JP2783311B2 - 開缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用Ａｌ合金板とその製造方法 - Google Patents
開缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用Ａｌ合金板とその製造方法Info
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- JP2783311B2 JP2783311B2 JP5125390A JP12539093A JP2783311B2 JP 2783311 B2 JP2783311 B2 JP 2783311B2 JP 5125390 A JP5125390 A JP 5125390A JP 12539093 A JP12539093 A JP 12539093A JP 2783311 B2 JP2783311 B2 JP 2783311B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、果汁、コーヒー等の炭
酸を含まない負圧缶のステイオンタブ(以下、「ＳＯ
Ｔ」という)式エンド材に係り、更に詳細には、レトル
ト又はリペア(エンド締め後の缶内面焼き付け塗装)等の
エンド成形後に熱処理を施した際の開缶性に優れた負圧
缶ＳＯＴ式エンド用Ａl合金板及びその製造方法に関す
るものである。
酸を含まない負圧缶のステイオンタブ(以下、「ＳＯ
Ｔ」という)式エンド材に係り、更に詳細には、レトル
ト又はリペア(エンド締め後の缶内面焼き付け塗装)等の
エンド成形後に熱処理を施した際の開缶性に優れた負圧
缶ＳＯＴ式エンド用Ａl合金板及びその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】負圧缶
とは、果汁、コーヒー等の炭酸を含まない内容物が高温
にて充填された後、室温にて缶内部が負の圧力を受ける
容器である。
とは、果汁、コーヒー等の炭酸を含まない内容物が高温
にて充填された後、室温にて缶内部が負の圧力を受ける
容器である。
【０００３】近年、地球環境問題の観点からＳＯＴ式エ
ンドが普及しつつあるが、ＳＯＴ式エンドは、従来のリ
ングプル式エンドとは開缶方式が異なり、開缶荷重が大
きく、開缶性を劣化させるため、スコアの引き裂き性の
改善が必要である。更に、このＳＯＴ式エンドを負圧缶
に用いるには、負圧によるエンド形状(凸→凹)の変化が
開缶性に影響を及ぼし、荷重を大きくする。また、負圧
缶においては、エンド成形後に、レトルト充填又はリペ
ア等により熱処理が施されるため、開缶荷重が増加する
傾向が認められる。
ンドが普及しつつあるが、ＳＯＴ式エンドは、従来のリ
ングプル式エンドとは開缶方式が異なり、開缶荷重が大
きく、開缶性を劣化させるため、スコアの引き裂き性の
改善が必要である。更に、このＳＯＴ式エンドを負圧缶
に用いるには、負圧によるエンド形状(凸→凹)の変化が
開缶性に影響を及ぼし、荷重を大きくする。また、負圧
缶においては、エンド成形後に、レトルト充填又はリペ
ア等により熱処理が施されるため、開缶荷重が増加する
傾向が認められる。
【０００４】従来より、負圧缶エンド材としては、ＡＡ
５０５２等の成分を有するＡl合金鋳塊に熱間圧延後、
比較的高い圧延率で冷間圧延された材料が用いられてい
るが、ＡＡ５０５２合金を用いた場合では、ｔｅａｒ時
のスコア引き裂き荷重が高く、引き裂きの進展性が悪い
ため、スコア以外の箇所に亀裂が生じ、飲み口全面が開
口されない場合がある。また、ｔｅａｒ時の引き裂き荷
重は高強度化によって軽減されるものの、前記ＡＡ５０
５２で強度を向上させるためには、更に高冷間圧延する
必要があり、高冷間圧延した場合には結晶粒が偏平伸長
粒となり、エンドの重要な特性の１つであるリベット加
工性が低下する。
５０５２等の成分を有するＡl合金鋳塊に熱間圧延後、
比較的高い圧延率で冷間圧延された材料が用いられてい
るが、ＡＡ５０５２合金を用いた場合では、ｔｅａｒ時
のスコア引き裂き荷重が高く、引き裂きの進展性が悪い
ため、スコア以外の箇所に亀裂が生じ、飲み口全面が開
口されない場合がある。また、ｔｅａｒ時の引き裂き荷
重は高強度化によって軽減されるものの、前記ＡＡ５０
５２で強度を向上させるためには、更に高冷間圧延する
必要があり、高冷間圧延した場合には結晶粒が偏平伸長
粒となり、エンドの重要な特性の１つであるリベット加
工性が低下する。
【０００５】これに対して、陽圧缶エンド等によく用い
られているＡＡ５１８２合金では強度が高くなり、ｔｅ
ａｒ時の引き裂き荷重を軽減するための充分な強度を得
ることが可能なものの、ＳＯＴ式エンドは、従来のエン
ドに比べ、スコア加工率が大きいため、落下衝撃を受け
