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WO2022239694A1 - リングプル型キャップ用のアルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

リングプル型キャップ用のアルミニウム合金板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2022239694A1
WO2022239694A1 PCT/JP2022/019507 JP2022019507W WO2022239694A1 WO 2022239694 A1 WO2022239694 A1 WO 2022239694A1 JP 2022019507 W JP2022019507 W JP 2022019507W WO 2022239694 A1 WO2022239694 A1 WO 2022239694A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
temperature
aluminum alloy
rolling
hot
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/019507
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
俊作 上田
Original Assignee
株式会社Uacj
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社Uacj filed Critical 株式会社Uacj
Priority to CN202280034339.6A priority Critical patent/CN117295834A/zh
Publication of WO2022239694A1 publication Critical patent/WO2022239694A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02W—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO WASTEWATER TREATMENT OR WASTE MANAGEMENT
    • Y02W30/00—Technologies for solid waste management
    • Y02W30/50—Reuse, recycling or recovery technologies
    • Y02W30/80—Packaging reuse or recycling, e.g. of multilayer packaging

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy plate suitable for manufacturing ring-pull caps, particularly maxicaps, and a method for manufacturing the same.
  • maxicaps include those in which the pull ring is made of plastic.
  • a ring-pull cap (especially maxicap) is opened by pulling the ring tab and tearing the cap from the hem (side) of the cap along the score (notch line, groove) provided on the top surface.
  • Ring-pull caps are widely used for beverages and the like because they are easy to open, have high airtightness and TE (tamper resistance).
  • the current mainstream plate thickness is 0.2 mm to 0.3 mm, and it is required to be less than 0.2 mm.
  • the thickness of the score portion thickness of the aluminum alloy plate immediately below the score
  • the airtightness may deteriorate.
  • it becomes difficult to tear the cap along the score and there is a possibility that the easy-to-open property may deteriorate.
  • blow-off refers to the phenomenon in which the cap flings off (flys) from the mouth of the container at the beginning of opening, before tearing off the hem of the cap and releasing pressure within the container. The reason for this is that the hem of the cap does not have enough force to restrain the mouth of the container. There is also concern that the thinning of the cap will reduce the blow-off resistance.
  • the cap can be recycled together with aluminum bottles, beverage cans, and the like.
  • alloys with different compositions are used depending on the application, which is an obstacle to efficient recycling.
  • the content of Mg, Mn, Fe, Si and Cu in the composition of aluminum alloys, the range of earing ratio, and the grain size are limited, and furthermore, the tensile strength after a predetermined heat treatment is limited.
  • the composition of the aluminum alloy is, on a mass basis, Mg: 2.2 to 2.8%, Mn: 0.20 to 0.50%, Fe: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 0. .20%, Cu: 0.01 to 0.15%, and the balance is aluminum and unavoidable impurities. It is said that the composition of the aluminum alloy may further contain Ti: 0.01% to 0.10% on a mass basis.
  • the aluminum alloy described in Patent Document 1 has high blow-off resistance, but further improvement is required.
  • the internal pressure of the container is high, so the cap is required to have high blow-off resistance.
  • the cap is subjected to high internal pressure for a long period of time, and the shape of the cap may change over time. That is, if stored at high temperatures for a long period of time, there is a risk that the blow-off resistance will decrease.
  • it is required to improve the property (long-term creep resistance) that does not deform even when stress is applied for a long period of time at high temperatures.
  • the present invention provides an aluminum alloy plate for a ring-pull cap that is excellent in blow-off resistance, easy-openability, recyclability and long-term creep resistance even when the thickness is reduced, and a method for producing such an aluminum alloy plate. intended to provide
  • solutions are provided in the following items.
  • Item 1 Based on mass, Mn: 0.50% or more and 1.10% or less, Mg: 2.85% or more and less than 3.48%, Fe: 0.20% or more and 0.40% or less, Si: 0.05% or more 0.20% or less, Cu: 0.01% or more and 0.15% or less, an alloy composition containing Ti as an optional element with an upper limit of 0.10% on a mass basis, and the balance being aluminum and unavoidable impurities A rolled plate, The tensile strength in the rolling direction after heat treatment at 190 ° C.
  • the creep strain rate for 60 hours or more and 80 hours or less from the start of the test is 3.0 ⁇ 10 -4 % h -1 or less.
  • aluminum alloy plate for ring-pull type cap aluminum alloy plate for ring-pull type cap.
  • the alloy composition may contain, on a mass basis, Mn: more than 0.50% and 1.06% or less, and Mg: 2.90% or more and 3.09% or less.
  • the creep strain rate may be 2.6 ⁇ 10 ⁇ 4 %h ⁇ 1 or less.
  • a method for producing an aluminum alloy plate according to any one of items 1 to 3, A step A of heating an ingot made of an aluminum alloy having the alloy composition so that the temperature rise rate is 30° C./hour or more in a temperature range of at least 400° C. or higher and 460° C. or lower; After the step A, a step B of performing a homogenization treatment by holding the ingot at a first temperature of 460° C. or more and 540° C. or less for 2 hours or more and 24 hours or less; After the step B, hot rough rolling is performed at a second temperature of 460° C. or more and 540° C. or less at a rolling rate of 5% or more and 35% or less for each pass so as to be completed within 15 minutes.
  • a step C After the step C, a step D of obtaining a hot rolled sheet by performing hot finish rolling so that the finishing temperature is a third temperature of 300 ° C. or more and 350 ° C. or less; A step E of cooling the hot-rolled plate obtained in the step D at a cooling rate of 20° C./hour or less; After the step E, a step F of cold rolling the hot-rolled plate at a rolling reduction of 70% or more and 93% or less without performing intermediate annealing; and a step G of performing a stabilization heat treatment after the step F at a fourth temperature of 180° C. or higher and 240° C. or lower for 1 hour or longer and 5 hours or shorter.
  • an aluminum alloy plate for a ring-pull cap that is excellent in blow-off resistance, easy-openability, recyclability and long-term creep resistance even when the thickness is reduced, and production of such an aluminum alloy plate A method is provided.
  • FIG. 2 is a plan view of the test piece for explaining the test piece used in the creep test.
  • An aluminum alloy plate for a ring-pull cap and a method for manufacturing the same according to an embodiment of the present invention will be described below with reference to the drawings.
  • the aluminum alloy plate for ring-pull caps and the method for manufacturing the same according to the embodiments of the present invention are not limited to those exemplified below.
