JP4750392B2

JP4750392B2 - ボトル型缶用のアルミニウム合金板

Info

Publication number: JP4750392B2
Application number: JP2004260773A
Authority: JP
Inventors: 松崎和彦; 清水保史
Original assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Current assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Priority date: 2004-09-08
Filing date: 2004-09-08
Publication date: 2011-08-17
Anticipated expiration: 2024-09-08
Also published as: JP2006077278A

Description

本発明はリシール可能な缶底部、胴部、飲み口部が一体成形されているボトル形状の飲料缶用のアルミニウム合金板に係り、特に口部のネッキング成形とカール成形およびねじ切り成形に優れたアルミニウム合金板に係わるものである。

従来の飲料缶は缶蓋と缶胴よりなるいわゆる２ピース缶が主流であったが、近年リシールが可能なボトル型の飲料缶が開発されている。このボトル缶は通常の２ピース缶胴と同様に素板を円形にブランキングし、これを一次絞りカップとした後、再絞り加工、しごき加工により胴体部と底部を有する形状とする。これをトリミングして缶高さをそろえた後開口部を縮径化し、さらにこの部分にねじ部の加工を施してさらに飲み口部にカール加工をほどこす。

このようなネジ付きのボトル型缶では、口部のネッキング成形の絞り比が従来のＤＩ缶より大きいため、高絞り成形性が要求される。さらに、より強加工であるためネッキング後強度が高くなるが、後工程には従来のＤＩ缶では無いねじ切り加工とフランジ部をカール状に曲げるというこれまでより厳しい成形が存在し、高強度化していると割れが発生しやすい問題がある。その対策として成形前強度を下げれば、口部の強度も低下し成形性も改善されるが、耐圧確保のためある以上の強度は必要であり、強度と成形性の両立は困難である。

このようなボトル型缶用のアルミニウム合金材として下記のような技術が提案されている。
特開２００２−２５６３６６号公報特開２００３−８２４２９号公報特開２００３−３０６７５０号公報

特許文献１（特開２００２−２５６３６６）および特許文献２（特開２００３−８２４２９）にはネッキング性が優れたボトル缶用アルミニウム板が開示されているが、素板のベーク処理後の材料強度が低くても、ＤＩ成形もしくはネッキング成形時に加工硬化が大きな材料では、十分なネッキング成形性が得られない。

また、特許文献３（特開２００３−３０６７５０）にはネッキングした口頸部の強度が高く、カール加工性に優れたボトル型飲料缶用アルミニウム合金板の製造方法が開示されているが、この場合冷間圧延中に２回の中間焼鈍が必要となりコスト的に不利である。

本発明は、これら従来の技術では不十分だった点、ベーク後強度(缶耐圧)を十分確保しつつ、口部のネック成形やその後のねじ切り加工およびカール成形で、しわ及び割れを発生させないことを課題とする。

本発明者らは合金組成を特定の範囲内にしベーク後耐力及び板表面の第2相粒子の分布密度を規定することによって上記特性を満たすアルミニウム合金板を得ることが可能であることを見出し、さらに研究を重ねて本発明を完成させるに至った。

すなわち請求項１記載の発明は、必須元素として、Ｓｉ：０．２８ｍａｓｓ％（以下、％と記す。）以上０．３２％以下、Ｍｇ：０．８％以上１．５％未満、Ｍｎ：０．７％以上１．５％未満、Ｃｕ：０．１９％以上０．５％未満、Ｆｅ：０．４４％以上０．７％未満、Ｃｒ：０．０２％、Ｔｉ：０．０２％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム基合金であり、当該アルミニウム基合金の製造工程において５８０〜６１５℃で２時間以上の均質化処理後、４００〜５５０℃に２時間以上滞留させる析出処理を行い、１５μｍ以上の径の第２相粒子が３個／ｍｍ^２以下で、０．７５〜２μｍの第２相粒子が１００００個／ｍｍ^２以上存在し、２１０℃×１０分処理後の引張り耐力が２３０〜２６０Ｎ／ｍｍ^２の範囲にあることを特徴とする、胴部に対する口部の絞り比が３０％以上であるボトル型缶用のアルミニウム合金板の製造方法である。

本発明のボトル缶用材は、アルミニウム合金成分の規定により、その強度、延性を十分に確保し要求される突き刺し強度を満足するので、ボトル缶体用板として好適に使用される。

まず、本発明における、アルミニウム合金の成分を限定した理由について説明する。

Ｓｉは、焼き付け防止に効果のあるα相を生成するのに必要な元素である。０．１％未満では焼き付け防止に十分なα相の量を得られない。また、Ｓｉが少ないとＭｎ固溶量の増加を招き、ネッキング後強度も大きくなり口部の成形性が低下する。０．５％を越える場合はＭｇ_２Ｓｉ析出量が増加し、高強度化や脆化により成形性が低下してしまう。

