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
【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DI罐体用铝合金板。
【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-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] 一直以来，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， 即提高侧壁的耐穿刺性及翻边加工性（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烤的热处理的罐体 的厚度为〇. 〇7mm~0. 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 度换算成壁厚〇. l〇5mm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， 使耐穿刺性提高的技术。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. 130mm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，使耐穿 刺性优异。
[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（耐穿刺性）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， 使耐穿刺性提尚的技术。
[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] 现有技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1 :日本国专利第4667722号公报
[0012] 专利文献2 :日本国特开2004-68061号公报
[0013] 专利文献3:日本国特开2007-197815号公报
[0014] 专利文献4:日本国特开2009-270192号公报
[0015] 专利文献5:日本国特开2007-169767号公报
[0016] 发明要解决的课题
[0017] 近年来，DI罐的处理、使用条件成为罐内外的压力差更大而罐体容易变形等更严 酷的条件。因此，对薄壁化的罐体所要求的耐穿刺性（耐穿刺强度）也更加严酷。相对于 此，在所述现有技术中，为了得到此更严格的耐穿刺性，还有改善的余地。
[0018] 例如，专利文献1这样只控制Mg含量时，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2所公开的技术是通过将罐的侧壁 厚度增厚到高于〇. 110mm来使耐穿刺性提高，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，由于涂装罐时的烘烤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。另外，专利文献3~5公开的 所述金属间化合物的控制，虽然确实对于耐穿刺性的提高有效，但为了得到所述严格的耐 穿刺性，仍然还有改善的余地。
【发明内容】
[0019] 本发明鉴于所述问题点而形成，其目的在于，提供一种DI罐体用铝合金板，其能 够满足薄壁化的罐体所要求的更严格的耐穿刺性（耐穿刺强度）。
[0020] 用于解决课题的手段
[0021] 用于解决所述课题的本发明DI罐体用铝合金板的重点在于，是具有如下组成的 铝合金板，以质量％计分别含有Mn :0? 3~1. 3%、Mg :0? 7~3. 0%、Si :0? 1~0? 5%、Fe : 0. 1~0. 8%、Cu :0. 01~0. 4%，余量由A1和不可避免的杂质构成，其中，作为由三维原子 探针场离子显微镜测定的原子的集合体，该原子的集合体含有合计5个以上Mg原子或Cu 原子中的任意一种或两种，并且无论以此所包含的Mg原子或Cu原子中的任一个原子为基 准，作为该基准的原子与相邻的其他原子之中中的任意一个的原子的相互的距离为〇. 80nm 以下，将满足这些条件的原子的集合体的平均密度限制在1 X 1024个/m 3以下。
[0022] 在此，所述铝合金板也可以还含有Cr :0. 001~0. 1%、Zn :0. 05~0. 5%中的一 种或两种。另外，优选所述铝合金板具有的强度特性是，被DI成形为最薄部的侧壁厚度为 0. 085~0. 110mm的范围的罐体，且该罐体进行200°C X20分钟热处理时的罐体侧壁的罐 轴方向的〇. 2%屈服强度为280MPa以上且350MPa以下。另外，所述铝合金板的所述耐穿刺 性优选为对于所述罐体施加1.7kgf/cm 2( = 166. 6kPa)的内压，在该罐体侧壁的距罐底沿 罐轴方向的距离L = 60mm的部位，使前端为半径0. 5mm的半球面的穿刺针相对于罐体侧壁 垂直地以速度50mm/分钟穿刺，直至该穿刺针贯通罐体侧壁为止的载荷测定值之中的最大 值为35N以上。
[0023] 发明效果
[0024] 作为DI罐体用的原材的3000系组成的铝合金板，在被制成（DI成形）罐体后受到 涂装烘烤处理（热处理）时，若罐体组织的亚晶粒化被促进，则耐穿刺性提高。但是，该罐 体组织的亚晶粒化的程度由于位错密度、晶粒形状等组织上的因素而难以定量性地规定。
[0025] 对此，在本发明中，根据能够由三维原子探针场离子显微镜分析的特定原子的集 合体的存在状态，发现含有Cu的3000系铝合金板之间的耐穿刺性的优劣大不相同。即，发 现本发明所规定的特定原子的集合体越少，所述的组织的亚晶粒化越进行，耐穿刺性越提 高，反之，该特定原子的集合体越多，罐体组织的亚晶粒化越不进行，耐穿刺性越差。
[0026]因此，本发明中规定的原子的集合体的存在状态（平均密度），能够成为使含有Cu 的3000系铝合金板罐体化时，表示与耐穿刺性的关系的指标。利用该指标，在本发明中，控 制含有Cu的3000系铝合金板的所述特定原子的集合体（团簇）的存在状态（平均密度）， 能够使耐穿刺性提高，达到能够满足薄壁化的罐体所要求的更严格的耐穿刺性（耐穿刺强 度）的水平。
【附图说明】
[0027] 图1是示意性地说明罐体的穿刺强度的测定方法的剖面图。
【具体实施方式】
[0028] 以下，就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。
[0029](铝合金组成）
[0030] 本发明的DI罐 体用铝合金板的组成，以质量％计，分别含有Mn :0. 3~1. 3%、Mg : 0? 7 ~3. 0%、Si :0? 1 ~0? 5%、Fe :0? 1 ~0? 8%、Cu :0? 01 ~0? 4%，余量由 A1 和不可避免 的杂质构成。也可以是在该铝合金组成中还含有Cr :0. 001~0. 1%、Zn :0. 05~0. 5%中 的一种或两种的组成。还有，关于组成（各元素含量）的％显示全部是质量％的意思。
[0031] (Mn:0?3 ~1. 3% )
[0032] Mn有提高铝合金的强度的效果，在铝合金板被成形为罐体时，提高侧壁强度，确保 纵弯曲强度、耐穿刺性。另外，Mn在铝合金中形成Al-Mn-Fe系金属间化合物，通过适度地 分散，热轧后的再结晶被促进，铝合金板的加工性提高。Mn的含量低于0. 3%时，这些效果 不充分。因此，Mn的含量为0.3%以上，优选为0.4%以上。另一方面，若Mn的含量高于 1. 3%，则粗大的Al-Mn-Fe系金属间化合物的生成量增加，耐穿刺性降低。因此，Mn的上限 为1. 3%，优选为1. 1%，更优选为1. 0%。
[0033] (Mg:0?7 ~3.0%)
[0034]Mg具有使铝合金的强度的提高的效果。Mg的含量低于0. 7%时，铝合金板被成形 为罐体时，侧壁强度变低而耐穿刺性不足。另一方面，若Mg的含量高于3. 0 %，则铝合金板 的加工硬化过大，容易有减薄拉深加工时的裂开（罐体裂纹）等的裂纹、颈缩加工时的皱 褶、条纹等不良发生。因此，Mg的含量为0. 7~3. 0%的范围，优选为1. 0~2. 6%，更优选 为 1. 2 ~2. 2%〇
[0035] (Si:0?1 ~0?5% )
[0036] Si形成Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物，其越是适当地分布，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，则大的Al-Mn-Fe-Si 系金属间化合物和MgSi系金属间化合物大量形成，耐穿刺性降低。因此，Si含量的上限为 0.5%，优选为 0.4%。
[0037] (Fe:0?1 ~0?8% )
[0038]Fe作为基体金属杂质混入错合金中，但通过错合金中形成Al-Mn-Fe系金属间化 合物并适度地分散，热轧后的再结晶得到促进，铝合金板的加工性提高。另外，Fe在促进Mn 的结晶、析出，控制铝基体中的Mn平均固溶量、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0.1 %以上，优选为0.3%以上。另一方面，若Fe含量变得过剩， 则巨大的初晶金属间化合物容易发生，DI成形性和耐穿刺性也降低。因此，Fe含量的上限 为0.8%，优选为0.7%。
[0039] (Cu:0? 01~0?4% )
[0040] Cu通过固溶强化使强度增加。因此必须含有Cu。Cu含量的下限量为0. 01 %以上， 优选为0. 05%以上。另一方面，若Cu变得过剩，则虽然容易取得高强度，但会变得过硬，因 此成形性降低，此外耐腐蚀性也劣化。因此，Cu含有的上限量为0. 4%，优选为0. 3%。
[0041] (Cr:0? 001~0?l%、Zn:0? 05~0? 5%)
