CN106795594A - 罐盖用铝合金板 - Google Patents

Abstract

通过不进行中间退火的冷轧来制造使Mg固溶量和亚晶粒面积率为特定范围、不存在饮料填充后的耐压强度不足、铆钉成形性及开罐性也优良、将板厚薄壁化为0.2mm左右的5000系铝合金板。

Description

罐盖用铝合金板

技术领域

本发明涉及罐盖用铝合金板，涉及高强度以及兼具优良的成形性、和优良的开罐性的易开罐罐盖用铝合金板。

背景技术

目前，作为饮料、食品用途中通用的包装容器之一，已知由底和侧壁为一体构造的有底圆筒状的主体部(罐体、can body)、以及密封该主体部的开口部并成为上表面的圆板状的盖部(罐盖、can end)构成的2片铝罐。

作为这种铝罐的材料，由于各自所要求的强度、成形性等不同，因此罐体分别使用AA至JIS3000系(Al－Mn系)的铝合金板，罐盖分别使用AA至JIS5000系(Al－Mg系)的铝合金板等。

其中，作为要求罐盖用5000系铝合金板所具有的重要特性，可以列举：可耐受盖加工的成形性、可耐受饮料填充后的罐内压的耐压强度、用于通过所装配的拉环正常且简单地打开盖的开罐性等。

近年，从罐的低成本化的观点出发，对于这些罐盖、即罐盖用5000系铝合金板，还要求将板厚薄壁化至0.2mm程度。作为这样的薄壁化所面对的课题，可以列举：耐压强度的降低、成形性的降低等。其中，耐压强度的降低可以通过提高铝合金板的材料强度来弥补，但随着这样的高强度化，产生了成形性降低的问题。因此，为了将罐盖用铝合金板薄壁化，需要同时提高强度和成形性。

作为即使将罐盖用5000系铝合金板薄壁化也在保持材料强度的状态下、提高成形性的技术，一直以来进行了各种组织控制等，所述组织控制例如为金属间化合物(开罐性、成形性)、晶粒直径(成形性)、亚晶粒或集合组织等。

例如，专利文献1提出：在罐盖用5000系铝合金板的上述组织控制中，将板的内部组织中的亚晶粒的面积占有率控制在3～30％，以提高将罐盖卷封于罐体时的卷边性及卷封性。

此外，通常为了进行组织控制、特性提高，在热轧后或冷轧的途中进行中间退火，但就大量生产的薄板而言，中间退火在制造成本中所占的比率也大。因此，例如专利文献2等多个文献中提出了不进行该中间退火而是直接进行冷轧，以低成本来进行罐盖用5000系铝合金板的组织控制、制造。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开平11－229066号公报

专利文献2:日本特开2003－105475号公报

发明内容

发明要解决的课题

但是，就现有的罐盖用5000系铝合金板而言，提高成形为罐盖时的铆钉成形性的课题仍悬而未决，在进行薄壁化时，如果高强度化则铆钉成形性降低，存在为了得到优良的铆钉成形性而需要降低材料强度的课题。

这里，对罐盖成形工序进行说明。首先，将原材冲裁为圆板形状后，通过拉深加工成形出壳体，然后通过转换成形用冲压机在壳体的中央进行铆钉成形，以形成用于安装拉环的凸部。

该铆钉成形由使罐盖中央部胀形的膜泡成形工序、和通过1～3个工序使该胀形部(膜泡)缩径且形成陡峭的突起的按钮成形工序构成。

在该铆钉成形后，用刀头的剖面为V字形的模具进行挤压，进行作为饮用口部的槽、即图2和3的刻痕3的成形、用于提高面板刚性的凹凸及文字的成形。然后，作为立桩工序，在对壳体的中央加工出的凸部铆接另行成形出的拉环而进行一体化。

此时，为了正常固定拉环，需要确保立桩后的铆钉直径的尺寸，因此，要求原材具有铆钉成形性，所述铆钉成形性是指：可以以足够的高度，来成形出成形按钮成形工序结束后的突起(按钮)高度。

与此相对地，即使是上述专利文献1之类的将亚晶粒的面积占有率控制在3～30％的原材板，一旦进行高强度化则上述铆钉成形性降低，为了得到优良的铆钉成形性，则需要降低材料强度。即，在兼顾优良的铆钉成形性和高强度这点上，仍然存在极限。

并且仍然存在如下课题：通过上述专利文献2等的不进行中间退火的冷轧，以低成本的制造方法来实现兼顾该铆钉成形性和高强度化。

对于这样的课题，本发明的目的在于，即使具有高材料强度也可以具有充分的铆钉成形性，即使进行薄壁化也不存在饮料填充后的耐压强度不足、铆钉成形性及开罐性也优良、可以通过不进行中间退火的冷轧来制造罐盖用铝合金板的技术。