Ｍｇは固溶強化に寄与するとともに、塗装焼付け時の強度向上に寄与する析出物の構成元素である。０．８％未満ではその効果が不十分で、１．５％を超えると圧延時の割れや固溶量増加によりネッキング成形後の強度が増加し、口部の成形性が低下してしまう。

Ｍｎは、強度を向上させるとともに、均質化処理時にα−Ａｌ（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｓｉ相を形成して、しごき成形時の潤滑性を確保し、金型への焼き付きを防止するのに不可欠な元素である。Ｍｎが０．７％未満では前述の潤滑性が確保できない。また、第２相粒子の数が少なくなり成形性が低下する。また、１．５％を越えると第２相粒子の増大により成形性が低下する。さらに、固溶量増加によりネッキング後の強度が高くなり、その後の口部の成形性が低下する。

Ｃｕは、塗装焼付け時のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系析出による強度向上に必要な元素である。０．０５％未満ではその効果が無く、０．５％を越えると耐食性低下と固溶量増加による口部の成形性低下を招いてしまう。

Ｆｅはα相の形成および分布密度制御に必要な元素である。０．２％未満では、焼付き防止効果は必要な第２相粒子の分布が得られない。０．７％を越えると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の巨大金属間化合物が生成し成形性が低下する。

Ｔｉは結晶粒の微細化を通じて成形性を向上させる。０．０１％未満ではその効果は得られない。また、０．３％を越えると、粗大金属間化合物が生じて成形性が低下する。

Ｃｒも結晶粒の微細化を通じて成形性を向上させる。０．０１％未満ではその効果は得られない。また、０．３％を越えると、粗大金属間化合物が生じて成形性が低下する。

ただし、上記のような合金組成の限定だけでは優れた成形性は得られず、以下の２つ金属組織制御が不可欠である。

ひとつは、１５μm以上の径のＡｌ−Ｍｎ系第２相粒子を、３個／mm²以下とすることである。

Ａｌ−Ｍｎ系晶出物は、ＤＩ成形時の焼付防止に必要であるが、１５μmを超えると、ＤＩ加工時、ネッキング、ねじ切り、カール曲げ成形時に歪みが集中し、破断の起点となりやすい。その分布密度が３個／mm²を超えると成形割れが顕著となる。

もうひとつは,０．７５〜２μm径のAl-Mn系第２相粒子を、１００００個／mm²以上とすることである。

ネジ付き缶用の胴体部成形では、通常のＤＩ缶よりネッキングの口絞り比が大きいうえに、それに続いて、ねじ切り加工と開口部のカール曲げと強加工が行われるため、ＤＩ缶より高い成形性が要求される。ねじ切り加工とカール曲げを行うには、ネック時やそれに続く強加工時に転位が整理されやすいことにより強度増加が少ない材料が良い。

０．５〜３μm径程度の粒子近傍では、ＤＩ時やネッキング加工初期に転位が集中するため、さらに加工が進むと、転位の整理が起こりやすく強度増加が少ない。発明者らは、粒子分布密度と口部の成形性の関係を調査し、特に上記効果が大きい０．７５〜２μm径の第2相粒子が１００００個／mm²以上あれば広範囲で転位の整理が進み、十分な成形性が得られることが分かった。粒子数がそれ未満だと、転位の整理が促進されない径の粒子が増えること、あるいは、固溶量が増加することに繋がり成形性が低下する。固溶原子は転位の整理を阻害するのでネッキング後強度が高くなりカール成形やねじ切り加工時に割れが発生しやすいためである。

さらに、材料特性として以下が必要となる。
・２１０℃×１０分処理後の引張り耐力（ABYS）が２３０〜２６０Ｎ／ｍｍ^２
２３０Ｎ／ｍｍ^２未満では、十分な耐圧が得られず、２６０Ｎ／ｍｍ^２超では口部成形性が困難になるためである。

上記特性を達するには、鋳造、均質化処理、熱間圧延、冷延という通常の工程のうち、特に均質化処理条件が重要となる。

均質化処理条件
鋳塊の均質化処理は成分の均質化の他に、良好なしごき性を得るためのＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物のα化にも必要である。そのためには、一般に５００℃以上での処理が必要であるが、その昇温中に、０．２μm程度以下の微細析出物が大量に生成する。この第２相粒子の分布状態を、０．７５〜２μm径のものが１００００個／ｍｍ^２以上とするには、微細析出物を一度固溶させ、より大きい０．５μm以上の析出物への成長や生成が必要となる。

そのためには、
Ａ５８０〜６１５℃で２時間以上の処理が必要となる。この温度域では上記微細析出物の固溶が進み、昇温過程も含み４時間以上の滞留が必要となる。５８０℃未満での処理では、α化が十分に進まないか工業的に非現実的な長時間の処理が必要となる。また、６１５℃以上ではバーニングの可能性がある。
ただし、Ａの状態のままでは、０．７５〜２μmの金属間化合物が１００００個／ｍｍ^２には足りない。また、固溶量が多い状態のため成形中の加工硬化性上昇が大きく、成形性が低下する。