[0042] 作为与Cu等效的强度提高元素，可列举Cr、Zn，除了 Cu以外，能够选择性地含有 Cr :0. 001~0. 1%、Zn :0. 05~0. 5%中的一种或两种。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，则巨大结晶物生成，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，则耐腐蚀性降低，因此Zn 含量的上限为0. 5%，优选为0. 45%左右。
[0043]这些元素以外是不可避免的杂质，但作为该不可避免的杂质，例如，如果是Zr : 0. 10%以下，Ti :0. 2%以下，优选为0. 1%以下，B:0. 05%以下，优选为0.01%，则不会影响 本发明的铝合金板的特性，允许含有。其中，Ti还有使晶粒微细化的效果，若与微量的B共 同含有，则该晶粒的微细化效果进一步提高，但若其含量变得过剩，则巨大的Al-Ti系金属 间化合物和Ti-B系的粗大粒子结晶而损害成形性。
[0044] (DI罐体用铝合金板的组织）
[0045]原子的集合体与耐穿刺性：
[0046]将以上的铝合金组成作为前提，为了提高耐穿刺性（耐穿刺强度），在本发明中， 对DI罐体用铝合金板的组织中存在的极微细的原子的集合体进行控制。
[0047]以3000系组成的铝合金板为原材的罐体的耐穿刺性，通过在该原材板被制成（DI 成形）罐体后受到涂装烘烤处理时的罐体组织的亚晶粒化提高。该亚晶粒也被称为亚结构 和亚晶，是晶粒之中产生的小的组织。该亚晶粒内部形成局部性的无位错区域，施加变形时 滑动面可以活动。因此，作为罐使用时或处理时，即使发生对罐体在刺点施加外力的所谓的 穿刺，该穿刺部分也会因新的位错的堆积而显现加工硬化，耐穿刺性提高。
[0048]在耐穿刺性的效果存在明显差异的罐体之间借助TEM对其组织（照片）进行的比 较中，相互的罐体组织的亚晶粒化的性质上的区别是，其位错的多少不同，比较起来容易。 耐穿刺性差的罐体的组织中，筋状或线状的位错众多，能够与这些位错少的耐穿刺性优异 的罐体的组织容易地区分。但是，对于此双方的组织，通过其位错程度、亚晶粒化程度等能 够由SEM和TEM进行观察的组织要素，加以定量性地区分在目前还有困难。
[0049]对此，通过由三维原子探针场离子显微镜进行的原子的集合体的存在状态的分 析，可知罐体组织的亚晶粒化的程度不同，本发明规定的原子的集合体（集合体的密度）越 少，组织的亚晶粒化越推进，耐穿刺性越提高。
[0050] 另外，与之相反，可知该特定原子的集合体越多，罐体组织的亚晶粒化越不进行， 耐穿刺性越差。
[0051] 在含有Cu的3000系铝合金板中，通过控制由三维原子探针场离子显微镜测定的、 至少含有Mg原子或Cu原子中的任意一种原子的集合体的存在状态、即平均密度，能够控制 该罐体组织的亚晶粒化的程度和该板的耐穿刺性。由此，能够使含有Cu的3000系铝合金 板的耐穿刺性提高，达到薄壁化的罐体所要求的更严格的水平。
[0052]原子的集合体的定义：
[0053]在本发明中，关于DI罐体用的含Cu的3000系铝合金板的组织，在由三维原子探 针场离子显微镜测定的原子的集合体之中，规定能够控制罐体组织的亚晶粒化和耐穿刺性 的特定原子的集合体。
[0054]所谓该特定原子的集合体是满足如下条件的原子的集合体，即含有合计5个以上 Mg原子或Cu原子中的任意一种或两种，并且无论以这些所包含的Mg原子或Cu原子的哪一 种原子为基准，作为该基准的原子与相邻的其他原子之中的任意一种原子的相互的距离为 0. 80nm以下。
[0055]本发明中规定的原子的集合体（团簇），不限只由Mg原子和Cu原子这两种原子构 成，大部分的情况包含母相的A1原子。另外，也有包含作为其他的合金元素的Mn、Si、Fe等 原子的情况。根据3000系铝合金的成分组成，作为选择元素、杂质含有的Cr、Zn、V、Ti等 原子包含在原子的集合体中，这些其他原子通过3DAP分析计数时必然产生。
[0056]但是，这些其他原子（来自合金元素、杂质）g卩使包含在本发明所规定的原子的集 合体（团簇）中，若与Mg原子和Cu原子的总数相比也是很少的水平。因此，即使像这样在 集合体中含有其他原子时，满足Mg原子与Cu原子的规定距离和规定合计个数条件的原子 的集合体仍作为本发明的原子的集合体，与仅由Mg原子和Cu原子构成的原子的集合体发 挥着同样的功能。因此，如果满足相邻的距离内的原子的个数，即使在集合体中含其他原子 时，仍作为本发明的原子的集合体进行计数，如果不满足相邻的距离内的原子的个数条件， 则不作为本发明的原子的集合体，不进行计数。
[0057]在这一点上，在本发明的原子的集合体中，所谓彼此相邻的原子，不仅是指Mg原 子与Cu原子这种不同的原子彼此，也可以是Mg原子彼此、Cu原子彼此。例如，在原子的集 合体中，即使Mg原子或Cu原子中的某一种未检测出而为0个（即使只有Mg原子或Cu原 子中的某一种），如果Mg原子彼此或Cu原子彼此中的任意一种满足相邻的距离（0. 80nm以 下）和个数（5个以上），则仍作为本发明所定义的原子的集合体，作为本发明中定义的原子 的集合体计数到平均个数密度中。因此，由3DAP分析测定时，假设即使相邻的距离内的原 子的个数满足规定的个数，如果该原子的集合体不包含Mg原 子或Cu原子的任一种，则不是 本发明规定的原子的集合体，不进行计数。即，所谓本发明中规定的原子的集合体必须含有 Mg原子和Cu原子二者、或者Mg原子或Cu原子中的任意一种原子。
[0058] 在此，原子的集合体中的原子的距离的规定，无论是上述原子的集合体所含的Mg 原子、Cu原子中的任一种原子，只要在与该原子（构成基准的Mg原子、Cu原子）相邻的其 他原子（Mg原子、Cu原子或其他原子）之中，与任意一个原子的相互距离为0. 80nm以下即 可。即，也可以与作为该基准的Mg原子或Cu原子相邻的、其他的全部原子与该基准原子的 相互的距离全部为0.80nm以下。另外，其中也可以有脱离这一距离的相邻的原子，满足这 一距离的其他原子最低有1个即可。而且，上述原子的集合体中合计包含5个以上的Mg原 子和Cu原子全部满足这样的与相邻的其他原子的距离的关系。
[0059] 原子的集合体的平均密度：
[0060] 在本发明中，将以如上方式规定且由3DAP分析测定的DI罐体用原材铝合金板组 织中的原子的集合体，以该原子的集合体的平均密度计，限制在1 x 1024个/m3以下。由此， 原材铝合金板被制成罐体后受到涂装烘烤处理时，可使罐体组织的亚晶粒化促进，提高罐 体的耐穿刺性。
[0061] 如此，通过限制该特定原子的集合体，含有Cu的3000系铝合金板被制成罐体，其 后受到涂装烘烤处理时，亚晶粒化得到促进，局部性的无位错区域的滑动面变得能够活动。 因此，在作为罐使用时和处理时，即使对罐体在刺点施加外力的所谓穿刺发生，该穿刺部分 也会由于新的位错的堆积而显现加工硬化，耐穿刺性提高。
[0062] 相对于此，该特定原子的集合体的平均密度如果高于上限值的1X1024个/m3,则 原子的集合体过多，在原材铝合金板制成罐体之后，即使受到涂装烘烤处理，罐体组织的亚 晶粒化也不会进展。因此，罐的使用时和处理时，如果遭受外力而发生穿刺，则该穿刺部分 难以显现因新的位错的堆积带来的加工硬化，耐穿刺性无法提高。
[0063] 在本发明中的该特定原子的集合体的平均密度的上限规定中，包括该原子的集合 体不能检测或测定而视为不存在的0个。但是，不必非要使该原子的集合体的数量为0个， 只要以平均密度计限制在1 x 1024个/m3以下即可，因此从不降低原材板的制造效率的观点 出发，作为优选下限的标准，允许存在1 X 1022个/m 3以上。
[0064] 三维原子探针场离子显微镜：
[0065] 利用三维原子探针场离子显微镜测定原子的集合体的平均密度的方法，在铝合金 材的领域中，例如可列举日本国特开2011-184795号公报等。在此公报中，利用三维原子探 针场离子显微镜测定含有Zn的5000系铝合金板的有助于挤压成形性提高的原子集合体。 而且，作为该原子的集合体，含有Mg原子或Cu原子中的任意一种或两种合计20个以上，并 且无论以这些所含的Mg原子或Cu原子中的任一个原子为基准，作为该基准的原子与相邻 的其他原子之中的任意原子的相互距离规定为〇. 80nm以下。而且，提出通过以1 X 104个/ ym3以上的平均密度含有满足这样条件的原子的集合体，从而抑制了拉伸应变痕发生的铝 合金板。
[0066] 由该三维原子探针场离子显微镜进行的分析，在高密度化的磁记录膜、电子器件、 铝合金材、钢材和铜合金材领域中，通用于组织和原子集合体的分析等。
[0067]三维原子探针场离子显微镜（3DAP 3D Atom Probe Field Ion Microscope，以下 也简记为3DAP)，是在场离子显微镜（FM)上安装飞行时间质谱仪。是通过这样的构成，以 场离子显微镜观察金属表面的各个原子，通过飞行时间质量分析，能够鉴别这些原子的局 部分析装置。另外，3DAP，因为可以同时分析从试料放出的原子的种类和位置，所以在原子 的集合体的结构分析上是非常有效的手段。
[0068] 在该3DAP中，利用的是被称为场致蒸发的高电场下的试料原子本身的离子化现 象。若将试料原子用于场致蒸发所需要的高电压施加于试料，则从试料表面，原子被离子 化，其通过探孔到达检测器。
[0069] 该检测器是位置敏感型检测器，进行各个离子的质量分析（作为原子种类的元素 的鉴定），并且测定各个离子到达检测器的飞行时间，由此能够同时决定该检测的位置（原 子结构位置）。因此，3DAP能够同时测定试料前端的原子的位置及原子种类，因此，具有能 够三维地再构成、观察试料前端的原子结构的特长。另外，场致蒸发从试料的前端面依次发 生，因此能够以原子级的分辨率调查来自试料前端的原子的深度方向分布。
[0070] 因为该3DAP利用高电场，所以分析的试料需要是金属等导电性高的试料，而且， 试料的形状，一般来说需要为前端直径在lOOnmci)左右或更细的极细的针状。因此，从铝 合金板的板厚中央部等提取试料，对于该试料以精密切削装置进行切削和电解研磨，制 作具有分析用的极细的针状前端部的试料。作为测定方法按如下进行，例如，使用Imago Scientific Instruments公司制的"LEAP3000"对于将其前端成形为针状的错合金板试料， 施加lkV级的高脉冲电压，从试料前端使数百万个的原子持续地离子化。离子被位置敏感 型检测器检测，施加脉冲电压，各个离子从试料前端飞出之后，根据截止到达检测器的飞行 时间，进行离子的质量分析（作为原子种类的元素的鉴定）。