た際、スコア割れの発生が顕著になる傾向がある。ま
た、負圧缶には３Ｐスチールボディが多く使用されてお
り、ボディの衝撃吸収性が劣るため、エンド自体の衝撃
吸収性を保持するには大幅な高強度化は不利となる。
られているＡＡ５１８２合金では強度が高くなり、ｔｅ
ａｒ時の引き裂き荷重を軽減するための充分な強度を得
ることが可能なものの、ＳＯＴ式エンドは、従来のエン
ドに比べ、スコア加工率が大きいため、落下衝撃を受け
た際、スコア割れの発生が顕著になる傾向がある。ま
た、負圧缶には３Ｐスチールボディが多く使用されてお
り、ボディの衝撃吸収性が劣るため、エンド自体の衝撃
吸収性を保持するには大幅な高強度化は不利となる。
【０００６】また、特開昭６３−２８６５４６号に開示
されている製造方法は、従来のキャンエンド材の製造方
法であり、この方法では、最終板厚に冷間加工した後、
１００〜２５０℃の温度で仕上げ焼鈍により強度の調整
を行うが、仕上げ焼鈍を施した材料は開缶時の変形量が
大きくなり、開缶荷重を増加させることになる。
されている製造方法は、従来のキャンエンド材の製造方
法であり、この方法では、最終板厚に冷間加工した後、
１００〜２５０℃の温度で仕上げ焼鈍により強度の調整
を行うが、仕上げ焼鈍を施した材料は開缶時の変形量が
大きくなり、開缶荷重を増加させることになる。
【０００７】したがって、従来の材料及び製造方法で
は、負圧缶用ＳＯＴエンド材としての必要特性を満足す
ることはできない。そこで、開缶性を向上させるために
は、ｔｅａｒ時に十分な引き裂き性を有し、耐落下衝撃
性を併せ持つ材料が必要となってくる。
は、負圧缶用ＳＯＴエンド材としての必要特性を満足す
ることはできない。そこで、開缶性を向上させるために
は、ｔｅａｒ時に十分な引き裂き性を有し、耐落下衝撃
性を併せ持つ材料が必要となってくる。
【０００８】本発明は、上記従来技術の問題点を解決し
て、前記要望に応えるべくなされたものであって、特に
レトルト後、リペア後の開缶性に優れた負圧缶ＳＯＴ式
エンド用Ａl合金板及びその製造方法を提供することを
目的とするものである。
て、前記要望に応えるべくなされたものであって、特に
レトルト後、リペア後の開缶性に優れた負圧缶ＳＯＴ式
エンド用Ａl合金板及びその製造方法を提供することを
目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するた
め、本発明者らは、現有材料を用いて、晶出部を増加さ
せた場合の開缶性の向上に着目し、開缶性に優れた負圧
缶ＳＯＴ式エンド用Ａl合金材料の開発を目的として、
鋭意研究を重ねた。
め、本発明者らは、現有材料を用いて、晶出部を増加さ
せた場合の開缶性の向上に着目し、開缶性に優れた負圧
缶ＳＯＴ式エンド用Ａl合金材料の開発を目的として、
鋭意研究を重ねた。
【００１０】まず、本発明者らは晶出部と開缶性の関係
について調査した結果、晶出部が多い程、ｔｅａｒ時の
引き裂き荷重が低く、高強度である程、一定の変位量に
おける引き裂きの進展する距離が長くなることが判明し
た。但し、晶出部が多く、高強度材ほど耐落下衝撃性が
低下する傾向にあるため、強度レベルの大幅な増加は困
難である。そこで、中間焼鈍後の圧延率を適度にコント
ロールすることにより、比較的高強度で引き裂き性に優
れた負圧缶ＳＯＴ式エンド用材料が安定化焼鈍なしで得
られることを見い出した。
について調査した結果、晶出部が多い程、ｔｅａｒ時の
引き裂き荷重が低く、高強度である程、一定の変位量に
おける引き裂きの進展する距離が長くなることが判明し
た。但し、晶出部が多く、高強度材ほど耐落下衝撃性が
低下する傾向にあるため、強度レベルの大幅な増加は困
難である。そこで、中間焼鈍後の圧延率を適度にコント
ロールすることにより、比較的高強度で引き裂き性に優
れた負圧缶ＳＯＴ式エンド用材料が安定化焼鈍なしで得
られることを見い出した。
【００１１】また、晶出物径が比較的大きい方が開缶性
及び引き裂き性の向上に寄与することも判明した。特に
Ａl−Ｆe−Ｍn系、Ｍg−Ｓi系の晶出物は開缶性の向上
に大きく寄与し、その効果は晶出物径でＡl−Ｆe−Ｍn
系において３μm以上、Ｍg−Ｓi系において１μm以上か
ら顕著に現れることが認められた。しかし、晶出物の増
大はエンドの重要な特性でもある成形性に影響を及ぼす
ため慎重な調整が必要であり、Ａl−Ｆe−Ｍn系で２０
μm以下、Ｍg−Ｓi系で１５μm以下に制御する必要があ
る。
及び引き裂き性の向上に寄与することも判明した。特に
Ａl−Ｆe−Ｍn系、Ｍg−Ｓi系の晶出物は開缶性の向上
に大きく寄与し、その効果は晶出物径でＡl−Ｆe−Ｍn
系において３μm以上、Ｍg−Ｓi系において１μm以上か
ら顕著に現れることが認められた。しかし、晶出物の増