  • the inventors investigated an alloy composition that can improve long-term creep resistance without impairing the blow-off resistance, easy-openability, and recyclability of the aluminum alloy plate described in Patent Document 1.
  • an alloy composition that can improve long-term creep resistance without impairing the blow-off resistance, easy-openability, and recyclability of the aluminum alloy plate described in Patent Document 1.
  • Mn manganese
  • Mg manganesium
  • the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention has Mn: 0.50% or more and 1.10% or less, Mg: 2.85% or more and less than 3.48%, and Fe: 0.20% or more and 0.20% or more, based on mass. 40% or less, Si: 0.05% or more and 0.20% or less, Cu: 0.01% or more and 0.15% or less, Ti as an optional element with an upper limit of 0.10% on the mass basis, and the balance has an alloy composition in which is aluminum and unavoidable impurities.
  • the alloy composition may contain Mn: more than 0.50% and 1.06% or less and Mg: 2.90% or more and 3.09% or less on a mass basis. Also, the alloy composition may contain Ti: 0.01% or more on a mass basis. Cr contained in the inevitable impurities is preferably less than 0.01% by mass.
  • the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention is a rolled plate having the above alloy composition, and has a tensile strength in the rolling direction after heat treatment at 190 ° C. for 10 minutes of 280 MPa or more and 320 MPa or less.
  • the difference is 35 MPa or more
  • the conductivity is 25% IACS or more and 34% IACS or less
  • the material temperature is 80 ° C.
  • the load on the test piece is 100 MPa.
  • the creep strain rate for 80 hours or less is 3.0 ⁇ 10 ⁇ 4 %h ⁇ 1 or less.
  • the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention can be obtained by at least the following method. can be manufactured by
  • the manufacturing method according to the embodiment of the present invention is a step of heating an ingot made of an aluminum alloy having the above alloy composition so that the temperature rise rate is 30 ° C./hour or more in a temperature range of at least 400 ° C. or higher and 460 ° C. or lower.
  • a step B of performing a homogenization treatment by holding the ingot at a first temperature of 460 ° C. or higher and 540 ° C. or lower for 2 hours or more and 24 hours or less
  • a pass A step C in which hot rough rolling is performed at a second rolling temperature of 460 ° C. to 540 ° C. within 15 minutes with a rolling reduction of 5% to 35% for each step, and step C.
  • a step of holding the hot-rolled sheet obtained in step D at a temperature of 300° C. or higher for 1 hour or longer may be further included.
  • Mn exhibits the effect of improving creep resistance, and that an aluminum alloy sheet containing 0.50% by mass or more of Mn has excellent long-term creep resistance.
  • the content of Mn is preferably 1.10% by mass or less. If the Mn content exceeds 1.10% by mass, it forms a huge intermetallic compound with elements such as Fe (iron) during casting, which may cause cracks during molding.
  • the Mn content is more preferably more than 0.50% by mass and 1.06% or less, and more preferably 0.70% by mass or more from the viewpoint of strength.
  • the Mg exerts the effect of improving strength (pressure resistance and blow-off resistance) and easy opening while maintaining moldability.
  • the content of Mg is preferably 2.85% by mass or more and less than 3.48% by mass. If the Mg content is 3.48% by mass or more, the aging softening at room temperature increases, and there is a risk that the blow-off resistance when the cap is opened after long-term storage will decrease. From the viewpoint of increasing strength and suppressing aging softening, the Mg content is preferably 2.90% by mass or more and 3.09% by mass or less.
  • Fe (iron) forms an intermetallic compound with Mn or the like, has the effect of refining the recrystallized grains after hot rolling, and exhibits the effect of improving the ease of opening.
  • the Fe content is preferably 0.20% by mass or more and 0.40% by mass or less. If the Fe content is less than 0.20% by mass, it is difficult to obtain the above effects. In addition, it is necessary to increase the purity of the base metal, and the recycled material cannot be used as it is. If the Fe content exceeds 0.40% by mass, a huge intermetallic compound is formed, which may cause cracks during molding.
  • the Fe content is preferably 0.20% by mass or more and 0.35% by mass or less.
  • Si is one of the impurity elements.
  • the Si content is preferably 0.10% by mass or more.
  • the Si content of Si exceeds 0.20% by mass, it forms an intermetallic compound with Mg or Mn and Fe, reduces the solid solution amount of Mg or Mn, and reduces the above effects of Mg or Mn. may cause Therefore, the Si content is preferably 0.20% by mass or less.
  • Cu copper contributes to improving the strength of the cap.
  • the Cu content is preferably 0.01% by mass or more and 0.15% by mass or less. If it is less than 0.01% by mass, the effect of Cu may not be exhibited, and if it exceeds 0.15% by mass, the strength may become too high and the formability may deteriorate.
  • Ti titanium
  • Ti is an optional element and may not be contained, but may be contained with an upper limit of 0.10% by mass.
  • Ti has the effect of reducing micro-segregation in the aluminum alloy ingot during production and finely dispersing the intermetallic compound, thereby refining the crystal grains and making the structure uniform.
  • the Ti content is preferably 0.01% by mass or more.
  • Al aluminum
  • Al-Ti compound a huge intermetallic compound
  • the alloy composition of the aluminum alloy according to the embodiment of the present invention consists of Al and unavoidable impurities as the balance other than the above elements.
  • Unavoidable impurities are inevitably mixed in during the preparation of the intended aluminum alloy, and the content is controlled so that they exist at a known impurity content.
  • Zn (zinc), Cr (chromium), and the like may be contained as unavoidable impurities, but if each is 0.10% by mass or less, the above-described characteristics are not impaired, and the inclusion of these components is also permitted. Also, within this range, recyclability is not impaired.
  • the Zn and Cr contents are preferably less than 0.01% by mass each.
  • the total content of inevitable impurities is preferably 0.10% by mass or less.
  • the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention has a rolling direction tensile strength of 280 MPa or more and 320 MPa or less after heat treatment at 190°C for 10 minutes, and a difference between tensile strength and yield strength of 35 MPa or more. If the tensile strength is less than 280 MPa, pressure resistance may be insufficient. On the other hand, if it exceeds 320 MPa, wrinkles may occur during the drawing process, and there is a risk that sufficient sealing performance may not be obtained, and the ease of opening the plug may deteriorate.
