Di罐體用鋁合金板的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明的鋁合金板通過在制造特定的3000系DI罐體用鋁合金板時(shí)控制鑄錠的均熱條件、熱軋條件，使制造的冷軋板組織中的粗大的Mn系金屬間化合物為特定量以下，并且確保一定量的Mg的平均固溶量，即使在DI成形的罐體的內(nèi)壓更低的嚴(yán)格的使用環(huán)境下，耐刺透性也優(yōu)異。
【專利說明】DI罐體用鋁合金板

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及飲料、食品用途中使用的包裝容器，特別是在飲料罐的主體部DI成形 加工的鋁合金板。

【背景技術(shù)】
[0002] 現(xiàn)在，作為用于飲料、食品用途的包裝容器之一，已知由底和側(cè)壁為一體結(jié)構(gòu)的有 底圓筒狀的主體部（罐體）和密封該主體部的開口部成為上面的圓板狀的蓋部（罐蓋）構(gòu) 成的2片罐。作為這樣的罐的材料，從成形性、耐蝕性、強(qiáng)度等方面出發(fā)，廣泛應(yīng)用的是從 AA到JIS3000系等的鋁合金板。用該鋁合金板制造的2片罐中，特別是具有飲料罐這樣的 高度的圓筒形狀的罐的主體部大多通過被稱為DI (Drawing and wall Ironing)成形的拉 深加工一減薄拉深加工的多段加工而成形。然后，進(jìn)行涂裝、烘焙，通過頸縮加工使開口部 縮徑，通過翻邊加工將開口部的邊緣擴(kuò)至外側(cè)而形成罐體。最后，填充物（飲料、食品）被 填充于主體部內(nèi)，在開口部卷邊接縫蓋部進(jìn)行密封?；谶@樣的制法的罐被稱為DI罐（以 下，適宜稱為"罐"），被廣泛通用。
[0003] -直以來，為了削減用這樣的鋁合金制的罐包裝的飲料的成本，作為輕量化及減 少原材料（鋁合金）的對策，推行的是使作為包裝容器的罐薄壁化。其結(jié)果是，現(xiàn)行的鋁合 金制的罐的側(cè)壁（最薄部）厚度除去涂膜為0.105?0.110mm左右。但是，對于這樣的薄 壁化的罐而言，特別是在板厚薄的側(cè)壁（周面）與突起物接觸而受到擠壓（被向內(nèi)壓）時(shí)， 突起物前端穿過側(cè)壁，有時(shí)發(fā)生穿孔（針孔）而填充物漏出的不良情況。作為突起物的接 觸，可以舉出在制造時(shí)（填充填充物、卷邊接縫蓋部、通過制造工序內(nèi)的運(yùn)送系統(tǒng)時(shí)）、流通 時(shí)、還有消費(fèi)者使用時(shí)，硬的異物由外部接觸等。另外，在翻邊加工中，開口部的邊緣被展開 時(shí)，有時(shí)在開口部的端部也產(chǎn)生裂紋（凸緣裂紋）。
[0004] 因此，為了能夠防止這樣的薄壁化的罐的側(cè)壁的針孔產(chǎn)生及開口部的凸緣裂紋， 即提高側(cè)壁的耐刺透性及翻邊加工性（擴(kuò)罐性），推行的是作為材料方面的鋁合金板的改 良。
[0005] 例如，在專利文獻(xiàn)1中，公開了設(shè)計(jì)由有包含具有3000系組成的鋁合金冷軋板的 鋁合金的冷軋板通過DI成形或深拉成形而成形的罐身的方法。即，在實(shí)施了相當(dāng)于涂裝烘 干的熱處理的罐體的厚度為〇. 〇7mm?〇. 14mm的范圍、且該壁部的罐軸方向的抗拉強(qiáng)度為 300MPa?500MPa、伸長率為3 %?8 %的情況下，使得針對將涂膜等表面皮膜進(jìn)行脫膜后的 壁厚（t)的刺透強(qiáng)度換算成壁厚0. 105mm的罐的刺透強(qiáng)度可以得到35N以上的耐刺透強(qiáng) 度。因此，由Mg含量決定為了得到上述刺透強(qiáng)度的壁部的厚度，或者由期望的刺透強(qiáng)度決 定規(guī)定的壁部厚度相對應(yīng)的Mg含量。
[0006] 另外，還提出了各種通過控制具有3000系組成的鋁合金冷軋板的金屬間化合物， 使耐刺透性提高的技術(shù)。例如，在專利文獻(xiàn)2中，公開了在具有3000系組成的鋁合金冷軋 板的表面，使金屬間化合物以特定密度和特定面積率分布的技術(shù)。而且，在包括由此進(jìn)行DI 成形的罐體的外面及內(nèi)面涂裝的側(cè)壁厚度為0. 110?0. 130_的情況下，使該側(cè)壁的罐軸 方向上的伸長率為3%以上且低于6%，使抗拉強(qiáng)度超過290MPa且為330MPa以下，使耐刺 透性優(yōu)異。
[0007] 在專利文獻(xiàn)3、4中也公開了通過控制同樣具有3000系組成的鋁合金冷軋板的規(guī) 定尺寸的金屬間化合物的分布密度及面積率，使強(qiáng)度（耐刺透性）及韌性提高的技術(shù)。并 且，在專利文獻(xiàn)5中，公開了通過使同樣具有3000系組成的鋁合金冷軋板以規(guī)定的加工率 進(jìn)行DI成形，在210?250°C下進(jìn)行熱處理，從而控制利用DI成形的加工硬化和抗拉強(qiáng)度， 使耐刺透性提高的技術(shù)。
[0008] 另外，在罐用的具有3000系組成的鋁合金冷軋板領(lǐng)域中，一直以來還提出了各種 通過規(guī)定Si、Cu、Mn、Fe等的固溶量，來提高薄壁化時(shí)的DI成形性、強(qiáng)度等特性的技術(shù)。
[0009] 此外，雖然不是DI罐、也不是提高耐刺透性的目的，但在專利文獻(xiàn)6中，為了防止 瓶罐用鋁合金冷軋板在涂裝熱處理時(shí)發(fā)生熱變形而確保熱處理后的罐強(qiáng)度，并且得到圓度 高的瓶罐，對于Cu和Mg的固溶量，將通過利用熱酚的殘?jiān)腿》ㄅc粒子尺寸超過0. 2 μ m 的析出物分離的溶液中的Cu量規(guī)定為0. 05?0. 3%，將Mg量規(guī)定為0. 75?1. 6%。
[0010] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0011] 專利文獻(xiàn)
[0012] 專利文獻(xiàn)1 :日本專利第4667722號公報(bào)
[0013] 專利文獻(xiàn)2 :日本特開2004 - 68061號公報(bào)
[0014] 專利文獻(xiàn)3 :日本特開2007 - 197815號公報(bào)
[0015] 專利文獻(xiàn)4 :日本特開2009 - 270192號公報(bào)
[0016] 專利文獻(xiàn)5 :日本特開2007 - 169767號公報(bào)
[0017] 專利文獻(xiàn)6 :日本國專利第4019083號公報(bào)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0018] 發(fā)明要解決的課題
