JP2015059250A

JP2015059250A - 負圧缶蓋用アルミニウム合金板

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Publication number: JP2015059250A
Application number: JP2013194554A
Authority: JP
Inventors: 正浩山口; Masahiro Yamaguchi; 昌行高田; Masayuki Takada; 淳人鶴田; Atsuto Tsuruta
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-09-19
Filing date: 2013-09-19
Publication date: 2015-03-30
Anticipated expiration: 2033-09-19
Also published as: JP6033192B2

Abstract

【課題】比較的高い濃度のＭｎを含有する負圧缶蓋用Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板において、これを０．２２０ｍｍ未満に薄肉化した場合でも、優れたリベット成形性を備えた負圧缶蓋用アルミニウム合金板の提供。【解決手段】Ｓｉを０．１０〜０．４０質量％、Ｆｅを０．２０〜０．４０質量％、Ｃｕを０．１０〜０．３０質量％、Ｍｎを０．３０〜０．８０質量％、Ｍｇを１．００〜２．００質量％、Ｚｎを０．２５質量％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる負圧缶蓋用アルミニウム合金板。所定量のＺｎを含むことにより、熱間圧延後の再結晶組織が微細化し、冷間圧延材（製品板）にも微細な結晶粒組織が引き継がれる。Ｚｎ含有量は０．０５〜０．２５質量％が望ましい。【選択図】図１

Description

本発明は、負圧缶蓋用アルミニウム合金板に係り、缶蓋としての必要強度を確保した上で、特にリベット成形性に優れ、薄肉化に適した負圧缶蓋用アルミニウム合金板に関するものである。

従来、特に飲料用の包装容器として、有底円筒状の胴部と蓋部からなる２ピースタイプのアルミニウム缶が広く使用されている。
＜缶蓋の一般的な製造工程について＞
このようなアルミニウム缶を構成する缶蓋は、次のような工程で製造される。まず、素材となる缶蓋用アルミニウム合金板に、耐食性を確保するためのクロメート処理等の化成処理を施した後、前記化成処理を施した缶蓋用アルミニウム合金板の片面、あるいは両面に塗装及び焼き付けを行う。

次に、塗装、焼付された前記缶蓋用アルミニウム合金板を所定の形状にブランキングした後、シェル成形を行う。続いて、前記シェル成形された缶蓋用アルミニウム合金板に、缶胴と巻締めするための巻締め部（カール部）を成形して缶蓋とし、この缶蓋の巻締め部にラバーを注入するコンパウンドライニングを行う。その後、バブル成形及びボタン成形を施すリベット成形工程、開口部の溝加工を施すスコア加工、凹凸及び文字等の加工を施すビード・エンボス成形工程、及びタブ付けを施すステイク成形工程を含めたコンバージョン成形を行う。最後に、缶胴に内容物を充填した後、前記缶胴と前記成形加工が施された缶蓋の巻締めを行い、洗浄及び殺菌を行う。

＜缶蓋の要求特性について＞
缶蓋は、缶胴と巻き締めされる際、カール部の寸法にバラツキがあると巻き締め不良が発生することがあり、缶蓋には厳しい寸法精度が求められる。さらに、巻き締め後、殺菌工程の加熱によって内圧が上昇しても反転（バックリング）しないだけの耐圧強度や、消費者の手に渡った後、タブを起こし（或は引っ張り）開缶する際、不具合なく飲み口が開口することが求められる。
＜材料の要求特性について＞
このような缶蓋を得るため、材料となるアルミニウム合金板には缶蓋への成形性、巻き締め不良抑制のための低い変形異方性、耐圧強度を得るための材料強度、開缶不良を起こさないためのリベット成形性や引き裂き性（開缶性）などが求められる。

一方、従来より、果汁、コーヒー、紅茶等の負圧缶の缶蓋用アルミニウム合金として、ＡＡ５０５２やＡＡ５０２１が用いられているが、前記要求特性に鑑み、従来合金より比較的高い濃度のＭｎを含有する負圧缶蓋用アルミニウム合金板に関する技術が開発されてきた（特許文献１〜６参照）。