  • the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention has a creep strain rate of 3.0 for 60 hours or more and 80 hours or less from the start of the creep test under the conditions of a material temperature of 80 ° C. and a load on the test piece of 100 MPa. ⁇ 10 ⁇ 4 % h ⁇ 1 or less.
  • the creep strain amount is Test times exceeded 1000 days to reach 0.3%.
  • the creep strain rate decreases as the test time elapses, in the creep test under the above conditions, if the creep rate for 60 hours or more and 80 hours or less from the start of the test is 3.0 ⁇ 10 -4 % h -1 or less, The test time required for the creep strain amount to reach 0.3% must exceed 1000 days. Blow-off may occur, for example, when the amount of creep strain reaches 0.3%. Then, the aluminum alloy plate that satisfies the above conditions has excellent long-term creep resistance, and can provide a cap that suppresses a decrease in blow-off resistance due to long-term storage as compared to conventional caps.
  • the electrical conductivity of the rolled sheet after stabilization treatment is preferably 25% IACS or more and 34% IACS or less. If the conductivity is less than 25% IACS or more than 34% IACS, it may not be possible to maintain sufficient binding force at the bottom of the cap. If the aluminum alloy contains a large amount of solute elements (particularly Mn and Mg) in solid solution, the electrical conductivity is lowered, work hardening is likely to occur, and the moldability of the cap may be lowered. On the other hand, if the solid solution amount of the solute elements (especially Mn and Mg) is small, the electrical conductivity may increase, the strength may decrease, and the binding force may decrease.
  • solute elements especially Mn and Mg
  • the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention can be manufactured by a manufacturing method including steps A to G described above.
  • casting is performed according to a conventional method to obtain an ingot made of an aluminum alloy having the above alloy composition.
  • predetermined homogenization treatment step B
  • hot rough rolling step C
  • hot finish rolling step D
  • cooling step E
  • cold rolling step F
  • stabilization heat treatment Step G
  • cold rolling step F
  • intermediate annealing refers to heat treatment performed before cold rolling or between passes of cold rolling.
  • an aluminum alloy having a slab thickness of about 450 mm to 600 mm obtained by casting by a known casting method such as semi-continuous casting (DC casting) Use an ingot.
  • the temperature range of at least 400° C. to 460° C. is raised at a rate of 30° C./hour or more.
  • the ingot is homogenized by holding it at a first temperature of 460° C. or more and 540° C. or less for 2 hours or more and 24 hours or less.
  • the first temperature need not be constant over 2 hours or more and 24 hours or less, and may vary in the range of 460° C. or more and 540° C. or less.
  • Such a homogenization treatment enables the size and distribution of precipitates to be effective in suppressing the growth of the Cube orientation, which is the recrystallization texture formed during recrystallization of the hot-rolled sheet.
  • precipitates are Al--Mn-based compounds and Al--Mn--Si-based compounds, which precipitate most at around 480.degree.
  • Such a compound has a higher interfacial energy with the parent phase than other intermetallic compounds, and is precipitated in a fine spherical shape, so that it exerts an effect of suppressing the growth of the Cube orientation.
  • the temperature increase rate in the temperature range of 400 ° C. or higher and 460 ° C. or lower in the heating step has a particularly large effect on the precipitation behavior of the intermetallic compound described above.
  • the size of precipitates remains as fine as 0.5 ⁇ m or less.
  • a sufficient recrystallized structure may not be obtained at the end of hot rolling.
  • the strength of the cap material may become excessively high and/or the selvage rate may become excessively large.
  • the upper limit of this temperature increase rate is, for example, 200° C./hour.
  • the homogenization treatment is carried out by maintaining the temperature in the temperature range of 460°C or higher and 540°C or lower after the above heating process. If the holding temperature is lower than 460° C., the diffusion speed becomes slow, so that the size of the compound becomes too fine as 0.5 ⁇ m or less, and a sufficient recrystallized structure may not be obtained at the end of hot rolling. If the holding temperature exceeds 540° C., the amount of the compound existing in the equilibrium state decreases, so the amount of precipitation may become insufficient. Furthermore, the interfacial energy with the matrix phase is relatively low, the precipitate size tends to increase, and the effect of suppressing the growth of the Cube orientation after hot rolling may be reduced. Further, when the holding time in the temperature range of 460° C.
  • Rough hot rolling performed after the homogenization treatment is completed within 15 minutes at a second rolling temperature of 460° C. or higher and 540° C. or lower with a rolling rate of 5% or higher and 35% or lower for each pass. It is done as follows.
  • the second temperature does not need to be constant, and may vary within a range of 460°C or higher and 540°C or lower.
  • the second temperature is set independently of the first temperature.
  • Rough hot rolling can be performed using a known rolling mill, but it is preferable to use, for example, a reverse type rough rolling mill.
  • the material may adhere to the rolling rolls, resulting in a deterioration of the surface quality of the material.
  • precipitation sites for intermetallic compounds are successively introduced, so they can be densely precipitated even in a short period of time.
  • the compound may precipitate finely and a sufficient recrystallized structure may not be obtained after the hot rolling is finished.
  • the rolling reduction is less than 5%, the amount of heat generated during processing decreases, and the rolling temperature may drop below 460°C. Temperatures may exceed 540°C.
  • Hot rough rolling is preferably completed within 15 minutes, and if it exceeds 15 minutes, the time for fine precipitation of precipitates increases similarly to the above, so that a sufficient recrystallized structure is obtained after hot rolling. Sometimes I can't.
  • hot rough rolling for example, a hot rough rolled sheet having a thickness of about 22 mm to 32 mm is obtained.
  • Hot finish rolling is performed so that the finishing temperature is a third temperature of 300°C or higher and 350°C or lower to obtain a hot rolled sheet.
  • Hot finish rolling can be performed using various known hot rolling mills, but it is preferable to use, for example, a tandem hot rolling mill with three or more stands.
  • the finishing temperature In hot finish rolling, if the finishing temperature is lower than 300°C, a sufficient recrystallized structure cannot be obtained, and the lugs in the 45° direction of the product plate become too large, causing transportation troubles during cap production. The undulations at the edge of the mouth become large, and a sufficient seal may not be obtained.
  • the finishing temperature exceeds 350° C., part of the material to be rolled will adhere to the rolling rolls, possibly leading to deterioration of the surface quality of the hot-rolled sheet. In this hot finishing rolling, the draft is generally about 88% to 94%. If the rolling reduction is too low, the amount of strain accumulated during hot finish rolling may be small, and recrystallization after the completion of rolling may be insufficient.