大はエンドの重要な特性でもある成形性に影響を及ぼす
ため慎重な調整が必要であり、Ａl−Ｆe−Ｍn系で２０
μm以下、Ｍg−Ｓi系で１５μm以下に制御する必要があ
る。
【００１２】そこで、かゝる知見に基づき更に実験研究
を重ねた結果、Ａl合金の化学成分を調整すると共に、
冷間圧延工程の条件を規制することにより、初期の目的
が達成可能であることを見い出した。
を重ねた結果、Ａl合金の化学成分を調整すると共に、
冷間圧延工程の条件を規制することにより、初期の目的
が達成可能であることを見い出した。
【００１３】すなわち、本発明は、化学成分として、重
量％で(以下、同じ)、Ｍg：１.８０〜２.７０％、Ｍn：
０.３０〜０.７５％、Ｆe：０.１０〜０.６０％、Ｓi：
０.１０〜０.６０％を必須成分として含み、必要に応じ
て更にＣr≦０.４０％、Ｔi≦０.２０％、Ｃu≦０.２０
％、Ｚn≦０.２０％の１種又は２種以上を含有し、残部
がＡl及び不可避不純物からなる組成を有し、製品板表
面から見た際、３〜２０μmのＡl−Ｆe−Ｍn系晶出物が
面積占有率で０.５〜１.５％、１〜１５μmのＭg−Ｓi
系晶出物が面積占有率０.１〜１.０％であることを特徴
とするレトルト、リペア後の開缶性に優れた負圧缶ステ
イオンタブ式エンド用Ａl合金板を要旨とするものであ
る。
量％で(以下、同じ)、Ｍg：１.８０〜２.７０％、Ｍn：
０.３０〜０.７５％、Ｆe：０.１０〜０.６０％、Ｓi：
０.１０〜０.６０％を必須成分として含み、必要に応じ
て更にＣr≦０.４０％、Ｔi≦０.２０％、Ｃu≦０.２０
％、Ｚn≦０.２０％の１種又は２種以上を含有し、残部
がＡl及び不可避不純物からなる組成を有し、製品板表
面から見た際、３〜２０μmのＡl−Ｆe−Ｍn系晶出物が
面積占有率で０.５〜１.５％、１〜１５μmのＭg−Ｓi
系晶出物が面積占有率０.１〜１.０％であることを特徴
とするレトルト、リペア後の開缶性に優れた負圧缶ステ
イオンタブ式エンド用Ａl合金板を要旨とするものであ
る。
【００１４】また、その製造方法は、上記化学成分を有
するＡl合金鋳塊を均質化熱処理した後、熱間圧延を施
し、３０％以上の冷間圧延し、板の実体温度で、加熱冷
却速度１００℃／min以上、到達温度４００〜５７０
℃、保持時間５分以内の中間焼鈍を施した後、圧延率３
０〜８０％で冷間圧延することにより、仕上げ焼鈍を施
さずに強度を調整することを特徴とするレトルト、リペ
ア後の開缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用
Ａl合金板の製造方法を要旨とするものである。
するＡl合金鋳塊を均質化熱処理した後、熱間圧延を施
し、３０％以上の冷間圧延し、板の実体温度で、加熱冷
却速度１００℃／min以上、到達温度４００〜５７０
℃、保持時間５分以内の中間焼鈍を施した後、圧延率３
０〜８０％で冷間圧延することにより、仕上げ焼鈍を施
さずに強度を調整することを特徴とするレトルト、リペ
ア後の開缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用
Ａl合金板の製造方法を要旨とするものである。
【００１５】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【００１６】
【００１７】まず、本発明におけるＡl合金の化学成分
の限定理由について説明する。
の限定理由について説明する。
【００１８】Ｍg：Ｍgは強度の付与、開缶性向上に寄与
するＭg−Ｓi系晶出物の生成のために重要な元素であ
り、本発明では必須成分とするものである。負圧缶ＳＯ
Ｔ式エンド材としては少なくとも１.８０％以上を添加
しないと十分な強度と開缶性を得ることができない。し
かし、過多に添加すると強度が高すぎることによって落
下時の衝撃によってスコアに割れを生じる可能性があ
り、また、成形性の低下を招くため、添加量の上限は
２.７０％に規制する必要がある。したがって、Ｍgの添
加量は１.８０〜２.７０％の範囲とする。
するＭg−Ｓi系晶出物の生成のために重要な元素であ
り、本発明では必須成分とするものである。負圧缶ＳＯ
Ｔ式エンド材としては少なくとも１.８０％以上を添加
しないと十分な強度と開缶性を得ることができない。し
かし、過多に添加すると強度が高すぎることによって落
下時の衝撃によってスコアに割れを生じる可能性があ
り、また、成形性の低下を招くため、添加量の上限は
２.７０％に規制する必要がある。したがって、Ｍgの添
加量は１.８０〜２.７０％の範囲とする。
【００１９】Ｍn：Ｍnの添加は引き裂き性を向上させる
Ａl−Ｆe−Ｍn系晶出物の生成及び強度向上に大きな効
果を示し、Ｍnも本発明では必須成分とするものであ
る。引き裂き性向上の効果が現れるには少なくとも０.