[0071] 此外，场致蒸发利用从试料的前端面依次规则地引起的性质，在表示离子的到达 场所的、二维映射上提供适宜深度方向的坐标，使用分析软件"IVAS"进行三维映射（三维 下的原子结构：原子映射的构筑）。由此，能够得到试料前端的三维原子映射。
[0072] 然后，对于该三维原子映射，再使用定义属于析出物、团簇的原子的方法，即最大 分离法（Maximum Separation Method)，进行原子的集合体（团簇）的分析。本方法是给出 指定的溶质原子间的最大间隔d_，和构成团簇的最低原子数^乍为参数的方法。进行此 分析时，使Mg和Cu原子的相邻的最大间隔(1_为0. 80nm，且使Mg和Cu原子的合计最低原 子数NminS 5个来定义团簇。据此结果评价团簇的分散状态，将团簇的数密度（测定试料 数为3个以上的规定平均密度）定量化。
[0073] 3DAP的原子的检测效率：
[0074]但是目前，这些3DAP的原子的检测效率中，离子化的原子之中的50%左右为界 限，其余的原子不能进行检测。对于该3DAP的原子的检测效率而言，若将来有所提高等而 发生大幅变动，则本发明规定的原子的集合体的平均个数密度（个/m3)的3DAP的测定结 果存在变动的可能性。因此，为了使该原子的集合体的平均个数密度的测定保持再现性，优 选3DAP的原子的检测效率大致固定为约50%。
[0075](制造方法）
[0076] 接下来，说明本发明的DI罐体用铝合金板的制造方法。本发明的铝合金板通过如 下工序制造：熔炼、铸造所述组成的铝合金而成为铸锭的铸造工序；通过热处理使铸锭均 质化的均热处理工序；对于均质化的铸锭进行热轧而成为热轧板的热轧工序；不对热轧板 进行退火而进行冷轧的冷轧工序。然后，在此制造方法中，将铸锭的均热处理以后述的条件 进行2次，并且冷轧也根据后述的特定的条件进行，使冷轧后的铝合金板组织成为本发明 所规定的组织。
[0077](熔炼、铸造）
[0078] 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"或"缩孔（Shrinkage cavity) "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。
[0079](均热处理）
[0080] 在轧制铸锭之前，需要以规定温度进行均质化热处理（均热处理）。通过实施热处 理，除去内部应力，使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，组织得到均质化。
[0081] 但是，在本发明中，使均热处理为二次均热。所谓该二次均热与二阶均热不同。所 谓二阶均热是指，虽然在第一次均热后冷却，但不冷却至200°c以下而是在更高温下停止冷 却，随后以此温度保持，之后再加热到原本的温度或更高温后开始热轧。相对于此，本发明 的所谓二次均热是指，在第一次 均热后，暂时冷却至包含室温在内的200°C以下的温度，再 进行再加热，以此温度保持一定时间后开始热轧。
[0082] 具体来说，首先，将第一次的均热温度设为580°C以上且低于熔点温度。将该均热 温度为580°C以上是为了使铸造时生成的粗大的Al-Fe-Mn系化合物固溶。若均热温度低于 580°C，则粗大的Al-Fe-Mn系化合物不固溶而残存，因此冷轧板向罐体的成形性降低。
[0083] 在第一次均热处理后，暂时冷却至包含室温在内的200°C以下。这时，使500~ 200°C之间的铸锭的平均冷却速度为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Al-Fe-Mn系化合物量增加，而且本发明所限制的所述Mg 和Cu的原子的集合体也增加。另外，如所述二阶均热这样，若在途中的高温状态（高于 200°C )下停止该冷却，连续地进行第二次均热处理，则以已经分散的Al-Fe-Mn系化合物成 为核，其量增加，因此需要暂时冷却至200°C以下。若脱离这一条件，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成为罐体的耐穿刺性优异的罐体。
[0084] 第二次均热温度为450°C以上且550°C以下。而且，将该第二次均热中的200~ 400°C的温度间的铸锭的平均加热速度设为30°C /小时以上的速度，优选为高于30°C /小 时的速度。这是由于，虽然在该第二次均热的升温中生成Mg-Si系化合物，但特别是通过使 所述200~400°C的温度间的铸锭的平均加热速度高于30°C /小时，从而抑制本发明中限 制的所述Mg和Cu的原子的集合体的生成量。若该加热速度小，则不能抑制本发明中限制 的所述Mg和Cu的原子的集合体的生成量，存在超出上限的可能性。
[0085] 若此第一次、第二次的各均热处理时间分别低于2小时，则铸锭的均质化没有完 成。另一方面，即使进行超过8小时的均热处理，效果也没有提高，而生产率降低。因此，第 一次、第二次的各均热处理时间优选为2~8小时，但没有特别限定。
[0086] (热轧）
[0087] 对于经所述均热处理工序而均质化的铸锭进行热轧，该热轧条件在常规方法或在 一般的条件的范围内即可，首先对于铸锭进行粗轧，再通过终轧，成为规定的板厚的铝合金 热轧板。
[0088] (冷轧）
[0089] 热轧板事先不进行退火，另外也不进行道间的中间退火而进行冷轧，加工成规定 的板厚的铝合金板。优选冷轧的总轧制率（冷加工率）为77~90%，冷轧后的冷轧板的板 厚为0. 25~0. 33mm。冷轧的总轧制率当然根据与冷轧板的期望板厚的关系决定，但为了 达到用于将Mg和Cu的原子的集合体的平均密度控制在本发明范围内的优选的卷取温度范 围，优选为所述范围。
[0090] 在此，冷轧后的卷取成卷材的温度需要为120~160°C的范围。若没有在这样的温 间域的温度范围内卷取，则冷轧板组织达不到本发明所规定的所述Mg和Cu的原子的集合 体的范围的可能性高。如果该卷取温度高于160°C，则本发明所规定的Mg和Cu的原子的集 合体的平均密度变高而高于1 X 1024个/m3,制成罐体，进行200°C X 20分钟热处理时的亚晶 粒化受到抑制，耐穿刺性降低。另一方面，该卷取温度像通常的冷轧那样，在低于120°C的室 温等的状态下，紧接该卷取之后的强度变高，延伸率低，因此DI成形前的深拉成形性降低。
[0091] 在通常的冷轧条件下，卷取的板（卷材），从润滑并且控制加工放热的观点出发， 所述轧制率和使用的润滑油、冷却剂的量，为了达到将板冷却所需的充分的量，而被认为是 室温附近的温度。相对于此，在本发明中反倒是促进加工放热，使冷轧后卷取为卷材的温度 处于高温侧，为120~160°C，优选为120°C~145°C的温间域。
[0092] (DI罐的作制方法）
[0093] 以下对由本发明的原材铝合金板（冷轧板）制作DI罐的罐体的制罐方法的一例 说明。首先，将本发明的铝合金板冲裁（冲切加工）成圆板形状，拉深加工（杯形挤压加工 (cupping))成浅的杯状，实施DI成形。多次重复此拉深加工以及减薄拉深加工来逐渐加高 侧壁，成为具有规定的底面形状和侧壁高度的有底筒形状。由这些加工带来的罐体的侧壁 的板厚减少率（减薄拉深加工率）优选为60~70%。然后，切下侧壁（开口部）的边缘进 行整理（修边加工）。在此状态下，DI成形为最薄部的侧壁厚度在0. 085~0. 110mm的范 围的薄壁的罐体。
[0094] 接着，罐体进行脱脂清洗，对外表面、内表面分别实施涂装、涂膜的烘烤（焙固 (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以下程度的高强度。此外，该强度也可以用以下的强度代替，即，实际上不进行所述 涂膜的烘烤（焙固）而对所成形的罐体进行本发明所说的"相当于罐体的涂膜的烘烤的热 处理"，将相当于涂膜的烘烤的温度和时间按200°C X 20分钟进行热处理后的强度。受到该 涂装烘烤处理（热处理）时，若所述罐体组织的亚晶粒化被促进，则耐穿刺性提高。
[0095] 对于涂膜烘烤后的罐体，将开口部缩颈（颈缩加工），将开口部的边缘向外侧扩展 (翻边加工），成为最终的罐体。在饮料、食品用途中使用时，填充物（饮料、食品）由开口 部被填充到罐体中，将由其他工序制作的罐盖卷边接缝于开口部并加以密封。
[0096]【实施例】
[0097] 以上，对于用于实施本发明的方式进行了阐述，以下，将确认到本发明的效果的实 施例、与不满足本发明的要件的比较例进行对比，具体地进行说明。还有，本发明不受该实 施例限定。
[0098](供试材铝合金板）
[0099] 熔炼表1所示的组成的铝合金，运用半连续铸造法，各例均共同地以所述优选的 数值范围内的铸造速度和冷却速度制作铸锭。
[0100] 对该铸锭进行所述二次均热，各例均共同地以600°c的均热温度进行4小时的第 一次均热后，将500~200°C的平均冷却速度（°C /小时）按照表2进行各种变化而暂时冷 却至室温。其后，作为第二次均热，将铸锭从室温再度加热，将200~400°C的平均加热速度 (°C /小时）按照表2这样进行各种化，另一方面，各例均共同地以500°C的均热温度进行4 小时的第二次的均热处理。
[0101] 然后，各例均共同地以此500°C的温度开始热轧，使结束温度为330°C，成为板厚 2. 0~3. 0mm的热轧板。
[0102] 此外，各例均共同地对该热轧板不进行粗退火（退火），另外途中也不实施中间退 火而实施冷轧，成为板厚0. 28mm，板宽2000mm的卷状的长条铝合金板。这时，使冷轧的总 (合计）轧制率（％ )和卷取温度（°C )按照表2所示这样进行各种变化。
[0103] 还有，表1的铝合金板化学成分组成中的表示，是检测极限以下，表示实质上 不含该元素，为0%。
[0104](罐体）
[0105] 对于所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% )，对于开口部进行修边加工，成为外径约66mm，高度（罐轴方向长）124mm、侧壁厚度 0.090_的有底筒形状的罐体。进一步，对于该罐体进行脱脂清洗之后，以设想为（模拟） 涂装时的烘烤的所述200°C X20分钟的条件进行热处理，成为罐体供试材。
