JP2002105574A - 缶蓋用アルミニウム合金硬質板およびその製造方法 - Google Patents

缶蓋用アルミニウム合金硬質板およびその製造方法

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JP2002105574A JP2000298694A JP2000298694A JP2002105574A JP 2002105574 A JP2002105574 A JP 2002105574A JP 2000298694 A JP2000298694 A JP 2000298694A JP 2000298694 A JP2000298694 A JP 2000298694A JP 2002105574 A JP2002105574 A JP 2002105574A
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Abstract

(57)【要約】 (修正有) 【課題】 炭酸飲料缶やビール缶の如く内圧が加わる缶
に使用されるAl−Mg−Mn系缶蓋材として、強度異
方性が小さくかつ耳率が安定して低く、しかもリベット
成形性、引き裂き性にも優れたものを提供する。 【解決手段】 Mg3.5〜5.0%、Mn0.15〜
0.6%、Si0.02〜0.20%、Cu0.01〜
0.20%、Fe0.40%以下、Ti0.03%以下
を含有し、残部が実質的にAlよりなり、板断面におい
て最大長さ1μm以上の金属間化合物数が1000〜3
250個/mm2 であり、板厚方向1/4の部分の集合
組織として、βファイバーに属するCu方位、S方位お
よびBrass方位の各方位密度の総和がランダム方位
の50倍以下であることを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明の属する技術分野】この発明は、主として炭酸飲
料やビール缶の如く、高い内圧が加わる用途のイージー
オープンエンド方式の缶の蓋材として使用されるアルミ
ニウム合金硬質板に関するものであり、特に強度の異方
性が小さくて、内圧により蓋が膨れた際にも局部的な応
力集中が生じず、亀裂が発生しにくく、しかも耳率が低
く、さらには開缶性(引裂き性)、リベット成形性も良
好な缶蓋用アルミニウム合金硬質板およびその製造方法
に関するものである。
【0002】
【従来の技術】一般に缶蓋材用のアルミニウム合金とし
ては、5052合金、5082合金、5182合金など
の5000番系合金、すなわちAl−Mg系合金が用い
られているが、特にビール缶やその他の炭酸飲料缶な
ど、高い内圧が加わる用途では、強度や成形性の観点か
ら、通常は5182合金が使用されている。
【0003】ところでイージーオープンエンド方式のア
ルミニウム缶蓋材には、一般に焼付塗装後の強度が高い
ことのみならず、張出し成形性、スコア加工性、リベッ
ト成形性、巻締め加工性、開缶性などが優れていること
が要求され、特に近年は缶蓋材についても薄肉化の要求
が強まっているところから、薄肉でもこれらの特性の優
れている材料が強く望まれている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】缶蓋材において、強度
の異方性、例えば圧延方向に対して0°、45°、90
°の各方向の最大耐力差が大きい場合には、缶の内圧に
よって蓋が均等に膨れず、強度の低い方向から優先的に
膨れてしまうため、局部的な応力集中が生じて亀裂が発
生しやすくなるという問題がある。したがって特に内圧
が高い炭酸飲料、ビール等の缶に使用される缶蓋材とし
ては、強度の異方性が少ないことが要求される。
【0005】また一般に缶胴に缶蓋を取付けるにあたっ
ては、缶胴の縁部に缶蓋を巻き締め加工する必要がある
が、缶蓋材の深絞り耳率が高い場合、巻き締め加工にお
いて巻き締め不良が生じるおそれがあり、したがって缶
蓋材にとって、深絞り耳率が低いことも必要であるが、
特に高い耐圧強度が必要とされる炭酸飲料缶やビール缶
等の缶蓋に関しては、深絞り耳率に対する要求度が高
い。
【0006】さらに、缶蓋材には開缶性が優れているこ
とも要求される。この開缶性は、タブを取付けたスコア
ー部の内側領域の部分をスコアー部から引き裂く際の引
裂き性の良否によって左右され、引裂き性が劣れば開缶
荷重が大きくなって開缶性が悪くなってしまう。
【0007】そのほか、ステイオンタブ方式の缶蓋材に