用于解决课题的手段

用于解决上述课题的本发明罐盖用铝合金板，其主旨在于一种铝合金板，其含有Mg：4.0～6.0质量％、Fe：0.10～0.50质量％、Si：0.05～0.40质量％、Mn：0.01～0.50质量％、Cu：0.01～0.30质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成，并且是在不进行中间退火的冷轧后进行了烘烤涂装处理的铝合金板，通过利用热苯酚进行的残渣萃取法测定的Mg固溶量为上述Mg含量的80％以上，与轧制面平行的面中的、从板厚中心向两厚度方向上的0.05mm(厚度0.1mm)区域的组织中，用倍率为5万倍的透射型电子显微镜测定的亚晶粒面积率平均为10％以上且90％以下。

上述主旨中，优选上述罐盖用铝合金板仅通过铸块的均热处理来使Mg固溶。

即，作为更具体的上述本发明的罐盖用铝合金板的制造方法，优选如下方法：仅通过均热处理使如下的铝合金铸块的Mg固溶，所述铝合金铸块含有Mg：4.0～6.0质量％、Fe：0.10～0.50质量％、Si：0.05～0.40质量％、Mn：0.01～0.50质量％、Cu：0.01～0.30质量％且余量由Al及不可避免的杂质构成，并且一边抑制该固溶的Mg的析出一边进行热轧而形成热轧板，对该热轧板不进行中间退火而是直接冷轧形成冷轧板，对该冷轧板进行烘烤涂装处理，这种状态下，通过利用热苯酚进行的残渣萃取法测定的Mg固溶量为上述Mg含量的80％以上，作为与轧制面平行的面中的、从板厚中心向两厚度方向上的0.05mm(厚度0.1mm)区域的组织，用倍率为5万倍的透射型电子显微镜测定的亚晶粒面积率平均为10％以上且90％以下。

如上所述，本发明所规定的板组织和特性，其规定的是以对冷轧板实施涂装及涂装烘烤处理后的预涂装铝合金板作为罐盖用铝合金板的组织和特性，或者将该板成形后的罐盖的组织和特性。此外，也可以是对上述冷轧板模拟涂装烘烤处理、即在后述特定条件下实施热处理后的板组织和特性。

发明效果

本发明中，作为罐盖用铝合金板，为冷轧后进行了烘烤涂装处理状态下，亚晶粒面积率增加且Mg固溶量增加的组织，在确保成形性的状态下高强度化。从而，本发明可以兼顾目前难以兼顾的铆钉成形性和高强度化。

因此，本发明无需像现有技术那样为了得到铆钉成形性而降低材料强度，即使具有高材料强度也可以具有充分的铆钉成形性。因此，即使将板厚薄壁化为0.2mm左右，也不存在饮料填充后的耐压强度不足，可以提供铆钉成形性及开罐性均优良的罐盖用铝合金板。

并且，可以通过后述条件的均热处理来确保(控制)Mg固溶量。即，仅通过位于板制造工序上游侧的均热处理来进行Mg的固溶、暂时确保铸块的Mg固溶量，避免在后续的热轧和冷轧等下游侧通过析出而导致该所确保的Mg固溶量减少，从而可以将最终冷轧板的Mg固溶量确保在期望值(水平)。换言之，仅通过均热处理来进行Mg的固溶，即使不通过冷轧途中的中间退火等来进行Mg的固溶，也可以将最终冷轧板的Mg固溶量确保在期望值(水平)，可以省略中间退火。

并且，即使是该不进行中间退火的冷轧，也可以与进行中间退火的冷轧同样地控制冷轧板的亚晶粒面积率。因此，在本发明中，通过选择亚晶粒面积率和Mg固溶量这类冶金方式，即使是仅通过均热处理来进行Mg的固溶、不进行中间退火的冷轧的情况下，也可以制造兼具高材料强度和充分的铆钉成形性的罐盖用铝合金板。

附图说明

图1为示出本发明铝合金板组织的图面代用照片。

图2为将铝合金板成形而成的罐盖的俯视图。

图3为开罐性评价时使用的罐盖的刻痕的剖面图。

图4A为开罐性评价时使用的开罐载荷测定仪的透视图。

图4B为开罐载荷测定仪进行测定时罐盖附近的剖面示意图。

图4C为示出将罐盖设置在开罐载荷测定仪时的罐盖朝向的正面示意图。

具体实施方式

以下说明本发明的罐盖用铝合金板的实施方式。

(铝合金组成)

如上所述，罐盖用铝合金板在进行了烘烤涂装处理的状态下，作为罐盖所要求的特性，需要满足可耐受盖加工的成形性、可耐受饮料填充后的内压的耐压强度、用于正常且简单地打开的开罐性。

因此，为了从合金组成方面满足该要求特性，本发明的罐盖用铝合金板的合金组成含有Mg：4.0～6.0质量％、Fe：0.10～0.50质量％、Si：0.05～0.40质量％、Mn：0.01～0.50质量％、Cu：0.01～0.30质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成。以下依次说明所含有的各元素的意义。

Mg：4.0～6.0质量％

Mg具有使铝合金板的强度提高的效果。Mg的含量低于4.0质量％时，铝合金板的强度不充分，成形为罐盖时的耐压强度不足。另一方面，Mg的含量超过6.0质量％时，铝合金板的强度过剩，成形性、特别是铆钉成形性降低。因此，Mg的含量设为Mg：4.0～6.0。

