强度的方法，最适合于作为本发明的第二相粒子的β相和α相的识别(区别)和定量化，即存在比例的规定。
图1表示对于本发明的冷轧板(后述实施例中的表2的发明例7)，由X射线衍射分析装置测量的X射线衍射线的衍射峰的分布。根据图1所示的衍射峰的位置(横轴位置)，和纵轴所示的衍射 峰的高度Η(强度(单位:CPS))，能够进行作为铝合金组织中的第二相粒子的β相和α相的存在比例的鉴定。
在图1中，将衍射峰分布在横轴的测量范围2 Θ在10° 100°的范围表示。在该衍射峰分布的下方(纵轴的O的位置的更下方)，从上向下按顺序，在此横轴的各位置分别以细直线(柱状图)表示结晶物和Al的各自的衍射峰。这些柱状图，关于在右侧记述为结晶物的，从上向下按顺序，是α相(记为(C1-Al12 (Fe、Mn) 3Si)、β相(记为Al6 (Fe、Mn))、金属间化合物(记为Mg2Si)。最下在右端记述为母材成分的是Al。
在此图1中，2 Θ为45°以后的大强度峰全部是母材成分(母相)的Al，这根据衍射峰分布和柱状图的比较对照可知。另外，α相和β相，根据这些各衍射峰分布和各柱状图的比较对照，可知彼此的峰差不多在横轴位置相互重合。
在这样的事实关系之中，基于这些各衍射峰分布和各柱状图的比较对照，寻找彼此不相互重合而仅在α相和β相的任意一个中存在，并且可以再现性良好地测量高度的、可以比较明显判别的衍射峰。其结果可知，这样的β相的衍射峰，在图1所示的两个箭头之中，是由左侧的箭头所示的粗线，即2 Θ在20.5 21.5°的范围内的(处于21°附近)最大高度的X射线衍射峰。另外，这样的α相的衍射峰，在图1所示的两个箭头的之中，是右侧的箭头所示的粗线，即2 Θ在25.5 26.5°的范围内的(处于26°附近)最大高度的X射线衍射峰。即，处于此以外的位置的X射线衍射峰，α相和β相彼此相互重合，或即使不重合也很小(低)，不能再现性良好地测量高度。因此，在上述横轴位置上所示的范围内特定的各X射线衍射峰(在此范围内最大高度的X射线衍射峰)，能够视为分别规定β相和α相的存在量的各自固有的衍射峰。
X射线衍射峰高度比(H β /H α ):
因此，在本发明中，使用这些可视为β相的衍射峰的处于2 Θ = 20.5 21.5°的范围内的X射线衍射峰的最大高度Ηβ，和可视为所述α相的衍射峰的处于2Θ =25.5 26.5°的范围内的X射线衍射峰的最大高度Ha，以其比(Ηβ/Ηα)规定β相和α相的存在比例。由此，β相的存在量得到保障，热轧板的均匀的再结晶得到保障。
在本发明中，使该X射线衍射峰高度比Ηβ/Ηα的下限为0.50以上。该比值低于0.50时，β相过少，相对于β相带来的再结晶促进效果来说，α相带来的再结晶抑制效果过大。因此，不能保证用于抑制制耳率的板宽方向的偏差的、热轧板组织的板宽方向的均匀的再结晶。附带一句，α相之所以过多(β相过少)，不仅是因为均热条件，如后述，还因为至热粗轧开始的时间和热粗轧中的稳定速度等的制造条件。
另一方面，在本发明中，虽然α相在数量上的比例比β相少，但是α相必然一定量存在。如所述专利文献8等也有所公开，一般来说，由于α相的分散而使减薄拉伸加工性提高。因此，若α相的量过少，则无论是在本发明中，还是预先被覆热塑性树脂被膜层的情况，罐成形的润滑都会不足，有被称为刮伤的擦伤和发热胶着等外观不良发生的可能性。因此，为了消除罐成形性降低到产生这样的问题而允许一定程度的α相的存在，优选使该X射线衍射峰高度比(Ηβ/Ηα)的上限为1.8以下，更优选为1.6以下。另外，通过允许a相的存在，还有即使β相造成罐成形性降低，也能够将其最小限度地抑制这样的优点。但是，若该X射线衍射峰高度比(Hβ/Ha)超过上述的上限值等，α相过多，则罐成形性提高的另一方面是，作为本发明的主要目的制耳率本身降低。由本发明的X射线衍射峰高度比(Ηβ/Ηα)进行的规定，S卩，本发明的β相和α相的存在比例的规定，不仅仅是对于β相一侧进行规定，而且抑制α相的过度减少，控制β相和α相的存在比例的平衡，由此也具有保持罐成形性意义。