３０％以上を添加しなければならない。しかし、０.７
５％より過多に添加すると巨大晶出物の生成及び晶出物
の生成の数が多くなり、負圧缶ＳＯＴ式エンドとしての
重要な特性である耐落下衝撃性及び成形性の低下を招
く。したがって、Ｍnの添加量は０.３０〜０.７５％の
範囲とする。
Ａl−Ｆe−Ｍn系晶出物の生成及び強度向上に大きな効
果を示し、Ｍnも本発明では必須成分とするものであ
る。引き裂き性向上の効果が現れるには少なくとも０.
３０％以上を添加しなければならない。しかし、０.７
５％より過多に添加すると巨大晶出物の生成及び晶出物
の生成の数が多くなり、負圧缶ＳＯＴ式エンドとしての
重要な特性である耐落下衝撃性及び成形性の低下を招
く。したがって、Ｍnの添加量は０.３０〜０.７５％の
範囲とする。
【００２０】Ｆe：Ｆeの添加は開缶性を向上させるＡl
−Ｆe−Ｍn系晶出物の生成に効果を示す。また、エンド
材として必要な特性である、成形性を向上させる結晶粒
微細化に大きな効果を示し、その添加量が多いほど微細
化される。しかし、０.１０％未満ではその効果が認め
られず、また０.６０％を超えて添加すると巨大晶出物
の生成及び晶出物の生成数が多くなり過ぎ、耐落下衝撃
性及び成形性の低下を招く。したがって、Ｆeの添加量
は０.１０〜０.６０％の範囲とする。
−Ｆe−Ｍn系晶出物の生成に効果を示す。また、エンド
材として必要な特性である、成形性を向上させる結晶粒
微細化に大きな効果を示し、その添加量が多いほど微細
化される。しかし、０.１０％未満ではその効果が認め
られず、また０.６０％を超えて添加すると巨大晶出物
の生成及び晶出物の生成数が多くなり過ぎ、耐落下衝撃
性及び成形性の低下を招く。したがって、Ｆeの添加量
は０.１０〜０.６０％の範囲とする。
【００２１】ここで、ＦeとＭnの添加により(Ｆe、Ｍn)
Ａl6等の晶出物が生成されるが、開缶性に寄与するのは
３μm以上の晶出物であり、製造条件によって調整する
必要がある。また、巨大晶出物の生成は成形性の低下を
招くため、２０μm以下に制御する必要がある。また、
製品板表面から見た際、これらの晶出物の面積占有率が
０.５〜１.５％であることが好ましい。０.５％未満で
は引き裂き性の効果は認められず、１.５％を超えると
耐落下衝撃性及び成形性の低下が顕著になる。
Ａl6等の晶出物が生成されるが、開缶性に寄与するのは
３μm以上の晶出物であり、製造条件によって調整する
必要がある。また、巨大晶出物の生成は成形性の低下を
招くため、２０μm以下に制御する必要がある。また、
製品板表面から見た際、これらの晶出物の面積占有率が
０.５〜１.５％であることが好ましい。０.５％未満で
は引き裂き性の効果は認められず、１.５％を超えると
耐落下衝撃性及び成形性の低下が顕著になる。
【００２２】Ｓi：Ｓiの添加は引き裂き性を向上させる
Ｍg−Ｓi系晶出物の生成に効果を示す。引き裂き性向上
の効果を得るためには、０.１０％以上の添加が必要で
あるが、過多に添加すると、巨大晶出物の生成及び晶出
物生成数が多くなりすぎ、成形性の低下を招くため、添
加量の上限は０.６０％とする。したがって、Ｓiの添加
量は０.１０〜０.６０％であるが、安定した開缶性、成
形性を得るためには、０.２０％を超え、０.４０％以下
が好ましい。
Ｍg−Ｓi系晶出物の生成に効果を示す。引き裂き性向上
の効果を得るためには、０.１０％以上の添加が必要で
あるが、過多に添加すると、巨大晶出物の生成及び晶出
物生成数が多くなりすぎ、成形性の低下を招くため、添
加量の上限は０.６０％とする。したがって、Ｓiの添加
量は０.１０〜０.６０％であるが、安定した開缶性、成
形性を得るためには、０.２０％を超え、０.４０％以下
が好ましい。
【００２３】ここで、ＳiとＭgの添加によりＭg2Ｓi晶
出物が生成されるが、開缶性に寄与するのは１μm以上
の晶出物であり、化学成分、製造条件によって調整する
必要がある。また、巨大晶出物の生成は成形性の低下を
招くため、１５μm以下に制御する必要がある。また、
製品板表面から見た際、これらの晶出物の面積占有率が
０.１％未満では殆ど開缶性向上に寄与せず、１.０％を
超えると比較的大きな晶出物の数が多すぎるため耐落下
衝撃性及び成形性の低下が顕著になる。したがって、１
〜１５μmのＭg−Ｓi系晶出物の面積率は０.１〜１.０
％とするが、安定した開缶性、成形性を得るためには、
０.３〜０.７％が好ましい。