[0106]〔评价〕
[0107] 对就所述铝合金冷轧板的组织，通过使用了三维原子探针场离子显微镜和分析解 析软件的所述测定方法，测定本发明所规定的原子的集合体的平均密度。另外，对罐体也分 别测定DI成形性、0.2%屈服强度。然后，还分别测定、评价罐体（设想为所述涂装烘烤的 热处理后）的耐穿刺性、0.2%屈服强度。这些结果显示在表1、后续表2中（表1、2的编号 相互通用）。
[0108] (基于3DAP的组织测定）
[0109] 基于3DAP法的测定，是从所述冷轧板上，沿宽度方向每隔1mm间隔，以切削装置切 下长30_X宽1mm的试验片3个，其后通过电解研磨，精细地加工试验片，制作前端的半径 约50nm的针状试料。因此测定位置是测定板厚的中心部附近。对于其前端成形为针状的 试料，使用所述"LEAP3000"进行3DAP测定，测定所述3个试验片各自的本发明所规定的原 子的集合体的密度（个/m3)，并进行平均化（平均密度化）。此外，基于3DAP法的测定体 积大约为 1. 0X 10_24~10 _21m3。
[0110] (成形性）
[0111] 在所述DI成形中，从铝合金冷轧板卷材的纵长方向中央部的、所述板宽方向中央 部附近1处，和所述两端部2处的各附近的共计3处，切下各1000片坏料，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。然后，成形时未发生不良（裂开、 小孔等）的情况为成形性优异，以"〇"评价，发生不良的情况为成形性不良，以" X "评价。
[0112] (耐穿刺性）
[0113]对于各例，验证制成的罐体的耐穿刺性，特别是冷轧板的板宽方向、板厚方向的各 耐穿刺性总体上是否提高。为此，各例均按照均等地包含由所述铝合金冷轧板卷材的板宽 方向中央部、两端部这3处制成的罐体的方式，对所述成形而成的全部10个实施穿刺试验， 评价耐穿刺性。
[0114] 该耐穿刺性试验如图1所示，将罐体固定，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，用前端为半径0. 5mm的半球面的穿刺针相对于侧壁垂直地以速度50mm/分钟穿刺。 然后，测定直至穿刺针贯通侧壁为止的载荷（N)，所得到的最大载荷作为穿刺强度。
[0115]在耐穿刺性试验结果中，整个罐体的所述最大载荷平均为40N以上的罐体作为所 述铝合金冷轧板的板宽方向全体耐穿刺性优异，评价为" ◎"，平均为35N以上的罐体评价 为"〇"。另一方面，整个罐体的所述最大载荷以平均计，平均低于35N的罐体作为所述铝合 金冷轧板的板宽方向、板厚方向全体耐穿刺性不良，评价为" X "。
[0116]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、耐穿刺性更严酷的条件，比所述1. 7kgf/cm2( = 166. 6kPa)更低的内压。实 际的罐体的穿刺时的破裂是由于各种各样的形状的物质碰撞而发生的，但不能全部对其评 价，从而要求以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 穿刺强度难以变高。
[0117] 至今为止的耐穿刺性的评价，通常是施加更高的2. 0kgf/cm2( = 196kPa)的内压 来进行。因此，即使是相同的试验材料，本发明的试验方法的试验条件严格，而穿刺强度略 低。即，所述2. Okgf/cm2的内压下的试验中的穿刺强度（N)的值与本发明的试验方法的穿 刺强度（N)的值例如相同，或例如是稍微低的数值，也可以说本发明的材料的耐穿刺性优 异。换言之，即使在2. Okgf/cm2的内压试验中的耐穿刺性优异，也全然不能说明本发明的 比1. 7kgf/cm2更低的内压下的耐穿刺性优异。
[0118] (〇.2%屈服强度）
[0119]在用于所述冷轧板和所述罐体侧壁的0.2%屈服强度测定的拉伸试验中，依照JIS Z 2201对于从冷轧板和罐体（所述涂装烘烤想定的热处理后）侧壁分别提取的试验片，并 且试验片形状用JIS 5号试验片进行，按照试验片的纵长方向与轧制方向（罐轴方向）一 致的方式制作。另外，十字头速度为5mm/分钟，到试验片断裂为止以一定的速度进行。
[0120] 如表1、2所示，各发明例1~10中，铝合金的组成在本发明范围内，以优选的制造 条件制造。因此，各发明例如表2,冷轧板处于本发明所规定的原子的集合体的平均密度的 范围内。
[0121] 其结果是，在各发明例中，在DI成形性良好的前提下，使所述铝合金板DI成形为 最薄部的侧壁厚度0. 090mm的薄壁的罐体，且所述相当于涂膜的烘烤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以下的高强度时的耐穿刺性优异。而 且，尽管是对罐体施加1.7kgf/cm 2( = 166. 6kPa)的内压的严格的评价其耐穿刺性仍然优 异，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，能够得到良好成 形性、更严格条件下的优异的耐穿刺性。
[0122] 相对于此，表1、2的比较例11~20中，在铝合金的组成范围外，或所述均热、冷轧 的条件脱离本发明的所述优选的条件。因此，各比较例中，冷轧板脱离本发明所规定的原子 的集合体的平均密度，〇. 2%屈服强度差或DI成形性也差，此外穿刺性全部差。
[0123] 比较例11中，第一次均热处理后至室温的冷却时的500~200°C的平均冷却速度 过小，低于70°C /小时。其结果是，冷却中生成的本发明所规定的原子的集合体增加，平均 密度高于上限，耐穿刺性差。
[0124] 比较例12中，第二次均热温度时的200~400°C的平均加热速度过小，低于30°C / 小时。其结果是，加热中生成的本发明所规定的原子的集合体增加，平均密度高于上限，耐 穿刺性差。
[0125] 比较例13中，冷轧的总轧制率过低，冷轧板、BH后的罐体强度过低，耐穿刺性也 差。
[0126] 比较例14中，冷轧中的卷取温度过高，冷轧板的本发明所规定的原子的集合体增 加，平均密度高于上限，耐穿刺性差。
[0127] 另外，表1、2的比较例15~20中，Cu、Mn、Mg、Si、Fe的任意一个的含量脱离本发 明范围。
[0128] 比较例15的Mg量过少，固溶Mg量过少。比较例16的Mn量过多。其结果是，这 些比较例在所述内压条件严酷的情况下，板宽方向全体的耐穿刺性差。
[0129] 比较例17的Mn量过少。比较例18的Si量过多。比较例19的Fe量过多。其结 果是，这些比较例在DI成形时发生不良，因此作为罐用不能实用化，其后的穿刺试验也没 有实施的意义而中止。
[0130] 比较例20不含Cu。其结果是，罐体的强度低，所述内压条件严格的情况下，板宽方 向全体的耐穿刺性也差。
[0131]【表1】
[0132]
[0133] 【表2】
[0134]
[0135] 对本发明详细并参照特定的实施方式进行了说明，可以在不脱离但本发明的精神 和范围的情况下施加各种变更、修正对于本领域技术人员而言是明确的。本申请基于2012 年12月27日申请的日本专利申请（专利申请2012-285870)，其内容在此参照并援引。
[0136] 产业上的可利用性
[0137] 以上，本发明DI罐体用铝合金板（冷轧板）能够使铝合金冷轧板所制成的罐体的 耐穿刺性提高到目标水平，能够保障罐体的耐穿刺性。因此，最适合用于罐壁厚度薄壁化、 高强度化、更严酷使用条件下的耐穿刺性的用于DI罐体的铝合金冷轧板。
【主权项】
1. 一种DI罐体用铝合金板，其特征在于，具有如下组成，以质量％计分别含有Mn: 0? 3 ~I. 3%、Mg:0? 7 ~3. 0%、Si:0? 1 ~0? 5%、Fe:0? 1 ~0? 8%、Cu:0?Ol~0? 4%，余 量由Al和不可避免的杂质构成， 作为由三维原子探针场离子显微镜测定的原子的集合体，该原子的集合体含有合计5 个以上Mg原子或Cu原子中的任意一种或两种，并且无论以这些所包含的Mg原子或Cu原 子中的任一个原子为基准，作为该基准的原子与相邻的其他原子之中的任意一个原子的相 互的距离为〇. 80nm以下，将满足这些条件的原子的集合体的平均密度限制在IXIO24个/m3 以下。2. 根据权利要求1所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板还含有Cr:0. 001~ 0? 1%、Zn:0? 05~0? 5 %中的一种或两种。3. 根据权利要求1或2所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板具有的强度 特性是，被DI成形为最薄部的侧壁厚度为0. 085~0.IlOmm的范围的罐体，且该罐体进 行200°CX20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以上且 350MPa以下。4. 根据权利要求1所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板的耐穿刺性，是对所 述罐体施加I. 7kgf/cm2即166. 6kPa的内压，在该罐体侧壁的距罐底沿罐轴方向的距离L= 60mm的部位，用前端为半径0. 5mm的半球面的穿刺针相对于罐体侧壁垂直地以速度50mm/ 分钟穿刺，直至该穿刺针贯通罐体侧壁为止的载荷测定值之中的最大值为35N以上。
【专利摘要】本发明的铝合金板在制造特定组成的3000系DI罐体用铝合金板时，控制铸锭的均热条件、冷轧条件，限制所制造的冷轧板组织中的特定原子的集合体的密度，促进在制成罐体后受到涂装烘烤处理(热处理)时的罐体组织的亚晶粒化，即使在薄壁化的罐体的内压更低的严酷的使用环境下，仍使罐的耐穿刺性优异。
【IPC分类】C22F1/047, C22C21/06
【公开号】CN104903481
【申请号】CN201380068059
【发明人】有贺康博
【申请人】株式会社神户制钢所
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2013年12月20日