  • a hot-rolled sheet having a thickness of about 1.8 mm to 2.8 mm is obtained.
  • the hot-rolled sheet immediately after hot finish rolling is cooled from the hot state at the hot-rolling end temperature to around normal temperature of 50°C or less at a cooling rate of 20°C/hour or less.
  • recrystallization in the hot-rolled sheet proceeds sufficiently to obtain a suitable ear ratio.
  • the sheet immediately after hot finish rolling may be held at a temperature of 300° C. or higher for one hour or more (holding step).
  • the hot-rolled sheet that has undergone this holding step is cooled under the conditions described above, the recrystallization of the hot-rolled sheet can be further promoted, and the ear property can be further improved.
  • the upper limit of the holding temperature and holding time in the holding step can be appropriately selected in consideration of the effect, but for example, the upper limit of the holding temperature is about 350 ° C. and the upper limit of the holding time is about 5 hours. .
  • the cooled hot-rolled sheet is then further cold-rolled to obtain an aluminum alloy sheet with the desired thickness.
  • Cold rolling is preferably performed at a rolling reduction of 70% or more and 93% or less.
  • a rolled sheet having a thickness of about 0.2 mm to 0.7 mm is obtained.
  • the alloy composition of the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention has a higher work hardenability than the alloy composition described in Patent Document 1 because it contains more Mg (and Mn). Therefore, the lower limit of the rolling reduction in cold rolling can be made lower (70% or more) than in Patent Document 1 (83% or more).
  • the rolling reduction In cold rolling, if the rolling reduction is lower than 70%, sufficient strength may not be obtained. In addition, the lugs in the 0° direction and 180° direction with respect to the rolling direction cannot be made sufficiently small, and the lugs in the 45° direction become small. It may reduce sexuality. Furthermore, after capping, the end portion of the mouth of the cap may be greatly undulated, and sufficient sealing performance may not be obtained. On the other hand, if the rolling reduction exceeds 93%, the work hardening of the resulting rolled sheet becomes significant, and the formability and blow-off resistance may deteriorate. Moreover, a desired selvage rate may not be obtained, resulting in a decrease in productivity.
  • intermediate annealing may be performed to control formability.
  • cold rolling is performed without performing intermediate annealing after the cooling step. I do. If intermediate annealing is performed, the solid solution amount of Mn may decrease, and the long-term creep resistance may decrease. In addition, by omitting the intermediate annealing, it is possible to contribute to the reduction of the environmental load.
  • the cold-rolled aluminum alloy plate is subjected to a stabilization heat treatment at a fourth temperature of 180°C or higher and 240°C or lower for 1 hour or longer and 5 hours or shorter.
  • the fourth temperature need not be constant over 1 hour or more and 5 hours or less, and may vary in the range of 180° C. or more and 240° C. or less.
  • the stabilization heat treatment the strain accumulated by cold rolling can be relaxed, the strain distribution on the surface of the rolled plate can be uniformed, and, for example, the occurrence of wicket marks during paint baking can be prevented.
  • the strain may not be sufficiently relaxed. Further, when the treatment time is less than 1 hour, a sufficient effect cannot be obtained, and when it exceeds 5 hours, the strength may be lowered. Moreover, lengthening the processing time is not preferable from the viewpoint of environmental load.
  • an aluminum alloy plate for a ring-pull cap that is excellent in blow-off resistance, easy-openability, recyclability and long-term creep resistance even when the thickness is reduced, and a method for producing the same are provided. can get.
  • Example 1 Aluminum alloys (Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 4) having various alloy compositions shown in Table 1 below were produced according to the production method described above. After soaking at 490° C. for 2 hours, hot rolling was performed, cold rolling was performed at room temperature, and stabilization heat treatment was performed at a temperature range of 215° C. or higher and 233° C. or lower for 2 hours. The alloy composition was analyzed by a cantometer (ARL4460, Thermo Fisher Scientific Co., Ltd.). Also, as a comparative material, an A5052 alloy material was tested. In addition, in Comparative Example 1, intermediate annealing was performed. The conditions for the intermediate annealing were a heating rate of 100° C./min or more and a condition of maintaining the temperature of the rolled sheet within the range of 400° C. or higher and 500° C. or lower for 10 minutes or less.
  • a strain gauge 12 was attached to the test piece 10 shown in FIG. 1 to measure the creep strain. Numerical values in FIG. 1 represent dimensions in mm. A test piece shown in FIG. 1 was taken from each sample in a direction forming an angle of 0° with respect to the rolling direction, and the creep strain was measured under conditions of an ambient temperature of 80° C. and an applied load of 100 MPa. Then, samples with a creep strain rate of 3.0 ⁇ 10 ⁇ 4 %h ⁇ 1 or less after 60 hours or more and 80 hours or less from the start of the test were evaluated as acceptable, and those other than this were determined as unacceptable. For the creep strain rate, the slope of the graph of creep strain against time was calculated by the least squares method in the range of 60 hours or more and 80 hours or less after the start of the test.
  • Table 2 shows the results of evaluating the tensile strength, yield strength, difference between tensile strength and yield strength, creep strain rate, and electrical conductivity. .
  • x x (NG) was given in the comprehensive judgment.
  • the "cold rolling rate” in Table 2 indicates the reduction rate during cold rolling. The rolling reduction in other rolling steps does not affect the properties.
  • Comparative Example 1 had the same alloy composition as Example 2, but did not have sufficient long-term creep resistance. It is considered that this is because the amount of solid solution of Mn decreased due to the intermediate annealing. Since Comparative Example 2 had a high Mg content, sufficient long-term creep resistance was not obtained. It is considered that this is because Mg has a high diffusion rate and softens with age. In Comparative Examples 3 and 4, since the Mn content was low, sufficient long-term creep resistance was not obtained. This is probably because when the content of Mn is low, the effect of reducing the movement speed of dislocations due to dissolved Mn cannot be obtained.
  • the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention is suitable for, for example, ring-pull caps used for containers of carbonated beverages, and can provide blow-off resistance during long-term storage compared to conventional caps.