出物が生成されるが、開缶性に寄与するのは１μm以上
の晶出物であり、化学成分、製造条件によって調整する
必要がある。また、巨大晶出物の生成は成形性の低下を
招くため、１５μm以下に制御する必要がある。また、
製品板表面から見た際、これらの晶出物の面積占有率が
０.１％未満では殆ど開缶性向上に寄与せず、１.０％を
超えると比較的大きな晶出物の数が多すぎるため耐落下
衝撃性及び成形性の低下が顕著になる。したがって、１
〜１５μmのＭg−Ｓi系晶出物の面積率は０.１〜１.０
％とするが、安定した開缶性、成形性を得るためには、
０.３〜０.７％が好ましい。
【００２４】本発明では、上記Ｍg及びＭn、Ｆe、Ｓiを
必須成分とするが、以下の元素の１種又は２種以上を必
要に応じて含有させることが可能である。
必須成分とするが、以下の元素の１種又は２種以上を必
要に応じて含有させることが可能である。
【００２５】Ｃr：Ｃrの添加は強度向上に効果を示す。
しかし、過多に添加すると巨大晶出物の生成及び晶出物
の生成の数が多くなり成形性の低下を招く。したがっ
て、Ｃrの添加量は０.４０％以下とする。
しかし、過多に添加すると巨大晶出物の生成及び晶出物
の生成の数が多くなり成形性の低下を招く。したがっ
て、Ｃrの添加量は０.４０％以下とする。
【００２６】Ｔi：Ｔiは組織を安定化させるために有効
な元素であるものの、その添加量が多いと巨大晶出物を
生成して成形性を低下させる。したがって、Ｔiの添加
量は０.２０％以下とする。
な元素であるものの、その添加量が多いと巨大晶出物を
生成して成形性を低下させる。したがって、Ｔiの添加
量は０.２０％以下とする。
【００２７】Ｃu：Ｃuの添加は強度向上に効果を示す。
しかし、過多に添加するとエンドとしての重要な特性で
ある耐食性の低下を招き、加工硬化が大きくなるために
強度が高くなり過ぎ成形性の低下を招く。したがって、
Ｃuの添加量は０.２０％以下とする。
しかし、過多に添加するとエンドとしての重要な特性で
ある耐食性の低下を招き、加工硬化が大きくなるために
強度が高くなり過ぎ成形性の低下を招く。したがって、
Ｃuの添加量は０.２０％以下とする。
【００２８】Ｚn：Ｚnの添加は成形性を向上させるため
に有効な元素である。これは、圧延板表面から見た際の
晶出物、特にＡl−Ｆe−Ｍn系晶出物を微細化するため
である。しかし、過多に添加すると耐食性の低下を招く
ため好ましくない。したがって、Ｚnの添加量は０.２０
％以下とする。
に有効な元素である。これは、圧延板表面から見た際の
晶出物、特にＡl−Ｆe−Ｍn系晶出物を微細化するため
である。しかし、過多に添加すると耐食性の低下を招く
ため好ましくない。したがって、Ｚnの添加量は０.２０
％以下とする。
【００２９】次に本発明の製造工程について説明する。
【００３０】上記化学成分を有するＡl合金は、溶解、
鋳造、均質化熱処理の段階で製品板の表面に見られるＡ
l−Ｆe−Ｍn系の晶出物が３〜２０μm、Ｍg−Ｓi系晶出
物が１〜１５μmになるような条件で実施された後、熱
間圧延が行われる。
鋳造、均質化熱処理の段階で製品板の表面に見られるＡ
l−Ｆe−Ｍn系の晶出物が３〜２０μm、Ｍg−Ｓi系晶出
物が１〜１５μmになるような条件で実施された後、熱
間圧延が行われる。
【００３１】熱間圧延後、冷間圧延を行うが、本発明で
は、以下に示すような、中間焼鈍を含む冷間圧延工程を
行うことによって、開缶性の向上に有効な強度レベルを
設定することを特徴としている。
は、以下に示すような、中間焼鈍を含む冷間圧延工程を
行うことによって、開缶性の向上に有効な強度レベルを
設定することを特徴としている。
【００３２】中間焼鈍前の冷間圧延率は、３０％未満で
は中間焼鈍後の結晶粒が大きくなり、エンドの必要特性
である成形性に影響を及ぼすため、製品厚での成形性を
考慮すると、３０％以上が必要である。
は中間焼鈍後の結晶粒が大きくなり、エンドの必要特性
である成形性に影響を及ぼすため、製品厚での成形性を
考慮すると、３０％以上が必要である。
【００３３】次いで中間焼鈍を行うが、中間焼鈍は製品
板での高強度化、製品板での焼付け塗装、エンド加工後
でのレトルト、リペアにおいて効率よく析出させるため
のＭg、Ｓiを固溶させるために重要な工程である。冷却
速度が１００℃／min未満では冷却途中で析出を生じて
固溶量が減少するので好ましくなく、加熱と冷却は同一