特開２０１３−２３７５７号特開２００５−１７９７５８号特開２００１−３４８６３８号特開２００１−２１４２４８号特開平７−１９７１７６号特開平６−３１６７３９号

ところで、特許文献１〜６の実施例では、０．２３〜０．２５ｍｍの板厚を有する負圧缶蓋用アルミニウム合金板が製造されている。一方、近年、コストダウンや省資源の観点から飲料容器の更なる薄肉化（板厚：０．２２０ｍｍ未満）が要求されており、負圧缶蓋用アルミニウム合金板も薄肉化に対応していく必要がある。負圧缶蓋用アルミニウム合金板を薄肉化すると、耐圧強度やリベット成形性が低下するが、耐圧強度については、缶蓋形状の工夫によってある程度確保できる。従って、負圧缶蓋用アルミニウム合金板としては、特にリベット成形性の確保が要求される。

特許文献１〜６に記載された缶蓋用アルミニウム合金板は、従来合金（ＡＡ５０５２，ＡＡ５０２１）より高Ｍｎ化したことによってＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が増大し、これが前記アルミニウム合金板の引き裂き性の向上や変形異方性（耳率）の低減に寄与している。しかし、その反面、増大したＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物は亀裂の起点や伝播経路となって、前記アルミニウム合金板のリベット成形性に悪影響を及ぼす。このため、特許文献１〜６に記載された缶蓋用アルミニウム合金板は、更なる薄肉化に十分対応し得るものとはいえない。

本発明は、従来技術の上記問題点に鑑みてなされたもので、従来合金より比較的高い濃度のＭｎを含有する負圧缶蓋用アルミニウム合金板において、これをさらに薄肉化した場合でも、優れたリベット成形性を備える負圧缶蓋用アルミニウム合金板を提供することを目的とする。

前記課題を解決するため、本発明者らは、比較的高い濃度のＭｎを含有するアルミニウム合金板のリベット成形性について種々検討したところ、アルミニウム合金中の各元素を所定の範囲とした上で、従来技術では主として不可避不純物とされるＺｎの積極的添加により、リベット成形性が向上することを見出し、本発明に到達した。
本発明に係る負圧缶蓋用アルミニウム合金板は、Ｓｉを０．１０質量％以上、０．４０質量％以下、Ｆｅを０．２０質量％以上、０．４０質量％以下、Ｃｕを０．１０質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎを０．３０質量％以上、０．８０質量％未満、Ｍｇを１．００質量％以上、２．００質量％以下、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる。望ましいＺｎ含有量は、０．０５質量％以上、０．２５質量％以下の範囲である。

本発明に係るアルミニウム合金板は、従来の負圧缶蓋用アルミニウム合金板より薄肉化（例えば０．２２０ｍｍ未満）した場合にも、優れたリベット成形性を示す。また、本発明に係るアルミニウム合金板は、耐圧強度を得るための材料強度、缶蓋への成形性、巻き締め不良抑制のための低い変形異方性、引き裂き性などにも優れ、主としてＳＯＴ（ステイオンタブ）式の負圧缶蓋として好適に用いることができる。

リベット成形性を評価するための張出試験を説明する断面図である。

始めに、本発明に係る負圧缶蓋用アルミニウム合金板の成分組成について説明する。
＜Ｓｉ：０．１０質量％以上、０．４０質量％以下＞
Ｓｉは、アルミニウム合金中にＭｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系晶出物を形成し、熱間圧延後の再結晶を促進させる効果がある。Ｓｉの含有量が０．１０質量％未満の場合、アルミニウム合金板の原材料に使用できるスクラップ量が減少するとともに、アルミニウム地金の必要純度が高くなるため、コストが増大する。一方、Ｓｉの含有量が０．４０質量％を超える場合、熱間圧延までの工程でアルミニウム合金中に微細なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物が多数生じて熱間圧延後の再結晶を阻害し、リベット成形性を低下させる。従って、Ｓｉの含有量は０．１０質量％以上、０．４０質量％以下とする。