[0019] 但是，DI罐的處理、使用條件變成罐內(nèi)外的壓力差變得更大而罐體容易變形等更 嚴(yán)格的條件，因此，對罐體所要求的耐刺透性（耐刺透強(qiáng)度）也變得更加嚴(yán)格。對此，在上 述現(xiàn)有技術(shù)中，為了得到該變嚴(yán)格的耐刺透性，尚有改善的余地。
[0020] 例如，如果只是像專利文獻(xiàn)1那樣控制Mg含量，使顯著受組織中存在的化合物的 影響的刺透強(qiáng)度達(dá)到上述要求水平是有限的。另外，專利文獻(xiàn)3中公開的技術(shù)是通過使罐 的側(cè)壁厚度增厚到超過〇. 110mm來提高耐刺透性，并不能與罐的側(cè)壁厚度的薄壁化趨勢相 適應(yīng)。另外，在專利文獻(xiàn)5中公開的技術(shù)中，由于涂裝罐時(shí)的烘干的溫度范圍被較高地限 定，因此，不適合欲在更低溫下進(jìn)行熱處理時(shí)的制罐方面的要求。
[0021] 另外，專利文獻(xiàn)3?5所公開的控制上述金屬間化合物確實(shí)對耐刺透性的提高有 效。但是，為了評價(jià)是否滿足專利文獻(xiàn)3?5的規(guī)定，作為成為控制對象的金屬間化合物的 檢測方法，不能缺少倍率500倍等的掃描電子顯微鏡（SEM)的應(yīng)用。但是正如眾所周知的 那樣，卷狀的寬幅且長條的冷軋板在寬度方向、乳制長度方向的全體所有部位被DI制罐成 數(shù)千到數(shù)萬個(gè)大量的罐體。
[0022] 而且，在卷狀的寬幅且長條的冷軋板中，即便使其制造條件最優(yōu)化，在板寬方向等 上溫度、應(yīng)變的分布也總是不同，盡管不影響宏觀機(jī)械特性，但作為微觀組織的金屬間化合 物的個(gè)數(shù)密度、面積率或分布當(dāng)然會產(chǎn)生偏差。
[0023] 因此，在如專利文獻(xiàn)3?5所公開的利用顯微鏡的微觀觀察中，即使增加多個(gè)測定 處，也不一定能宏觀地代表全部被DI制罐成大量罐體的、卷狀的長條且寬幅的冷軋板的、 寬度方向的全體部位的、作為微觀組織的金屬間化合物的個(gè)數(shù)密度、面積率或分布。另外， 顯微鏡觀察測定的是板厚方向上的任意1處，并不能考慮到板厚方向上的組織的偏差。因 此，在總體上提高由長條且寬幅的冷軋板制罐的罐體的耐刺透性上是有限的。
[0024] 本發(fā)明鑒于上述問題而完成，目的在于提供可以提高由長條且寬幅的冷軋板制罐 的罐體的變得更嚴(yán)格的耐刺透性（耐刺透強(qiáng)度）的DI罐體用鋁合金板。
[0025] 用于解決課題的方法
[0026] 用于解決上述課題的本發(fā)明DI罐體用鋁合金板的重點(diǎn)在于，由具有如下組成的 鋁合金板形成，所述鋁合金板以質(zhì)量％計(jì)，分別含有Μη :0. 3?1. 3%、Mg :1. 0?3. 0%、 Si :0. 1?0. 5%、Fe :0. 1?0. 8%，余量為A1和不可避免的雜質(zhì)，作為該鋁合金板的組織， 通過利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的粒子尺寸超過〇. 1 μ m的殘?jiān)衔镏邪摩橇繛?1. 0%以下（包括0% )，并且通過上述利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的溶液中的Mg的固溶量 為0. 7%以上且為2. 5%以下。
[0027] 在此，上述鋁合金板還可以含有Cu :0. 05?0. 4%，或含有Cr :0. 001?0. 1%、 Zn :0. 05?0. 5%中的一種或兩種。另外，優(yōu)選上述錯合金板DI成形為最薄部的側(cè)壁厚度 為0. 085?0. 110mm的范圍的罐體，且該罐體經(jīng)過200°C X20分鐘的熱處理后的側(cè)壁的 罐軸方向的0.2%屈服強(qiáng)度具有280MPa以上且350MPa以下的強(qiáng)度。另外，優(yōu)選上述鋁合 金板DI成形為最薄部的側(cè)壁厚度為0. 085?0. 110mm的范圍的罐體，且具有該罐體經(jīng)過 200°C X20分鐘熱處理時(shí)的罐體側(cè)壁的罐軸方向的0. 2%屈服強(qiáng)度為280MPa以上350MPa 以下的強(qiáng)度特性。另外，上述鋁合金板的上述耐刺透性優(yōu)選為對上述罐體施加1. 7kgf/ cm2(= 166. 6kPa)的內(nèi)壓，在距該罐體側(cè)壁的罐底沿罐軸方向的距離L = 60mm的部位，使 前端為半徑〇. 5mm的半球面的刺透針相對于罐體側(cè)壁垂直地以速度50mm/分鐘刺透，該刺 透針穿過罐體側(cè)壁為止的負(fù)荷測定值中的最大值為35N以上。
[0028] 發(fā)明效果
[0029] 如上所述，一直以來控制金屬間化合物確實(shí)對提高耐刺透性（耐刺透強(qiáng)度）有效， 若在罐體組織中尺寸大的金屬間化合物多，則變得容易斷裂，耐刺透性降低。
[0030] 但是，在以往的鋁合金板組織中的微觀的金屬間化合物的面積率、尺寸、個(gè)數(shù)密度 的規(guī)定中，如上所述，作為控制對象的金屬間化合物的檢測手段成為掃描電子顯微鏡（SEM) 等微觀觀察，并不能宏觀地代表被DI制罐成大量罐體的卷狀的寬幅的冷軋板的寬度方向、 板厚方向的全體部位的微觀組織。
[0031] 因此，本發(fā)明人等不使用掃描電子顯微鏡（SEM)等微觀觀察方法，通過利用熱酚 的殘?jiān)腿》ǘ傻玫剿^宏觀且平均的信息的分析手段，由此宏觀地控制卷狀的寬幅冷 軋板的、特別是寬度方向、板厚方向的全體部位的組織（金屬間化合物）。由此，可以提高到 以耐刺透性為目標(biāo)的水平。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0032] 圖1為示意性說明罐體的刺透強(qiáng)度的測定方法的剖視圖。

【具體實(shí)施方式】
[0033] 以下，對用于實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的罐體用鋁合金板（以下稱為鋁合金板）的方式進(jìn)行說 明。
[0034] (鋁合金組成）
[0035] 本發(fā)明的鋁合金板組成如下：以質(zhì)量％計(jì)，分別含有Μη :0. 3?1. 3%、Mg :1. 0? 3. 0%、Si :0. 1?0. 5%、Fe :0. 1?0. 8%，余量為A1和不可避免的雜質(zhì)。也可以是在該鋁 合金組成中還含有Cu :0. 05?0. 4%的組成。需要說明的是，關(guān)于組成（各元素含量）的％ 標(biāo)記全部是指質(zhì)量％。