はリベット成形が施されるが、このリベット成形は苛酷
な成形であって、加工時に割れが生じてしまうことも多
く、そこで缶蓋材にはリベット成形性も優れていること
が必要である。
【0008】このように、缶蓋材には強度の異方性が少
ないこと、また深絞り耳率が低いこと、さらには引裂き
性に優れていて開缶性が良好であること、またリベット
成形性も良好であること等が強く望まれており、そこで
これらの性能が優れた缶蓋材が得られるような缶蓋材製
造方法の開発が要望されているが、従来の5182合金
缶蓋材の製造方法では未だこれらの諸性能がいずれも充
分に優れた缶蓋材を確実かつ安定して得るには不充分で
あった。
【0009】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、内圧が加わる炭酸飲料缶やビール缶等として
用いられる缶の蓋材として、強度の異方性が少なくかつ
深絞り耳率も低く、さらには引裂き性、リベット成形性
も良好な缶蓋材用のアルミニウム合金硬質板を提供する
ことを目的とするものである。
【0010】
【課題を解決するための手段】ところで近年は、アルミ
ニウム合金の再結晶粒微細化を図ることを目的として、
一部では異周速圧延などの特殊な圧延法が適用されるよ
うになっている。異周速圧延などの特殊な圧延法の場合
には、圧延によって導入される転位密度の異方性は発達
し難いが、一般の圧延法の場合には、圧延によって導入
される転位には不均一性、すなわち異方性が著しく発達
するのが通常である。そしてこのように転位密度の異方
性が生じれば、材料内部にすべり変形の容易な領域とそ
うでない領域とが混在するため、強度異方性が発達して
しまうことが種々実験を重ねた結果明らかになった。
【0011】例えば、転位密度の異方性を発達させる要
因の一つに、金属間化合物周辺に形成されるデフォーメ
ーション・ゾーン(Deformation Zone)と称される不均
一変形領域が挙げられる。この不均一変形領域内の転位
密度はマトリックスの転位密度よりも遥かに高く、かつ
マトリックスとは全く異なる転位下部組織を形成するた
め、デフォーメーション・ゾーンが材料内部に発達すれ
ば、すべり変形の容易さの程度が引張方向によって異な
るため、強度異方性を大きくさせてしまう。このように
強度異方性に対しては金属間化合物周辺のデフォーメー
ション・ゾーンが有害となるが、その一方、金属間化合
物周辺のデフォーメーション・ゾーンには特定の方位が
形成されないため、集合組織をランダム化して耳率を小
さくすることができ、したがってデフォーメーション・
ゾーンは耳率制御には有利に作用する。そしてこれらの
ことから、金属間化合物のサイズや分散状態およびその
周辺に形成されるデフォーメーション・ゾーンを適切に
制御することによって、強度異方性を少なくすると同時
に低耳率を達成することが可能となると考えられる。
【0012】そして本発明者等が上述のような知見をベ
ースとして、前述の課題を解決するために鋭意実験・検
討を重ねた結果、蓋材として使用されるAl−Mg−M
n系合金の成分組成を適切に調整すると同時に、最終圧
延後の製品板における金属間化合物の分散状態を適切に
制御し、併せて製品板における圧延集合組織を適切に規
制することによって、前述の課題を解決し得ることを見
出し、さらにはそのような金属間化合物分散状態、圧延
集合組織を有する製品板を得るための適切なプロセス条
件、特に最終冷間圧延条件を見出し、この発明をなすに
至ったのである。
【0013】具体的には、請求項1の発明の缶蓋用アル
ミニウム合金硬質板は、Mg3.5〜5.0%、Mn
0.15〜0.6%、Si0.02〜0.20%、Cu
0.01〜0.20%、Fe0.40%以下、Ti0.
03%以下を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物
よりなり、圧延方向と平行な板断面において最大長さ1
μm以上の金属間化合物数が1000〜3250個/m
2 の範囲内にあり、かつ板厚方向1/4の部分におけ
る集合組織として、圧延集合組織成分のβファイバーに
属するCu方位、S方位およびBrass方位の各方位
密度の総和がランダム方位の50倍以下であることを特
徴とするものである。
【0014】また請求項2の発明の缶蓋用アルミニウム
合金硬質板の製造方法は、Mg3.5〜5.0%、Mn
0.15〜0.6%、Si0.02〜0.20%、Cu
0.01〜0.20%、Fe0.40%以下、Ti0.