＜Ｆｅ：０．２０質量％以上、０．４０質量％以下＞
Ｆｅは、アルミニウム合金中にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系晶出物を形成し、熱間圧延後の再結晶を促進させる効果がある。Ｆｅの含有量が０．２０質量％未満の場合、前記晶出物が不足して熱間圧延後の再結晶が不十分となり、リベット成形性が低下する。一方、Ｆｅの含有量が０．４０質量％を超える場合、アルミニウム合金板中の晶出物が大きく、また過剰に形成され、リベット成形性が低下する。従って、Ｆｅの含有量は０．２０質量％以上、０．４０質量％以下とする。

＜Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．３０質量％以下＞
Ｃｕは、アルミニウム合金板の強度を向上させる効果がある。Ｃｕの含有量が０．１０質量％未満の場合、アルミニウム合金板の強度が不十分であり、缶蓋に成形されたときの耐圧強度が不足する。一方、Ｃｕの含有量が０．３０質量％を超える場合、アルミニウム合金板の強度が過剰となり、リベット成形性が低下する。従って、Ｃｕの含有量は０．１０質量％以上、０．３０質量％以下とする。

＜Ｍｎ：０．３０質量％以上、０．８０質量％未満＞
Ｍｎは、アルミニウム合金板の強度を向上させる効果があるとともに、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系晶出物を形成させ、熱間圧延後の再結晶を促進させる効果がある。Ｍｎの含有量が０．３０質量％未満の場合、アルミニウム合金板の強度が不十分となるとともに、熱間圧延後の再結晶が不十分となってリベット成形性が低下する。一方、Ｍｎの含有量が０．８０質量％以上の場合、アルミニウム合金板中の晶出物が大きく、また過剰に形成され、リベット成形性を低下させる。従って、Ｍｎの含有量は０．３０質量％以上、０．８０質量％未満とする。望ましい範囲は０．５０質量％以上、０．８０質量％未満である。

＜Ｍｇ：１．００質量％以上、２．００質量％以下＞
Ｍｇは、アルミニウム合金板の強度を向上させる効果がある。Ｍｇの含有量が１．００質量％未満の場合、アルミニウム合金板の強度が不十分であり、缶蓋に成形されたときの耐圧強度が不足する。一方、Ｍｇの含有量が２．００質量％を超える場合、アルミニウム合金板の強度が過剰となり、リベット成形性が低下する。従って、Ｍｇの含有量は１．００質量％以上、２．００質量％以下とする。望ましい範囲は１．００質量％以上、１．８０質量％未満、さらに望ましい範囲は、１．２質量％以上、１．５０質量％未満である。

＜Ｚｎ：０．２５質量％以下＞
Ｚｎは、アルミニウム合金板の結晶粒を微細化させ、リベット成形性を向上させる効果がある。アルミニウム合金板がＺｎを含有しない場合、前記効果が得られない。一方、Ｚｎの含有量が０．２５質量％を超える場合、熱間圧延後の冷却中などに、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系析出物が粒界偏析し、リベット成形性がかえって低下する。従って、Ｚｎの含有量は０．２５質量％以下とする。Ｚｎを０．０５質量％以上含有させることにより、リベット成形性の向上が一層顕著となる。望ましい範囲は０．０８質量％以上、さらに望ましい範囲は０．１２質量％以上である。

Ｚｎを含有することによりアルミニウム合金板のリベット成形性が向上する理由は、次のように推測される。Ｚｎを含有することにより、鋳造後のデンドライト・セル組織が緻密化して晶出物（金属間化合物）が鋳塊内に均一に分散するとともに、均質化熱処理後のＰＦＺ（precipitate free zone：セル界面近傍の析出物密度が非常に低い領域）の分布が緻密化する。そのため、熱間圧延の際に歪みが集中する不均一変形領域が緻密に分布し、再結晶核が増加するため熱間圧延後の再結晶組織が微細化する。この熱間圧延板を更に焼鈍工程を挟むことなく冷間圧延してアルミニウム合金板を得るが、冷間圧延を行っても熱間圧延板の結晶粒組織が圧延方向に伸長するだけであるため、最終冷延板に微細な結晶粒組織が引き継がれ、この結晶粒微細化によって均一変形能が向上し、リベット成形性が向上する。