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Abstract

アルミニウム合金板は、質量基準で、Ｍｎ：０．５０％以上１．１０％以下、Ｍｇ：２．８５％以上３．４８％未満、Ｆｅ：０．２０％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１５％以下、任意元素として質量基準で０．１０％を上限としてＴｉを含有し、かつ残部がアルミニウムと不可避不純物である合金組成を有する圧延板であって、１９０℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さが２８０ＭＰａ以上３２０ＭＰａ以下であり、引張強さと耐力の差が３５ＭＰａ以上であり、導電率が２５％ＩＡＣＳ以上３４％ＩＡＣＳ以下であって、かつ、材料温度が８０℃、試験片への負荷が１００ＭＰａの条件のクリープ試験において、試験開始から６０時間以上８０時間以下のクリープひずみ速度が３．０×１０－４％ｈ－１以下である。

Description

リングプル型キャップ用のアルミニウム合金板およびその製造方法
　本発明は、リングプル型キャップ、特にマキシキャップの製造に好適に用いられるアルミニウム合金板およびその製造方法に関する。ここで、マキシキャップは、プルリングがプラスチックで形成されているものを含む。
　リングプル型キャップ（特にマキシキャップ）は、リングタブを引っ張り、キャップの裾部（側面）から天面に設けたスコア（切込み線、溝）に沿って、キャップを引き裂いて開栓する。リングプル型キャップは、易開栓性とともに、高い密閉性およびＴＥ性（いたずら防止性）を備えており、飲料用途等に広く利用されている。
　近年、リングプル型キャップの薄肉軽量化が望まれている。現在の板厚の主流は、０．２ｍｍ～０．３ｍｍであり、０．２ｍｍ未満とすることが求められている。しかしながら、単純にキャップを薄肉化することはできない。例えば、スコア部の厚さ（スコア直下のアルミニウム合金板の厚さ）が小さ過ぎると、密閉性が低下するおそれがある。また、スコアに沿ってキャップを引き裂くことが難しくなり、易開栓性が低下するおそれもある。
　また、リングプル型キャップには、耐ブローオフ性が求められる。「ブローオフ」という現象は、開栓の最初にキャップの裾部を引き裂いて容器内の圧力が解放される前に、キャップが容器の口部から勢い良く外れる（飛ぶ）現象を指す。その原因は、キャップの裾部が容器の口部を拘束する力が十分でないことにある。キャップの薄肉化は、耐ブローオフ性を低下させることも懸念される。
　また、環境負荷を低減するために、リサイクル性も求められている。リサイクルプロセスの効率化の観点からは、キャップも、アルミボトルや飲料缶等と一緒にリサイクルできることが望ましい。しかしながら、用途に応じて、組成の異なる合金が用いられており、リサイクルの効率化の障害となっている。
　特許文献１によると、アルミニウム合金の組成におけるＭｇ、Ｍｎ、Ｆｅ、ＳｉおよびＣｕの含有量、耳率の範囲、および結晶粒サイズを限定し、さらには所定の熱処理後の引張強さを限定することにより、薄肉化しても、耐ブローオフ性、易開栓性、およびリサイクル性に優れたリングプル型キャップ用のアルミニウム合金板が提供され得る。アルミニウム合金の組成は、質量基準で、Ｍｇ：２．２～２．８％、Ｍｎ：０．２０～０．５０％、Ｆｅ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．０５～０．２０％、Ｃｕ：０．０１～０．１５％を含有し、かつ残部がアルミニウムと不可避不純物とされている。アルミニウム合金の組成は、質量基準で、Ｔｉ：０．０１％～０．１０％をさらに含んでもよいとされている。特許文献１の開示内容のすべてを参照により本明細書に援用する。
特開２０１１－１３２５９２号公報（特許第５５９６３３７号公報）
　本発明者の検討によると、特許文献１に記載のアルミニウム合金は高い耐ブローオフ性を有しているが、一層の向上が求められる。例えば、炭酸飲料用の容器に用いられる場合、容器の内圧が高いので、キャップに高い耐ブローオフ性が求められる。炭酸飲料用の容器が、例えば４０℃を超える高温化で長期間保管されると、キャップは、長期間にわたって高い内圧を受けるので、キャップの形状が経時変化するおそれがある。すなわち、高温で長期間保存されると、耐ブローオフ性が低下するおそれがある。この耐ブローオフ性の低下を抑制するためには、高温下において長期間応力が負荷されても変形しない特性（長期耐クリープ性）の向上が求められる。
　そこで、本発明は、薄肉化しても、耐ブローオフ性、易開栓性、リサイクル性および長期耐クリープ性に優れたリングプル型キャップ用のアルミニウム合金板、およびそのようなアルミニウム合金板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の実施形態によると、以下の項目に記載の解決手段が提供される。
[項目１]
　質量基準で、Ｍｎ：０．５０％以上１．１０％以下、Ｍｇ：２．８５％以上３．４８％未満、Ｆｅ：０．２０％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１５％以下、任意元素として質量基準で０．１０％を上限としてＴｉを含有し、かつ残部がアルミニウムと不可避不純物である合金組成を有する圧延板であって、
　１９０℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さが２８０ＭＰａ以上３２０ＭＰａ以下であり、引張強さと耐力の差が３５ＭＰａ以上であり、導電率が２５％ＩＡＣＳ以上３４％ＩＡＣＳ以下であって、かつ、材料温度が８０℃、試験片への負荷が１００ＭＰａの条件のクリープ試験において、試験開始から６０時間以上８０時間以下のクリープひずみ速度が３．０×１０－４％ｈ－１以下である、リングプル型キャップ用のアルミニウム合金板。
　前記合金組成は、質量基準で、Ｍｎ：０．５０％超１．０６％以下、Ｍｇ：２．９０％以上３．０９％以下を含有してもよい。
　前記クリープひずみ速度は２．６×１０－４％ｈ－１以下であってもよい。