03%以下を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物
よりなる合金の鋳塊について、400〜550℃の範囲
内の温度で1〜10時間保持する鋳塊加熱処理を行なっ
た後、熱間圧延を施し、さらに圧延率が40〜85%の
範囲内で1次冷間圧延を施した後、板の実体温度で30
0〜550℃、10分以下の連続焼鈍を施し、次いで圧
延率が50〜90%の範囲内で最終冷間圧延を複数の圧
延パスで行なうにあたり、各圧延パスにおける上がり温
度が、板実体温度で50〜160℃の範囲内にあり、か
つ各圧延パス上がり後の冷却速度が平均板実体温度で5
0℃/時間以下となるように制御して、圧延方向と平行
な板断面において最大長さ1μm以上の金属間化合物数
が1000〜3250個/mm2 の範囲内にあり、かつ
板厚方向1/4の部分における集合組織として、圧延集
合組織成分のβファイバーに属するCu方位、S方位お
よびBrass方位の各方位密度の総和がランダム方位
の50倍以下である冷延硬質板を得るとを特徴とするも
のである。
【0015】さらに請求項3の発明の缶蓋用アルミニウ
ム合金硬質板の製造方法は、請求項2に記載の缶蓋用ア
ルミニウム合金硬質板の製造方法において、前記最終冷
間圧延の後、板の実体温度で100〜240℃、保持時
間0.5〜10時間の仕上げ焼鈍を施すことを特徴とす
るものである。
【0016】
【発明の実施の形態】先ずこの発明で使用されるアルミ
ニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。
【0017】Mg:Mgはこの発明で対象となる缶蓋材
に必要な強度を得るために不可欠な元素である。すなわ
ちMgはそれ自体の固溶により強度向上に寄与し、また
転位との相互作用が大きいために加工硬化による強度向
上に寄与する。但しMg量が3.5%未満では炭酸飲料
缶やビール缶の如く内圧の高い缶に使用するには強度不
足となり、一方5.0%を越えれば熱間圧延時の割れを
引起こすばかりでなく、リベット成形性を含む加工性の
低下を招き、また転位との相互作用を強めるために転位
密度の異方性を顕著にし、製品板の強度の異方性を大き
くしてしまう。したがってMg量は3.5〜5.0%の
範囲内とした。
【0018】Mn:Mnの添加によって形成されるAl
−Mn−(Si)系金属間化合物晶出物やAl−Mn−
Fe−(Si)系金属間化合物晶出物は、スコアー部の
引裂き性(開缶性)を向上させ、また圧延集合組織をラ
ンダム化して製品板の低耳率化を図るために不可欠であ
り、またMnはMgと同様に強度向上にも寄与する。但
しMn量が0.15%未満ではこれらの効果を充分に得
ることができず、また製品板の強度不足を招くおそれが
ある。一方Mn量が0.6%を越えれば、Al−Mn−
(Si)系やAl−Mn−Fe−(Si)系の金属間化
合物晶出物が粗大化して、圧延の際に金属間化合物周辺
でのデフォーメーション・ゾーンの形成を強めて強度異
方性を大きくしてしまい、また加工性が低下するばかり
でなく、リベット成形の際にAlマトリックスと前述の
ような金属間化合物晶出物との界面に亀裂が生じてその
亀裂が伝播し、材料の割れを引き起こしやすくなって、
リベット成形性を低下させてしまうおそれがある。した
がってMnの添加量は、0.15〜0.6%の範囲内と
した。なお後述するように開缶性の向上にはFeやSi
の添加も有効であるが、0.15%以上のMnを添加す
れば、通常はMnの添加だけで充分な開缶性を得ること
ができる。
【0019】Si:Siは通常のアルミニウム合金にお
いても不可避的不純物として含有される元素であるが、
Siの含有によって形成されるMg2Si金属間化合物
晶出物は、Mnと同様に引裂き性の向上に効果がある。
但しSi量が0.02%未満ではその効果が少なく、ま
た高純度化のために高コストとなってしまう。一方Si
量が0.20%を越えれば、金属間化合物の生成数が多
くなり過ぎたり、Al−Mn−Si系やAl−Fe−M
n−Si系の金属間化合物が大きくなって、圧延の際に
金属間化合物周辺におけるデフォーメーション・ゾーン
の形成が強くなって強度異方性を大きくし、またリベッ
ト成形性を低下させるから、Si量は0.20%以下と
する必要がある。
【0020】Cu:Cuは強度向上に寄与する元素であ
るが、Cu量が0.01%未満ではその効果が得られ
ず、一方Cu量が0.20%を越えればリベット成形性