Mg固溶量(固溶浓度)

进而，Mg固溶于母相时会产生大的晶格畸变，从而加工硬化特性提高。另一方面，Mg固溶量减少时，未固溶的Mg以Mg₂Si或Mg₂Al₃的化合物形式存在，该化合物成为铆钉成形时裂纹、缩颈的原因，使铆钉成形性降低。

因此，本发明中，以固溶比例为基准(指标)，对于以上述范围来含有的Mg提高了其固溶量，从而在确保铆钉成形性的状态下高强度化。Mg固溶量(Mg的固溶比例)小于上述板的Mg含量的80％时，Mg的化合物(Mg的析出物)增加，铆钉成形性降低。因此，Mg固溶量(固溶比例)设为上述Mg含量的80％以上。需要说明的是，该Mg固溶量(固溶比例)越高越好，对其上限没有特别限定，在不进行中间退火的工序的情况下，从制造方法角度，控制为高达Mg含量的88％以上是极其困难的。因此，从制造限制角度出发，Mg固溶量(固溶比例)的上限优选为小于Mg含量的88％。

Fe：0.10～0.50质量％

Fe在铝合金板中形成Al-Fe(－Mn)系、Al－Fe(－Mn)－Si系金属间化合物，提高成形为罐盖时的刻痕部的可撕裂性，具有使开罐性提高的效果。Fe的含量低于0.1质量％时，刻痕部的可撕裂性无法提高，开罐时由于刻痕离轨(开罐时龟裂传播到刻痕部以外)和开罐力的增大造成的拉环断裂这样的开罐不良容易发生。另一方面，Fe的含量超过0.50质量％时，铝合金板中的铸造或热轧时生成的金属间化合物的数密度、体积率变大，铆钉成形性降低。因此，Fe的含量设为0.10～0.50质量％。

Si：0.05～0.40质量％

Si在铝合金板中形成Mg－Si系、Al－Fe(－Mn)－Si系金属间化合物，提高成形为罐盖时的刻痕部的可撕裂性，具有使开罐性提高的效果。Si的含量低于0.05质量％时，与Fe同样，开罐性无法提高。另外，能够用于铝合金板的原材料的铝基体金属的必要纯度变高，因此成本增大。另一方面，Si的含量超过0.40质量％时，铝合金板中的铸造或热轧时生成的金属间化合物变多，铆钉成形性降低。因此，Si的含量为0.05～0.40质量％。

Mn：0.01～0.50质量％

Mn具有使铝合金板的强度提高的效果，并且在铝合金板中使Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物形成，提高成形为罐盖时的刻痕部的可撕裂性，具有提高开罐性的效果。Mn的含量低于0.01质量％时，得不到铝合金板的强度提高效果和成形为罐盖时的开罐性提高效果。另一方面，Mn的含量超过0.50质量％时，铝合金板中的铸造或热轧时生成的金属间化合物变多，铆钉成形性降低。因此，Mn的含量为0.01～0.50质量％。

Cu：0.01～0.30质量％

Cu具有使铝合金板的强度提高的效果。此外，通过固溶，加工硬化特性提高。Cu的含量小于0.01质量％时，在母相中的固溶量少，强度和成形性的均衡性降低，铆钉成形性得不到提高。另一方面，Cu的含量超过0.30质量％时，铝合金板的强度过剩，铆钉成形性降低。因此，Cu的含量设为0.01～0.30质量％。

不可避免的杂质

本发明的铝合金除了上述必须成分以外，余量由Al和不可避免的杂质构成。不可避免的杂质中，Cr为0.3质量％以下、Zn为0.3质量％以下、Ti为0.1质量％以下、Zr为0.1质量％以下、B为0.1质量％以下、其它的元素在0.05质量％以下的范围内均是允许的。不可避免的杂质的含量在该范围内时，对本发明的铝合金板的特性没有影响。

(铝合金板组织)

本发明中，在设为上述合金组成的基础上，作为该罐盖用铝合金板组织，在冷轧后进行了烘烤涂装处理状态下，亚晶粒面积率增加，在确保成形性的状态下高强度化。

因此，上述进行了烘烤涂装处理后的罐盖用铝合金板的与轧制面平行的面中的、从板厚中心向两厚度方向的0.05mm(厚度0.1mm)的板厚中心部区域(以下简称为板厚中心部)的组织中，用倍率为5万倍的透射型电子显微镜测定的亚晶粒面积率平均为10％以上且90％以下。

从而，本发明可以兼顾现有技术难以兼顾的铆钉成形性和高强度化。即，作为罐盖用铝合金板的特性，可以使模拟涂装烘烤处理的、热处理后的罐盖用铝合金板的0.2％屈服强度以及该板的铆钉成形性同时达到高水平。

更具体而言，如后述实施例所示，可以制成即使0.2％屈服强度超过360MPa，极限胀形高度也为1.45mm以上这样水平的高强度、高成形性。这里，若板的极限胀形高度为1.45mm以上，则在罐盖实际成形时可以成形出足够高度的上述突起(按钮)，具有充分的铆钉成形性。