附带一句，在铝合金领域中，以基于这样的X射线衍射形成的X射线衍射峰高度或高度比，鉴定和规定作为铝合金组织中的第二相粒子的α相和β相的方法，例如在日本特开2010-116594号公报等中公知。在该专利文献中，增多过剩Si型等的Al-Mg-Si系的、AA或JIS6000系的铝合金板中存在的α相结晶物的比例，使存在的结晶物整体微细化和球状化，使严酷条件下成为汽车面板的弯曲加工性(折边加工性)提高。
X射线衍射峰测量方法:
对于用于X射线衍射峰高度、Ηβ和Ha的测量的X射线衍射装置而言，例如，使用理学电气制X射线衍射装置(型式:RAD-RU300)，使用Co靶，以下述的条件:管电压40kV、管电流200mA、扫描速度1° /11^11、取样宽度0.02°、测量范围(2Θ)10° 100°而进行测量。然后， 求得可视为β相的衍射峰的处于2 Θ =20.5 21.5°的范围内的(21°附近的)最大的X射线衍射峰高度H β，和可视为α相的衍射峰的处于2 Θ = 25.5 26.5°的范围内的(26°附近的)最大的X射线衍射峰高度Ha。这些各最大的峰高度，从X射线衍射轮廓减去背景噪音而分别求得。
制造方法:
根据本发明的作为瓶罐的原材的铝合金冷轧板的制造方法，不用大规模改变现有的均热、热轧、冷轧的制造工序就可以制造，而且，能够使制造成本降低，并且还能够抑制制耳率的板宽方向的偏差。
但是，为了成为本发明规定的组织，减小最终板的制耳率的偏差，需要使均热条件和热轧条件成为下述的条件。即，在本发明中，对于所述组成的铝合金铸块，以450°c以上且低于550°C温度只进行一次均质化热处理后，迅速开始热粗轧，并且使热粗轧迅速结束。
均热条件:
为了降低制造成本，均热处理只实施一次。这时的均热温度为450°C以上、低于5500C的比较的低温的范围，优选为460°C以上、低于530°C。如前述，在本发明中，为了降低最终板的制耳率在板宽方向上的偏差，控制所述均质化热处理(均热处理)后且热轧前的铸块的β相的存在状态。特别是在本发明中，不使该β相发生α化相变，以比较粗大的状态保持。因此，所述均热处理的温度为低于550°C的尽可能低的温度，使结晶物β相不怎么固溶，抑制β相的α化相变。另外，由此使固溶Fe量和固溶Mn量降低，使作为所述热轧板的再结晶的成核位置的直径2 15μπι的比较粗大的分散粒子的β相的量积极地增加。
由此，促进所述罐原材板(热轧板)的板宽方向的中央部侧的，特别是板厚中心部的再结晶，使热轧板的板宽方向的再结晶率均匀化，进而降低最终板的制耳率在板宽方向上的偏差。但是，若均热温度过低而低于450°C，则也不能进行铸块的均质化和热轧。
与之相反，在所述现有技术中，如前述因为进行520°C以上的比较高温的均热处理，所以均热温度过高，结晶物固溶，或β相α化相变，因此本发明所规定的、促进热轧板的再结晶的比较粗大的分散粒子不足。另外，在所述现有技术中，固溶Fe量和固溶Mn量也增加，成为所述热轧板的再结晶难以进行的组织。此外，在所述现有技术中，二次均热处理被认为是优选的方式，所以不能降低制造成本。
还有，均热时间(均质化时间)，只要能够使铸块均质化，则越短越好，例如期望为12小时以下，优选为6小时以 下。