を阻害するおそれがある。したがってCu量は、0.0
1〜0.20%の範囲内とした。
【0021】Fe:Feは通常のアルミニウム合金にお
いても不可避的不純物として含有される元素であるが、
Feの含有によって形成されるAl−Mn−Fe−(S
i)系金属間化合物晶出物は引裂き性の向上や低耳率化
のために有効である。但し、Feや次に述べるSiを積
極的に添加しなくても、前述のMnの添加だけで良好な
引裂き性を得ることが可能であるから、より一層の引裂
き性の向上、低耳率化を望む場合に限って、Feを補足
的に積極添加しても良い。しかしながらFe量が0.4
0%を越えれば、金属間化合物が粗大化して圧延の際に
金属間化合物周辺におけるデフォーメーション・ゾーン
の形成を強めて強度異方性を大きくさせ、またリベット
成形性を低下させるから、Feを積極添加する場合、お
よび単に不可避的にFeを含有するだけの場合のいずれ
の場合においても、Fe量を0.40%以下に規制する
必要がある。
【0022】Ti:Tiは結晶粒の微細化に有効な元素
であるが、その添加量が多ければ鋳塊組織に粒状晶が生
じやすくなり、羽毛状晶が生成されにくくなる。粒状晶
組織は、羽毛状晶組織よりも粒界に晶出する金属間化合
物晶出物を大きくさせてしまい、したがって金属間化合
物の小径化には、Tiは有害な元素となる。またTi量
が過剰であれば、それ自体で巨大金属間化合物晶出物を
生成してリベット成形性を低下させてたり、金属間化合
物周辺におけるデフォーメーション・ゾーンの形成を強
めて強度異方性を大きくしてしまう。したがってTi量
は0.03%以下に規制することとした。なお一般に結
晶粒微細化のためにTiにBを加えて添加することもあ
るが、その場合のB量は10ppm以下に規制すること
が望ましい。
【0023】以上の各元素の残部は、実質的にAlおよ
びFe以外の不可避的不純物とすれば良い。
【0024】さらにこの発明では、合金の成分組成を前
述のように調整するばかりでなく、製品板における金属
間化合物の分散状態を適切にコントロールするとともに
圧延集合組織を適切にコントロールすることが、強度異
方性の減少と低耳率化のために重要である。
【0025】すなわち、先ず金属間化合物の分散状態に
ついては、製品板において圧延方向と平行な断面で組織
観察した場合に、最大長さ1μm以上の金属間化合物の
個数が1000〜3250個/mm2 の範囲内であるこ
とが必要である。その理由を次に説明する。
【0026】製品板の断面で組織観察した場合に、最大
長さ1μm以上の金属間化合物数が1000個/mm2
未満であれば、強度異方性やリベット成形性は優れる
が、耳率や引き裂き荷重が高くなる。一方、最大長さ1
μm以上の金属間化合物数が3250個/mm2 を越え
れば、耳率や引き裂き荷重は小さくなるが、金属間化合
物周辺のデフォーメーション・ゾーンの密度が増加し、
そのため最大剪断応力が働いて変形が開始した際におけ
る強度異方性が大きくなり、またリベット成形性も劣化
する。したがって金属間化合物の分散状態を前述のよう
に規制する必要がある。
【0027】次に圧延集合組織については、製品板の板
厚方向の1/4の厚みの部分で集合組織を測定した場合
に、圧延集合組織成分のβファイバーに属するCu方
位、S方位、Brass方位の方位密度の総和を、ラン
ダム方位の50倍以下に規制する必要がある。その理由
を次に説明する。
【0028】一般にアルミニウム合金の圧延板における
集合組織は、主としてCube方位、Goss方位、B
rass方位、S方位、およびCu方位から構成される
が、このような圧延後の集合組織は、耳の発生に大きな
影響を及ぼす。ここで、結晶方位の集積度の板厚方向の
分布は、板厚方向の位置によってかなり異なるが、本発
明者等が集合組織と耳の発生について詳細に実験・検討
を重ねた結果、製品板における板厚方向1/4の部分で
測定した集合組織が耳率に大きく影響を及ぼしているこ
とを見出し、さらに実験・検討を進めたところ、製品板
の板厚方向1/4の厚みの部分で集合組織を測定した場
合の集合組織条件として、圧延集合組織成分のβファイ
バーに属するCu方位、S方位、Brass方位の各方
位密度の総和がランダム方位の50倍を越えれば、製品
板の45°方向の耳率を高くしてしまい、缶蓋を缶胴に
巻き締めた際、巻き締め不良が生じるおそれがあること
を見出した。そこでこの発明では、集合組織条件を上述
のように規定した。
【0029】ここで、これらの各方位密度は、次に記す