需要说明的是，如后述实施例所示，该数据是模拟涂装烘烤处理的255℃×20秒的热处理后的0.2％屈服强度与进行的微小胀形试验作为该板的铆钉成形性的评价时的极限胀形高度的情况下的强度和成形性的关系。

亚晶粒

以下对亚晶粒的规定进行具体说明。

亚晶粒也称为亚结晶，是小的无定形粒子，是通过冷轧等施加了加工应变、导入了位错的材料(组织)在所施加的温度、时间、应力下意图形成低能量构造时通过进行恢复而产生的。

即，在罐盖用铝合金板的情况下，亚晶粒是如下产生的：通过冷轧而导入的位错由于烘烤涂装等的加热而合并消失和再排列，导致位错胞壁、变形带等位错密集区域的位错密度降低，形成尖锐的边界而产生。上述位错密集区域与新移动过来的位错发生合并消失的概率高，加工硬化特性降低，但亚晶粒的边界妨碍位错的移动，可提高加工硬化特性。加工硬化特性提高时，均匀变形能提高，因此通过作为二轴胀形变形的铆钉成形性提高。此外，亚晶粒除了铆钉成形性提高效果以外，还具有强度提高效果。

如图1所示，该亚晶粒可以通过倍率为5万倍的透射型电子显微镜、以出现在晶粒中的、作为其边界的外缘形状尖锐(清晰、明显)且内部完全无位错的、独立或孤立的一个一个的小的无定形的颗粒形式来辨别。因此，可以以各亚晶粒的计测面积之和相对于该透射型电子显微镜的观察视野面积的比例形式，来计算规定的亚晶粒面积率。

与此相对地，与上述位错密集区域接触或叠加、其边界具有宽度、难以作为独立的小粒来辨别的粒子在本发明中不视为亚晶粒，也不进行计数。具体而言，这样的粒子为图1所示的、其一部分或多个部分与上述位错密集区域接触或叠加、内部存在位错、整体上其边界(外缘形状)不尖锐而是具有宽度的粒子。这样的粒子难以以独立或孤立的一个一个的小粒形式来辨别，因此不视为亚晶粒，也不进行计数。本发明中，将这一系列的求算方法统称为“用倍率为5万倍的透射型电子显微镜测定的亚晶粒面积率”。

本发明中，罐盖用铝合金板的板厚中心部中的、这样的亚晶粒面积率平均为10％以上且90％以下。

该亚晶粒面积率平均小于10％时，板确实为高强度，但不能兼顾优良的铆钉成形性和高强度。即，虽然满足上述合金组成、满足上述Mg固溶量的规定，但不能在确保罐盖用铝合金板的成形性的状态下高强度化。

亚晶粒面积率越大则铆钉成形性越高，但由于实际的制造限制，其面积率的上限平均为90％。

因此，本发明中，将罐盖用铝合金板的板厚中心部中的、这样的亚晶粒面积率设为平均10％以上且90％以下。

顺便提一下，上述专利文献1与本发明的罐盖用铝合金板在合金组成、亚晶粒的面积率(面积占有率)方面重复，但由于其制造条件不同，因此Mg固溶量低。上述专利文献1中，板的冷轧中使用的是轧机机座串联排列的串联轧机，而非单座轧机，不进行强制冷却则温度必然上升，轧制时的温度变得比较高，Mg发生析出，Mg固溶量变少。即，不能在确保罐盖用铝合金板的成形性的状态下高强度化，与本发明在同一强度水平下比较时，铆钉成形性降低。

如上所述，以上说明的、本发明规定的板组织以及特性是以对冷轧板(冷轧后的板)实施涂装及涂装烘烤处理后的铝合金板(预涂装板)作为罐盖用铝合金板的组织和特性，或者将该板成形后的罐盖的组织和特性。此外，可以是不实施这样的涂装、涂装烘烤处理或不成形为罐盖，而是对冷轧板实施模拟涂装烘烤处理的后述特定条件下的热处理后的板组织和特性。只要是与上述涂装烘烤处理和上述热处理的条件相同，则这些组织和特性即为相同的组织和特性，或者成为因为差异微小而可视为相同的组织和特性。

(制造方法)

以下说明本发明中的罐盖用铝合金板的制造方法。

本发明的铝合金板的制造工序本身可以如常规方法那样制造，即通过将上述组成的铝合金熔炼和铸造形成铸块的铸造工序，通过热处理将铸块均质化的均热处理工序，将均质化后的铸块热轧形成热轧板的热轧工序，和不进行热轧板的退火而直接冷轧的冷轧工序而制造。

但是，本发明中，由于选择了亚晶粒面积率和Mg固溶量这类冶金手段，即使是仅通过均热处理来使Mg固溶、不进行中间退火的冷轧的情况下，也可以制造兼具高材料强度和充分的铆钉成形性的罐盖用铝合金板。