ライン内にあるためライン速度は速いほどよい。したが
って、加熱冷却速度は１００℃／min以上とする。ま
た、到達温度は再結晶と同時にＭg及びＳiの溶体化に重
要な条件であるが、４００℃未満ではいずれも不充分で
あり、５７０℃を超えると結晶粒の粗大化、バーニング
の問題を招くため好ましくない。更に保持時間は温度に
より異なり、高温(例えば４８０℃以上)の場合には保持
なしでも充分に満足されるが、低温(例えば４００℃)の
場合には５min程度必要である。しかしながら、保持時
間はあまり長くすると結晶粒の粗大化を招くため、した
がって、到達温度は４００〜５７０℃の範囲とし、５mi
n以内の保持を行うものとする。
板での高強度化、製品板での焼付け塗装、エンド加工後
でのレトルト、リペアにおいて効率よく析出させるため
のＭg、Ｓiを固溶させるために重要な工程である。冷却
速度が１００℃／min未満では冷却途中で析出を生じて
固溶量が減少するので好ましくなく、加熱と冷却は同一
ライン内にあるためライン速度は速いほどよい。したが
って、加熱冷却速度は１００℃／min以上とする。ま
た、到達温度は再結晶と同時にＭg及びＳiの溶体化に重
要な条件であるが、４００℃未満ではいずれも不充分で
あり、５７０℃を超えると結晶粒の粗大化、バーニング
の問題を招くため好ましくない。更に保持時間は温度に
より異なり、高温(例えば４８０℃以上)の場合には保持
なしでも充分に満足されるが、低温(例えば４００℃)の
場合には５min程度必要である。しかしながら、保持時
間はあまり長くすると結晶粒の粗大化を招くため、した
がって、到達温度は４００〜５７０℃の範囲とし、５mi
n以内の保持を行うものとする。
【００３４】次に本発明の実施例を示す。
【００３５】
【実施例１】表１に示す化学成分を有するＡl合金の鋳
塊を、均質化熱処理として５１０℃の温度で４時間保持
し、その後、熱間圧延にて板厚を２.０mmとした。
塊を、均質化熱処理として５１０℃の温度で４時間保持
し、その後、熱間圧延にて板厚を２.０mmとした。
【００３６】次いで、冷間圧延により各供試材とも０.
５８mmの板厚にした後、上記板厚に連続加熱焼鈍炉にお
いて加熱冷却速度３００℃／minで、到達温度４８０
℃、保持時間１０秒の熱処理を施し、更に冷間圧延によ
り板厚０.２３mmとした。また、機械的性質において
は、エンド材は塗装後成形加工されるため、２００℃×
２０分のベーキング処理を行い、塗装した場合と同じ条
件とした。また、開缶性、落下衝撃性はＳＯＴエンドに
加工後測定したものである。
５８mmの板厚にした後、上記板厚に連続加熱焼鈍炉にお
いて加熱冷却速度３００℃／minで、到達温度４８０
℃、保持時間１０秒の熱処理を施し、更に冷間圧延によ
り板厚０.２３mmとした。また、機械的性質において
は、エンド材は塗装後成形加工されるため、２００℃×
２０分のベーキング処理を行い、塗装した場合と同じ条
件とした。また、開缶性、落下衝撃性はＳＯＴエンドに
加工後測定したものである。
【００３７】製品板厚０.２３mmの供試材のベーキング
処理後の材料特性を表２に示す。
処理後の材料特性を表２に示す。
【００３８】また、試験方法は図１、２のとおりであ
る。開缶試験方法は、塗装後の板を図１に示すようにＳ
ＯＴエンドに加工し、ボディに巻締め後、エンド中心と
してボディを回転させ、エンド開缶に要する荷重を測定
した。また、落下試験方法は、供試材をエンド加工し、
一定の高さ(４００mm)からエンドを下にして垂直に落下
させ、スコアに割れが生じるまでの回数を測定した。
る。開缶試験方法は、塗装後の板を図１に示すようにＳ
ＯＴエンドに加工し、ボディに巻締め後、エンド中心と
してボディを回転させ、エンド開缶に要する荷重を測定
した。また、落下試験方法は、供試材をエンド加工し、
一定の高さ(４００mm)からエンドを下にして垂直に落下
させ、スコアに割れが生じるまでの回数を測定した。
【００３９】表２より以下の如く考察される。
【００４０】本発明例のＮo.１〜Ｎo.９はいずれも、開
缶荷重が低く、開缶性に優れる。また耐落下衝撃性に優
れていることがわかる。エンド材の必要特性であるリベ
ット張り出し成形性も充分兼備している。
缶荷重が低く、開缶性に優れる。また耐落下衝撃性に優
れていることがわかる。エンド材の必要特性であるリベ
ット張り出し成形性も充分兼備している。
【００４１】一方、比較例のＮo.１０、Ｎo.１２、Ｎo.