ようなそれぞれのオイラー角の断面で求めた。
【0030】Cu方位:ψ2=45° S方位:ψ2=65° Brass方位:ψ2=90° なおまた、各方位の方位密度は、方位の配向がない粉末
サンプルをランダム方位とし、それに対するX線の強度
比として表わされるものである。
【0031】次にこの発明の缶蓋用アルミニウム合金硬
質板の製造方法について説明する。
【0032】先ず前述のような成分組成のアルミニウム
合金を常法に従って溶製し、DC鋳造法などの常法に従
って鋳造する。得られた鋳塊に対しては、均質化処理を
行なってから熱間圧延のための加熱を行なうか、または
均質化処理を兼ねて熱間圧延のための加熱を行なう。こ
の熱間圧延のための加熱は、400〜550℃の範囲内
の温度で1〜10時間の保持とする必要がある。この際
の加熱温度が400℃未満では熱間加工性の低下を招
き、550℃を越えれば高温割れが発生するおそれがあ
る。また、保持時間が1時間未満では、組織の均質化効
果が得られず、10時間を越えれば生産性の低下を引き
起こすばかりでなく、金属間化合物が大きくなるため、
製品板とした際に金属間化合物周辺のデフォーメーショ
ン・ゾーンの形成を顕著なものにしてしまう。そのた
め、鋳塊加熱処理の加熱温度を400〜550℃の温度
範囲とし、保持時間を1〜10時間と規定した。
【0033】続いて常法に従って熱間圧延を施した後、
40〜85%の圧延率で1次冷間圧延を行なう。1次冷
間圧延率が40%未満では、1次冷間圧延後に行なう連
続焼鈍の際に再結晶粒の粗大化を招き、そのため最終冷
間圧延時に金属間化合物周辺に形成されるデフォーメー
ション・ゾーンと同様な高転位密度領域(いわゆる剪断
帯)が発達してしまう。一方、1次冷間圧延率が85%
を越える高圧延率になれば、冷延のパス数が多くなるた
め生産コストが高くなる。そのため、1次冷間圧延率は
40〜85%の範囲内とする必要がある。
【0034】1次冷間圧延後には、中間焼鈍として連続
焼鈍を施す。この連続焼鈍において、板の実体温度が3
00℃未満であれば、1次冷間圧延率によっては組織が
未再結晶状態となって連続焼鈍の効果が現れない場合が
ある。一方、連続焼鈍における板の実体温度が550℃
を越えれば、再結晶粒が粗大化してしまうため、最終冷
間圧延時に金属間化合物周辺に形成されるデフォーメー
ション・ゾーンと同様な高転位密度を有する剪断帯が発
達してしまうおそれがある。また板の実体温度が550
℃を越える高温となれば、合金元素の固溶量が増大して
しまう。ここで、合金元素の固溶量が多くなれば、強度
異方性の原因となるような最終冷間圧延の各圧延パスに
より導入された余分な転位密度を、最終冷間圧延の各パ
ス上がり後の冷却過程や仕上げ焼鈍で消滅させようとし
ても、固溶原子がその余分な転位密度の消滅を妨害して
しまうため、製品板の強度異方性を小さくすることが困
難となってしまう。一方、連続焼鈍における300〜5
50℃での保持時間が10分を越える場合には、焼鈍温
度によっては2次再結晶が起こり、粗大粒が生成されて
しまったり、固溶量が増大してしまうおそれがある。従
って連続焼鈍の条件は、板の実体温度で300〜550
℃、保持時間10分以下と規定した。なお連続焼鈍の加
熱方法は燃焼ガスによる方法や電磁誘導加熱による方
法、あるいはこれらを組み合わせた方法など、いずれの
方法でも良い。さらに、連続焼鈍における昇温速度、冷
却速度は、いずれも10℃/秒以上とすることが好まし
い。
【0035】上述のようにして連続焼鈍を行なった後に
は、最終冷間圧延を、圧延率50〜90%で行なう。こ
の最終冷間圧延における圧延率が50%未満では、缶蓋
材として必要な強度を得ることができず、一方90%を
越える場合には、冷間圧延のパス数が多くなるため、生
産コストが高くなる。そこで最終冷間圧延率は50〜9
0%の範囲と規定した。
【0036】ここで、最終冷間圧延は複数のパス(冷延
パス)で行なうのが通常であるが、各冷延パスについて
は、上がり温度を板実体温度で50〜160℃の範囲内
とし、かつ各冷延パス上がり後の冷却速度を平均板実体
温度で50℃/時間以下となるように制御する必要があ
る。ここで、最終冷間圧延における各冷延パスの上がり
温度が、板実体温度で50℃未満であれば、各冷延パス
上がり後の冷却過程で消滅する転位、特に金属間化合物
周辺に蓄積される転位の消滅が少なくなり、そのためデ
フォーメーション・ゾーンが発達して強度異方性を大き
くさせてしまう。一方、最終冷間圧延における各冷延パ