［項目２］
　前記合金組成は、質量基準で、Ｔｉ：０．０１％以上含有する、項目１に記載のアルミニウム合金板。
［項目３］
　前記不可避不純物に含まれるＣｒは、質量基準で０．０１％未満である、項目１または２に記載のアルミニウム合金板。
［項目４］
　項目１から３のいずれかに記載のアルミニウム合金板を製造する方法であって、
　前記合金組成を有するアルミニウム合金からなる鋳塊を、少なくとも４００℃以上４６０℃以下の温度域における昇温速度が３０℃／時間以上となるように加熱する工程Ａと、
　前記工程Ａの後に、前記鋳塊を４６０℃以上５４０℃以下の第１の温度で、２時間以上２４時間以下にわたって保持することによって均質化処理を施す工程Ｂと、
　前記工程Ｂの後に、パス毎の圧延率を５％以上３５％以下として、圧延温度：４６０℃以上５４０℃以下の第２の温度で、１５分以内に終了するように熱間粗圧延を行なう工程Ｃと、
　前記工程Ｃの後に、終了温度が３００℃以上３５０℃以下の第３の温度となるように熱間仕上げ圧延を行って熱間圧延板を得る工程Ｄと、
　前記工程Ｄで得られた前記熱間圧延板を２０℃／時間以下の冷却速度で冷却する工程Ｅと、
　前記工程Ｅの後に、中間焼鈍を行うことなく、前記熱間圧延板を圧下率：７０％以上９３％以下で冷間圧延を行う工程Ｆと、
　前記工程Ｆの後に、１８０℃以上２４０℃以下の第４の温度で１時間以上５時間以下にわたって安定化熱処理を行なう工程Ｇと
を包含する、製造方法。
［項目５］
　前記工程Ｅの前に、前記工程Ｄで得られた前記熱間圧延板を、３００℃以上の温度で１時間以上にわたって保持する工程をさらに包含する、項目４に記載の製造方法。
　本発明の実施形態によると、薄肉化しても、耐ブローオフ性、易開栓性、リサイクル性および長期耐クリープ性に優れたリングプル型キャップ用のアルミニウム合金板、およびそのようなアルミニウム合金板の製造方法が提供される。
クリープ試験に用いた試験片について説明するものであって、試験片の平面形態説明図である。
　以下、図面を参照して、本発明の実施形態によるリングプル型キャップ用のアルミニウム合金板およびその製造方法を説明する。本発明の実施形態によるリングプル型キャップ用のアルミニウム合金板およびその製造方法は、以下で例示するものに限定されない。
　本発明者は、特許文献１に記載のアルミニウム合金板の有する耐ブローオフ性、易開栓性、およびリサイクル性を損なうことなく、長期耐クリープ性を向上させることができる合金組成を検討した。その結果、後に実験例（実施例および比較例）の一部を示すように、Ｍｎ（マンガン）およびＭｇ（マグネシウム）の含有率を調整することによって、他の特性を損なうことなく、長期耐クリープ性を向上させられることを見出した。
　本発明の実施形態によるアルミニウム合金板は、質量基準で、Ｍｎ：０．５０％以上１．１０％以下、Ｍｇ：２．８５％以上３．４８％未満、Ｆｅ：０．２０％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１５％以下、任意元素として質量基準で０．１０％を上限としてＴｉを含有し、かつ残部がアルミニウムと不可避不純物である合金組成を有する。合金組成は、質量基準で、Ｍｎ：０．５０％超１．０６％以下、Ｍｇ：２．９０％以上３．０９％以下を含有してもよい。また、合金組成は、質量基準で、Ｔｉ：０．０１％以上含有してもよい。不可避不純物に含まれるＣｒは、質量基準で０．０１％未満であることが好ましい。
　本発明の実施形態によるアルミニウム合金板は、上記の合金組成を有する圧延板であって、１９０℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さが２８０ＭＰａ以上３２０ＭＰａ以下であり、引張強さと耐力の差が３５ＭＰａ以上であり、導電率が２５％ＩＡＣＳ以上３４％ＩＡＣＳ以下であって、かつ、材料温度が８０℃、試験片への負荷が１００ＭＰａの条件のクリープ試験において、試験開始から６０時間以上８０時間以下のクリープひずみ速度が３．０×１０－４％ｈ－１以下である。
　本発明の実施形態によるアルミニウム合金板が有する優れた長期耐クリープ性と合金組織の構造等との関係を特定することは困難であるが、本発明の実施形態によるアルミニウム合金板は少なくとも以下の方法によって製造され得る。
　本発明の実施形態による製造方法は、上記合金組成を有するアルミニウム合金からなる鋳塊を、少なくとも４００℃以上４６０℃以下の温度域における昇温速度が３０℃／時間以上となるように加熱する工程Ａと、工程Ａの後に、鋳塊を４６０℃以上５４０℃以下の第１の温度で、２時間以上２４時間以下にわたって保持することによって均質化処理を施す工程Ｂと、工程Ｂの後に、パス毎の圧延率を５％以上３５％以下として、圧延温度：４６０℃以上５４０℃以下の第２の温度で、１５分以内に終了するように熱間粗圧延を行なう工程Ｃと、工程Ｃの後に、終了温度が３００℃以上３５０℃以下の第３の温度となるように熱間仕上げ圧延を行って熱間圧延板を得る工程Ｄと、工程Ｄで得られた熱間圧延板を２０℃／時間以下の冷却速度で冷却する工程Ｅと、工程Ｅの後に、中間焼鈍を行うことなく、熱間圧延板を圧下率：７０％以上９３％以下で冷間圧延を行う工程Ｆと、工程Ｆの後に、１８０℃以上２４０℃以下の第４の温度で１時間以上５時間以下にわたって安定化熱処理を行なう工程Ｇとを包含する。工程Ｅの前に、工程Ｄで得られた熱間圧延板を、３００℃以上の温度で１時間以上にわたって保持する工程をさらに包含してもよい。
　発明の実施形態によるアルミニウム合金板が有する合金組成について説明する。
　Ｍｎは、耐クリープ特性を向上させる効果を発揮し、Ｍｎを０．５０質量％以上含有するアルミニウム合金板は、優れた長期耐クリープ特性を有することを本発明者は見出した。このとき、Ｍｎの含有率は１．１０質量％以下であることが好ましい。Ｍｎの含有率が１．１０質量％を超えると、鋳造時に、Ｆｅ（鉄）等の元素と巨大な金属間化合物を形成し、成形時の割れの起点になるおそれが生じる。Ｍｎの含有率は、０．５０質量％超１．０６％以下であることがさらに好ましく、強度の観点から、０．７０質量％以上がさらに好ましい。
