JP3694859B2

JP3694859B2 - Aluminum alloy hard plate for can lid and manufacturing method thereof

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Publication number: JP3694859B2
Application number: JP2000298694A
Authority: JP
Inventors: 尚幸佐久間; 俊雄小松原
Original assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Current assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Priority date: 2000-09-29
Filing date: 2000-09-29
Publication date: 2005-09-14
Anticipated expiration: 2020-09-29
Also published as: JP2002105574A

Description

【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−Ｍｎ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％、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％、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−Ｍｎ−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、０．０１〜０．２０％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−（Ｓｉ）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０．４０％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１μｍ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、Ｂｒａｓｓ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３００℃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３００〜５５０℃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５０〜９０％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５０〜１６０℃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℃×２０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｝，｛２２０｝，｛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２５ＭＰａ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２０Ｎ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。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an aluminum alloy hard plate used as a lid for an easy open-end type can mainly used for application of high internal pressure, such as carbonated drinks and beer cans, and has particularly low strength anisotropy. When the lid swells due to internal pressure, local stress concentration does not occur, cracks do not easily occur, the ear rate is low, and can openability (tearability) and rivet formability are also good. The present invention relates to an aluminum alloy hard plate and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
Generally, as an aluminum alloy for a can lid material, a 5000 series alloy such as 5052 alloy, 5082 alloy, 5182 alloy, that is, an Al-Mg alloy is used, but in particular, beer cans and other carbonated beverage cans, In applications where high internal pressure is applied, 5182 alloy is usually used from the viewpoint of strength and formability.
[0003]
By the way, easy-open-end aluminum can lids generally have not only high strength after baking, but also excellent stretchability, score processability, rivet formability, winding processability, and can openability. In recent years, there has been an increasing demand for thinning the can lid material, and therefore, a material excellent in these characteristics even when thin is strongly desired.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
In the can lid material, when the strength anisotropy, for example, the maximum proof stress difference in each direction of 0 °, 45 °, 90 ° with respect to the rolling direction is large, the lid does not swell evenly due to the internal pressure of the can, and the strength Therefore, there is a problem that local stress concentration occurs and cracks are likely to occur. Accordingly, a can lid material used for cans such as carbonated beverages and beer having a high internal pressure is required to have low strength anisotropy.
[0005]
In general, when attaching a can lid to the can body, it is necessary to wind the can lid around the edge of the can body. Therefore, it is also necessary for the can lid material to have a low deep-drawing ear rate, but especially for can lids such as carbonated beverage cans and beer cans that require high pressure resistance, the deep-drawing ear rate The demand for is high.
[0006]
Furthermore, the can lid material is also required to have excellent openability. This can openability depends on the tearability when tearing the inner region of the score part attached with the tab from the score part. If the tearability is poor, the opening load becomes large and the can openability is poor. turn into.
[0007]
In addition, rivet molding is applied to the Steion Tab type can lid material, but this rivet molding is a severe molding and often causes cracks during processing, and therefore the rivet molding is applied to the can lid material. It is necessary to have excellent properties.
[0008]
As described above, the can lid material has low strength anisotropy, low deep-drawing ear rate, excellent tearability, good can openability, and good rivet formability. Therefore, there is a demand for the development of a can lid material manufacturing method that can provide a can lid material excellent in these performances, but the conventional 5182 alloy can lid material manufacturing method However, these various performances are still insufficient to reliably and stably obtain a can lid material that is sufficiently excellent.
[0009]
This invention was made against the background of the above circumstances, as a lid for cans used as carbonated beverage cans and beer cans to which internal pressure is applied, and has low strength anisotropy and low deep-drawing ear rate, An object of the present invention is to provide an aluminum alloy hard plate for a can lid material having good tearability and rivet formability.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
In recent years, special rolling methods such as different peripheral speed rolling have been applied in part for the purpose of recrystallizing grains of aluminum alloys. In the case of a special rolling method such as different speed rolling, the anisotropy of the dislocation density introduced by rolling is difficult to develop, but in the case of a general rolling method, it is not suitable for the dislocation introduced by rolling. It is normal for the uniformity, i.e. the anisotropy, to develop significantly. And if anisotropy of dislocation density occurs in this way, since regions with easy slip deformation and regions with no slip deformation coexist in the material, various experiments have been conducted to develop strength anisotropy. The result became clear.