[0036] (Μη :0· 3 ?1. 3% )
[0037] Μη有提高鋁合金的強(qiáng)度的效果，在鋁合金板成形成罐體時(shí)，可以提高側(cè)壁強(qiáng)度從 而確保壓曲強(qiáng)度、耐刺透性。另外，Μη在鋁合金中形成Α1 - Fe - Μη系金屬間化合物，并 適度地分散，因此，熱軋后的再結(jié)晶被促進(jìn)，而鋁合金板的加工性提高。若Μη的含量低于 0.3%，則這些效果不充分。因此，Μη的含量為0.3%以上，優(yōu)選為0.4%以上。另一方面， 若Μη的含量超過1. 3%，則鋁合金板的固溶強(qiáng)化變得過大而加工性降低，此外，Α1 - Fe - Μη系金屬間化合物的生成量增加，耐刺透性降低。因此，Μη的上限為1. 3%，優(yōu)選為1. 1%， 進(jìn)一步優(yōu)選為1.0%。
[0038] (Mg :1· 0 ?3. 0% )
[0039] Mg有提高鋁合金的強(qiáng)度的效果。若Mg的含量低于1. 0%，則在鋁合金板成形成罐 體時(shí)，側(cè)壁強(qiáng)度變低而耐刺透性不足。另一方面，若Mg的含量超過3. 0 %，則鋁合金板的加 工硬化變得過大，容易發(fā)生減薄拉深加工時(shí)的裂開（罐體裂紋）等裂紋、頸縮加工時(shí)的褶 皺、條紋等不良。因此，Mg的含量為1. 0?3. 0%的范圍，Mg量的上限優(yōu)選為2. 5%。
[0040] (Si :0· 1 ?0· 5% )
[0041] Si形成A1 - Fe - Μη - Si系金屬間化合物，其越適當(dāng)?shù)胤植?，成形性越提高?因此，Si的含量為0. 1%以上，優(yōu)選為0.2%以上。另一方面，若Si變得過剩，則形成大量 A1 - Fe - Μη - Si系金屬間化合物、Mg - Si系金屬間化合物的大的化合物，耐刺透性降 低。因此，Si含量的上限為0.5%，優(yōu)選為0.4%。
[0042] (Fe :0· 1 ?0· 8% )
[0043] Fe作為基體金屬雜質(zhì)混入到錯合金中，但通過在錯合金中形成A1 - Fe - Μη系金 屬間化合物并適度地分散，從而熱軋后的再結(jié)晶被促進(jìn)，而鋁合金板的加工性提高。另外， Fe促進(jìn)Μη的結(jié)晶、析出，在控制鋁基質(zhì)中的平均固溶Μη量、Μη系金屬間化合物的分散狀態(tài) 的方面也是有用的。因此，F(xiàn)e的含量為0.1%以上，優(yōu)選為0.3%以上。另一方面，若Fe含 量變得過剩，則容易產(chǎn)生直徑超過15 μ m的尺寸巨大的初晶金屬間化合物，DI成形性、耐刺 透性也降低。因此，F(xiàn)e含量的上限為0. 8%，優(yōu)選為0. 7%。
[0044] (Cu :0· 05 ?0· 4% )
[0045] Cu通過固溶強(qiáng)化來增加強(qiáng)度。因此，選擇性地含有Cu時(shí)的下限量為0. 05%以上， 優(yōu)選為0. 1%以上。另一方面，若Cu變得過剩，則雖然可以容易地得到高強(qiáng)度，但是由于變 得過硬而成形性降低，進(jìn)而耐蝕性也劣化。因此，Cu含有的上限量為0. 4%，優(yōu)選為0. 3%。
[0046] (Cr :0· 001 ?0· 1%、Ζη :0· 05 ?0· 5% )
[0047] 作為與該Cu等效的強(qiáng)度提高元素可以舉出Cr、Zn，可以將Cr :0.001?(λ 1%、Ζη : 0. 05?0. 5%中的一種或兩種加入Cu中，或者代替Cu而選擇性地含有。選擇性地含有時(shí) 的Cr的含量為0. 001 %以上，優(yōu)選為0. 002 %以上。另一方面，若Cr變得過剩，則生成巨大 結(jié)晶物而成形性降低，因此，Cr量的上限為0. 1%，優(yōu)選為0.05%左右。另外，選擇性地含 有時(shí)的Zn的含量為0. 05%以上，優(yōu)選為0. 06 %以上。另一方面，若Zn變得過剩則耐蝕性 降低，因此，Zn含量的上限為0. 5%，優(yōu)選為0. 45%左右。
[0048] 除這些元素以外還有不可避免的雜質(zhì)，但作為該不可避免的雜質(zhì)，例如，若Zr為 0. 10%以下；Ti為0. 2%以下，優(yōu)選為0. 1 %以下；B為0. 05%以下，優(yōu)選為0. 01 %以下，則 不影響本發(fā)明的鋁合金板的特性，可以容許含有。其中，Ti還有使結(jié)晶粒微細(xì)化的效果，若 與微量的B同時(shí)含有，則該結(jié)晶粒的微細(xì)化效果進(jìn)一步提高，但若這些含量過剩，則結(jié)晶出 巨大的A1 - Ti系金屬間化合物、Ti 一 B系的粗大粒子而阻礙成形性。
[0049] (DI罐體用鋁合金板的組織）
[0050] 為了提高耐刺透性（耐刺透強(qiáng)度），本發(fā)明也進(jìn)行DI罐體用鋁合金板或使其DI成 形的DI罐體的組織中的A1 - Fe - Μη系化合物等金屬間化合物的控制、固溶Mg量的控制。
[0051] (化合物中包含的Μη量）
[0052] 向罐的側(cè)壁擠入突起物時(shí)產(chǎn)生針孔的刺透機(jī)理如上述專利文獻(xiàn)4中也公開的那 樣，是由于：以突起物接觸的部位為中心向罐的內(nèi)側(cè)凹陷成研缽狀而變形時(shí)，在該中心部的 周邊（研缽的傾斜的面）產(chǎn)生局部的減薄及剪切帶，由該剪切帶端部（罐的內(nèi)側(cè)表面）產(chǎn) 生裂縫。該裂縫沿著剪切帶傳播以至于斷裂，若在該減薄部金屬間化合物的量、特別是尺寸 大的金屬間化合物多，則容易斷裂。
[0053] 但是，在使用掃描電子顯微鏡（SEM)等觀察方法的金屬間化合物的面積率、尺寸、 個(gè)數(shù)密度等微觀的規(guī)定中，如上所述，不能宏觀地代表DI罐用冷軋板的板寬方向、板厚方 向的全體部位的組織。因此，并不一定能夠在總體上提高由冷軋板制罐的罐體的耐刺透性。
[0054] 因此，在本發(fā)明中，不使用這樣的微觀觀察手段，而通過基于利用熱酚的殘?jiān)腿?法的所謂宏觀分析方法，宏觀地控制卷狀的寬幅且長條的冷軋板的板寬方向、板厚方向的 全體部位的組織的金屬間化合物。即，根據(jù)作為通過利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的殘?jiān)?化合物中包含的Μη量（化合物殘?jiān)械摩橇浚?，來?guī)定成為突起物被壓入罐的側(cè)壁時(shí)（刺 透時(shí)）的破壞的起點(diǎn)的Α1 - Fe - Μη系等包含Μη的化合物量。