スの上がり温度が160℃を越えれば、各冷延パス上が
り後の冷却過程で消滅する転位、特に金属間化合物周辺
に蓄積された転位の消滅が多くなり、そのため引き続い
て次の冷延パスを行なう場合には、低温上がりの材料と
比較して金属間化合物周辺に蓄積された転位密度が少な
いため、先に述べた現象と逆の現象によって強度異方性
を小さくすることが可能となると思われる。しかしなが
ら、このような高温の温度領域になれば、Mgと転位と
の相互作用が強まるため、結晶粒が粗大化しないまで
も、冷間圧延で剪断帯が顕著に発達してしまう。剪断帯
内部の転位密度は、その後の冷却過程においてある程度
は消滅するが、剪断帯の幾何学的配列は再結晶しない限
り残存し、このような剪断帯の幾何学的配列が残存すれ
ば、引張方向によってその配列が異なるためにすべり変
形の容易さの程度に差が生じてしまい、結果的に製品板
の強度異方性を大きくさせてしまう。また、最終冷間圧
延の各冷延パスの上がり温度が160℃を越える高温の
場合、低温上がりの材料よりも金属間化合物周辺に蓄積
される転位密度が少なくなるため、引き続いて次の冷延
パスを行なう場合には、集合組織をあまりランダム化で
きず、圧延集合組織の発達を抑制することが困難となっ
て、低耳率の材料を得ることが困難となる。なお一般に
は、剪断帯が発達すれば、集合組織がランダム化するこ
とが知られているが、この発明で規定する成分組成範囲
内の合金についてこの発明で規定するプロセスを適用し
た場合には、冷延パスの上がり温度を高くして剪断帯を
発達させても、集合組織にはあまり影響せず、したがっ
て低耳率化にもさほど有効ではないことが判明してい
る。そこでこの発明においては、各圧延パスの上がり温
度の上限と耳率との関係については、剪断帯よりも金属
間化合物晶出物周辺に蓄積される転位密度を重視して決
定した。なおこの発明において、冷延パスの上がり温度
とは、各冷延パスにおいて圧延された板の巻き取り直後
の温度を意味するものとする。ここで、上述のように最
終冷間圧延の各圧延パスにおける上がり温度を50〜1
60℃の範囲内に制御するためには、例えば各圧延パス
の圧下率や圧延速度などを適切にコントロールすれば良
い。
【0037】さらに、最終冷間圧延時の各冷延パスにつ
いては、その上がり温度のみならず、その後の冷却過程
も極めて重要な役割を果たす。すなわち、各冷延パス上
がり後の平均冷却速度が、板実体温度で50℃/時間を
越えれば、最終冷間の各圧延パスによって導入された転
位、特に強度異方性を生じさせてしまうような余分な転
位を消滅させることが困難となり、そのため製品板の強
度異方性を小さくすることができなくなってしまう。そ
こで最終冷間圧延の各圧延パスの上がり後の平均冷却速
度を、板実体温度で50℃/時間以下となるように制御
することとした。
【0038】なお最終冷間圧延の各圧延パスにおける上
がり後の冷却過程は、冷延パスにおいて加工発熱により
上昇した板温を、冷却パス上がり後に室温付近の温度、
すなわちその後の作業のためにハンドリング可能な温度
(例えば20〜40℃)まで冷却するためのものであ
り、このように冷却パス上がり後における室温付近の温
度までの板実体温度による平均冷却速度を50℃/時間
以下の徐冷とすることが、前述のように製品板の強度異
方性を小さくするために重要である。このように最終冷
間圧延の各圧延パスにおける上がり後の平均冷却速度を
板実体温度で50℃/時間以下の徐冷とするためには、
例えば各冷延パス上がりの板を、1トン以上のコイル重
量に巻取れば良い。
【0039】以上のような最終冷間圧延後の板は、これ
を製品板としてそのまま缶蓋材として使用しても良い
が、強度異方性をより一層少なくするために、板実体温
度で100〜240℃、保持時間0.5〜10時間の仕
上焼鈍を施しても良い。この仕上焼鈍における板実体温
度が100℃未満では、仕上焼鈍による効果が充分に現
れず、一方240℃を越えれば材料が軟化しすぎて強度
不足となるおそれがある。また仕上焼鈍の加熱時間が
0.5時間未満でも、仕上焼鈍の効果が充分に得られ
ず、一方10時間を越えれば、生産性の低下を招く。
【0040】
【実施例】表1の合金No.1〜No.8に示す種々の
成分組成のアルミニウム合金を、常法に従ってDC鋳造
し、得られた鋳塊に対し、均質化処理を兼ねた熱間圧延
前の鋳塊加熱処理を行ない、熱間圧延を施した後、1次
冷間圧延を行ない、さらに中間焼鈍として連続焼鈍を施
した後、2パスもしくは3パスにより最終冷間圧延を行