１４、Ｎo.１６、Ｎo.１８、Ｎo.１９は、開缶性を向上
させるための晶出物面積占有率を有していないため、引
き裂き荷重の増加が認められる。また、比較例Ｎo.１
１、Ｎo.１３、Ｎo.１５、Ｎo.１７においては、晶出物
が過剰に増加したため、成形性の劣化、耐落下衝撃性の
低下が認められた。
１４、Ｎo.１６、Ｎo.１８、Ｎo.１９は、開缶性を向上
させるための晶出物面積占有率を有していないため、引
き裂き荷重の増加が認められる。また、比較例Ｎo.１
１、Ｎo.１３、Ｎo.１５、Ｎo.１７においては、晶出物
が過剰に増加したため、成形性の劣化、耐落下衝撃性の
低下が認められた。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】
【実施例２】表１のＮo.２(本発明例)と同じ組成のＡl
合金鋳塊に実施例１と同様に均質化処理を行い、熱間圧
延後、表３に示すような製造条件で板を製造し、耐力、
引き裂き荷重、耐落下衝撃性、リベット張り出し限界高
さについて求めた。それらの結果を表３に示す。
合金鋳塊に実施例１と同様に均質化処理を行い、熱間圧
延後、表３に示すような製造条件で板を製造し、耐力、
引き裂き荷重、耐落下衝撃性、リベット張り出し限界高
さについて求めた。それらの結果を表３に示す。
【００４５】表３から明らかなように、本発明の製造条
件により得られたＡl合金板Ａ〜Ｄは良好な引き裂き
性、耐落下衝撃性及び成形性を示すことがわかる。
件により得られたＡl合金板Ａ〜Ｄは良好な引き裂き
性、耐落下衝撃性及び成形性を示すことがわかる。
【００４６】これに対して、比較例Ｅ〜Ｋは、それぞれ
本発明の製造条件を外れているため、強度不足、晶出物
面積占有率の低下による引き裂き荷重の増加、強度過多
による耐落下衝撃性の低下を生じたり、結晶粒粗大化に
よる成形性の低下を生じていることがわかる。また、比
較例Ｌは冷間圧延後に仕上げ焼鈍を施し、本発明例Ｃと
同等の耐力、晶出物面積占有率に調整したものである
が、耐落下衝撃性、成形性は向上するものの、開缶荷重
が増加していることがわかる。これは、仕上げ焼鈍によ
って伸びが増加したため、開缶時のスコア破断時に破断
部の変形量増加を促し、変形に要する荷重が大きくなる
ためである。
本発明の製造条件を外れているため、強度不足、晶出物
面積占有率の低下による引き裂き荷重の増加、強度過多
による耐落下衝撃性の低下を生じたり、結晶粒粗大化に
よる成形性の低下を生じていることがわかる。また、比
較例Ｌは冷間圧延後に仕上げ焼鈍を施し、本発明例Ｃと
同等の耐力、晶出物面積占有率に調整したものである
が、耐落下衝撃性、成形性は向上するものの、開缶荷重
が増加していることがわかる。これは、仕上げ焼鈍によ
って伸びが増加したため、開缶時のスコア破断時に破断
部の変形量増加を促し、変形に要する荷重が大きくなる
ためである。
【００４７】
【表３】
【００４８】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
果汁、コーヒー缶等の炭酸を含まない負圧缶用ＳＯＴ式
エンド材として、レトルト、リペア後の開缶時の荷重が
比較的低く、エンド特性を充分に満足する材料を得るこ
とが可能であり、薄肉、高強度化にもも充分に対応でき
る。また、製造面(安定性、コスト)でも優れている。
果汁、コーヒー缶等の炭酸を含まない負圧缶用ＳＯＴ式
エンド材として、レトルト、リペア後の開缶時の荷重が
比較的低く、エンド特性を充分に満足する材料を得るこ
とが可能であり、薄肉、高強度化にもも充分に対応でき
る。また、製造面(安定性、コスト)でも優れている。
【図面の簡単な説明】
【図１】開缶試験方法を説明する図である。
【図２】落下試験方法を説明する図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８６ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８６Ａ ６９１ ６９１Ａ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９４ ６９４Ａ (56)参考文献 特開 昭61−64847（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−235248（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−325659（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−301831（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 21/06 C22F 1/047
Claims (5)
- 【請求項１】 化学成分として、重量％で（以下、同
じ）、Ｍｇ：１．８〜２．７０％、Ｍｎ：０．３０〜
０．７５％、Ｆｅ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％を必須成分として含み、残部がＡｌ及
び不可避的不純物からなる組成を有し、製品板表面から
見た際、３〜２０μｍのＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物が面
積占有率で０．５〜１．５％、１〜１５μｍのＭｇ−Ｓ
ｉ系晶出物が面積占有率０．１〜１．０％であることを
特徴とするレトルト、リペア後の開缶性に優れた負圧缶
ステイオンタブ式エンド用Ａｌ合金板。 - 【請求項２】 前記Ａｌ合金が、更にＣｒ≦０．４０
％、Ｃｕ≦０．２０％のいずれか一種又は２種を含有す
るものである請求項１に記載のレトルト、リペア後の開
缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用Ａｌ合金
板。 - 【請求項３】 前記Ａｌ合金が、更にＴｉ≦０．２０％
を含有するものである請求項１又は２に記載のレトル
ト、リペア後の開缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式
エンド用Ａｌ合金板。 - 【請求項４】 前記Ａｌ合金が、更にＺｎ≦０．２０％
を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の
レトルト、リペア後の開缶性に優れた負圧缶ステイオン
タブ式エンド用Ａｌ合金板。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか に記載の化学成
分を有するＡｌ合金鋳塊を均質化処理した後、熱間圧延
を施し、３０％以上の冷間圧延し、板の実体温度で、加
熱冷却速度１００℃／ｍｉｎ以上、到達温度４００〜５
７０℃、保持時間５分以内の中間焼鈍を施した後、圧延
率３０〜８０％で冷間圧延することにより、仕上げ焼鈍
を施さずに強度を調整することを特徴とする請求項１〜
４のいずれかに記載のレトルト、リペア後の開缶性に優
れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用Ａｌ合金板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5125390A JP2783311B2 (ja) | 1993-04-28 | 1993-04-28 | 開缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用Ａｌ合金板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5125390A JP2783311B2 (ja) | 1993-04-28 | 1993-04-28 | 開缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用Ａｌ合金板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06316739A JPH06316739A (ja) | 1994-11-15 |
| JP2783311B2 true JP2783311B2 (ja) | 1998-08-06 |
Family
ID=14908958
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5125390A Expired - Lifetime JP2783311B2 (ja) | 1993-04-28 | 1993-04-28 | 開缶性に優れた負圧缶ステイオンタブ式エンド用Ａｌ合金板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2783311B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4539452B2 (ja) * | 2005-06-15 | 2010-09-08 | 日本軽金属株式会社 | ペリクル枠製造用アルミニウム合金板材の製造方法 |
| JP4699850B2 (ja) * | 2005-09-29 | 2011-06-15 | 古河スカイ株式会社 | キャップ用アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP4605305B2 (ja) * | 2010-02-19 | 2011-01-05 | 日本軽金属株式会社 | ペリクル枠 |
| CN102912199A (zh) * | 2012-10-29 | 2013-02-06 | 虞海香 | 一种车身用铝合金薄板 |
| JP6033192B2 (ja) * | 2013-09-19 | 2016-11-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 負圧缶蓋用アルミニウム合金板 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6164847A (ja) * | 1984-09-06 | 1986-04-03 | Kobe Steel Ltd | 高強度で引きちぎれ性に優れるアルミニウム合金板 |
| JPH01301831A (ja) * | 1988-05-31 | 1989-12-06 | Kobe Steel Ltd | スティオンタブ用Ａｌ合金板及びその製造方法 |
| JP2953592B2 (ja) * | 1991-01-10 | 1999-09-27 | スカイアルミニウム株式会社 | ステイオンタブ方式アルミニウム缶用蓋材およびその製造方法 |
| JPH04325659A (ja) * | 1991-04-26 | 1992-11-16 | Sky Alum Co Ltd | 引き裂き性に優れた成形用アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
-
1993
- 1993-04-28 JP JP5125390A patent/JP2783311B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06316739A (ja) | 1994-11-15 |
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