[0055] 成為刺透時(shí)的破壞的起點(diǎn)的是Α1 - Fe - Μη系等共同地包含Μη且粒子尺寸超過 〇. 1 μ m的粗大的化合物。只要在該點(diǎn)通過利用熱酚的殘?jiān)腿》y定作為殘?jiān)幕衔镏?包含的Μη(化合物殘?jiān)械摩?的含量（Μη析出量），就可知該包含Μη并成為上述破壞的 起點(diǎn)的Α1 - Fe - Μη系等包含Μη的化合物在板、罐體的組織中的量，其中，上述殘?jiān)侵?利用熱酚將DI罐體用鋁合金冷軋板或使其DI成形的DI罐體試樣溶解時(shí)的利用0. 1 μ m的 篩孔的過濾器分離的殘?jiān)?br> [0056] 此外，DI罐體用鋁合金冷軋板的組織的作為上述殘?jiān)幕衔镏邪摩堑暮?量、或后述的上述分離的溶液中的Mg的含量，即便使該DI罐體用鋁合金冷軋板DI成形而 形成DI罐體（即使以DI罐體的側(cè)壁部為試樣進(jìn)行測定），彼此的值的差別僅僅是基于鋁 合金冷軋板的部位的值的差別水平，不至于變化到影響本發(fā)明的各含量規(guī)定。因此，可以將 DI罐體用鋁合金冷軋板作為試樣進(jìn)行測定，也可以將使該DI罐體用鋁合金冷軋板DI成形 的DI罐體的側(cè)壁作為試樣進(jìn)行測定。
[0057] 在本發(fā)明中，將該板、罐體的組織中的A1 - Fe - Μη系等包含Μη且粒子尺寸超 過0. 1 μ m的粗大的化合物的量作為通過利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的化合物中的Μη的平 均含量，限制在1. 〇%以下。由此，DI罐體用鋁合金冷軋板DI成形為最薄部的側(cè)壁厚度為 0. 085?0. 110mm的范圍的罐體，且對罐體進(jìn)行相當(dāng)于涂膜的烘干的熱處理（200°C X 20分 鐘的熱處理），使罐體側(cè)壁的罐軸方向的〇.2%屈服強(qiáng)度變?yōu)?8010^以上且35010^以下時(shí) 的DI罐體的耐刺透性提高。
[0058] 在本發(fā)明中，將作為上述殘?jiān)幕衔镏邪摩堑暮孔鳛?平均"是為了宏 觀地控制寬幅的冷軋板的板寬方向的Μη系金屬間化合物量。在1000mm以上的寬幅的冷軋 板的板寬方向上，根據(jù)制造過程中的溫度、應(yīng)變的分布的差別，組織狀態(tài)容易產(chǎn)生偏差。為 了抑制該偏差并提高組織的均勻度，并總體地（同樣地或均勻地）提高由冷軋板的板寬方 向的各制罐部位制罐的DI罐體的耐刺透性，將上述Μη的含量作為上述各制罐部位的"平 均"。
[0059] 為此，如后述的實(shí)施例所述，由冷軋板的長度方向中央部的板寬方向中央部1處 和由該中央部出發(fā)的板寬方向兩端部2處的共計(jì)3處代表板的板寬方向的制罐部位的多處 取樣采集試樣，然后，分別測定這些板的各部位試樣的各Μη系金屬間化合物量（作為上述 殘?jiān)幕衔镏邪摩堑暮浚鳛閷⑦@些測定值平均化的平均值來規(guī)定、評價(jià)Μη系 金屬間化合物量。
[0060] 在該Μη的平均含量超過1. 0%的情況下，板、罐體的組織中的Α1 - Fe - Μη系等 包含Μη且粒子尺寸超過0. 1 μ m的粗大的金屬間化合物變得過多。其結(jié)果是，在上述薄壁 且上述高強(qiáng)度、并且使用環(huán)境變嚴(yán)格的情況下，罐體的耐刺透性降低。
[0061] (固溶 Mg 量）
[0062] 若固溶Mg量增加，則基于板、罐體的固溶強(qiáng)化的加工硬化特性提高，突起物被壓 入罐的側(cè)壁時(shí)（刺透時(shí)）的板、罐體的變形能提高，耐刺透性提高。因此，在本發(fā)明中，將板、 罐體的固溶Mg量按上述通過利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的溶液中的Mg的平均含量計(jì)，為 0. 7%以上且2. 5%以下。
[0063] Mg在其它元素量少時(shí)，添加或含有的Mg的幾乎總量發(fā)生固溶，但其它元素的含量 多時(shí)，固溶量受與這些其它元素的含量的關(guān)系影響。因此，在確實(shí)地實(shí)現(xiàn)板、罐體的固溶強(qiáng) 化的情況下，需要直接測出固溶量進(jìn)行控制，而不是通常的Mg的含量。
[0064] 因此在本發(fā)明中，將板、罐體的Mg的平均固溶量按上述通過利用熱酚的殘?jiān)腿?法分離的溶液中的Mg的平均含量計(jì)，為0. 7%以上且2. 5%以下，將該鋁合金板DI成形為 最薄部的側(cè)壁厚度為0. 085?0. 110mm的范圍的罐體，且使相當(dāng)于上述涂膜的烘干的熱處 理后的側(cè)壁的罐軸方向的〇. 2%屈服強(qiáng)度為280MPa以上且350MPa以下的情況下的耐刺透 性提高。而且，降低上述成為破壞的起點(diǎn)的A1 - Fe - Μη系化合物量，并提高到以上述薄 壁化、高強(qiáng)度化的DI罐體的耐刺透性為目標(biāo)的水平。
[0065] 具體來說，對上述罐體施加 1. 7kgf/cm2( = 166. 6kPa)的內(nèi)壓，在距該罐體側(cè)壁的 罐底沿罐軸方向的距離L = 60mm的部位，使前端為半徑0. 5mm的半球面的刺透針相對于罐 體側(cè)壁垂直地以速度50_/分鐘刺透，該刺透針穿過罐體側(cè)壁為止的負(fù)荷測定值中的最大 值提高到35N以上的水平。
[0066] 在本發(fā)明中，將板、罐體的Mg的固溶量（通過上述利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的 溶液中的Mg的含量）作為"平均"的目的是：與上述作為殘?jiān)幕衔镏邪摩堑暮?同樣，提高到使由冷軋板制罐的罐體的耐刺透性成為目標(biāo)的水平。即，為了控制冷軋板的特 別是板寬方向的制罐部位的Mg固溶量，如后述的實(shí)施例所述，與上述Μη同樣地，由冷軋板 的板寬方向中央部、兩端部等代表板的板寬方向的制罐部位的共計(jì)3處采集各試樣，分別 測定各試樣的通過上述利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的各溶液中的各Mg的固溶量，作為將 這些測定值平均化的平均值來規(guī)定、評價(jià)Mg固溶量。