Mg固溶量可以通过均热处理来确保，若仅通过位于上游侧的均热处理使Mg固溶来暂时确保铸块的Mg固溶量，则避免在后续的热轧和冷轧等下游侧通过析出而导致该所确保的Mg固溶量减少，从而可以将最终冷轧板的Mg固溶量确保在期望值(水平)。即，仅通过均热处理来进行Mg的固溶，即使不通过冷轧途中的中间退火等来进行Mg的固溶，也可以将最终冷轧板的Mg固溶量确保在期望值(水平)，可以省略中间退火。并且，即使是该不进行中间退火的冷轧，也可以与进行中间退火的冷轧同样地控制冷轧板的亚晶粒面积率。

作为为此而优选的板制造方法，首先，为了进行Mg的固溶，对上述组成的铝合金铸块进行在超过500℃且550℃以下的温度范围保持1小时以上的均热处理。然后，在该均热处理后将全部道次的恒定速度设为25m/分钟以上且将道次间的粗轧板的最低温度设为450℃以上，由此进行热粗轧，然后进行结束温度为300～360℃的范围的热终轧，从而形成热轧板。然后，对该热轧板不进行中间退火，而是进行将最终冷轧后卷取成卷材的温度设为60～120℃、总轧制率为85％以上的冷轧，从而形成冷轧板。

以下逐一说明各制造工序各自的优选条件和其意义。

首先，将熔炼铝合金并通过DC铸造法等公知的半连续铸造法铸造上述组成的铝合金。

均热处理：

然后，通过端面切削除去该铸块表层的形成不均匀组织的区域后，实施均热处理(均质化热处理)。仅通过该均热处理使Mg固溶，形成本发明规定的上述Mg固溶量。此外，除去内部应力，使铸造时偏析的溶质元素均质化，使铸造时析出的金属间化合物扩散固溶，从而将组织均质化。因此，均质化热处理根据所需的Mg固溶量而从超过500℃且550℃以下的温度范围内保持1小时以上的条件范围中选择。

均质化热处理温度为500℃以下时或保持时间小于1小时时，Mg固溶量减少，无法形成本发明规定的上述Mg固溶量。此外，上述均质化效果降低，机械特性、开罐性降低。此外，均质化热处理温度超过550℃时，热轧时发生过烧。此外，保持时间的上限为20小时，即使超过该时间，Mg固溶量也没有大差异，生产率降低。

热轧：

在该均质化热处理后，不将铸块冷却而直接继续进行，或冷却到规定的开始温度后，首先进行热粗轧，进而通过热终轧而形成规定板厚的铝合金热轧板。此时，为了避免通过均热处理而确保的Mg固溶量减少，在抑制Mg的析出的条件下进行热轧。

因此，热粗轧优选进行10分钟以内，因此，全部道次的恒定速度最低也要设为25m/分钟以上，且最初道次至最终道次间的全部道次间的板温度设为450℃以上(道次间中的粗轧板的最低温度设为450℃以上)。

这些道次中即使有1个道次速度小于25m/分钟，轧制时间也会变长，容易析出Mg－Si系的化合物，固溶Mg量减少。

此外，若这些道次中即使有1个道次的板温度低于450℃，则也容易析出Mg－Si系的化合物，固溶Mg量减少。

此外，热粗轧的结束温度低于450℃时，在将热轧分为粗轧和终轧、且连续实施这些轧制时，热粗轧的结束温度过低，在后续工序的热终轧中，轧制温度变低，容易产生边缘裂纹。

接着该热粗轧，为了防止析出Mg－Si系化合物，无停滞或连续地进行结束温度优选设为300～360℃以上的热终轧，从而形成热轧板。热终轧的结束温度低于300℃时，轧制载荷变高，生产率降低。另一方面，为了减少加工组织残留、形成再结晶组织而提高热终轧的结束温度时，一旦该温度超过360℃，则容易析出Mg－Si系化合物，固溶Mg量减少。

冷轧：

在冷轧前以及道次间等的途中不对上述热轧板进行中间退火而直接进行冷轧。该冷轧中，用轧制机座为单机座(1机座)或将2机座以上串联配置的串联轧机进行必要道次数(通板数)的冷轧。

冷轧率(总轧制率)设为85％以上。冷轧率(总轧制率)为85％以上时，位错密度变高，烘烤涂装处理后的亚晶粒面积率增加。通过导入位错，上述筋状的位错容易缠绕(纠缠、缠结)，形成较多的位错丛、胞壁、剪切带等位错密集区域。并且，通过其后的烘烤涂装等热处理，由位错密集区域形成亚晶粒，实现本发明规定范围的亚晶粒面积率。

另一方面，冷轧率小于85％时，由轧制导入的蓄积应变不足，位错密集区域减少(不足)，烘烤涂装后的亚晶粒面积率也减少，包括铆钉成形性在内的成形性降低。

此外，最终冷轧后(最终道次后或最终机座取出侧)的材料温度(卷取为卷材的温度)设为60～120℃的范围。该冷轧后的材料温度超过120℃、即过高时，冷轧板的位错密度降低，其后的烘烤涂装处理后的亚晶粒面积率达不到10％以上。另一方面，该冷轧后的材料温度小于60℃、即过低时，冷轧板的位错密度过高，在烘烤涂装处理中容易发生恢复，强度降低。