[0011]
For example, one of the factors that develop anisotropy of dislocation density is a non-uniform deformation region called a deformation zone formed around an intermetallic compound. The dislocation density in this non-uniform deformation region is much higher than the dislocation density of the matrix and forms a dislocation substructure that is completely different from that of the matrix. Therefore, if the deformation zone develops inside the material, slip deformation is easy. Since the degree of thickness varies depending on the tensile direction, the strength anisotropy is increased. In this way, the deformation zone around the intermetallic compound is detrimental to the strength anisotropy, but on the other hand, no specific orientation is formed in the deformation zone around the intermetallic compound. Can be randomized to reduce the ear rate, so the deformation zone favors ear rate control. And from these, by controlling the size and dispersion state of the intermetallic compound and the deformation zone formed around it, it is possible to reduce the strength anisotropy and at the same time achieve a low ear ratio. It is thought that it becomes.
[0012]
And based on the knowledge as described above, the present inventors have conducted intensive experiments and studies to solve the above-mentioned problems. As a result, the component composition of the Al—Mg—Mn alloy used as the lid material is appropriately determined. At the same time, it has been found that the above-mentioned problems can be solved by appropriately controlling the dispersion state of intermetallic compounds in the product sheet after final rolling, and also appropriately regulating the rolling texture in the product sheet. Furthermore, the inventors have found out suitable process conditions for obtaining a product sheet having such an intermetallic compound dispersion state and rolling texture, in particular, the final cold rolling conditions, and have achieved the present invention.
[0013]
Specifically, the aluminum alloy hard plate for a can lid of the invention of claim 1 has Mg 3.5 to 5.0%, Mn 0.15 to 0.6%, Si 0.02 to 0.20%, Cu 0.01 ~ 0.20%, Fe 0.40% or less, Ti 0.03% or less, the balance is made of Al and inevitable impurities, and the number of intermetallic compounds having a maximum length of 1 μm or more in the plate cross section parallel to the rolling direction is 1000-3250 pieces / mm ² The sum of the orientation densities of the Cu, S, and Brass orientations belonging to the β fiber of the rolled texture component is 50 times or less of the random orientation as a texture in the thickness direction 1/4 portion. It is characterized by being.
[0014]
Moreover, the manufacturing method of the aluminum alloy hard plate for can lids of invention of Claim 2 is Mg3.5-5.0%, Mn0.15-0.6%, Si0.02-0.20%, Cu0.01- An ingot of an alloy containing 0.20%, Fe 0.40% or less, Ti 0.03% or less, the balance being Al and inevitable impurities, held at a temperature in the range of 400 to 550 ° C. for 1 to 10 hours After performing the ingot heat treatment to be performed, hot rolling is performed, and further, primary cold rolling is performed within a range of a rolling rate of 40 to 85%, and then the body temperature of the plate is 300 to 550 ° C. for 10 minutes. When the following continuous annealing is performed, and then the final cold rolling is performed in a plurality of rolling passes within a rolling rate of 50 to 90%, the rising temperature in each rolling pass is in the range of 50 to 160 ° C. in terms of the plate body temperature. Cooling speed after each rolling pass There was controlled to be less than 50 ° C. / time average tabular substantial temperature, maximum length between 1μm or more metal compounds number in the rolling direction and parallel to the plate cross-section from 1000 to 3250 pieces / mm ² The sum of the orientation densities of the Cu, S, and Brass orientations belonging to the β fiber of the rolled texture component is 50 times or less of the random orientation as a texture in the thickness direction 1/4 portion. A cold-rolled hard plate is obtained.