[0067] 若板、罐體的Mg的平均固溶量按通過上述利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的溶液中 的Mg的含量計(jì)，變得過少到低于0. 7%，則即使降低了上述成為破壞的起點(diǎn)的A1 - Fe - Μη系化合物量，也不能使上述薄壁化、高強(qiáng)度化的DI罐體的耐刺透性提高到目標(biāo)的水平以 上。另一方面，上述Mg的平均固溶量越多耐刺透性變得越高，但若固溶Mg量變得過多到超 過2. 5%，由于Mg的固溶強(qiáng)化而冷軋板的屈服強(qiáng)度變得明顯過高，制罐加工所需的減薄拉 深加工性降低，容易發(fā)生開裂。因此，若僅僅是控制固溶Mg量，則耐刺透性和制罐加工性 (DI成形性）需要權(quán)衡。
[0068](制造方法）
[0069] 接下來，對本發(fā)明中的鋁合金板的制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明的鋁合金板通過以 下工序進(jìn)行制造：熔解上述成分的鋁合金并鑄造形成鑄錠的鑄造工序；通過熱處理使鑄錠 均質(zhì)化的均熱處理工序；對均質(zhì)化的鑄錠進(jìn)行熱軋而形成熱軋板的熱軋工序；不使熱軋板 退火而進(jìn)行冷軋的冷軋工序。而且，在該制造方法中，鑄錠的均熱處理按照后述條件進(jìn)行 2次，并且熱粗軋也按照后述條件進(jìn)行，使冷軋后的鋁合金板組織成為本發(fā)明中規(guī)定的基 于上述利用熱酚的殘?jiān)腿》ǖ姆蛛x殘?jiān)衔镏械摩堑钠骄繛?. 0%以下（包括 0% )，并且將Mg的平均固溶量作為基于利用上述熱酚的殘?jiān)腿》ǖ姆蛛x溶液中的Mg的 平均含量并為〇. 7%以上且2. 5%以下。
[0070] (熔解、鑄造）
[0071] 首先，將鋁合金熔解，利用DC鑄造法等公知的半連續(xù)鑄造法進(jìn)行鑄造，冷卻到 低于鋁合金的固相線溫度形成鑄錠。若慢到鑄造速度低于40_/分鐘、或冷卻速度低于 0. 5°C /秒，則鑄錠中粗大的金屬間化合物大量結(jié)晶。另一方面，若快到鑄造速度超過65mm/ 分鐘、或冷卻速度超過1. 5°C /秒，則容易發(fā)生鑄錠裂紋、"氣孔"而鑄造成品率降低。因此， 在鑄造過程中，鑄造速度設(shè)為40?65mm/分鐘，冷卻速度設(shè)為0. 5?1. 5°C /秒。另外，該 冷卻速度是關(guān)于鑄錠的中央部的溫度即垂直于鑄造方向的面的中央部的溫度的速度，為從 鋁合金的液相線溫度冷卻到固相線溫度的過程中的速度。
[0072] (均熱處理）
[0073] 在軋制鑄錠前，需要在規(guī)定溫度下進(jìn)行均質(zhì)化熱處理（均熱處理）。通過實(shí)施熱處 理，從而除去內(nèi)部應(yīng)力，將鑄造時(shí)偏析的溶質(zhì)元素均質(zhì)化，使鑄造時(shí)結(jié)晶的金屬間化合物擴(kuò) 散固溶，使組織均質(zhì)化。
[0074] 但是，在本發(fā)明中，將均熱處理設(shè)為2次均熱。該2次均熱區(qū)別于2階均熱。2階 均熱是指：在第1次均熱后進(jìn)行冷卻，但不冷卻到200°C以下而在更高溫下停止冷卻，隨后 保持在該溫度下，然后在這樣的溫度下或在再加熱到更高溫后開始熱軋。與此相對，本發(fā)明 的2次均熱是指：在第1次均熱后，暫時(shí)冷卻到包括室溫在內(nèi)的200°C以下的溫度，進(jìn)一步 再加熱，在該溫度下保持一定時(shí)間后開始熱軋。
[0075] 具體來說，首先，將第1次均熱溫度設(shè)為580°C以上且低于熔點(diǎn)的溫度。將該均熱 溫度設(shè)為580°C以上是為了使鑄造時(shí)生成的粗大的A1 - Fe - Μη系化合物固溶。若均熱溫 度低于580°C，則粗大的Α1 - Fe - Μη系化合物不固溶而殘留，因此冷軋板向罐體的成形性 降低。
[0076] 在該第1次均熱處理后，暫時(shí)冷卻到包括室溫在內(nèi)的200°C以下。此時(shí)，將500? 200°C之間的鑄錠的平均冷卻速度設(shè)為80°C /小時(shí)以上。若該溫度間的平均冷卻速度低于 80°C /小時(shí)，則不僅冷卻中生成的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階均熱那樣，若在中途的高溫狀態(tài)（超過200°C ) 下停止該冷卻，連續(xù)地進(jìn)行第2次均熱處理，則以已經(jīng)分散的A1 - Fe - Μη系化合物為核， 其量增加，因此需要暫時(shí)冷卻到200°C以下。若脫離該條件，則不能使DI罐用冷軋板的板寬 方向、板厚方向的全體部位的組織形成耐刺透性優(yōu)異的罐體。
[0077] 第2次均熱溫度設(shè)為450°C以上且550°C以下。而且，將該第2次均熱中的200? 400°C的溫度間的鑄錠的平均加熱速度設(shè)為超過30°C /小時(shí)的速度。這樣一來，在該第2次 均熱中的升溫中生成Mg - Si系化合物，而通過將上述200?400°C的溫度間的鑄錠的平均 加熱速度設(shè)為超過30°C /小時(shí)，從而微細(xì)且高密度地生成Mg - Si系化合物，在進(jìn)一步升溫 到450°C以上的過程中再固溶而增加固溶Mg量，不僅如此，還能降低在第2次均熱中、熱軋 中生成的粗大的A1 - Fe - Μη系化合物量。因此，可以滿足用上述利用熱酚的殘?jiān)腿》?規(guī)定的Μη量、Mg固溶量，并提高耐刺透性。若該加熱速度小，則不能微細(xì)且高密度地生成 Mg - Si系化合物，在進(jìn)一步升溫到450°C以上的過程中不進(jìn)行再固溶而不能增加固溶Mg 量，在第2次均熱中、熱軋中生成的粗大的A1 - Fe - Μη系化合物量也增加。因此，不能滿 足用上述利用熱酚的殘?jiān)腿》ㄒ?guī)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罐用冷軋板的板寬方向、板厚方向的全體部位的組織形成罐體的耐刺透性 優(yōu)異的罐體。
[0078] 若這些第1次、第2次各均熱處理時(shí)間分別少于2小時(shí)，則有時(shí)鑄錠的均質(zhì)化未完 成。另一方面，即使進(jìn)行超過8小時(shí)的均熱處理也不會提高效果，而生產(chǎn)率降低。因此，第 1次、第2次各均熱處理時(shí)間優(yōu)選設(shè)為2?8小時(shí)，但沒有特別限定。
[0079] 〔熱軋〕
[0080] 對上述均熱處理工序中均質(zhì)化的鑄錠進(jìn)行熱軋。首先，將鑄錠進(jìn)行粗軋，進(jìn)一步進(jìn) 行精軋，由此形成規(guī)定的板厚的鋁合金熱軋板。