＜不可避不純物＞
本発明に係るアルミニウム合金板は、ほかに不可避不純物を含有する。不可避不純物として、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒはそれぞれ０．１５質量％以下、好ましくはそれぞれ０．０５質量％以下、その他の元素としてＶ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇａなどはそれぞれ０．０５質量％以下の範囲で含有が許容される。

本発明に係るアルミニウム合金板は、鋳造、均質化熱処理、熱間圧延、及び冷間圧延の工程で製造することができる。
鋳造は、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造）が用いられる。
均質化熱処理は、ＤＣ鋳造で得られた鋳塊を４８０〜６２０℃に２〜１０時間保持する条件で、１回又は２回行う。処理温度が４８０℃未満では溶質元素の均質化が不十分となり、処理温度が６２０℃を超えると鋳塊の表面で局部的な溶融（バーニング）が生じるおそれがある。保持時間は２時間以上であれば均質化が可能で、１０時間を超えるとエネルギーコストが無駄になる。この均質化熱処理は、後続の熱間圧延の予備加熱を兼ねる。

熱間圧延は、粗圧延（リバース圧延）と仕上げ圧延（タンデム圧延）の組合せで行うことが望ましい。熱間圧延の終了温度（巻き取り温度）は３００〜３７０℃とする。この温度で巻き取ることにより、熱間圧延板は再結晶組織となる。冷間圧延後のアルミニウム合金板において優れたリベット成形性を得るには、熱間圧延板の再結晶率は９０％以上（未再結晶部が１０％未満）が必要である。巻き取り温度が３００℃以下の場合、熱間圧延板の再結晶率が低下し、冷間圧延後の冷間圧延板（製品板）のリベット成形性が低下する。
冷間圧延は、８０〜９３％の圧延率で行い、冷間圧延の前又は途中で中間焼鈍を行わない。冷間圧延の圧延率が８０％未満では缶蓋としての強度が不足し、９３％を超えると耐力が上がりすぎて成形性が低下し、また変形異方性（耳率）が大きくなる。
なお、以上説明した製造工程及び条件は、従来の負圧缶蓋用アルミニウム合金板の製造工程及び条件と特に変わるものではない。

表１に示すアルミニウム合金を、半連続鋳造法（ＤＣ）にて厚さ６００ｍｍの鋳塊とし、鋳塊表層を１５ｍｍ面削してスラブを作製した。このスラブに均質化熱処理、熱間圧延、及び冷間圧延を施し、板厚０．２１０ｍｍの負圧缶蓋用アルミニウム合金板に仕上げた。均質化処理の条件、熱間圧延の巻き取り温度、及び冷間圧延の圧延率を表１に示す。
熱間圧延後のアルミニウム合金板（熱間圧延材）を供試材として、以下の要領で再結晶率を求めた。また、冷間圧延後のアルミニウム合金板（冷間圧延材）を供試材として、以下の要領で０．２％耐力とリベット成形性を測定した。

＜再結晶率の測定＞
各供試材から試験片を切り出し、圧延方向及び板厚方向に平行となる断面が観察できるように研磨用樹脂に埋め込み、同断面を研磨して鏡面とし、次いでエッチングした後、倍率が１００倍の光学顕微鏡により結晶組織を観察し、再結晶率を測定した。供試材の板厚をｔ、板厚方向に測定した再結晶組織の厚みをｔ_ｒ、同じく未再結晶部の厚みをｔ_ｎとしたとき、ｔ＝ｔ_ｒ＋ｔ_ｎであり、再結晶率は（ｔ_ｒ／ｔ）×１００で算出した。なお、再結晶組織は等軸粒からなり、未再結晶部は圧延方向に伸びた加工組織である。再結晶率の適正範囲は９０％以上とした。再結晶率が９０％以上であれば、冷間圧延後の冷間圧延板（アルミニウム合金板）のリベット成形性に問題が生じない。表１において、再結晶率の欄の○印は再結晶率が９０％以上、×印は９０％未満を意味する。