[0015]
Furthermore, the manufacturing method of the aluminum alloy hard plate for can lids of the invention of Claim 3 is the manufacturing method of the aluminum alloy hard plate for can lids of Claim 2, Comprising: After the said last cold rolling, it is the actual temperature of a plate. A finish annealing is performed at 100 to 240 ° C. and a holding time of 0.5 to 10 hours.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the reasons for limiting the component composition of the aluminum alloy used in the present invention will be described.
[0017]
Mg:
Mg is an indispensable element for obtaining the strength required for the can lid material to be used in the present invention. That is, Mg contributes to strength improvement by its own solid solution, and contributes to strength improvement by work hardening because of its large interaction with dislocations. However, if the amount of Mg is less than 3.5%, the strength is insufficient for use in cans with high internal pressure such as carbonated beverage cans and beer cans. On the other hand, if it exceeds 5.0%, it will cause cracks during hot rolling. In addition, the workability including rivet formability is lowered, and the anisotropy of dislocation density is increased to increase the interaction with dislocations, thereby increasing the anisotropy of the strength of the product plate. Therefore, the Mg amount is set in the range of 3.5 to 5.0%.
[0018]
Mn:
The Al-Mn- (Si) -based intermetallic compound crystallized product and the Al-Mn-Fe- (Si) -based intermetallic compound crystallized product formed by the addition of Mn are capable of tearing the score part (can openability). In addition, it is indispensable for reducing the rolling texture and randomizing the product plate to lower the ear ratio, and Mn contributes to the improvement of the strength as well as Mg. However, if the amount of Mn is less than 0.15%, these effects cannot be sufficiently obtained, and the product board may be insufficient in strength. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 0.6%, the Al-Mn- (Si) -based or Al-Mn-Fe- (Si) -based intermetallic compound crystals are coarsened, and the intermetallic compound is produced during rolling. Strengthening the formation of deformation zones at the periphery to increase strength anisotropy and not only lowering the workability but also the Al matrix and the above-mentioned intermetallic compound crystallized product during rivet forming There is a possibility that a crack is generated at the interface between the two and that the crack propagates, and the material is liable to be cracked, so that the rivet formability is deteriorated. Therefore, the amount of Mn added is within the range of 0.15 to 0.6%. As will be described later, the addition of Fe or Si is also effective for improving the can openability. However, if 0.15% or more of Mn is added, usually only the addition of Mn can provide sufficient can openability. Can do.
[0019]
Si:
Si is an element contained as an inevitable impurity even in a normal aluminum alloy, but Mg formed by the inclusion of Si ₂ Si intermetallic compound crystallized substances are effective in improving tearability as in the case of Mn. However, if the amount of Si is less than 0.02%, the effect is small, and the cost is increased due to high purity. On the other hand, if the amount of Si exceeds 0.20%, the number of intermetallic compounds produced becomes too large, or the Al-Mn-Si and Al-Fe-Mn-Si intermetallic compounds become large, resulting in rolling. At this time, since the formation of deformation zones around the intermetallic compound is strengthened to increase the strength anisotropy and to reduce the rivet formability, the Si amount needs to be 0.20% or less.
[0020]
Cu:
Cu is an element that contributes to strength improvement. However, if the Cu content is less than 0.01%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cu content exceeds 0.20%, rivet formability may be hindered. Therefore, the amount of Cu is set within a range of 0.01 to 0.20%.
[0021]
Fe:
Fe is an element contained as an inevitable impurity even in a normal aluminum alloy, but the Al-Mn-Fe- (Si) intermetallic compound crystallized product formed by the inclusion of Fe has improved tearability and low It is effective for increasing the ear rate. However, since it is possible to obtain good tearability only by adding Mn as described above without actively adding Fe or Si described below, further improvement in tearability and lower ear ratio However, it is also possible to positively add Fe supplementarily only when desired. However, if the amount of Fe exceeds 0.40%, the intermetallic compound becomes coarse, strengthening the formation of deformation zones around the intermetallic compound during rolling, increasing the strength anisotropy, and improving the rivet formability. Therefore, it is necessary to regulate the amount of Fe to 0.40% or less in both cases of positive addition of Fe and inevitably only containing Fe.