通过以上工序制造的罐盖用铝合金板在实施铬酸盐系、锆系等表面处理、涂布环氧系树脂或氯乙烯溶胶系或聚酯系等有机涂料、在PMT(Peak Metal Temperature：峰值金属温度)为230～280℃程度进行涂装烘烤处理而形成预涂装板后，成形为罐盖。本发明中，就用于评价强度和铆钉成形性的模拟了涂装烘烤处理的上述热处理而言，为了具有再现性，从该涂装烘烤处理条件范围中选择255℃×20秒的一个点(one point)。

(罐盖的制作方法)

以下说明由原材铝合金板(冷轧板)制作罐盖的公知方法的一例。

如上所述，对将预先进行了涂装及烘烤涂装处理的原材铝合金板(预涂装板)冲裁成圆板形状(冲切加工)的坯材，用冲压机进行拉深加工，实施外周部的卷边加工，然后在卷边部涂布密封用复合物，制作壳体。

然后进行以下的成形作为转换成形。用冲压机在壳体的中央进行铆钉成形，以形成用于安装拉环的凸部。该铆钉成形由使罐盖中央部胀形的膜泡成形工序、和通过1～3个工序使该胀形部(膜泡)缩径且形成陡峭的突起的按钮成形工序构成。

然后，用刀头的剖面为V字形的模具进行挤压，进行作为饮用口部的槽、即图2和3的刻痕3的成形、用于提高面板的刚性的凹凸及文字的成形。

进而，在对壳体的中央加工出的凸部铆接另行成形出的拉环而进行一体化(将其称为立桩工序)。将该一体化后的罐盖的俯视图示于图2。

然后，将该罐盖卷封到另行进行DI成形、从开口部填充有内容物(饮料、食品)的铝合金制罐体的开口部而对其进行密封。

实施例

以上说明本发明的具体实施方式，以下将确认到本发明的效果的实施例与不满足本发明的条件的比较例进行对比而进行具体说明。需要说明的是，本发明不受该实施例限定。

(供试材铝合金板)

通过半连续铸造法(DC)铸造表1所示的No.1～26的组成的各铝合金，各例中统一制作车削掉表层的铸块(板坯)。然后，如表1所示那样，改变该铸块的热轧、冷轧的诸条件，分别实现上述冷轧后进行了烘烤涂装处理状态的Mg固溶量和亚晶粒面积率。

各例中统一的制造条件如下所述。即，各例中统一实施520℃×4小时的均质化热处理后，以该520℃的温度开始热粗轧，将该热粗轧的结束温度设为450℃以上，热粗轧结束后立即开始热终轧，形成板厚1.2～4.3mm的热轧板。然后，在热轧后或冷轧的道次间均不对该热轧板进行中间退火，使用轧制机座数为2台的串联冷轧制作板厚0.215mm的罐盖用冷轧板。

此时，通过控制润滑油、冷却剂的量等，如表1所示那样对上述热粗轧中的恒定速度、道次间的粗轧板的最低温度、冷轧中的总轧制率、最终冷轧后(最终轧机取出侧)的材料温度(卷绕成卷材的温度)进行各种改变，控制Mg固溶量、亚晶粒面积率。

然后，将由此制造的表1的No.1～26的铝合金板统一实施模拟涂装·烘烤工序的、油浴下的255℃×20秒的热处理后，形成用于进行以下的组织、特性的测定、评价的供试材。

(Mg固溶量)

按照以下的要领测定上述供试材的Mg固溶量(固溶比例)。

即，首先在分解烧瓶中加入苯酚并加热后，将从成为测定对象的上述各供试板(板厚中心部)采集的试样转移到该分解烧瓶中，利用热苯酚进行加热分解。然后，用孔的网眼(捕集粒径)为0.1μm的膜滤器进行过滤，将滤液导入ICP(Inductively Coupled Plasma，感应耦合等离子体)发光分光分析装置内，仅将以雾化器使之呈雾状的微细喷雾吹入到等离子体内，测定Mg固溶量。需要说明的是，即使滤液中包含小于0.1μm的析出物，在形成上述雾状时也是大的喷雾，不会被分析而是被排出，因此分析值中也不包含小于0.1μm的析出物。然后计算该Mg固溶量相对于该板的Mg含量的比例(％)。将该结果示于表1。

(亚晶粒面积率)

对于上述供试材的与轧制面平行的面中的、各板厚中心部的组织，通过倍率为5万倍的透射型电子显微镜测定亚晶粒面积率，通过基于测定视野数的平均值算出。

具体而言，对上述供试材进行机械研磨，直至从板厚中心起在两厚度方向为0.05mm(厚度0.1mm)后，通过双喷射式电解研磨法从板厚中心起形成厚度100nm的薄膜，用透射型电子显微镜(TEM)以5万倍的倍率对该薄膜拍摄4个视野。仅将亚晶粒从拍摄图像转印到透明的膜，用图像解析软件Image－Pro Plus测定拍摄范围内的亚晶粒的总面积，以上述4个视野的平均值形式计算相对于视野面积(拍摄面积)的面积率。