[0081] (熱粗軋）
[0082] 在450°C以上且550°C以下的溫度范圍內(nèi)開始熱粗軋。若該粗軋開始溫度低于 450°C，則粗軋中析出的Mg - Si系化合物的量增加，固溶Mg量減少，不僅如此，乳制本身也 變得困難。另一方面，在粗軋開始溫度超過550°C的情況下，由于軋制中的燒粘而板的表面 性狀劣化。
[0083] 另外，還要盡量縮短粗軋中的道間的時(shí)間，即從該軋制實(shí)施（道）到下一次軋制實(shí) 施（道）為止所需時(shí)間（道間的時(shí)間）。該道間的時(shí)間優(yōu)選設(shè)為100秒以內(nèi)的盡量短的時(shí) 間。此處的道間的時(shí)間表示軋鋼機(jī)通過板的長度方向的中央位置的時(shí)刻之差。在板厚薄的 區(qū)域內(nèi)的壓下率越低，而且道間的時(shí)間變得越長，在粗軋中析出的A1 - Fe - Μη系化合物 和Mg - Si系化合物的量越隨之增加。進(jìn)而，在該熱粗軋中，如果使用可逆軋機(jī)，則將數(shù)次 至數(shù)十次的全部軋道的穩(wěn)定速度中的最低的穩(wěn)定速度設(shè)為50m/分鐘以上。此處所述穩(wěn)定 速度是指每一道中軋制速度（線速度）最高且恒定的速度。若在熱粗軋中的全部軋道的比 較中最低的穩(wěn)定速度（道次中最低穩(wěn)定速度）低于50m/分鐘的速度，貝U乳制時(shí)間變長，在 冷卻中生成的A1 - Fe - Μη系化合物量增加，上述殘?jiān)橇孔兊眠^大。因此，若脫離這些 條件，則不能滿足用上述利用熱酚的殘?jiān)腿》ㄒ?guī)定的Μη量、Mg固溶量，存在不能得到作 為目標(biāo)的罐體的耐刺透性可能性。
[0084] 該熱粗軋的結(jié)束溫度優(yōu)選為400°C以上。將熱軋分為粗軋和精軋，并連續(xù)地實(shí)施 時(shí)，若熱粗軋的結(jié)束溫度變得過低，則在下一工序的熱精軋中軋制溫度變低，容易產(chǎn)生邊緣 裂紋。
[0085] (熱精軋）
[0086] 對熱粗軋結(jié)束的鋁合金板連續(xù)性地、迅速地進(jìn)行熱精軋。通過迅速地進(jìn)行熱精軋， 可以防止A1 - Fe - Μη系化合物、Mg - Si系化合物增加。優(yōu)選熱粗軋結(jié)束的鋁合金板在 例如5分鐘以內(nèi)、優(yōu)選3分鐘以內(nèi)進(jìn)行熱精乳。熱精軋的結(jié)束溫度優(yōu)選為300°C以上。若低 于300°C，則溫度過低而板整體不進(jìn)行再結(jié)晶，部分地變成加工組織，特別是板寬方向的制 耳率偏差增加。
[0087] 〔冷軋〕
[0088] 鋁合金熱軋板不退火而進(jìn)行冷軋，制成規(guī)定的板厚的鋁合金板。優(yōu)選冷軋中的總 軋制率（冷加工率）為77?90%，冷軋后的冷軋板的板厚為0· 25?0· 33mm。
[0089] 〔DI罐的制作方法〕
[0090] 以下對由本發(fā)明的鋁合金板（冷軋板）制作DI罐的罐體的方法的一例進(jìn)行說明。 首先，將本發(fā)明的鋁合金板沖裁成圓板形狀（沖切加工），進(jìn)行拉深加工（杯形擠壓加工 (cupping))、DI成形而形成淺杯形狀。多次重復(fù)這些拉深加工以及減薄拉深加工來逐漸增 高側(cè)壁，形成規(guī)定的底面形狀及側(cè)壁高度的有底筒形狀。
[0091] 經(jīng)過這些加工的罐體的側(cè)壁的板厚減小率（減薄拉深加工率）優(yōu)選為60?70%。 而且，切掉側(cè)壁（開口部）的邊緣進(jìn)行修整（修邊加工）。在這種狀態(tài)下，DI成形成最薄部 的側(cè)壁厚度為〇. 085?0. 110mm的范圍的薄壁的罐體。
[0092] 接著，對罐體進(jìn)行脫脂洗滌，在外面、內(nèi)面分別進(jìn)行涂裝、涂膜的烘干（烘焙 (baking))，作為最薄部的側(cè)壁的罐軸方向的強(qiáng)度成為0. 2 %屈服強(qiáng)度為280MPa以上且 350MPa以下水平的高強(qiáng)度。此外，該強(qiáng)度也可以用以下的強(qiáng)度代替，S卩，對實(shí)際上未進(jìn)行上 述涂膜的烘干（烘焙）而成形的罐體進(jìn)行本發(fā)明所述的"相當(dāng)于罐體的涂膜的烘干的熱處 理"，將相當(dāng)于涂膜的烘干的溫度和時(shí)間按200°C X20分鐘進(jìn)行熱處理后的強(qiáng)度。
[0093] 對于涂膜烘干后的罐體，使開口部縮徑（頸縮加工），并將開口部的邊緣擴(kuò)至外側(cè) (翻邊加工）而成為最終的罐體。用于飲料、食品用途時(shí)，填充物（飲料、食品）由開口部填 充于罐體，將用其他工序制作的罐蓋卷邊接縫于開口部進(jìn)行密封。
[0094] 實(shí)施例
[0095] 以上，對用于實(shí)施本發(fā)明的方式進(jìn)行了敘述，以下，將確認(rèn)了本發(fā)明的效果的實(shí)施 例與不滿足本發(fā)明的必要條件的比較例進(jìn)行對比來具體說明。需要說明的是，本發(fā)明并不 限定于該實(shí)施例。
[0096](試樣材鋁合金板）
[0097] 將表1所示組成的鋁合金熔解并使用半連續(xù)鑄造法，各例均共同地按上述優(yōu)選數(shù) 值范圍內(nèi)的鑄造速度及冷卻速度制作鑄錠。
[0098] 對該鑄錠進(jìn)行上述2次均熱，各例均共同地在600°C的均熱溫度下進(jìn)行4小時(shí)的第 1次均熱后，將500?200°C的平均冷卻速度（°C /小時(shí)）按表1所示進(jìn)行各種改變而將該 鑄塊暫時(shí)冷卻到室溫。然后，作為第2次均熱，將鑄錠由室溫再次加熱，將200?400°C的平 均加熱速度（°C /小時(shí)）按表1所示進(jìn)行各種改變，另外，各例均共同地在500°C的均熱溫 度下進(jìn)行4小時(shí)的第2次均熱處理。
[0099] 然后，在該溫度中開始熱粗軋。此時(shí)，將該熱粗軋（可逆軋機(jī)）中的軋道次數(shù)12 的道間的時(shí)間中，從該軋制實(shí)施（道）到下一次軋制實(shí)施（道）為止需要的軋道的時(shí)間中 的最長時(shí)間（秒）按表1所示進(jìn)行各種改變。另外，這些所有軋道的穩(wěn)定速度中，將最低的 穩(wěn)定速度（m/分鐘）按表1所示進(jìn)行各種改變。而且，各例均同樣地將熱粗軋的結(jié)束溫度 設(shè)為450°C，在該熱粗軋結(jié)束后3分鐘以內(nèi)開始熱精乳，將熱精軋的結(jié)束溫度設(shè)為330°C，形 成板厚2. 5_的熱軋板。進(jìn)一步，不使該熱軋板粗退火（退火）且在中途不進(jìn)行中間退火 而進(jìn)行冷軋，形成板厚〇. 28mm且板寬度為2000mm的卷狀的長條鋁合金板。需要說明的是， 表1的鋁合金板化學(xué)成分組成中"一"表示為檢出界限以下。