热轧条件:
热轧由如下工序构成:根据轧制的板厚而进行的所述均热处理后的铸块(板坯)的粗轧工序；将该粗轧后的约40mm以下的板厚的板轧制至大约4mm以下的板厚的精轧工序。在此粗轧工序和精轧工序中，适宜使用可逆式或串联式等的轧制机，实施分别由多道次构成的轧制。
热粗轧:
在本发明中，不进行在所述均热处理结束后暂时冷却并再加热这样的二次或二段的均热处理，而是只进行一次均热处理。为此，在本发明中，以450°C以上且低于550°C的温度范围的均热温度开始热粗轧。若该粗轧开始温度相比450°C而过低，则热轧板的再结晶受到抑制。另一方面，粗轧开始温度的上限由均热处理温度(上限550°C)决定。假如，从550°C以上的温度开始热轧，则在热轧中产生板和工作辊的热粘着，容易发生板的表面不良。
该热粗轧在均热处理结束后迅速(没有时间上的迟滞，立即)进行。通过快速地进行热粗轧，能够抑制从均热处理结束后至热粗轧开始的直径低于Iym的粒子(α相)的生成。作为这一点的标准，是对于所述均热处理结束的铝合金板在15分钟以内，优选在10分钟以内开始热粗轧。
另外，在该热粗轧中，如果是可逆轧机，则在数次至数十次的全部道次的稳定速度之中，使最低的稳定速度为50m/分以上。在此，所谓稳定速度，意思是每一道次中最高且固定的轧制速度(直线速度)。比较热粗轧中的全部道次，最低的稳定速度低于50m/分时,车L制时间长，α相的生成量变多，热轧板的再结晶受到抑制。
热粗轧的结束温度优选为400°C以上。在本发明中，将热轧分为粗轧和精轧，并且因为其连续实施，所以若热粗轧的结束温度过低，则次工序的热精轧中的轧制温度变低，容易产生边缘裂纹。另外，若热粗轧的结束温度过低，则精轧后用于再结晶所需要的自热容易不足，因此热轧板的再结晶无法进行，板宽方向的再结晶的均匀性受损。
热精轧:
对于热粗轧结束的铝 合金板，例如连续而快速地(没有时间上的迟滞，立即)热精车U通过快速的热精轧，能够防止在热粗轧中蓄积的应变恢复，能够提高其后所得到的冷轧板的强度。作为这一点的标准，对于所述热粗轧的结束后的铝合金板在5分钟以内，优选在3分以内进行热精轧。
热精轧的结束温度优选为300 360°C。热精轧工序，是将板加工成规定的尺寸的工序，轧制结束后的组织利用自热而变成再结晶组织，因此该结束温度对再结晶组织产生影响。如果使热精轧的结束温度为300°C以上，则配合接下来的冷轧条件，容易使最终板的组织成为在板宽方向上均匀的再结晶组织。热精轧的结束温度低于300°C时，难以得到上述本发明组织。另一方面，若热精轧的结束温度超过360°C，则粗大的MgSi化合物等析出而损害成形性，此外，晶粒粗大化在板表面产生橘皮。因此，热精轧的结束温度的下限为300°C以上，优选为310°C以上。另外，热精轧的结束温度的上限为360°C以下，优选为350°C以下。
作为热精轧机，优选使用机架数为3个以上的串联式热轧机。由于机架数为3个以上，能够减小每一个机架的轧制率，能够一边保持热轧板的表面性状一边蓄积应变。因此，能够进一步提高冷轧板及其DI成形体的强度。期望热轧(精轧)结束后的合金板的板厚为1.8 3mm左右。如果热轧(精轧)结束后的板厚为1.8mm以上，则能够防止热轧板的表面性状(发热胶着、橘皮等)和板厚剖面的恶化。另一方面，如果热轧(精轧)结束后的板厚为3mm以下，贝U能够防止制造冷轧板(通常，板厚:0.28 0.35mm左右)时的轧制率过高，能够抑制DI成形后的制耳率。
冷轧:
在冷轧工序中，期望不进行中间退火，而是经过多个道次，可以说是直通轧制，并且使合计的轧制率处于77 90%。冷轧后的板厚，为了成为为瓶罐，为0.28 0.35mm左右。还有，在冷轧工序中，期望轧制机架二段以上串联配置，使用串联轧制机。通过使用这样的串联轧制机，与用一段的轧制机架进行反复通过(通板)而冷却至规定板厚的单一的轧机相比，即使是相同的合计冷轧率，也能够以很少的道次(通板)完结，能够提高一次通板的轧制率。
改性处理:
冷轧后，也可以根据需要，以比再结晶温度低的温度进行精退火(最终退火)等的改性处理。但是，在所述由串联轧制机进行的冷轧中，因为以更低温，并且连续地使复位发生，能够生成亚晶粒，所以也基本上不需要这样的精退火。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
除铝锭以外，还使用罐材废料等作为熔化原料，熔化成下述表I所示的成分组成的3000系Al合金的金属溶液，以DC铸造法制造板厚600mm、宽2100mm的铸块。还有，在表I中表示该元素的含量在检测界以下。
对于具有这样的成分组成的铸块，遵循表2所示的条件，进行均热处理、热轧。均热处理只进行一次，以表2所示的各处理温度，各例的铸块均共同保持4小时。在该均热处理后进行热轧。在热粗轧中，使用机架数为一个的可逆热粗轧机，在热精轧中，使用机架数为4个的串联式热轧机。这时，如表2所示，使热粗轧的开始温度、从均热处理结束至热粗轧开始的时间、热粗轧的全部道次中的最低稳定时间(全部道次中的最低的稳定时间)、热粗轧结束温度(与热精轧开始温度大体相等)、热精轧结束温度等进行各种变化。如此，得到热精轧后的板厚均为2.5mm的铝合金热轧板。
在此，在所述热粗轧中，根据板厚而变更压下率。在铸块的厚度为所述最初的板厚600mm至IOOmm以上的板厚很厚的区域，因为进行比较轻的压下，所以各例均相同，在每一道次中使成为最大的压下率优选为低于25%的20%，以15个道次进行粗轧。此外，在铸块的厚度低于IOOmm的粗轧区域，轧道次数各例均共同为4个。
对于所得到的热轧板不进行中间退火，利用轧辊机架为二段的串联轧机，以仅一次的通板进行冷轧(直通轧制)。由此，各例均相同，制造最终板厚0.3mm的瓶罐体用板材(冷轧板)。
从冷轧后的瓶罐体用冷轧板(卷材)，提取后述的试验片。然后，以所述测量方法，进行试验片的机械特性 的测量。另外，以所述的测量方法，进行如下测量:测量作为试验片的组织的重心直径低于Iym的分散粒子的平均个数密度(个/mm2);测量可视为β相的衍射峰的处于2 Θ =20.5 21.5°的范围内的X射线衍射峰的最大高度Ηβ，与可视为α相的衍射峰的处于2 Θ =25.5 26.5°的范围内的X射线衍射峰的最大高度H α的比(Ηβ/Ηα)。此外，测量、评价试验片的制耳率。这些结果也显示在表2中。
(机械的特性)
机械的特性(抗拉强度，0.2%屈服强度)测量的拉伸试验遵循JIS Ζ2201进行，作为试验片形状使用JIS5号试验片，使试验片纵长方向与轧制方向一致而制作试验片。另夕卜，十字头速度为5mm/分，以固定的速度进行拉伸试验,直至试验片断裂。
(制耳率)
首先，从该瓶罐体用冷轧板的宽度方向的中央部和端部的任意一处，合计两个位置提取毛还。然后，对于涂布有润滑油[D.A.Stuart社制，t ^ ^ 147]的毛还,用Eriksen试验机(埃里克森杯突试验机)，进行40%深拉深薄试验而成形为杯状，调查制耳率。试验条件为，毛还的直径=66.7mm,冲头的直径=40mm,模侧肩部的R = 2.0mm,冲头的肩R =3.0mm，折叠压力(押$ λ圧)=400kgf。测量在如此得到的杯的开口周边部的8个方向(以轧制方向作为0°，0°方向、45°方向、90°方向、135°方向、180°方向、225°方向、270°方向、和315°方向)产生的山谷的形状，计算平均制耳率。