　Ｍｇは、成形性を維持しながら、強度（耐圧性・耐ブローオフ性）および易開栓性を向上させる効果を発揮する。上記の含有率のＭｎを含むアルミニウム合金板において、Ｍｇの含有率は、２．８５質量％以上３．４８質量％未満であることが好ましい。Ｍｇ含有率が３．４８質量％以上になると、室温における時効軟化が高くなり、長期保管後の開栓時の耐ブローオフ性が低下するおそれがある。強度を高めかつ時効軟化を抑えるという観点から、Ｍｇ含有率は、２．９０質量％以上３．０９質量％以下であることが好ましい。
　Ｆｅ（鉄）は、Ｍｎ等と金属間化合物を形成し、熱間圧延後の再結晶粒を細かくする作用を有し、易開栓性を向上させる効果を発揮する。Ｆｅの含有率は、０．２０質量％以上０．４０質量％以下であることが好ましい。Ｆｅの含有率が０．２０質量％未満では、上述の効果が得られ難くなる。また、地金の純度を高める必要があり、リサイクル材をそのまま使用することができなくなる。Ｆｅの含有率が０．４０質量％を超えると、巨大な金属間化合物を生成し、成形時の割れの起点になるおそれが生じる。Ｆｅの含有率は、０．２０質量％以上０．３５質量％以下であることが好ましい。
　Ｓｉ（珪素）は、不純物元素のひとつである。リサイクル材の使用を促進するために、Ｓｉの含有率は０．１０質量％以上であることが好ましい。一方、Ｓｉの含有率が０．２０質量％を超えると、Ｍｇまたは、ＭｎおよびＦｅと金属間化合物を形成し、ＭｇまたはＭｎの固溶量を低減させ、ＭｇまたはＭｎの上記の効果を低減させることがある。したがって、Ｓｉの含有率は０．２０質量％以下であることが好ましい。
　Ｃｕ（銅）は、キャップとしての強度の向上に寄与する。Ｃｕ含有率は、０．０１質量％以上０．１５質量％以下であることが好ましい。０．０１質量％未満では、Ｃｕの効果が発揮されないことがあり、０．１５質量％を超えると、強度が高くなり過ぎて、成形性が低下することがある。
　さらに、Ｔｉ（チタン）を含んでもよい。Ｔｉは、任意元素であり、含まなくてもよいが、０．１０質量％を上限として含有してもよい。Ｔｉは、製造時にアルミニウム合金鋳塊のミクロ偏析を軽減させ、金属間化合物を細かく分散させることにより、結晶粒を細かくする効果を有し、組織を均一にすることができる。Ｔｉの効果を得るためには、Ｔｉの含有率は、０．０１質量％以上であることが好ましい。ただし、Ｔｉの含有率が０．１０質量％を超えると、Ａｌ（アルミニウム）と巨大な金属間化合物（Ａｌ－Ｔｉ化合物）を生成することがあるので、Ｔｉの含有率は０．１０質量％以下であることが好ましい。
　本発明の実施形態によるアルミニウム合金の合金組成は、上記の元素以外の残部はＡｌと不可避不純物からなる。不可避不純物は、目的とするアルミニウム合金の調製に際して、必然的に混入するものであって、公知の不純物含有率で存在するように、その含有率が制御される。例えば、不可避不純物として、Ｚｎ（亜鉛）やＣｒ（クロム）等が含有され得るが、それぞれ、０．１０質量％以下であれば、上述した特性を損なうことがなく、それら成分の含有も許容され、また、その範囲内であれば、リサイクル性も損なわれることはない。ＺｎおよびＣｒの含有率はそれぞれ０．０１質量％未満であることが好ましい。また、不可避不純物（Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ以外の元素）の合計の含有率は０．１０質量％以下であることが好ましい。
　本発明の実施形態によるアルミニウム合金板は、１９０℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さが２８０ＭＰａ以上３２０ＭＰａ以下であり、引張強さと耐力の差が３５ＭＰａ以上である。上記の引張強さが２８０ＭＰａ未満であると、耐圧性不足となることがある。また、３２０ＭＰａを超えると、絞り加工時に皺が発生し、十分な密閉性が得られないおそれがあり、易開栓性が低下することがある。
　さらに、本発明の実施形態によるアルミニウム合金板は、材料温度が８０℃、試験片への負荷が１００ＭＰａの条件のクリープ試験において、試験開始から６０時間以上８０時間以下のクリープひずみ速度が３．０×１０－４％ｈ－１以下である。本発明者の実験によると、上記の条件のクリープ試験において、試験開始から６０時間以上８０時間以下のクリープひずみ速度が３．０×１０－４％ｈ－１以下であれば、クリープひずみ量が０．３％に達するまでに試験時間が１０００日を超える結果が得られた。クリープひずみ速度は試験時間の経過とともに遅くなるので、上記の条件のクリープ試験において、試験開始から６０時間以上８０時間以下のクリープ速度が３．０×１０－４％ｈ－１以下であれば、クリープひずみ量が０．３％に達するまでの試験時間は必ず１０００日を超えることになる。ブローオフは、例えばクリープひずみ量が０．３％に達すると発生するおそれがある。そうすると、上記の条件を満足するアルミニウム合金板は、優れた長期耐クリープ性を有し、従来よりも長期保存による耐ブローオフ性の低下が抑制されたキャップを提供することができる。
　さらに、安定化処理後の圧延板の導電率は、２５％ＩＡＣＳ以上３４％ＩＡＣＳ以下であることが好ましい。導電率が２５％ＩＡＣＳ未満または３４％ＩＡＣＳ超の場合は、キャップの裾部において十分な拘束力を保つことができないことがある。アルミニウム合金は、溶質元素（特に、ＭｎおよびＭｇ）の固溶量が多いと、導電率が低下し、加工硬化しやすくなり、キャップの成形性が低下するおそれがある。一方、溶質元素（特に、ＭｎおよびＭｇ）の固溶量が少ないと、導電率が上昇し、強度が低下し、拘束力が低下するおそれがある。
　本発明の実施形態によるアルミニウム合金板は、上述した工程Ａから工程Ｇを含む製造方法で製造され得る。先ず、常法に従って鋳造し、上記の合金組成を有するアルミニウム合金からなる鋳塊を得る。得られたアルミニウム合金の鋳塊を所定の条件で加熱（工程Ａ）した後、所定の均質化処理（工程Ｂ）、熱間粗圧延（工程Ｃ）、熱間仕上げ圧延（工程Ｄ）、冷却（工程Ｅ）、冷間圧延（工程Ｆ）、および安定化熱処理（工程Ｇ）を施す。ここで、冷却（工程Ｅ）の後、中間焼鈍を行うことなく、冷間圧延（工程Ｆ）を行う。なお、中間焼鈍とは、冷間圧延前もしくは冷間圧延のパス間に行う熱処理をいう。