[0100] (罐體）
[0101] 對得到的卷狀的鋁合金板進(jìn)行杯形擠壓加工、DI成形（減薄拉深加工率65? 70 % )，對開口部進(jìn)行修邊加工，形成外徑約66mm、高度（罐軸方向長）124mm、側(cè)壁厚度 0.090mm的有底筒狀的罐體。進(jìn)一步，對該罐體進(jìn)行脫脂洗滌后，按假定（模擬）了涂裝時(shí) 的烘干的上述200°C X20分鐘的條件進(jìn)行熱處理，形成罐體試樣材。
[0102] 〔評價(jià)〕
[0103] 通過對上述鋁合金冷軋板測定0. 2%屈服強(qiáng)度及利用熱酚殘?jiān)腿》ǖ摩窍到?屬間化合物量（化合物殘?jiān)械摩呛浚?、Mg固溶量（分離的溶液中的Mg含量）來進(jìn)行 評價(jià)。另外，對罐體（上述假想涂裝烘干的熱處理后）分別測定DI成形性、耐刺透性、0. 2% 屈服強(qiáng)度來進(jìn)行評價(jià)。這些結(jié)果也示于表1中。
[0104] (組織=熱酚殘?jiān)腿》ǎ?br> [0105] 對利用熱酚將由上述鋁合金冷軋板卷材的長度方向中央部的板寬方向中央部1 處和由該中央部出發(fā)的板寬方向兩端部2處共計(jì)3處采集的各試樣熔解時(shí)的、作為利用 0. 1 μ m的篩孔的過濾器分離的殘?jiān)幕衔镏械摩?(化合物殘?jiān)械摩?含量分別進(jìn)行測 定并平均化，求出上述鋁合金冷軋板組織中的化合物的平均Μη含量作為分析值。同時(shí)，測 定上述各試樣中的由該殘?jiān)蛛x的各溶液中的Mg的含量并平均化，求出上述鋁合金冷軋 板組織中的平均Mg固溶量作為分析值。
[0106] (成形性）
[0107] 在上述DI成形中，由鋁合金冷軋板線圈的長度方向中央部的上述板寬方向中央 部附近1處和上述兩端部2處的各附近共計(jì)3處各切出1000片坯料，以減薄拉深加工率 65%進(jìn)行連續(xù)成形（杯形擠壓加工、DI成形）來制罐。而且，在成形時(shí)沒有發(fā)生不良（裂 開、針孔等）的情況作為成形性優(yōu)異，用"〇"評價(jià)；發(fā)生了不良的情況作為成形性不良，用 "X，，評價(jià)。
[0108] (耐刺透性）
[0109] 對于各例，驗(yàn)證是否總體上提高了由1張板制罐的大量罐體的耐刺透性，特別是 冷軋板的板寬方向、板厚方向的各耐刺透性。為此，各例均按照均等地包含由上述鋁合金冷 軋板卷材的板寬方向中央部、兩端部的3處制罐的罐體的方式，對上述成形而成的10個(gè)全 部實(shí)施刺透試驗(yàn)，評價(jià)了耐刺透性。
[0110] 該耐刺透性試驗(yàn)如圖1所示，固定罐體，施加1. 7kgf/cm2( = 166. 6kPa)的內(nèi)壓， 罐體的側(cè)壁的鋁合金板的軋制方向與罐軸方向一致，在距罐底沿罐軸方向的距離L為60mm 的部位，使前端為半徑0. 5mm的半球面的刺透針相對于側(cè)壁垂直地以速度50mm/分鐘刺透。 然后，測定刺透針穿過側(cè)壁為止的負(fù)荷（N)，將得到的最大負(fù)荷作為刺透強(qiáng)度。
[0111] 在耐刺透性試驗(yàn)結(jié)果中,將整個(gè)罐體的上述最大負(fù)荷平均為40N以上的罐體作為 上述鋁合金冷軋板的板寬方向整體耐刺透性優(yōu)異，評價(jià)為"◎"，平均為35N以上的罐體也 評價(jià)為"〇"。另一方面，整個(gè)罐體的上述最大負(fù)荷以平均計(jì)，平均低于35N的罐體作為上述 鋁合金冷軋板的板寬方向、板厚方向整體上耐刺透性不良，用" X "評價(jià)。
[0112] 在本發(fā)明中，作為DI罐的處理乃至使用條件，設(shè)為罐的內(nèi)外的壓力差更大、罐體 的變形變大、耐刺透性變得更嚴(yán)格的條件的上述1. 7kgf/cm2( = 166. 6kPa)這樣更低的內(nèi) 壓。實(shí)際的罐體刺透時(shí)的裂紋是由于各種形狀的物質(zhì)沖撞而發(fā)生的，但不能對它們?nèi)窟M(jìn) 行評價(jià)，從而需要用更嚴(yán)格的評價(jià)方法進(jìn)行評價(jià)。因此，通過采用降低內(nèi)壓、增大變形的條 件，使刺透強(qiáng)度難以變高。
[0113] 此前的耐刺透性的評價(jià)通常通過施加更高的2. 0kgf/cm2( = 196kPa)的內(nèi)壓來進(jìn) 行。因此，即使是同樣的試驗(yàn)材料，由于本發(fā)明的試驗(yàn)方法的試驗(yàn)條件嚴(yán)格而刺透強(qiáng)度略 低。即，即使基于上述2. Okgf/cm2的內(nèi)壓的試驗(yàn)中的刺透強(qiáng)度（N)的值和利用本發(fā)明的試 驗(yàn)方法的刺透強(qiáng)度（N)的值為例如相同或?yàn)槔缟晕⒌偷臄?shù)值，也可以說本發(fā)明的材料耐 刺透性優(yōu)異。換言之，即使2. Okgf/cm2的內(nèi)壓試驗(yàn)中的耐刺透性優(yōu)異，也全然不能說明本 發(fā)明的1. 7kgf/cm2這樣更低的內(nèi)壓下的耐刺透性優(yōu)異。
[0114] (0.2 %屈服強(qiáng)度）
[0115] 在用于上述冷軋板和上述罐體側(cè)壁的0.2%屈服強(qiáng)度測定的拉伸試驗(yàn)中，依照J(rèn)IS Z 2201對分別由冷軋板和罐體（上述假定涂裝烘干的熱處理后）側(cè)壁采集的試驗(yàn)片進(jìn)行拉 伸試驗(yàn)，并且試驗(yàn)片形狀用JIS 5號試驗(yàn)片進(jìn)行，按照試驗(yàn)片的長度方向與軋制方向（罐軸 方向）一致的方式制作。另外，十字頭速度為5mm/分鐘，到試驗(yàn)片斷裂為止按固定的速度 進(jìn)行。
[0116] 如表1所示，在各發(fā)明例1?11中，鋁合金的組成在本發(fā)明范圍內(nèi)，在優(yōu)選制造條 件下制造。S卩，鑄錠的2次均熱處理中的、第1次均熱后的冷卻到室溫時(shí)的500?200°C的 平均冷卻速度為80°C /小時(shí)以上，第2次均熱的鑄錠由室溫再加熱時(shí)的200?400°C的平 均加熱速度為30°C /小時(shí)以上。而且，熱粗軋的道次之間的時(shí)間中的最長時(shí)間為100秒以 內(nèi)，最低的穩(wěn)定速度為50m/分鐘以上。