そこで、
Ｂ 400〜550℃に2時間以上滞留させる析出処理が必要となる。この処理は、Ａの処理後であって次工程の熱延までに実施されればよい。たとえば、Ａの処理から熱延開始や室温までの冷却中の保持でも連続的な冷却でも良いし、室温まで冷却後に熱延開始温度までの昇温中でも構わない。

以下、熱間圧延、冷間圧延の工程は通常の広く行われている方法で構わない。
なお、熱間圧延後や冷間圧延の途中、冷間圧延の最後に焼鈍を施しても所望の金属組織を得る妨げとはならない。

以下に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す合金組成のアルミニウム合金を厚さ５００ｍｍの鋳塊に溶解鋳造し、５９０〜６３０℃で６時間の均質化処理を施し、常温まで冷却した鋳塊表面を片側５〜８ｍｍ程度面削した。面削後の鋳塊を４００〜５５０℃まで再加熱し、リバース式熱間粗圧延機を用い、1パス当たり圧延率１０〜３０％で１０〜３０パスの熱間粗圧延を施し、終了板厚２０〜３０ｍｍの熱間粗圧延板とする。続いて、4段タンデム式熱間仕上圧延機を用いて、終了板厚２〜４ｍｍかつ終了温度３３０〜３５０℃になるように、熱間仕上圧延を行った。熱間圧延終了後、圧延率４０〜６０％で、総パス数を３パスで冷間圧延を施し、板厚０．４ｍｍまで最終冷間圧延（トータル圧延率８５〜９０％）を行い、アルミニウム合金板を得た。

上記のようにして製造したアルミニウム合金板に対して下記の測定を行った。
・ベーク後の０．２％耐力：インストロン型引張り試験機で、ＪＩＳ５号試験片を用い、引張り速度１０ｍｍ／ｍｉｎ．で行い、２１０℃×１０分ベーク後の０．２％耐力を求めた。
・第２相粒子分布測定：画像解析装置により、冷延後の最終板表面の第２相粒子の円相当径分布を計測し、評価した。

また、以下のように缶成形性評価を行った。
内径６６ｍｍφのＤＩ缶を多数製缶し、トリミングと２１０℃×１０分間の乾燥工程相当のベーク処理を施した。その後、ネッキング成形とカール成形を行い、評価した。
・ＤＩ性：ＤＩ時に、破胴やゴーリング（キズ）が発生した場合×を、発生が無いものを○とした。
・ネッキング成形性：口部径が４０ｍｍφになるようネッキング加工した。評価は目視により、しわ無しを○、若干発生したものを△および多数しわ発生したものを×とした。
・カール成形性：ネッキング後、カール加工を行い、目視によりカール部のしわ及び割れを確認した。評価は割れ無しを○、割れが発生したものを×とした。

測定結果・評価結果を合金組成と併せて表１に示す。

本発明の組成範囲内にある合金は、ベーク後の強度が十分あり、成形性も良好である。
一方、比較例であるＮｏ．５，７，９はそれぞれＳｉ，Ｃｕ，Ｍｇが多いためベーク後強度が増加し、ネック成形性およびカール曲げ性が低下した。Ｎｏ．６，８はＦｅ，Ｍｎが規定量を超えているため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が増加し、成形性が劣っていた。Ｎｏ．１０，１１，１３はＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎが少ないために、ＤＩ成形性に劣る。また、０．７５〜２μｍの第２相粒子の分布が少なく、カール成形性に劣る。Ｎｏ．１２，１４はＣｕ，Ｍｇが少ないため、ベーク後強度が低下している。

Claims

必須元素として、Ｓｉ：０．２８ｍａｓｓ％（以下、％と記す。）以上０．３２％以下、Ｍｇ：０．８％以上１．５％未満、Ｍｎ：０．７％以上１．５％未満、Ｃｕ：０．１９％以上０．５％未満、Ｆｅ：０．４４％以上０．７％未満、Ｃｒ：０．０２％、Ｔｉ：０．０２％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム基合金であり、当該アルミニウム基合金の製造工程において５８０〜６１５℃で２時間以上の均質化処理後、４００〜５５０℃に２時間以上滞留させる析出処理を行い、１５μｍ以上の径の第２相粒子が３個／ｍｍ^２以下で、０．７５〜２μｍの第２相粒子が１００００個／ｍｍ^２以上存在し、２１０℃×１０分処理後の引張り耐力が２３０〜２６０Ｎ／ｍｍ^２の範囲にあることを特徴とする、胴部に対する口部の絞り比が３０％以上であるボトル型缶用のアルミニウム合金板の製造方法。