[0022]
Ti:
Ti is an effective element for refining crystal grains. However, if the amount of Ti added is large, granular crystals are likely to be generated in the ingot structure, and feather crystals are difficult to be generated. The granular crystal structure makes the intermetallic compound crystallized crystallized at the grain boundary larger than the feathery crystal structure, and therefore Ti is a harmful element for reducing the diameter of the intermetallic compound. In addition, if the Ti amount is excessive, a large intermetallic compound crystallized product is formed by itself to reduce the rivet formability, and the strength anisotropy is strengthened by forming a deformation zone around the intermetallic compound. Will increase. Therefore, the Ti amount is restricted to 0.03% or less. In general, B may be added to Ti for grain refinement, but the B content in that case is preferably regulated to 10 ppm or less.
[0023]
What is necessary is just to make the remainder of each said element into inevitable impurities other than Al and Fe substantially.
[0024]
Furthermore, in this invention, not only the alloy composition is adjusted as described above, but also the dispersion state of the intermetallic compound in the product plate is appropriately controlled and the rolling texture is appropriately controlled. It is important for the reduction and the low ear rate.
[0025]
That is, first, regarding the dispersion state of the intermetallic compound, the number of intermetallic compounds having a maximum length of 1 μm or more is 1000 to 3250 / mm when the structure is observed in a cross section parallel to the rolling direction on the product plate. ² It is necessary to be within the range. The reason will be described next.
[0026]
The number of intermetallic compounds with a maximum length of 1 μm or more is 1000 / mm when the structure is observed in the cross section of the product plate. ² If it is less than the range, strength anisotropy and rivet formability are excellent, but the ear rate and tearing load are increased. On the other hand, the number of intermetallic compounds with a maximum length of 1 μm or more is 3250 / mm. ² If it exceeds, the ear rate and tear load will decrease, but the density of the deformation zone around the intermetallic compound will increase, so the maximum shear stress will work and the strength anisotropy will increase when deformation starts, Also, rivet formability deteriorates. Therefore, it is necessary to regulate the dispersion state of the intermetallic compound as described above.
[0027]
Next, regarding the rolling texture, when the texture is measured at a thickness of 1/4 of the thickness direction of the product plate, the orientation of the Cu orientation, S orientation, and Brass orientation belonging to the β fiber of the rolling texture component It is necessary to regulate the total density to 50 times or less of the random orientation. The reason will be described next.
[0028]
Generally, a texture in a rolled sheet of an aluminum alloy is mainly composed of a Cube orientation, a Goss orientation, a Brass orientation, an S orientation, and a Cu orientation. Such a texture after rolling has a great influence on the generation of ears. Effect. Here, the distribution of the degree of integration of crystal orientation in the plate thickness direction varies considerably depending on the position in the plate thickness direction, but as a result of repeated experiments and examinations by the present inventors in detail on the occurrence of texture and ears, the product plate And found that the texture measured in the ¼ thickness direction part greatly affects the ear rate, and further experiment and examination, the ¼ thickness direction part of the product plate As the texture condition when the texture is measured by the above, if the sum of the orientation densities of the Cu orientation, S orientation, and Brass orientation belonging to the β fiber of the rolling texture component exceeds 50 times the random orientation, 45 It has been found that when the ear rate in the direction is increased and the can lid is wound around the can body, a winding failure may occur. Therefore, in the present invention, the texture condition is defined as described above.
[0029]
Here, each of these azimuthal densities was determined by a cross section of each Euler angle as described below.
[0030]
Cu orientation: ψ2 = 45 °
S orientation: ψ2 = 65 °
Brass orientation: ψ2 = 90 °
The azimuth density in each azimuth is expressed as an intensity ratio of X-rays to a powder sample having no azimuth orientation as a random azimuth.
[0031]
Next, the manufacturing method of the aluminum alloy hard plate for can lids of this invention is demonstrated.