[0117] 因此，如表1所示，各發(fā)明例成為冷軋板（DI成形的罐體側(cè)壁）的通過利用熱酚的 殘?jiān)腿》ǚ蛛x的粒子尺寸超過0. 1 μ m的化合物中的Μη的平均含量（表1中簡略標(biāo)記為 殘?jiān)橇浚?.0%以下的組織，Μη系金屬間化合物少。同時(shí)，確保了冷軋板（DI成形的 罐體側(cè)壁）組織的Mg的平均固溶量按上述通過利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的溶液中的Mg 的含量（表1中簡略記為固溶Mg量）計(jì)，為0.7%以上且2. 5%以下。
[0118] 其結(jié)果是，在各發(fā)明例中，在DI成形性良好的前提下，使上述鋁合金板DI成形為 最薄部的側(cè)壁厚度為0. 090mm的薄壁的罐體，且上述相當(dāng)于涂膜的烘干的熱處理后的側(cè)壁 的罐軸方向的〇. 2%屈服強(qiáng)度為280MPa以上且350MPa以下的高強(qiáng)度的情況下的耐刺透性 優(yōu)異。而且，盡管是對罐體施加1.7kgf/cm 2( = 166.6kPa)的內(nèi)壓的嚴(yán)格評價(jià)，該耐刺透性 還是優(yōu)異地為35N以上或40N以上。即，在罐壁厚度被薄壁化、高強(qiáng)度化的罐體中，可以得 到良好的成形性、更嚴(yán)格的條件下的優(yōu)異的耐刺透性。
[0119] 與此相對，對于表1的比較例12?15而言，雖然鋁合金的組成在本發(fā)明范圍內(nèi)， 但是上述均熱、熱粗軋的條件中的任意一個(gè)脫離本發(fā)明的上述優(yōu)選條件。因此，各比較例成 為冷軋板（DI成形的罐體側(cè)壁）的通過利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的粒子尺寸超過0. lym 的化合物中的Μη的平均含量（表1中簡略標(biāo)記為殘?jiān)橇浚┗騇g的平均固溶量（表1中 簡略標(biāo)記為固溶Mg量）脫離范圍的組織。其結(jié)果是，各比較例同樣，雖然DI成形性良好， 但是最薄部側(cè)壁厚度DI成形為上述薄壁的罐體且使上述相當(dāng)于涂膜的烘干的熱處理后的 側(cè)壁成為上述高強(qiáng)度，并在內(nèi)壓條件嚴(yán)格的情況下的板寬方向全體的耐刺透性極差。
[0120] 對于比較例12而言，第1次均熱處理后的冷卻到室溫時(shí)的500?200°C的平均冷 卻速度低于80°C/小時(shí)而過小。其結(jié)果是冷卻中生成的A1 - Fe - Μη系化合物量增加，上 述殘?jiān)橇孔兊眠^大。
[0121] 對于比較例13而言，第2次均熱溫度時(shí)的200?400°C的平均加熱速度低于30°C / 小時(shí)而過小。其結(jié)果是不能微細(xì)且高密度地生成Mg - Si系化合物，在進(jìn)一步升溫到450°C 以上的過程中不進(jìn)行再固溶，上述固溶Mg量變得過少。
[0122] 對于比較例14而言，粗軋的道次之間的時(shí)間超過100秒而過長。其結(jié)果是粗軋中 析出的A1 - Fe - Μη系化合物、Mg - Si系化合物的量增加，特別是上述Mg固溶量變得過 少。
[0123] 對于比較例15而言，粗軋的道次的穩(wěn)定速度中，最低的穩(wěn)定速度低于50m/分鐘而 過慢。其結(jié)果是軋制時(shí)間變長，在冷卻中生成的A1 - Fe - Μη系化合物量增加，上述殘?jiān)?Μη量變得過大。
[0124] 另外，在表1的比較例16?20中，Mn、Mg、Si、Fe中的任意一種過少，鋁合金的組 成脫離本發(fā)明的范圍。
[0125] 比較例16中Mg量過少，因而上述固溶Mg量變得過少。比較例17中Μη量過多， 因而上述殘?jiān)橇孔兊眠^多。其結(jié)果是，這些比較例在上述內(nèi)壓條件嚴(yán)格的情況下的板寬 方向全體的耐刺透性差。
[0126] 比較例18中Μη量過少。比較例19中Si量過多。比較例20中Si量過少。其結(jié) 果是，這些比較例在DI成形時(shí)發(fā)生不良，因而不能用作罐來實(shí)用化，之后的刺透試驗(yàn)也由 于沒有實(shí)施的意義而中止。
[0127] [表 1]
[0128]

【權(quán)利要求】
1. 一種DI罐體用鋁合金板，其特征在于，該DI罐體用鋁合金板由具有以下組成的鋁 合金板形成，所述鋁合金板以質(zhì)量％計(jì)，分別含有Mn :0.3?1.3%、Mg :1. 0?3.0%、Si : 0. 1?0.5%、Fe :0. 1?0.8%，余量為A1和不可避免的雜質(zhì)， 對于所述鋁合金板的組織而言，通過利用熱酚的殘?jiān)腿》ǚ蛛x的粒子尺寸超過 0. 1 μ m的殘?jiān)衔镏邪摩橇繛?. 0%以下且包括0%，并且通過所述利用熱酚的殘 渣萃取法分離的溶液中的Mg的固溶量為0. 7%以上且為2. 5%以下。
2. 如權(quán)利要求1所述的DI罐體用鋁合金板，其中，所述鋁合金板還含有Cu :0. 05? 0· 4%。
3. 如權(quán)利要求1或2所述的DI罐體用鋁合金板，其中，所述鋁合金板還含有Cr : 0.001?0.1%、211:0.05?0.5%中的一種或兩種。
4. 如權(quán)利要求1?3中任意一項(xiàng)所述的DI罐體用鋁合金板，其中，所述鋁合金板DI成 形為最薄部的側(cè)壁厚度為0. 085?0. 110mm的范圍的罐體，并具有該罐體經(jīng)過200°C X20 分鐘的熱處理時(shí)的罐體側(cè)壁的罐軸方向的〇.2%屈服強(qiáng)度為28010^以上且35010^以下的 強(qiáng)度特性。
5. 如權(quán)利要求1或2所述的DI罐體用鋁合金板，其中，對于所述鋁合金板的耐刺透性 而言，對所述罐體施加1. 7kgf/cm2即166. 6kPa的內(nèi)壓，在距該罐體側(cè)壁的罐底沿罐軸方向 的距離L = 60_的部位，使前端為半徑0. 5_的半球面的刺透針相對于罐體側(cè)壁垂直地以 速度50mm/分鐘刺透，該刺透針穿過罐體側(cè)壁為止的負(fù)荷測定值中的最大值為35N以上。
【文檔編號】C22C21/00GK104093869SQ201380008215
【公開日】2014年10月8日 申請日期:2013年1月29日 優(yōu)先權(quán)日:2012年2月9日
【發(fā)明者】有賀康博, 松本克史, 鶴田淳人, 正田良治, 山口正浩, 井上祐志 申請人:株式會社神戶制鋼所