【公告号】WO2014103924A1
【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DI罐体用铝合金板。
【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-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] 一直以来，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， 即提高侧壁的耐穿刺性及翻边加工性（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烤的热处理的罐体 的厚度为〇. 〇7mm~0. 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 度换算成壁厚〇. l〇5mm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， 使耐穿刺性提高的技术。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. 130mm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，使耐穿 刺性优异。
[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（耐穿刺性）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， 使耐穿刺性提尚的技术。
[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] 现有技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1 :日本国专利第4667722号公报
[0012] 专利文献2 :日本国特开2004-68061号公报
[0013] 专利文献3:日本国特开2007-197815号公报
[0014] 专利文献4:日本国特开2009-270192号公报
[0015] 专利文献5:日本国特开2007-169767号公报
[0016] 发明要解决的课题
[0017] 近年来，DI罐的处理、使用条件成为罐内外的压力差更大而罐体容易变形等更严 酷的条件。因此，对薄壁化的罐体所要求的耐穿刺性（耐穿刺强度）也更加严酷。相对于 此，在所述现有技术中，为了得到此更严格的耐穿刺性，还有改善的余地。
[0018] 例如，专利文献1这样只控制Mg含量时，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2所公开的技术是通过将罐的侧壁 厚度增厚到高于〇. 110mm来使耐穿刺性提高，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，由于涂装罐时的烘烤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。另外，专利文献3~5公开的 所述金属间化合物的控制，虽然确实对于耐穿刺性的提高有效，但为了得到所述严格的耐 穿刺性，仍然还有改善的余地。
【发明内容】
[0019] 本发明鉴于所述问题点而形成，其目的在于，提供一种DI罐体用铝合金板，其能 够满足薄壁化的罐体所要求的更严格的耐穿刺性（耐穿刺强度）。
[0020] 用于解决课题的手段
[0021] 用于解决所述课题的本发明DI罐体用铝合金板的重点在于，是具有如下组成的 铝合金板，以质量％计分别含有Mn :0? 3~1. 3%、Mg :0? 7~3. 0%、Si :0? 1~0? 5%、Fe : 0. 1~0. 8%、Cu :0. 01~0. 4%，余量由A1和不可避免的杂质构成，其中，作为由三维原子 探针场离子显微镜测定的原子的集合体，该原子的集合体含有合计5个以上Mg原子或Cu 原子中的任意一种或两种，并且无论以此所包含的Mg原子或Cu原子中的任一个原子为基 准，作为该基准的原子与相邻的其他原子之中中的任意一个的原子的相互的距离为〇. 80nm 以下，将满足这些条件的原子的集合体的平均密度限制在1 X 1024个/m 3以下。
[0022] 在此，所述铝合金板也可以还含有Cr :0. 001~0. 1%、Zn :0. 05~0. 5%中的一 种或两种。另外，优选所述铝合金板具有的强度特性是，被DI成形为最薄部的侧壁厚度为 0. 085~0. 110mm的范围的罐体，且该罐体进行200°C X20分钟热处理时的罐体侧壁的罐 轴方向的〇. 2%屈服强度为280MPa以上且350MPa以下。另外，所述铝合金板的所述耐穿刺 性优选为对于所述罐体施加1.7kgf/cm 2( = 166. 6kPa)的内压，在该罐体侧壁的距罐底沿 罐轴方向的距离L = 60mm的部位，使前端为半径0. 5mm的半球面的穿刺针相对于罐体侧壁 垂直地以速度50mm/分钟穿刺，直至该穿刺针贯通罐体侧壁为止的载荷测定值之中的最大 值为35N以上。
[0023] 发明效果
[0024] 作为DI罐体用的原材的3000系组成的铝合金板，在被制成（DI成形）罐体后受到 涂装烘烤处理（热处理）时，若罐体组织的亚晶粒化被促进，则耐穿刺性提高。但是，该罐 体组织的亚晶粒化的程度由于位错密度、晶粒形状等组织上的因素而难以定量性地规定。
[0025] 对此，在本发明中，根据能够由三维原子探针场离子显微镜分析的特定原子的集 合体的存在状态，发现含有Cu的3000系铝合金板之间的耐穿刺性的优劣大不相同。即，发 现本发明所规定的特定原子的集合体越少，所述的组织的亚晶粒化越进行，耐穿刺性越提 高，反之，该特定原子的集合体越多，罐体组织的亚晶粒化越不进行，耐穿刺性越差。
[0026]因此，本发明中规定的原子的集合体的存在状态（平均密度），能够成为使含有Cu 的3000系铝合金板罐体化时，表示与耐穿刺性的关系的指标。利用该指标，在本发明中，控 制含有Cu的3000系铝合金板的所述特定原子的集合体（团簇）的存在状态（平均密度）， 能够使耐穿刺性提高，达到能够满足薄壁化的罐体所要求的更严格的耐穿刺性（耐穿刺强 度）的水平。
【附图说明】
[0027] 图1是示意性地说明罐体的穿刺强度的测定方法的剖面图。
【具体实施方式】
[0028] 以下，就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。
[0029](铝合金组成）
[0030] 本发明的DI罐 体用铝合金板的组成，以质量％计，分别含有Mn :0. 3~1. 3%、Mg : 0? 7 ~3. 0%、Si :0? 1 ~0? 5%、Fe :0? 1 ~0? 8%、Cu :0? 01 ~0? 4%，余量由 A1 和不可避免 的杂质构成。也可以是在该铝合金组成中还含有Cr :0. 001~0. 1%、Zn :0. 05~0. 5%中 的一种或两种的组成。还有，关于组成（各元素含量）的％显示全部是质量％的意思。
[0031] (Mn:0?3 ~1. 3% )
[0032] Mn有提高铝合金的强度的效果，在铝合金板被成形为罐体时，提高侧壁强度，确保 纵弯曲强度、耐穿刺性。另外，Mn在铝合金中形成Al-Mn-Fe系金属间化合物，通过适度地 分散，热轧后的再结晶被促进，铝合金板的加工性提高。Mn的含量低于0. 3%时，这些效果 不充分。因此，Mn的含量为0.3%以上，优选为0.4%以上。另一方面，若Mn的含量高于 1. 3%，则粗大的Al-Mn-Fe系金属间化合物的生成量增加，耐穿刺性降低。因此，Mn的上限 为1. 3%，优选为1. 1%，更优选为1. 0%。
[0033] (Mg:0?7 ~3.0%)
[0034]Mg具有使铝合金的强度的提高的效果。Mg的含量低于0. 7%时，铝合金板被成形 为罐体时，侧壁强度变低而耐穿刺性不足。另一方面，若Mg的含量高于3. 0 %，则铝合金板 的加工硬化过大，容易有减薄拉深加工时的裂开（罐体裂纹）等的裂纹、颈缩加工时的皱 褶、条纹等不良发生。因此，Mg的含量为0. 7~3. 0%的范围，优选为1. 0~2. 6%，更优选 为 1. 2 ~2. 2%〇
[0035] (Si:0?1 ~0?5% )
[0036] Si形成Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物，其越是适当地分布，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，则大的Al-Mn-Fe-Si 系金属间化合物和MgSi系金属间化合物大量形成，耐穿刺性降低。因此，Si含量的上限为 0.5%，优选为 0.4%。
[0037] (Fe:0?1 ~0?8% )
[0038]Fe作为基体金属杂质混入错合金中，但通过错合金中形成Al-Mn-Fe系金属间化 合物并适度地分散，热轧后的再结晶得到促进，铝合金板的加工性提高。另外，Fe在促进Mn 的结晶、析出，控制铝基体中的Mn平均固溶量、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0.1 %以上，优选为0.3%以上。另一方面，若Fe含量变得过剩， 则巨大的初晶金属间化合物容易发生，DI成形性和耐穿刺性也降低。因此，Fe含量的上限 为0.8%，优选为0.7%。
[0039] (Cu:0? 01~0?4% )
[0040] Cu通过固溶强化使强度增加。因此必须含有Cu。Cu含量的下限量为0. 01 %以上， 优选为0. 05%以上。另一方面，若Cu变得过剩，则虽然容易取得高强度，但会变得过硬，因 此成形性降低，此外耐腐蚀性也劣化。因此，Cu含有的上限量为0. 4%，优选为0. 3%。
[0041] (Cr:0? 001~0?l%、Zn:0? 05~0? 5%)
[0042] 作为与Cu等效的强度提高元素，可列举Cr、Zn，除了 Cu以外，能够选择性地含有 Cr :0. 001~0. 1%、Zn :0. 05~0. 5%中的一种或两种。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，则巨大结晶物生成，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，则耐腐蚀性降低，因此Zn 含量的上限为0. 5%，优选为0. 45%左右。