此时，如上所述，其中亚晶粒是指被不具有宽度的尖锐边界包围的粒子，整体上其边界(外缘形状)不尖锐而具有宽度、难以作为独立或孤立的一个一个的小粒来辨别的粒子不视为亚晶粒，也不进行计数。

(0.2％屈服强度)

对于上述供试材，使拉伸方向与轧制方向平行而制作JIS－5号拉伸试验片。使用该试验片，依据JIS－Z2241进行拉伸试验，求得0.2％屈服强度。0.2％屈服强度的适当范围为300MPa以上，如果在此范围，则即使是薄壁化的罐盖仍满足耐压强度。

(铆钉成形性)

就铆钉成形性而言，通过模拟上述膜泡工序的试验来评价铆钉成形性。即，对于上述供试材进行的微小胀形试验，求出不产生缩颈、裂纹的极限胀形高度。0.2％屈服强度越高则通常极限胀形高度越降低，因此0.2％屈服强度为310～330MPa的范围则极限胀形高度的合适范围设为超过1.60mm，0.2％屈服强度为超过330MPa、360MPa以下的范围则极限胀形高度的合适范围设为1.50mm以上，0.2％屈服强度超过360MPa则极限胀形高度的适当范围设为1.45mm以上。铝合金板的极限胀形高度超过1.45mm，则实际成形时可以成形出足够高的按钮。

(开罐载荷)

对于上述供试材，以204直径全泡沫·终端模具(204径フルフォーム·エンド金型)进行壳体成型、转换成形、拉环的立桩后，进行开罐试验。

图2是用于开罐试验的罐盖的俯视图。

图3是用于开罐试验的罐盖的刻痕3的剖面图。

图4A是测量开罐时的载荷的开罐载荷测量仪的概要图，是其透视图。

图4B是开罐载荷测定仪5的测定时的罐盖1附近的剖面示意图。

图4C是示出将罐盖1设置在开罐载荷测定仪5时的罐盖1的朝向的正面示意图。

针对罐盖1，相对于刻痕3而使拉环4位于上方，如此在开罐载荷测量仪5上设置罐盖1(图4C)。在罐盖1的拉环4上卡挂卡定件6，作为卡定部7(图4B)。将卡定件6沿水平方向拉伸，负荷3N的拉伸载荷，在此状态下使卡定件6静止后，使罐盖1沿X方向旋转。以测力传感器测量载荷，将最高载荷作为开罐载荷。开罐载荷的适当范围在25N以下。

如表1所示，在本发明的规定范围内的No.1～10的发明例是成分组成在发明范围内，热粗轧设为优选的恒定速度且在10分钟以内结束，并且道次间的粗轧板的最低温度和终轧的结束温度以及冷轧中的总轧制率和卷取温度等均为优选的制造条件而进行制造的。

因此，Mg固溶量比例为80％以上，板厚中心部为图1所示的组织，用倍率为5万倍的透射型电子显微镜测定的亚晶粒面积率平均为10％以上且90％以下。即，这些发明例的罐盖用铝合金板组织为亚晶粒面积率增加的组织。也即，该图1为发明例1的例示。

该结果是，如表1所示，No.1～10的发明例的0.2％屈服强度及开罐载荷适度，铆钉成形性优良。即，可以在确保成形性的状态下高强度化，可以兼顾铆钉成形性和高强度化。

具体而言，实现了如下水平的高强度、高成形性：0.2％屈服强度为310～330MPa的范围时，极限胀形高度超过1.60mm；0.2％屈服强度为超过330MPa且360MPa以下的范围时，极限胀形高度为1.50mm以上；0.2％屈服强度超过360MPa时，极限胀形高度也为1.45mm以上。

因此，No.1～10的铝合金板即使使壁厚减薄至0.215mm，也适合作为易开罐罐盖用。

另一方面，表1的No.11～26的比较例的成分组成、Mg固溶量比例、作为板厚中心部的组织的亚晶粒面积率中的任意者不在本发明的规定范围内，如下所述，0.2％屈服强度、开罐载荷及铆钉成形性中的任意者不满足适度值。

No.11由于Mg含量低于下限为不足，虽然以优选的制造条件制造后满足Mg的固溶比例、满足板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但0.2％屈服强度过低。

No.12由于Mg含量超过上限为过剩，虽然以优选的制造条件制造后满足Mg固溶量比例和板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但在0.2％屈服强度超过360MPa的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未超过1.45mm，铆钉成形性差，开罐载荷也比较大。

No.13由于Fe含量低于下限为不足，虽然以优选的制造条件制造后满足Mg固溶量比例和板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但开罐载荷过大，开罐性低。

No.14由于Fe含量超过上限为过剩，虽然以优选的制造条件制造后满足Mg固溶量比例和板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但在0.2％屈服强度为310～330MPa的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未超过1.60mm，铆钉成形性差。