在本发明中，平均制耳率为0% +3.5%的范围为允许范围。该平均制耳率的计算，基于对瓶罐体用板材进行DI成形而得到的所述杯的展开图，以所述现有技术中也有所公开的公知的方法进行。即，将所述杯的展开图的轧制方向作为0°，测量在0°、90°、180。和270。方向产生的制耳的高度(Tl、T2、T3、T4 ;称为反制耳)，另外，测量在45°、135°、225°、和315°方向产生的制耳的高度(Yl、Y2、Y3、Y4 ;称为正制耳)。还有各高度Yl Y4、T1 Τ4是距杯的底部的高度。然后根据各测量值，基于下式计算平均制耳率。
平均制耳率(％) = [ {(Υ1+Υ2+Υ3+Υ4) - (Τ1+Τ2+Τ3+Τ4)} / {1/2 X (Υ1+Υ2+Υ3+Υ4+Τ1+Τ2+Τ3+Τ4)}] XlOO
表2的发明例I 12具有本发明的成分组成(表I的合金N0.1 10)，并且，发明例I 12的冷轧板组织中，以20000倍的倍率的TEM可以测量的重心直径低于I μ m的分散粒子的平均个数密度低于3个/mm2，并且，β相的X射线衍射峰的最大高度Ηβ与α相的X射线衍射峰的最大高度Ha的比(Hβ/Ha)为0.50以上。其结果是，在发明例I 10中，由表2可知，以只有一次而且低温的均热处理，并且没有中间退火这样低成本的制造方法，即可实现平均制耳率本身低，板宽方向的制耳率的偏差小。
相对于此，表2的比较例13 17、21，与发明例同样，以优选的制造条件制造。但是，因为铝合金组成(表I的合金N0.11 16)脱离本发明成分组成，所以成为脱离本发明的规定的组织。其结果是，采用只有一次的低温的均热处理和没有中间退火这样低成本的制造方法，平均制耳率本身闻，板宽方向的制耳率的偏差也大。
在比较例13中，如表I的合金N0.11所示，因为Si量过多，所以重心直径低于I μ m的分散粒子的平均个数密度过多，并且，β相的X射线衍射峰的最大高度Ηβ与α相的X射线衍射峰的最大高度Ha的比(H β /H a )也过低。
在比较例14中，如表I的合金N0.12所示，因为Fe量过少，所以Fe和Mn的质量组成比(Fe/Mn)也过低。因此，β相的X射线衍射峰的最大高度Hβ与α相的X射线衍射峰的最大高度H α的比(Ηβ/Ηα)也过低。
在比较例15中，如表I的合金N0.13所示，Fe量、Mn量均过多。因此，重心直径低于I μ m的分散粒子的平均个数密度过多，并且，β相的X射线衍射峰的最大高度Ηβ与α相的X射线衍射峰的最大高度Ha的比(H β /H a )也过低。
在比较例16中，如表I的合金N0.14所示，虽然Fe量、Mn量分别在本发明的范围内，但Fe和Mn的质量组成比(Fe/Mn)过低。因此，重心直径低于I μ m的分散粒子的平均个数密度过多，并且，β相的X射线 衍射峰的最大高度Ηβ与α相的X射线衍射峰的最大高度Ha的比(Ηβ/Ηα)也过低。
在比较例17中，如表I的合金N0.15所示，Mg量过少。因此,重心直径低于Ιμπι的分散粒子的平均个数密度过多，并且，β相的X射线衍射峰的最大高度Ηβ与α相的X射线衍射峰的最大高度Ha的比(H β /H a )也过低。