＜０．２％耐力＞
各供試材について、塗装・焼付け工程を模擬したオイルバスによる２５０℃×２０秒の熱処理を施した後、引張方向が圧延方向と平行になるＪＩＳ−５号引張試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準じて引張試験を行い、０．２％耐力を求めた。０．２％耐力の適性範囲は２４０ＭＰａ以上とした。０．２％耐力が２４０ＭＰａ以上であれば、薄肉化された缶蓋であっても耐圧強度を満足する。

＜リベット成形性の測定＞
各供試材について、塗装・焼付け工程を模擬したオイルバスによる２５０℃×２０秒の熱処理を施した後、各供試材から５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を作製し、バブル工程を模擬した張出試験を実施し、限界張出し高さを求めた。張出試験は、図１に示すように、試験片１を上下のダイス２，３の間に挟み、一定のしわ押さえ力で固定し、ポンチ４を試験片１の中央部に対し垂直に押し込んで張出加工を行った。ダイス２，３は穴の内径が６．６０ｍｍ、肩部半径が０．４０ｍｍ、ポンチ４は外径が６．００ｍｍ、頭部の中央平坦部の直径が１ｍｍ、頭部の肩部半径が２．５０ｍｍである。
この張出試験により、試験片１に割れやくびれの発生なしに張出加工が行える張出高さの限界値（限界張出高さ）を測定した。限界張出高さの適正範囲は１．４５ｍｍ以上とした。限界張出高さが１．４５ｍｍ以上であれば、実成形時に十分な高さのボタンを成形することができ、リベット成形性に優れ、ステイク工程によってタブをしっかりと固定することができる。なお、タブの固定が不十分だと、開缶時にタブが取れて飲み口が開口しない不具合が発生する。

表１に示すように、成分組成が本発明の規定範囲内のＮｏ．１〜６は、熱間圧延材の再結晶率が９０％以上と高く、冷間圧延材の耐力が高くリベット成形性に優れる。
一方、いずれかの成分の含有量が本発明の規定範囲外のＮｏ．７〜２０は、耐力又はリベット成形性のいずれかがＮｏ．１〜６に比べて劣る。このうち、Ｎｏ．７はＳｉ含有量が過剰で、Ｎｏ．８はＦｅ含有量が不足し、Ｎｏ．１１はＭｎ含有量が不足していたため、いずれも再結晶率が低く、リベット成形性が劣っていた。Ｎｏ．９はＣｕ含有量が不足し、Ｎｏ．１３はＭｇ含有量が不足していたため、いずれも耐力が低かった。Ｎｏ．１０，１２，１４，１５，１７，１８は、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｆｅのいずれか１種以上が過剰なため、リベット成形性が劣っていた。Ｎｏ．１６はＺｎを含有せず、Ｎｏ．１９，２０はさらにＭｎ含有量が過剰なため、リベット成形性が劣っていた。
なお、Ｎｏ．１７は特許文献１の実施例の合金Ｃ、Ｎｏ．１８は特許文献１の実施例の合金Ｇ、Ｎｏ．１９は特許文献３の実施例の合金Ｎｏ．２、Ｎｏ．２０は特許文献４の合金Ｎｏ．４に相当する。

１アルミニウム合金板
２，３ダイス
４パンチ

Claims

Ｓｉを０．１０質量％以上、０．４０質量％以下、Ｆｅを０．２０質量％以上、０．４０質量％以下、Ｃｕを０．１０質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎを０．３０質量％以上、０．８０質量％未満、Ｍｇを１．００質量％以上、２．００質量％以下、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなることを特徴とする負圧缶蓋用アルミニウム合金板。
Ｚｎを０．０５質量％以上、０．２５質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項１に記載された負圧缶蓋用アルミニウム合金板。