[0043]这些元素以外是不可避免的杂质，但作为该不可避免的杂质，例如，如果是Zr : 0. 10%以下，Ti :0. 2%以下，优选为0. 1%以下，B:0. 05%以下，优选为0.01%，则不会影响 本发明的铝合金板的特性，允许含有。其中，Ti还有使晶粒微细化的效果，若与微量的B共 同含有，则该晶粒的微细化效果进一步提高，但若其含量变得过剩，则巨大的Al-Ti系金属 间化合物和Ti-B系的粗大粒子结晶而损害成形性。
[0044] (DI罐体用铝合金板的组织）
[0045]原子的集合体与耐穿刺性：
[0046]将以上的铝合金组成作为前提，为了提高耐穿刺性（耐穿刺强度），在本发明中， 对DI罐体用铝合金板的组织中存在的极微细的原子的集合体进行控制。
[0047]以3000系组成的铝合金板为原材的罐体的耐穿刺性，通过在该原材板被制成（DI 成形）罐体后受到涂装烘烤处理时的罐体组织的亚晶粒化提高。该亚晶粒也被称为亚结构 和亚晶，是晶粒之中产生的小的组织。该亚晶粒内部形成局部性的无位错区域，施加变形时 滑动面可以活动。因此，作为罐使用时或处理时，即使发生对罐体在刺点施加外力的所谓的 穿刺，该穿刺部分也会因新的位错的堆积而显现加工硬化，耐穿刺性提高。
[0048]在耐穿刺性的效果存在明显差异的罐体之间借助TEM对其组织（照片）进行的比 较中，相互的罐体组织的亚晶粒化的性质上的区别是，其位错的多少不同，比较起来容易。 耐穿刺性差的罐体的组织中，筋状或线状的位错众多，能够与这些位错少的耐穿刺性优异 的罐体的组织容易地区分。但是，对于此双方的组织，通过其位错程度、亚晶粒化程度等能 够由SEM和TEM进行观察的组织要素，加以定量性地区分在目前还有困难。
[0049]对此，通过由三维原子探针场离子显微镜进行的原子的集合体的存在状态的分 析，可知罐体组织的亚晶粒化的程度不同，本发明规定的原子的集合体（集合体的密度）越 少，组织的亚晶粒化越推进，耐穿刺性越提高。
[0050] 另外，与之相反，可知该特定原子的集合体越多，罐体组织的亚晶粒化越不进行， 耐穿刺性越差。
[0051] 在含有Cu的3000系铝合金板中，通过控制由三维原子探针场离子显微镜测定的、 至少含有Mg原子或Cu原子中的任意一种原子的集合体的存在状态、即平均密度，能够控制 该罐体组织的亚晶粒化的程度和该板的耐穿刺性。由此，能够使含有Cu的3000系铝合金 板的耐穿刺性提高，达到薄壁化的罐体所要求的更严格的水平。
[0052]原子的集合体的定义：
[0053]在本发明中，关于DI罐体用的含Cu的3000系铝合金板的组织，在由三维原子探 针场离子显微镜测定的原子的集合体之中，规定能够控制罐体组织的亚晶粒化和耐穿刺性 的特定原子的集合体。
[0054]所谓该特定原子的集合体是满足如下条件的原子的集合体，即含有合计5个以上 Mg原子或Cu原子中的任意一种或两种，并且无论以这些所包含的Mg原子或Cu原子的哪一 种原子为基准，作为该基准的原子与相邻的其他原子之中的任意一种原子的相互的距离为 0. 80nm以下。
[0055]本发明中规定的原子的集合体（团簇），不限只由Mg原子和Cu原子这两种原子构 成，大部分的情况包含母相的A1原子。另外，也有包含作为其他的合金元素的Mn、Si、Fe等 原子的情况。根据3000系铝合金的成分组成，作为选择元素、杂质含有的Cr、Zn、V、Ti等 原子包含在原子的集合体中，这些其他原子通过3DAP分析计数时必然产生。
[0056]但是，这些其他原子（来自合金元素、杂质）g卩使包含在本发明所规定的原子的集 合体（团簇）中，若与Mg原子和Cu原子的总数相比也是很少的水平。因此，即使像这样在 集合体中含有其他原子时，满足Mg原子与Cu原子的规定距离和规定合计个数条件的原子 的集合体仍作为本发明的原子的集合体，与仅由Mg原子和Cu原子构成的原子的集合体发 挥着同样的功能。因此，如果满足相邻的距离内的原子的个数，即使在集合体中含其他原子 时，仍作为本发明的原子的集合体进行计数，如果不满足相邻的距离内的原子的个数条件， 则不作为本发明的原子的集合体，不进行计数。
[0057]在这一点上，在本发明的原子的集合体中，所谓彼此相邻的原子，不仅是指Mg原 子与Cu原子这种不同的原子彼此，也可以是Mg原子彼此、Cu原子彼此。例如，在原子的集 合体中，即使Mg原子或Cu原子中的某一种未检测出而为0个（即使只有Mg原子或Cu原 子中的某一种），如果Mg原子彼此或Cu原子彼此中的任意一种满足相邻的距离（0. 80nm以 下）和个数（5个以上），则仍作为本发明所定义的原子的集合体，作为本发明中定义的原子 的集合体计数到平均个数密度中。因此，由3DAP分析测定时，假设即使相邻的距离内的原 子的个数满足规定的个数，如果该原子的集合体不包含Mg原 子或Cu原子的任一种，则不是 本发明规定的原子的集合体，不进行计数。即，所谓本发明中规定的原子的集合体必须含有 Mg原子和Cu原子二者、或者Mg原子或Cu原子中的任意一种原子。
[0058] 在此，原子的集合体中的原子的距离的规定，无论是上述原子的集合体所含的Mg 原子、Cu原子中的任一种原子，只要在与该原子（构成基准的Mg原子、Cu原子）相邻的其 他原子（Mg原子、Cu原子或其他原子）之中，与任意一个原子的相互距离为0. 80nm以下即 可。即，也可以与作为该基准的Mg原子或Cu原子相邻的、其他的全部原子与该基准原子的 相互的距离全部为0.80nm以下。另外，其中也可以有脱离这一距离的相邻的原子，满足这 一距离的其他原子最低有1个即可。而且，上述原子的集合体中合计包含5个以上的Mg原 子和Cu原子全部满足这样的与相邻的其他原子的距离的关系。
[0059] 原子的集合体的平均密度：
[0060] 在本发明中，将以如上方式规定且由3DAP分析测定的DI罐体用原材铝合金板组 织中的原子的集合体，以该原子的集合体的平均密度计，限制在1 x 1024个/m3以下。由此， 原材铝合金板被制成罐体后受到涂装烘烤处理时，可使罐体组织的亚晶粒化促进，提高罐 体的耐穿刺性。
[0061] 如此，通过限制该特定原子的集合体，含有Cu的3000系铝合金板被制成罐体，其 后受到涂装烘烤处理时，亚晶粒化得到促进，局部性的无位错区域的滑动面变得能够活动。 因此，在作为罐使用时和处理时，即使对罐体在刺点施加外力的所谓穿刺发生，该穿刺部分 也会由于新的位错的堆积而显现加工硬化，耐穿刺性提高。
[0062] 相对于此，该特定原子的集合体的平均密度如果高于上限值的1X1024个/m3,则 原子的集合体过多，在原材铝合金板制成罐体之后，即使受到涂装烘烤处理，罐体组织的亚 晶粒化也不会进展。因此，罐的使用时和处理时，如果遭受外力而发生穿刺，则该穿刺部分 难以显现因新的位错的堆积带来的加工硬化，耐穿刺性无法提高。
[0063] 在本发明中的该特定原子的集合体的平均密度的上限规定中，包括该原子的集合 体不能检测或测定而视为不存在的0个。但是，不必非要使该原子的集合体的数量为0个， 只要以平均密度计限制在1 x 1024个/m3以下即可，因此从不降低原材板的制造效率的观点 出发，作为优选下限的标准，允许存在1 X 1022个/m 3以上。
[0064] 三维原子探针场离子显微镜：
[0065] 利用三维原子探针场离子显微镜测定原子的集合体的平均密度的方法，在铝合金 材的领域中，例如可列举日本国特开2011-184795号公报等。在此公报中，利用三维原子探 针场离子显微镜测定含有Zn的5000系铝合金板的有助于挤压成形性提高的原子集合体。 而且，作为该原子的集合体，含有Mg原子或Cu原子中的任意一种或两种合计20个以上，并 且无论以这些所含的Mg原子或Cu原子中的任一个原子为基准，作为该基准的原子与相邻 的其他原子之中的任意原子的相互距离规定为〇. 80nm以下。而且，提出通过以1 X 104个/ ym3以上的平均密度含有满足这样条件的原子的集合体，从而抑制了拉伸应变痕发生的铝 合金板。
[0066] 由该三维原子探针场离子显微镜进行的分析，在高密度化的磁记录膜、电子器件、 铝合金材、钢材和铜合金材领域中，通用于组织和原子集合体的分析等。
[0067]三维原子探针场离子显微镜（3DAP 3D Atom Probe Field Ion Microscope，以下 也简记为3DAP)，是在场离子显微镜（FM)上安装飞行时间质谱仪。是通过这样的构成，以 场离子显微镜观察金属表面的各个原子，通过飞行时间质量分析，能够鉴别这些原子的局 部分析装置。另外，3DAP，因为可以同时分析从试料放出的原子的种类和位置，所以在原子 的集合体的结构分析上是非常有效的手段。
[0068] 在该3DAP中，利用的是被称为场致蒸发的高电场下的试料原子本身的离子化现 象。若将试料原子用于场致蒸发所需要的高电压施加于试料，则从试料表面，原子被离子 化，其通过探孔到达检测器。
[0069] 该检测器是位置敏感型检测器，进行各个离子的质量分析（作为原子种类的元素 的鉴定），并且测定各个离子到达检测器的飞行时间，由此能够同时决定该检测的位置（原 子结构位置）。因此，3DAP能够同时测定试料前端的原子的位置及原子种类，因此，具有能 够三维地再构成、观察试料前端的原子结构的特长。另外，场致蒸发从试料的前端面依次发 生，因此能够以原子级的分辨率调查来自试料前端的原子的深度方向分布。
[0070] 因为该3DAP利用高电场，所以分析的试料需要是金属等导电性高的试料，而且， 试料的形状，一般来说需要为前端直径在lOOnmci)左右或更细的极细的针状。因此，从铝 合金板的板厚中央部等提取试料，对于该试料以精密切削装置进行切削和电解研磨，制 作具有分析用的极细的针状前端部的试料。作为测定方法按如下进行，例如，使用Imago Scientific Instruments公司制的"LEAP3000"对于将其前端成形为针状的错合金板试料， 施加lkV级的高脉冲电压，从试料前端使数百万个的原子持续地离子化。离子被位置敏感 型检测器检测，施加脉冲电压，各个离子从试料前端飞出之后，根据截止到达检测器的飞行 时间，进行离子的质量分析（作为原子种类的元素的鉴定）。