[0032]
First, an aluminum alloy having the above-described component composition is melted according to a conventional method, and cast according to a conventional method such as a DC casting method. The obtained ingot is subjected to a homogenization process and then heated for hot rolling, or is also heated for hot rolling in combination with the homogenization process. The heating for the hot rolling needs to be held for 1 to 10 hours at a temperature in the range of 400 to 550 ° C. If the heating temperature at this time is less than 400 ° C., the hot workability is lowered, and if it exceeds 550 ° C., hot cracking may occur. Further, if the holding time is less than 1 hour, the effect of homogenizing the structure cannot be obtained, and if it exceeds 10 hours, not only the productivity is lowered but also the intermetallic compound becomes large. The formation of deformation zone around the intermetallic compound becomes remarkable. Therefore, the heating temperature of the ingot heat treatment is set to a temperature range of 400 to 550 ° C., and the holding time is defined as 1 to 10 hours.
[0033]
Subsequently, after hot rolling according to a conventional method, primary cold rolling is performed at a rolling rate of 40 to 85%. When the primary cold rolling rate is less than 40%, the recrystallization grains are coarsened during continuous annealing after the primary cold rolling, and therefore deformations formed around the intermetallic compound during the final cold rolling. A high dislocation density region (so-called shear band) similar to the zone develops. On the other hand, if the primary cold rolling rate becomes a high rolling rate exceeding 85%, the number of cold rolling passes increases and the production cost increases. Therefore, the primary cold rolling rate needs to be in the range of 40 to 85%.
[0034]
After the primary cold rolling, continuous annealing is performed as intermediate annealing. In this continuous annealing, if the solid temperature of the plate is less than 300 ° C., the structure may be in an unrecrystallized state depending on the primary cold rolling rate, and the effect of continuous annealing may not appear. On the other hand, if the solid temperature of the plate in continuous annealing exceeds 550 ° C., the recrystallized grains become coarse, so that a high dislocation density similar to the deformation zone formed around the intermetallic compound at the time of final cold rolling is obtained. There exists a possibility that the shear band which it has may develop. Further, when the solid temperature of the plate is higher than 550 ° C., the amount of alloy element dissolved increases. Here, if the solid solution amount of the alloy element increases, the excess dislocation density introduced by each rolling pass of final cold rolling that causes strength anisotropy is increased by each pass of final cold rolling. Even if it is attempted to disappear by a subsequent cooling process or finish annealing, it becomes difficult to reduce the strength anisotropy of the product plate because the solid solution atoms obstruct the disappearance of the excess dislocation density. On the other hand, when the holding time at 300 to 550 ° C. in continuous annealing exceeds 10 minutes, secondary recrystallization occurs depending on the annealing temperature, and coarse grains are generated or the amount of solid solution increases. There is a fear. Therefore, the conditions for the continuous annealing were defined as 300 to 550 ° C. and a holding time of 10 minutes or less at the body temperature of the plate. The heating method of continuous annealing may be any method such as a method using combustion gas, a method using electromagnetic induction heating, or a method combining these. Furthermore, it is preferable that the heating rate and the cooling rate in continuous annealing are both 10 ° C./second or more.
[0035]
After continuous annealing as described above, final cold rolling is performed at a rolling rate of 50 to 90%. If the rolling ratio in this final cold rolling is less than 50%, the strength required for a can lid material cannot be obtained, while if it exceeds 90%, the number of cold rolling passes increases, so the production cost Becomes higher. Therefore, the final cold rolling rate is defined as 50 to 90%.