なって板厚0.26mmに仕上げ、さらに一部のものに
ついては仕上焼鈍を施した。各工程の条件を表2の製造
符号A〜Nに示す。なお表2中において、最終冷間圧延
の欄の上がり温度(℃)の記載「(数値)/(数値)/
(数値)」は、第1段目の圧延パスの上がり温度、第2
段目の圧延パスの上がり温度、第3段目の圧延パスの上
がり温度の各数値をその順に示し、また冷却速度の○
印、×印については、対応する圧延パスの上がり後の冷
却速度が50℃/時間以下の場合に○印、50℃/時間
以上の場合に×印を付した。
【0041】さらに、表2の条件によって得られた各板
について、缶蓋材塗装焼付け処理として、280℃×2
0秒の加熱を行なった。
【0042】塗装焼付け処理後の各板について、板厚方
向1/4の部分で圧延集合組織を測定し、Cu方位、S
方位、およびBrass方位の各方位密度を調べて、こ
れらの各方位密度の総和を求めたので、その結果を表3
中に示す。なお各方位密度は、{200},{22
0},{111}の不完全極点図を測定し、それらの結
果を用いて3次元方位分布関数(ODF)を計算し、評
価した。なお表3中において、これらの各方位密度の総
和の数値は、ランダム方位に対する比率で示す。
【0043】また塗装焼付け処理後の各板について、耳
率を調べたので、その結果も表3に示す。ここで耳率
は、5.5%を越える場合には不合格と判定され、5.
5%以下の場合に合格と判定される。但し、5.0%以
下の耳率がより好ましい。
【0044】さらに、圧延方向と平行な板断面について
倍率400倍の光学顕微鏡によって観察し、画像解析処
理装置ルーゼックスを用い、1μm以上の長さの金属間
化合物の分布密度を調べたので、その結果も表3中に示
す。
【0045】そしてまた、強度異方性の評価として、圧
延方向に対し0°方向、45°方向、90°方向の各方
向の機械的性質、特に耐力値を調べ、各方向の耐力値の
最大差を求めた。そして耐力値の差の最大値が25MP
aを越える場合を不合格とし、また耐力値の絶対値がい
ずれの方向でも270MPaに至らない場合も不合格と
した。そして耐力値の最大差および耐力値の絶対値のう
ち、少なくとも一方が不合格の場合に、評価欄に×印を
付し、両者が合格の場合に○印を付した。
【0046】さらに、リベット成形性を調べたので、そ
の結果も表3中に示す。このリベット成形性について
は、リベット成形した缶蓋を200個作製し、目視で割
れの有無を調査して、1個でも割れが認められたものは
不合格として×印を付し、全く割れがない場合に合格と
して○印を付した。さらに引裂き試験を図1に示す要領
で行なって引き裂き荷重を調べた。すなわち、缶蓋材1
のステイオンタブ2にJの字型の吊し治具3を引掛ける
とともに、缶蓋材1の周辺部を押え具4A,4Bによっ
て傾角30°の状態で固定し、ピアノ線5によって吊し
治具3を介しステイオンタブ2を5mm/minの速度
で吊り上げて、ステイオンタブ2を缶蓋材1のスコアー
部6から引き裂く試験を行なった。なおスコアー部6の
スコアー残厚は90〜100μmとした。そしてこのよ
うな引裂き試験において、引き裂き時の最大荷重が20
N以上の場合には不合格と判定し、20N未満の場合に
合格と判定した。
【0047】
【表1】
【0048】
【表2】
【0049】
【表3】
【0050】表1〜3において、この発明で規定する成
分組成範囲内の合金を用い、かつこの発明で規定する製
造プロセスで製造して、製品板の集合組織条件および金
属間化合物分散条件がこの発明で規定する範囲内となっ
た本発明例(A,E)の板では、いずれも強度異方性が
小さいと同時に耳率が低く、かつリベット成形性および
引き裂き性も良好であった。
【0051】一方製造符号B,C,D,F,G,Hの例
は、合金の成分組成はこの発明で規定する範囲内である
ものの、製造プロセス条件がこの発明で規定する範囲か
ら外れた比較例であるが、これらの場合には、強度異方
性が大きかったり、また耳率が高かったり、さらにはリ
ベット成形性が劣っていたり、機械的強度(耐力の絶対
値)が不足したりして、いずれも総合的に合格ラインに
は達し得なかった。
【0052】また製造符号I,J,K,L,M,Nは、
いずれも製造プロセス条件はこの発明で規定する範囲内
としたが、合金の成分組成がこの発明で規定する範囲か
ら外れた比較例であり、これらの場合も、強度異方性、
耳率、リベット成形性、引き裂き性、機械的強度のいず
れかが劣り、総合評価として合格レベルに達しなかっ