No.15由于Si含量低于下限为不足，虽然以优选的制造条件制造后满足Mg固溶量比例和板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但开罐载荷过大，开罐性低。

No.16由于Si含量超过上限为过剩，虽然以优选的制造条件制造后满足板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但Mg固溶量比例低，在0.2％屈服强度为310～330MPa的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未超过1.60mm，铆钉成形性差。

No.17由于Mn含量低于下限为不足，虽然以优选的制造条件制造后满足Mg固溶量比例和板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但0.2％屈服强度过低，开罐载荷也过大，开罐性低。

No.18由于Mn含量超过上限为过剩，虽然以优选的制造条件制造后满足Mg固溶量比例和板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但在0.2％屈服强度超过360MPa的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未超过1.45mm，铆钉成形性差。

No.19不含Cu，虽然以优选的制造条件制造后满足板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但在0.2％屈服强度为310～330MPa的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未超过1.60mm，铆钉成形性差。

No.20由于Cu含量超过上限、过剩，虽然以优选的制造条件制造后满足板厚中心部的组织的亚晶粒面积率，但在0.2％屈服强度超过360MPa的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未超过1.45mm，铆钉成形性差。

No.21的合金组成在本发明范围内，但热粗轧的恒定速度过慢，不能抑制Mg的析出，Mg固溶量比例过少。其结果是，在0.2％屈服强度超过330MPa且360MPa以下的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未达到1.50mm以上，铆钉成形性低。

No.22的合金组成在本发明范围内，但道次间中的粗轧板的最低温度低于450℃，容易析出Mg－Si系的化合物，不能抑制Mg的析出，Mg固溶量比例过少。其结果是，在0.2％屈服强度超过330MPa、360MPa以下的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未达到1.50mm以上，铆钉成形性低。

No.23的合金组成在本发明范围内，但终轧的结束温度过高，容易析出Mg－Si系的化合物，不能抑制Mg的析出，Mg固溶量比例过少。其结果是，在0.2％屈服强度为310～330MPa的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未超过1.60mm，铆钉成形性低。

No.24的合金组成在本发明范围内，但冷轧中的总轧制率过低，亚晶粒面积率过少。其结果是，在0.2％屈服强度超过330MPa、360MPa以下的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未达到1.50mm以上，铆钉成形性差，不能兼具高铆钉成形性和高强度。

No.25的合金组成在本发明范围内，但冷轧中的最终卷取温度过低，冷轧板的位错密度过高，烘烤涂装处理中促进了恢复，0.2％屈服强度过低，不能兼具高铆钉成形性和高强度。

No.26的合金组成在本发明范围内，但冷轧的最终卷取温度过高，Mg的固溶比例、亚晶粒面积率偏离下限、过少。其结果是，在0.2％屈服强度超过330MPa、360MPa以下的范围内，与上述发明例同样的极限胀形高度未达到1.50mm以上，铆钉成形性差，不能兼具高铆钉成形性和高强度。

以上的结果可以支持用于兼具高铆钉成形性和高强度的、本发明的各条件和优选的制造条件的意义。

[表1]

详细且参照特定实施方式说明了本发明，但本领域技术人员而言，可以在不脱离本发明的精神和范围的条件下加以各种变更、修正，这是不言自明的。

本申请基于2014年10月20日申请的日本专利申请(日本特愿2014－213737)、2015年8月20日申请的日本专利申请(日本特愿2015－162561)，其内容以参照形式纳入本发明中。

产业上的可利用性

综上，本发明不需要像现有技术那样为了得到铆钉成形性而降低材料强度、即使具有高材料强度也可以具有充分的铆钉成形性。因此，可以提供一种即使将板厚薄壁化为0.2mm左右、也不存在饮料填充后的耐压强度不足、铆钉成形性及开罐性也优良的罐盖用铝合金板。

因此，最适合用于厚度进行薄壁化、进行高强度化、要求更严格的使用条件下的高铆钉成形性和高强度的罐盖的铝合金板。

符号说明

1 罐盖

2 铆钉部

3 刻痕

4 拉环

5 开罐载荷测定仪

6 卡定件

7 卡定部

Claims (2)

1.一种罐盖用铝合金板，其特征在于，其含有Mg：4.0～6.0质量％、Fe：0.10～0.50质量％、Si：0.05～0.40质量％、Mn：0.01～0.50质量％、Cu：0.01～0.30质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成，

并且是在不进行中间退火的冷轧后进行了烘烤涂装处理的铝合金板，

通过利用热苯酚进行的残渣萃取法测定的Mg固溶量为上述Mg含量的80％以上，作为与轧制面平行的面中的、从板厚中心向两厚度方向上的0.05mm即厚度为0.1mm的区域的组织，用倍率为5万倍的透射型电子显微镜测定的亚晶粒面积率平均为10％以上且90％以下。

2.根据权利要求1所述的罐盖用铝合金板，其中，所述罐盖用铝合金板仅通过铸块的均热处理来使Mg固溶。