[0036]
Here, the final cold rolling is usually performed in a plurality of passes (cold rolling passes), but for each cold rolling pass, the rising temperature is within the range of 50 to 160 ° C. in terms of the plate body temperature, and each It is necessary to control the cooling rate after going up the cold rolling pass so that the average plate body temperature is 50 ° C./hour or less. Here, if the rising temperature of each cold rolling pass in the final cold rolling is less than 50 ° C. at the plate body temperature, the dislocation disappears in the cooling process after the rising of each cold rolling pass, particularly accumulated around the intermetallic compound. The dislocation disappears and the deformation zone develops, increasing the strength anisotropy. On the other hand, if the rising temperature of each cold rolling pass in the final cold rolling exceeds 160 ° C, dislocations disappearing in the cooling process after each cold rolling pass, especially dislocations accumulated around the intermetallic compound, increase. Therefore, when the next cold rolling pass is subsequently performed, the density of dislocations accumulated around the intermetallic compound is less than that of the material with lower temperature, so the strength is anisotropic due to the phenomenon opposite to the phenomenon described above. It seems possible to reduce the sex. However, in such a high temperature range, the interaction between Mg and dislocations becomes stronger, and therefore, the shear band is remarkably developed by cold rolling even if the crystal grains are not coarsened. The dislocation density inside the shear band disappears to some extent during the subsequent cooling process, but the geometrical arrangement of the shearing band remains unless recrystallized. Since the arrangement differs depending on the direction, a difference occurs in the degree of ease of slip deformation, and as a result, the strength anisotropy of the product plate is increased. In addition, when the rising temperature of each cold rolling pass of the final cold rolling is higher than 160 ° C., the dislocation density accumulated around the intermetallic compound is less than that of the lower temperature rising material. When the pass is performed, the texture cannot be made very random, it becomes difficult to suppress the development of the rolling texture, and it becomes difficult to obtain a material with a low ear ratio. In general, it is known that if the shear band develops, the texture is randomized. However, when the process defined in the present invention is applied to the alloy within the component composition range defined in the present invention, It has been found that increasing the temperature of the cold rolling path to develop a shear band does not significantly affect the texture and is therefore not very effective in reducing the ear loss. Therefore, in the present invention, the relationship between the upper limit of the rising temperature of each rolling pass and the ear ratio is determined with emphasis on the dislocation density accumulated around the intermetallic compound crystallized product rather than the shear band. In the present invention, the rising temperature of the cold rolling pass means the temperature immediately after winding the plate rolled in each cold rolling pass. Here, as described above, in order to control the rising temperature in each rolling pass of the final cold rolling within the range of 50 to 160 ° C., for example, by appropriately controlling the reduction rate or rolling speed of each rolling pass. good.
[0037]
Furthermore, for each cold rolling pass during final cold rolling, not only the rising temperature but also the subsequent cooling process plays an extremely important role. That is, if the average cooling rate after each cold rolling pass exceeds 50 ° C./hour at the plate body temperature, the dislocation introduced by each rolling pass during the final cold, particularly strength anisotropy, may occur. Therefore, it becomes difficult to eliminate the excessive dislocations, so that the strength anisotropy of the product plate cannot be reduced. Therefore, the average cooling rate after each rolling pass of the final cold rolling is controlled to be 50 ° C./hour or less at the plate body temperature.
[0038]
The cooling process after rising in each rolling pass of the final cold rolling is performed by using the plate temperature that has been raised due to processing heat generation in the cold rolling pass at a temperature around room temperature after going up the cooling pass, that is, a temperature that can be handled for subsequent operations. It is for cooling to (for example, 20 to 40 ° C.), and the average cooling rate according to the plate body temperature up to the temperature near room temperature after going up the cooling path is gradually reduced to 50 ° C./hour or less. As described above, this is important for reducing the strength anisotropy of the product plate. Thus, in order to make the average cooling rate after the rising in each rolling pass of the final cold rolling gradually slow down to 50 ° C./hour or less at the plate body temperature, for example, the plate after each cold rolling pass is 1 ton or more The coil may be wound to the coil weight.
[0039]
The plate after final cold rolling as described above may be used as a product lid as it is as a product plate, but in order to further reduce the strength anisotropy, the plate body temperature is 100 to 240 ° C. Further, finish annealing may be performed for a holding time of 0.5 to 10 hours. If the plate body temperature in the finish annealing is less than 100 ° C., the effect of the finish annealing does not sufficiently appear. On the other hand, if it exceeds 240 ° C., the material is too soft and the strength may be insufficient. Moreover, even if the heating time of finish annealing is less than 0.5 hour, the effect of finish annealing cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if it exceeds 10 hours, the productivity is lowered.