在比较例22中，如表I的合金N0.16所示，Fe和Mn的质量组成比(Fe/Mn)过低，只有这一条件脱离本发明成分组成。尽管如此，相对于Mn来说，Fe的含量仍然过少，因此如所述，β相的生成量少，重心直径低于I μπι的粒子(α相)的数密度变高。其结果如表2，重心直径低于I μ m的分散粒子的平均个数密度过多，并且，β相的X射线衍射峰的最大高度Ηβ与α相的X射线衍射峰的最大高度Ha的比(Ηβ/Ηα)过低。另外，比较例18 21，虽然具有本发明成分组成(如表I的合金N0.2)，但是仅一次的均热温度、热粗轧的结束温度等的条件脱离所述优选的条件，因此成为脱离本发明的规定的组织。其结果是，在只有一次低温的均热处理和没有中间退火这样低成本的制造方法中，平均制耳率本身高，板宽方向的制耳率的偏差也大。在比较例18中，因为均热温度过低，热轧裂纹产生，所以如表2中斜线所示，在热轧的途中中断试验。在比较例19中，因为热精轧的结束温度过高，橘皮造成的表面不良产生，因此如表2中斜线所示，未实施热轧后的冷轧。在比较例20中，热粗轧的结束温度和热精轧的结束温度过低，重心直径低于I μ m的分散粒子的平均个数密度过多，并且，β相的X射线衍射峰的最大高度Ηβ与a相的X射线衍射峰的最大高度H a的比Ηβ/Ηα过低。在比较例21中，因为均热温度过高，所以热轧中因热粘着造成的表面不良发生，因此如表2中斜线所示，未实施热轧后的`冷轧。根据以上的结果，可知本发明的各规定要件和优选的制造条件的临界性的意义。
权利要求
1.一种瓶罐用铝合金冷轧板，其具有如下组成:含有Mn:0.3 1.2质量％、Mg:1.0 3.0质量％、Fe:0.3 0.7质量％、S1:0.1 0.5质量％，所述Fe和所述Mn的质量组成比即Fe/Mn在0.45 1.5的范围，余份包含Al和不可避免的杂质，其特征在于， 在所述瓶罐用铝合金冷轧板的组织中，以20000倍的倍率的透射型电子显微镜能够测量到的重心直径低于I μ m的分散粒子的平均个数密度低于3个/mm2， 含有作为Al6 (Fe、Mn)系金属间化合物的β相，和作为Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物的α相， 由X射线衍射分析装置测量的、可视为所述β相的衍射峰的处于2 Θ = 20.5 21.5°的范围内的X射线衍射峰的最大高度Ηβ、与可视为所述α相的衍射峰的处于2Θ =25.5 26.5°的范围内的X射线衍射峰的最大高度Ha之比即Ηβ/Ηα为0.50以上。
2.根据权利要求1所述的瓶罐用铝合金冷轧板，其中，还含有从Cu:0.05 0.5质量％、0:0.001 0.3质量％、Zn:0.05 0.5质量％中选择的一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的瓶罐用铝合金冷轧板，其中，还单独含有T1:0.005 0.2质量％，或与B:0.0001 0 .05质量并含有T1:0.005 0.2质量％。
全文摘要
本发明使作为瓶罐的原材的铝合金冷轧板的制造成本降低，并且还抑制制耳率的板宽方向的偏差。本发明的瓶罐用铝合金冷轧板具有特定的组成，并且作为板组织中的α相所代表的重心直径低于1μm的分散粒子少，并且，作为Al6(Fe、Mn)系金属间化合物的β相，和作为Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物的α相的存在比例，以X射线衍射峰的最大高度Hβ和X射线衍射峰的最大高度Hα的比(Hβ/Hα)计为0.50以上。由此，在本发明中，热轧板的板宽方向的再结晶率均匀化，在板宽方向的制耳率的偏差小。
文档编号C22F1/04GK103140593SQ201180047269
公开日2013年6月5日 申请日期2011年9月27日 优先权日2010年9月30日
发明者有贺康博, 松本克史, 鹤田淳人, 正田良治, 井上祐志 申请人:株式会社神户制钢所