[0071] 此外，场致蒸发利用从试料的前端面依次规则地引起的性质，在表示离子的到达 场所的、二维映射上提供适宜深度方向的坐标，使用分析软件"IVAS"进行三维映射（三维 下的原子结构：原子映射的构筑）。由此，能够得到试料前端的三维原子映射。
[0072] 然后，对于该三维原子映射，再使用定义属于析出物、团簇的原子的方法，即最大 分离法（Maximum Separation Method)，进行原子的集合体（团簇）的分析。本方法是给出 指定的溶质原子间的最大间隔d_，和构成团簇的最低原子数^乍为参数的方法。进行此 分析时，使Mg和Cu原子的相邻的最大间隔(1_为0. 80nm，且使Mg和Cu原子的合计最低原 子数NminS 5个来定义团簇。据此结果评价团簇的分散状态，将团簇的数密度（测定试料 数为3个以上的规定平均密度）定量化。
[0073] 3DAP的原子的检测效率：
[0074]但是目前，这些3DAP的原子的检测效率中，离子化的原子之中的50%左右为界 限，其余的原子不能进行检测。对于该3DAP的原子的检测效率而言，若将来有所提高等而 发生大幅变动，则本发明规定的原子的集合体的平均个数密度（个/m3)的3DAP的测定结 果存在变动的可能性。因此，为了使该原子的集合体的平均个数密度的测定保持再现性，优 选3DAP的原子的检测效率大致固定为约50%。
[0075](制造方法）
[0076] 接下来，说明本发明的DI罐体用铝合金板的制造方法。本发明的铝合金板通过如 下工序制造：熔炼、铸造所述组成的铝合金而成为铸锭的铸造工序；通过热处理使铸锭均 质化的均热处理工序；对于均质化的铸锭进行热轧而成为热轧板的热轧工序；不对热轧板 进行退火而进行冷轧的冷轧工序。然后，在此制造方法中，将铸锭的均热处理以后述的条件 进行2次，并且冷轧也根据后述的特定的条件进行，使冷轧后的铝合金板组织成为本发明 所规定的组织。
[0077](熔炼、铸造）
[0078] 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"或"缩孔（Shrinkage cavity) "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。
[0079](均热处理）
[0080] 在轧制铸锭之前，需要以规定温度进行均质化热处理（均热处理）。通过实施热处 理，除去内部应力，使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，组织得到均质化。
[0081] 但是，在本发明中，使均热处理为二次均热。所谓该二次均热与二阶均热不同。所 谓二阶均热是指，虽然在第一次均热后冷却，但不冷却至200°c以下而是在更高温下停止冷 却，随后以此温度保持，之后再加热到原本的温度或更高温后开始热轧。相对于此，本发明 的所谓二次均热是指，在第一次 均热后，暂时冷却至包含室温在内的200°C以下的温度，再 进行再加热，以此温度保持一定时间后开始热轧。
[0082] 具体来说，首先，将第一次的均热温度设为580°C以上且低于熔点温度。将该均热 温度为580°C以上是为了使铸造时生成的粗大的Al-Fe-Mn系化合物固溶。若均热温度低于 580°C，则粗大的Al-Fe-Mn系化合物不固溶而残存，因此冷轧板向罐体的成形性降低。
[0083] 在第一次均热处理后，暂时冷却至包含室温在内的200°C以下。这时，使500~ 200°C之间的铸锭的平均冷却速度为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Al-Fe-Mn系化合物量增加，而且本发明所限制的所述Mg 和Cu的原子的集合体也增加。另外，如所述二阶均热这样，若在途中的高温状态（高于 200°C )下停止该冷却，连续地进行第二次均热处理，则以已经分散的Al-Fe-Mn系化合物成 为核，其量增加，因此需要暂时冷却至200°C以下。若脱离这一条件，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成为罐体的耐穿刺性优异的罐体。
[0084] 第二次均热温度为450°C以上且550°C以下。而且，将该第二次均热中的200~ 400°C的温度间的铸锭的平均加热速度设为30°C /小时以上的速度，优选为高于30°C /小 时的速度。这是由于，虽然在该第二次均热的升温中生成Mg-Si系化合物，但特别是通过使 所述200~400°C的温度间的铸锭的平均加热速度高于30°C /小时，从而抑制本发明中限 制的所述Mg和Cu的原子的集合体的生成量。若该加热速度小，则不能抑制本发明中限制 的所述Mg和Cu的原子的集合体的生成量，存在超出上限的可能性。
[0085] 若此第一次、第二次的各均热处理时间分别低于2小时，则铸锭的均质化没有完 成。另一方面，即使进行超过8小时的均热处理，效果也没有提高，而生产率降低。因此，第 一次、第二次的各均热处理时间优选为2~8小时，但没有特别限定。
[0086] (热轧）
[0087] 对于经所述均热处理工序而均质化的铸锭进行热轧，该热轧条件在常规方法或在 一般的条件的范围内即可，首先对于铸锭进行粗轧，再通过终轧，成为规定的板厚的铝合金 热轧板。
[0088] (冷轧）
[0089] 热轧板事先不进行退火，另外也不进行道间的中间退火而进行冷轧，加工成规定 的板厚的铝合金板。优选冷轧的总轧制率（冷加工率）为77~90%，冷轧后的冷轧板的板 厚为0. 25~0. 33mm。冷轧的总轧制率当然根据与冷轧板的期望板厚的关系决定，但为了 达到用于将Mg和Cu的原子的集合体的平均密度控制在本发明范围内的优选的卷取温度范 围，优选为所述范围。
[0090] 在此，冷轧后的卷取成卷材的温度需要为120~160°C的范围。若没有在这样的温 间域的温度范围内卷取，则冷轧板组织达不到本发明所规定的所述Mg和Cu的原子的集合 体的范围的可能性高。如果该卷取温度高于160°C，则本发明所规定的Mg和Cu的原子的集 合体的平均密度变高而高于1 X 1024个/m3,制成罐体，进行200°C X 20分钟热处理时的亚晶 粒化受到抑制，耐穿刺性降低。另一方面，该卷取温度像通常的冷轧那样，在低于120°C的室 温等的状态下，紧接该卷取之后的强度变高，延伸率低，因此DI成形前的深拉成形性降低。
[0091] 在通常的冷轧条件下，卷取的板（卷材），从润滑并且控制加工放热的观点出发， 所述轧制率和使用的润滑油、冷却剂的量，为了达到将板冷却所需的充分的量，而被认为是 室温附近的温度。相对于此，在本发明中反倒是促进加工放热，使冷轧后卷取为卷材的温度 处于高温侧，为120~160°C，优选为120°C~145°C的温间域。
[0092] (DI罐的作制方法）
[0093] 以下对由本发明的原材铝合金板（冷轧板）制作DI罐的罐体的制罐方法的一例 说明。首先，将本发明的铝合金板冲裁（冲切加工）成圆板形状，拉深加工（杯形挤压加工 (cupping))成浅的杯状，实施DI成形。多次重复此拉深加工以及减薄拉深加工来逐渐加高 侧壁，成为具有规定的底面形状和侧壁高度的有底筒形状。由这些加工带来的罐体的侧壁 的板厚减少率（减薄拉深加工率）优选为60~70%。然后，切下侧壁（开口部）的边缘进 行整理（修边加工）。在此状态下，DI成形为最薄部的侧壁厚度在0. 085~0. 110mm的范 围的薄壁的罐体。
[0094] 接着，罐体进行脱脂清洗，对外表面、内表面分别实施涂装、涂膜的烘烤（焙固 (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以下程度的高强度。此外，该强度也可以用以下的强度代替，即，实际上不进行所述 涂膜的烘烤（焙固）而对所成形的罐体进行本发明所说的"相当于罐体的涂膜的烘烤的热 处理"，将相当于涂膜的烘烤的温度和时间按200°C X 20分钟进行热处理后的强度。受到该 涂装烘烤处理（热处理）时，若所述罐体组织的亚晶粒化被促进，则耐穿刺性提高。
[0095] 对于涂膜烘烤后的罐体，将开口部缩颈（颈缩加工），将开口部的边缘向外侧扩展 (翻边加工），成为最终的罐体。在饮料、食品用途中使用时，填充物（饮料、食品）由开口 部被填充到罐体中，将由其他工序制作的罐盖卷边接缝于开口部并加以密封。
[0096]【实施例】
[0097] 以上，对于用于实施本发明的方式进行了阐述，以下，将确认到本发明的效果的实 施例、与不满足本发明的要件的比较例进行对比，具体地进行说明。还有，本发明不受该实 施例限定。
[0098](供试材铝合金板）
[0099] 熔炼表1所示的组成的铝合金，运用半连续铸造法，各例均共同地以所述优选的 数值范围内的铸造速度和冷却速度制作铸锭。
[0100] 对该铸锭进行所述二次均热，各例均共同地以600°c的均热温度进行4小时的第 一次均热后，将500~200°C的平均冷却速度（°C /小时）按照表2进行各种变化而暂时冷 却至室温。其后，作为第二次均热，将铸锭从室温再度加热，将200~400°C的平均加热速度 (°C /小时）按照表2这样进行各种化，另一方面，各例均共同地以500°C的均热温度进行4 小时的第二次的均热处理。
[0101] 然后，各例均共同地以此500°C的温度开始热轧，使结束温度为330°C，成为板厚 2. 0~3. 0mm的热轧板。
[0102] 此外，各例均共同地对该热轧板不进行粗退火（退火），另外途中也不实施中间退 火而实施冷轧，成为板厚0. 28mm，板宽2000mm的卷状的长条铝合金板。这时，使冷轧的总 (合计）轧制率（％ )和卷取温度（°C )按照表2所示这样进行各种变化。
[0103] 还有，表1的铝合金板化学成分组成中的表示，是检测极限以下，表示实质上 不含该元素，为0%。
[0104](罐体）
[0105] 对于所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% )，对于开口部进行修边加工，成为外径约66mm，高度（罐轴方向长）124mm、侧壁厚度 0.090_的有底筒形状的罐体。进一步，对于该罐体进行脱脂清洗之后，以设想为（模拟） 涂装时的烘烤的所述200°C X20分钟的条件进行热处理，成为罐体供试材。