[0040]
【Example】
Alloy No. 1 in Table 1 1-No. The aluminum alloys having various composition shown in Fig. 8 were DC cast according to a conventional method, and the resulting ingot was subjected to ingot heat treatment before hot rolling which also served as homogenization treatment, and hot rolling was performed. After performing the first cold rolling, and further performing continuous annealing as intermediate annealing, the final cold rolling is performed by 2 passes or 3 passes and finished to a sheet thickness of 0.26 mm. Finish annealing was performed. Conditions for each step are shown in production codes A to N in Table 2. In Table 2, the description “(numerical value) / (numerical value) / (numerical value)” of the rising temperature (° C.) in the column of final cold rolling is the rising temperature of the first stage rolling pass, the second stage The numerical values of the rising temperature of the rolling pass and the rising temperature of the third-stage rolling pass are shown in that order, and the cooling rate ○ mark and X mark indicate that the cooling rate after rising of the corresponding rolling pass is 50 ° C. When the time is less than or equal to / hour, a circle is marked.
[0041]
Furthermore, each plate obtained under the conditions shown in Table 2 was heated at 280 ° C. for 20 seconds as a can lid material coating baking process.
[0042]
For each plate after paint baking treatment, the rolling texture is measured at the portion of the thickness direction 1/4, and each orientation density of Cu orientation, S orientation and Brass orientation is examined, and the sum of these orientation densities is calculated. The results are shown in Table 3. Each orientation density was evaluated by measuring an incomplete pole figure of {200}, {220}, {111}, and calculating a three-dimensional orientation distribution function (ODF) using the results. In Table 3, the numerical value of the sum of these azimuth densities is shown as a ratio to the random azimuth.
[0043]
Moreover, since the ear rate was investigated about each board after a paint baking process, the result is also shown in Table 3. Here, when the ear rate exceeds 5.5%, it is determined as unacceptable, and when it is 5.5% or less, it is determined as acceptable. However, an ear rate of 5.0% or less is more preferable.
[0044]
Furthermore, the cross section of the plate parallel to the rolling direction was observed with an optical microscope having a magnification of 400 times, and the distribution density of intermetallic compounds having a length of 1 μm or more was examined using an image analysis processor Luzex. Shown in.
[0045]
In addition, as an evaluation of strength anisotropy, the mechanical properties of each direction in the 0 ° direction, 45 ° direction, and 90 ° direction, particularly the proof stress value, are examined with respect to the rolling direction, and the maximum difference in the proof stress values in each direction is obtained. It was. And the case where the maximum value of the difference between the proof stress values exceeded 25 MPa was rejected, and the case where the absolute value of the proof stress values did not reach 270 MPa in any direction was also rejected. Then, when at least one of the maximum difference in the proof stress value and the absolute value of the proof stress value is not acceptable, the evaluation column is marked with x, and when both are acceptable, the mark is marked with ◯.
[0046]
Further, since the rivet formability was examined, the results are also shown in Table 3. For this rivet formability, 200 rivet-molded can lids were prepared, and the presence or absence of cracks was visually inspected. If not, it was marked as a pass. Further, a tear test was performed as shown in FIG. 1 to examine the tear load. That is, a J-shaped hanging jig 3 is hooked on the steion tab 2 of the can lid material 1 and the peripheral portion of the can lid material 1 is fixed at a tilt angle of 30 ° by the pressers 4A and 4B. A test was performed in which the steion tab 2 was lifted by the piano wire 5 through the lifting jig 3 at a speed of 5 mm / min, and the steon tab 2 was torn from the score portion 6 of the can lid material 1. In addition, the score remaining thickness of the score part 6 was 90-100 micrometers. And in such a tear test, when the maximum load at the time of tearing was 20N or more, it determined with disqualification, and when less than 20N, it determined with acceptance.
[0047]
[Table 1]

[0048]
[Table 2]

[0049]
[Table 3]

[0050]
In Tables 1 to 3, the alloy composition within the component composition range defined in the present invention is used and manufactured by the production process defined in the present invention, and the texture condition and intermetallic compound dispersion condition of the product plate are defined in the present invention. In the plates of the present invention examples (A, E) falling within the range, the strength anisotropy was low, the ear ratio was low, and the rivet formability and tearability were good.