た。
【0053】
【発明の効果】前述の実施例からも明らかなように、こ
の発明の缶蓋用アルミニウム合金硬質板は、合金の成分
組成を適切に調整すると同時に圧延集合組織を適切に制
御し、さらには金属間化合物の分散状態を適切に調整す
ることによって、強度異方性が小さいと同時に耳率が確
実かつ安定して低く、しかもリベット成形性と引き裂き
性にも優れており、したがってこの発明の缶蓋用アルミ
ニウム合金硬質板を実際に炭酸飲料缶やビール缶等の缶
蓋に用いれば、内圧によって缶蓋が膨れた際にも、強度
の異方性によって均等に膨れずに強度の低い方向から優
先的に膨れて応力集中により亀裂が生じることを有効に
防止できるとともに、缶蓋を缶胴に巻き締めする際に巻
き締め不良が生じるおそれがなく、またリベット成形時
に割れが生じたり、さらには開缶性を悪くすることもな
い等、缶蓋材として優れた性能を発揮することができ
る。またこの発明の缶蓋用アルミニウム合金硬質板の製
造方法によれば、上述のような優れた性能を有する缶蓋
材を確実に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】この発明を実施するにあたって引き裂き性を調
べるための引き裂き荷重測定方法の一例を説明するため
の略解図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 FI テーマコート゛(参考) C22F 1/00 630 C22F 1/00 630K 682 682 686 686A 691 691B 691C 692 692A 694 694A

Claims (3)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 Mg3.5〜5.0%(mass%、以
    下同じ)、Mn0.15〜0.6%、Si0.02〜
    0.20%、Cu0.01〜0.20%、Fe0.40
    %以下、Ti0.03%以下を含有し、残部がAlおよ
    び不可避的不純物よりなり、圧延方向と平行な板断面に
    おいて最大長さ1μm以上の金属間化合物数が1000
    〜3250個/mm2 の範囲内にあり、かつ板厚方向1
    /4の部分における集合組織として、圧延集合組織成分
    のβファイバーに属するCu方位、S方位およびBra
    ss方位の各方位密度の総和がランダム方位の50倍以
    下であることを特徴とする、缶蓋用アルミニウム合金合
    金硬質板。
  2. 【請求項2】Mg3.5〜5.0%、Mn0.15〜
    0.6%、Si0.02〜0.20%、Cu0.01〜
    0.20%、Fe0.40%以下、Ti0.03%以下
    を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物よりなる合
    金の鋳塊について、400〜550℃の範囲内の温度で
    1〜10時間保持する鋳塊加熱処理を行なった後、熱間
    圧延を施し、さらに圧延率が40〜85%の範囲内で1
    次冷間圧延を施した後、板の実体温度で300〜550
    ℃、10分以下の連続焼鈍を施し、次いで圧延率が50
    〜90%の範囲内で最終冷間圧延を複数の圧延パスで行
    なうにあたり、各圧延パスにおける上がり温度が、板実
    体温度で50〜160℃の範囲内にあり、かつ各圧延パ
    ス上がり後の冷却速度が平均板実体温度で50℃/時間
    以下となるように制御して、圧延方向と平行な板断面に
    おいて最大長さ1μm以上の金属間化合物数が1000
    〜3250個/mm2 の範囲内にあり、かつ板厚方向1
    /4の部分における集合組織として、圧延集合組織成分
    のβファイバーに属するCu方位、S方位およびBra
    ss方位の各方位密度の総和がランダム方位の50倍以
    下である冷延硬質板を得ることを特徴とする、缶蓋用ア
    ルミニウム合金合金硬質板の製造方法。
  3. 【請求項3】 請求項2に記載の缶蓋用アルミニウム合
    金硬質板の製造方法において、 前記最終冷間圧延の後、板の実体温度で100〜240
    ℃、保持時間0.5〜10時間の仕上げ焼鈍を施すこと
    を特徴とする、缶蓋用アルミニウム合金合金硬質板の製
    造方法。
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