[0106]〔评价〕
[0107] 对就所述铝合金冷轧板的组织，通过使用了三维原子探针场离子显微镜和分析解 析软件的所述测定方法，测定本发明所规定的原子的集合体的平均密度。另外，对罐体也分 别测定DI成形性、0.2%屈服强度。然后，还分别测定、评价罐体（设想为所述涂装烘烤的 热处理后）的耐穿刺性、0.2%屈服强度。这些结果显示在表1、后续表2中（表1、2的编号 相互通用）。
[0108] (基于3DAP的组织测定）
[0109] 基于3DAP法的测定，是从所述冷轧板上，沿宽度方向每隔1mm间隔，以切削装置切 下长30_X宽1mm的试验片3个，其后通过电解研磨，精细地加工试验片，制作前端的半径 约50nm的针状试料。因此测定位置是测定板厚的中心部附近。对于其前端成形为针状的 试料，使用所述"LEAP3000"进行3DAP测定，测定所述3个试验片各自的本发明所规定的原 子的集合体的密度（个/m3)，并进行平均化（平均密度化）。此外，基于3DAP法的测定体 积大约为 1. 0X 10_24~10 _21m3。
[0110] (成形性）
[0111] 在所述DI成形中，从铝合金冷轧板卷材的纵长方向中央部的、所述板宽方向中央 部附近1处，和所述两端部2处的各附近的共计3处，切下各1000片坏料，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。然后，成形时未发生不良（裂开、 小孔等）的情况为成形性优异，以"〇"评价，发生不良的情况为成形性不良，以" X "评价。
[0112] (耐穿刺性）
[0113]对于各例，验证制成的罐体的耐穿刺性，特别是冷轧板的板宽方向、板厚方向的各 耐穿刺性总体上是否提高。为此，各例均按照均等地包含由所述铝合金冷轧板卷材的板宽 方向中央部、两端部这3处制成的罐体的方式，对所述成形而成的全部10个实施穿刺试验， 评价耐穿刺性。
[0114] 该耐穿刺性试验如图1所示，将罐体固定，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，用前端为半径0. 5mm的半球面的穿刺针相对于侧壁垂直地以速度50mm/分钟穿刺。 然后，测定直至穿刺针贯通侧壁为止的载荷（N)，所得到的最大载荷作为穿刺强度。
[0115]在耐穿刺性试验结果中，整个罐体的所述最大载荷平均为40N以上的罐体作为所 述铝合金冷轧板的板宽方向全体耐穿刺性优异，评价为" ◎"，平均为35N以上的罐体评价 为"〇"。另一方面，整个罐体的所述最大载荷以平均计，平均低于35N的罐体作为所述铝合 金冷轧板的板宽方向、板厚方向全体耐穿刺性不良，评价为" X "。
[0116]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、耐穿刺性更严酷的条件，比所述1. 7kgf/cm2( = 166. 6kPa)更低的内压。实 际的罐体的穿刺时的破裂是由于各种各样的形状的物质碰撞而发生的，但不能全部对其评 价，从而要求以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 穿刺强度难以变高。
[0117] 至今为止的耐穿刺性的评价，通常是施加更高的2. 0kgf/cm2( = 196kPa)的内压 来进行。因此，即使是相同的试验材料，本发明的试验方法的试验条件严格，而穿刺强度略 低。即，所述2. Okgf/cm2的内压下的试验中的穿刺强度（N)的值与本发明的试验方法的穿 刺强度（N)的值例如相同，或例如是稍微低的数值，也可以说本发明的材料的耐穿刺性优 异。换言之，即使在2. Okgf/cm2的内压试验中的耐穿刺性优异，也全然不能说明本发明的 比1. 7kgf/cm2更低的内压下的耐穿刺性优异。
[0118] (〇.2%屈服强度）
[0119]在用于所述冷轧板和所述罐体侧壁的0.2%屈服强度测定的拉伸试验中，依照JIS Z 2201对于从冷轧板和罐体（所述涂装烘烤想定的热处理后）侧壁分别提取的试验片，并 且试验片形状用JIS 5号试验片进行，按照试验片的纵长方向与轧制方向（罐轴方向）一 致的方式制作。另外，十字头速度为5mm/分钟，到试验片断裂为止以一定的速度进行。
[0120] 如表1、2所示，各发明例1~10中，铝合金的组成在本发明范围内，以优选的制造 条件制造。因此，各发明例如表2,冷轧板处于本发明所规定的原子的集合体的平均密度的 范围内。
[0121] 其结果是，在各发明例中，在DI成形性良好的前提下，使所述铝合金板DI成形为 最薄部的侧壁厚度0. 090mm的薄壁的罐体，且所述相当于涂膜的烘烤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以下的高强度时的耐穿刺性优异。而 且，尽管是对罐体施加1.7kgf/cm 2( = 166. 6kPa)的内压的严格的评价其耐穿刺性仍然优 异，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，能够得到良好成 形性、更严格条件下的优异的耐穿刺性。
[0122] 相对于此，表1、2的比较例11~20中，在铝合金的组成范围外，或所述均热、冷轧 的条件脱离本发明的所述优选的条件。因此，各比较例中，冷轧板脱离本发明所规定的原子 的集合体的平均密度，〇. 2%屈服强度差或DI成形性也差，此外穿刺性全部差。
[0123] 比较例11中，第一次均热处理后至室温的冷却时的500~200°C的平均冷却速度 过小，低于70°C /小时。其结果是，冷却中生成的本发明所规定的原子的集合体增加，平均 密度高于上限，耐穿刺性差。
[0124] 比较例12中，第二次均热温度时的200~400°C的平均加热速度过小，低于30°C / 小时。其结果是，加热中生成的本发明所规定的原子的集合体增加，平均密度高于上限，耐 穿刺性差。
[0125] 比较例13中，冷轧的总轧制率过低，冷轧板、BH后的罐体强度过低，耐穿刺性也 差。
[0126] 比较例14中，冷轧中的卷取温度过高，冷轧板的本发明所规定的原子的集合体增 加，平均密度高于上限，耐穿刺性差。
[0127] 另外，表1、2的比较例15~20中，Cu、Mn、Mg、Si、Fe的任意一个的含量脱离本发 明范围。
[0128] 比较例15的Mg量过少，固溶Mg量过少。比较例16的Mn量过多。其结果是，这 些比较例在所述内压条件严酷的情况下，板宽方向全体的耐穿刺性差。
[0129] 比较例17的Mn量过少。比较例18的Si量过多。比较例19的Fe量过多。其结 果是，这些比较例在DI成形时发生不良，因此作为罐用不能实用化，其后的穿刺试验也没 有实施的意义而中止。
[0130] 比较例20不含Cu。其结果是，罐体的强度低，所述内压条件严格的情况下，板宽方 向全体的耐穿刺性也差。
[0131]【表1】
[0132]
[0133] 【表2】
[0134]
[0135] 对本发明详细并参照特定的实施方式进行了说明，可以在不脱离但本发明的精神 和范围的情况下施加各种变更、修正对于本领域技术人员而言是明确的。本申请基于2012 年12月27日申请的日本专利申请（专利申请2012-285870)，其内容在此参照并援引。
[0136] 产业上的可利用性
[0137] 以上，本发明DI罐体用铝合金板（冷轧板）能够使铝合金冷轧板所制成的罐体的 耐穿刺性提高到目标水平，能够保障罐体的耐穿刺性。因此，最适合用于罐壁厚度薄壁化、 高强度化、更严酷使用条件下的耐穿刺性的用于DI罐体的铝合金冷轧板。
【主权项】
1. 一种DI罐体用铝合金板，其特征在于，具有如下组成，以质量％计分别含有Mn: 0? 3 ~I. 3%、Mg:0? 7 ~3. 0%、Si:0? 1 ~0? 5%、Fe:0? 1 ~0? 8%、Cu:0?Ol~0? 4%，余 量由Al和不可避免的杂质构成， 作为由三维原子探针场离子显微镜测定的原子的集合体，该原子的集合体含有合计5 个以上Mg原子或Cu原子中的任意一种或两种，并且无论以这些所包含的Mg原子或Cu原 子中的任一个原子为基准，作为该基准的原子与相邻的其他原子之中的任意一个原子的相 互的距离为〇. 80nm以下，将满足这些条件的原子的集合体的平均密度限制在IXIO24个/m3 以下。2. 根据权利要求1所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板还含有Cr:0. 001~ 0? 1%、Zn:0? 05~0? 5 %中的一种或两种。3. 根据权利要求1或2所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板具有的强度 特性是，被DI成形为最薄部的侧壁厚度为0. 085~0.IlOmm的范围的罐体，且该罐体进 行200°CX20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以上且 350MPa以下。4. 根据权利要求1所述的DI罐体用铝合金板，其中，所述铝合金板的耐穿刺性，是对所 述罐体施加I. 7kgf/cm2即166. 6kPa的内压，在该罐体侧壁的距罐底沿罐轴方向的距离L= 60mm的部位，用前端为半径0. 5mm的半球面的穿刺针相对于罐体侧壁垂直地以速度50mm/ 分钟穿刺，直至该穿刺针贯通罐体侧壁为止的载荷测定值之中的最大值为35N以上。
【专利摘要】本发明的铝合金板在制造特定组成的3000系DI罐体用铝合金板时，控制铸锭的均热条件、冷轧条件，限制所制造的冷轧板组织中的特定原子的集合体的密度，促进在制成罐体后受到涂装烘烤处理(热处理)时的罐体组织的亚晶粒化，即使在薄壁化的罐体的内压更低的严酷的使用环境下，仍使罐的耐穿刺性优异。
【IPC分类】C22F1/047, C22C21/06
【公开号】CN104903481
【申请号】CN201380068059
【发明人】有贺康博
【申请人】株式会社神户制钢所
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2013年12月20日
【公告号】WO2014103924A1
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