[0051]
On the other hand, the examples of production codes B, C, D, F, G, and H are comparative examples in which the composition of the alloy is within the range defined by the present invention, but the production process conditions deviate from the range defined by the present invention. In these cases, the strength anisotropy is large, the ear rate is high, the rivet formability is inferior, the mechanical strength (absolute value of proof stress) is insufficient, Neither of them was able to reach the passing line comprehensively.
[0052]
The manufacturing codes I, J, K, L, M, and N are all comparative examples in which the manufacturing process conditions are within the range specified by the present invention, but the alloy composition is outside the range specified by the present invention. In these cases as well, any of strength anisotropy, ear rate, rivet formability, tearability, and mechanical strength was inferior, and the overall evaluation did not reach a pass level.
[0053]
【The invention's effect】
As is clear from the above-mentioned examples, the aluminum alloy hard plate for a can lid of the present invention appropriately adjusts the alloy composition and at the same time appropriately controls the rolling texture, and further disperses the intermetallic compound. By appropriately adjusting the strength, the anisotropy is small, the ear rate is surely and stably low, and the rivet formability and tearability are excellent. Is actually used for can lids such as carbonated beverage cans and beer cans, even when the can lid swells due to internal pressure, it does not swell evenly due to the strength anisotropy and preferentially swells in the direction of low strength. It is possible to effectively prevent cracking due to concentration, and there is no risk of poor tightening when the can lid is wound around the can body. The bad nor the like, can exhibit excellent performance as a can lid. Moreover, according to the manufacturing method of the aluminum alloy hard plate for can lids of this invention, the can lid material which has the above outstanding performances can be obtained reliably.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic diagram for explaining an example of a tear load measuring method for examining tearability in carrying out the present invention.

Claims

Mg3.5-5.0% (mass%, the same shall apply hereinafter), Mn0.15-0.6%, Si0.02-0.20%, Cu0.01-0.20%, Fe0.40% or less, Ti0 0.03% or less, the balance is made of Al and inevitable impurities, and the number of intermetallic compounds with a maximum length of 1 μm or more in the plate cross section parallel to the rolling direction is in the range of 1000 to 3250 / mm ² , And as a texture in the portion of the thickness direction 1/4, the total sum of each orientation density of the Cu orientation, S orientation and Brass orientation belonging to the β fiber of the rolling texture component is 50 times or less of the random orientation. Aluminum alloy alloy hard plate for can lid.

Contains Mg 3.5-5.0%, Mn 0.15-0.6%, Si 0.02-0.20%, Cu 0.01-0.20%, Fe 0.40% or less, Ti 0.03% or less. The ingot of the alloy consisting of Al and inevitable impurities is subjected to ingot heat treatment for 1 to 10 hours at a temperature in the range of 400 to 550 ° C., and then subjected to hot rolling, and further the rolling rate Is subjected to primary cold rolling within the range of 40 to 85%, then subjected to continuous annealing at 300 to 550 ° C. for 10 minutes or less at the body temperature of the plate, and then within a range of the rolling rate of 50 to 90%. When the final cold rolling is performed in a plurality of rolling passes, the rising temperature in each rolling pass is in the range of 50 to 160 ° C. at the plate body temperature, and the cooling rate after each rolling pass is raised is the average plate body temperature. Rolling is controlled to be 50 ° C / hour or less. Maximum length between 1μm or more metal compounds number in countercurrent parallel plate section is in the range of 1,000 to 3,250 pieces / mm ^2, and a texture in the portion of the thickness direction 1/4 of the rolling texture components A method for producing an aluminum alloy alloy hard plate for a can lid, characterized in that a cold rolled hard plate having a total sum of orientation densities of Cu orientation, S orientation and Brass orientation belonging to β-fiber is 50 times or less of random orientation .

In the manufacturing method of the aluminum alloy hard plate for can lids of Claim 2,
After the said last cold rolling, the final annealing of 100-240 degreeC and the holding time of 0.5-10 hours is given at the body temperature of a board, The manufacturing method of the aluminum alloy alloy hard board for can lids characterized by the above-mentioned.