　ここで、加熱（工程Ａ）および均質化処理（工程Ｂ）においては、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）等の公知の鋳造方法によって鋳造して得られた、スラブ厚が４５０ｍｍ～６００ｍｍ程度のアルミニウム合金鋳塊を用いる。加熱工程では、少なくとも４００℃以上４６０℃以下の温度域を３０℃／時間以上の昇温速度で昇温させる。その後、鋳塊を４６０℃以上５４０℃以下の第１の温度で、２時間以上２４時間以下にわたって保持することによって均質化処理を施す。ここで、第１の温度は、２時間以上２４時間以下にわたって一定である必要はなく、４６０℃以上５４０℃以下の範囲で変化してもよい。このような均質化処理により、熱間圧延板の再結晶時に形成される再結晶集合組織であるＣｕｂｅ方位の成長を抑制するのに有効な析出物の大きさと分布にすることができる。ここで、そのような析出物は、Ａｌ－Ｍｎ系化合物およびＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物であり、４８０℃付近で最も多く析出する。このような化合物は、母相との界面エネルギーが他の金属間化合物と比べて高く、かつ微細な球状に析出するので、Ｃｕｂｅ方位の成長を抑制する効果を発揮する。なお、再結晶化された熱間圧延板において、Ｃｕｂｅ方位に成長した結晶粒が多く集積すると、０°方向や９０°方向の４山（４つの山）の耳率が大きくなり、冷間圧延後にも適正な耳率を得ることが困難となることがある。
　加熱工程における４００℃以上４６０℃以下の温度領域における昇温速度は、上述した金属間化合物の析出挙動に特に大きく影響し、昇温速度が３０℃／時間よりも低いと、その温度域における保持時間が長くなり、析出物のサイズが０．５μｍ以下と微細なままとなってしまう。その結果、熱間圧延終了時に十分な再結晶組織が得られないことがある。そうすると、キャップ材の強度が過度に高くなる、および／または、耳率が過度に大きくなることがある。なお、この昇温速度の上限は、例えば２００℃／時間である。
　均質化処理は、上記の加熱工程の後、４６０℃以上５４０℃以下の温度域に保持することにより、行なわれる。保持温度が４６０℃未満では、拡散速度が遅くなるので、化合物のサイズが０．５μｍ以下と微細になり過ぎ、熱間圧延終了時に十分な再結晶組織が得られなくなることがある。保持温度が５４０℃を超えると、平衡状態で存在する化合物の量が減少するので、析出量が不十分となることがある。さらに、母相との界面エネルギーが比較的低く、析出物サイズが大きくなり易く、熱間圧延後のＣｕｂｅ方位の成長を抑制する効果が低下することがある。また、４６０℃以上５４０℃以下の温度域での保持時間が２時間未満となると、上記の析出量が不十分となり、一方、保持時間が２４時間を超えると、析出物が粗大化することがあり、熱間圧延後のＣｕｂｅ方位の成長を抑制する効果が低下することがある。また、保持時間の長時間化は、環境負荷の観点からも好ましくない。
　均質化処理の後に実施される熱間粗圧延は、パス毎の圧延率を５％以上３５％以下として、圧延温度：４６０℃以上５４０℃以下の第２の温度で、１５分以内に終了するように行われる。第２の温度は、一定である必要はなく、４６０℃以上５４０℃以下の範囲で変化してもよい。第２の温度は第１の温度と独立に設定される。熱間粗圧延は、公知の圧延機を用いて行うことができるが、例えばリバース式の粗圧延機を用いることが好ましい。
　熱間粗圧延工程において、圧延温度が５４０℃を超えると、圧延ロールに素材が凝着し、素材の表面品質の低下を招くおそれがある。熱間圧延中は、金属間化合物の析出サイトが逐次導入されることとなるので、短時間でも密に析出することができるが、圧延温度が４６０℃未満では、均質化処理温度が４６０℃未満の場合と同様に、化合物が微細に析出し、熱間圧延終了後に十分な再結晶組織を得ることができないことがある。また、圧下率が５％未満では、加工発熱量が少なくなるために、圧延温度が４６０℃を下回る可能性があり、一方、圧下率が３５％を超えると、加工発熱量が過大となり、圧延温度が５４０℃を超えるおそれが生じる。熱間粗圧延は、１５分以内に終了させることが好ましく、１５分を超えると、上記と同様に析出物が微細に析出する時間が増加するため、熱間圧延後に十分な再結晶組織を得ることができないことがある。このような熱間粗圧延によって、例えば、厚さが２２ｍｍ～３２ｍｍ程度の熱間粗圧延板が得られる。
　次に、終了温度が３００℃以上３５０℃以下の第３の温度となるように熱間仕上げ圧延を行って熱間圧延板を得る。熱間仕上げ圧延は、公知の各種の熱間圧延機を用いて行うことができるが、例えば３スタンド以上のタンデム式熱間圧延機を用いることが好ましい。
　熱間仕上げ圧延において、終了温度が３００℃よりも低いと、十分な再結晶組織が得られず、製品板の４５°方向における耳が大きくなり過ぎて、キャップ製造時の搬送トラブルになる他、口端部のうねりが大きくなり、十分な密閉性が得られないことがある。一方、終了温度が３５０℃を超えると、圧延素材の一部が圧延ロールに凝着し、熱間圧延板の表面品質の低下を招くおそれがある。なお、この熱間仕上げ圧延において、圧下率としては、一般に、８８％～９４％程度が採用される。圧下率が低くなり過ぎると、熱間仕上げ圧延中に蓄積されるひずみ量が少なく、圧延終了後の再結晶が不十分となることがあり、また、圧下率が高くなり過ぎると、スタンド毎の圧下量が増し、圧延素材の一部が圧延ロールに凝着し、熱間圧延板の表面品質の低下を招くおそれがある。このような熱間仕上げ圧延によって、例えば、厚さが１．８ｍｍ～２．８ｍｍ程度の熱間圧延板が得られる。
　熱間仕上げ圧延の施された直後の熱間圧延板を、熱間圧延終了温度の熱い状態から、冷却速度：２０℃／時間以下の冷却速度で、５０℃以下の常温付近にまで冷却する。これによって、熱間圧延板における再結晶化が十分に進行し、好適な耳率が得られる。なお、冷却工程に先立って、熱間仕上げ圧延直後の板を、３００℃以上の温度で１時間以上保持してもよい（保持工程）。この保持工程を経た熱間圧延板を上述の条件で冷却すると、熱間圧延板の再結晶化をさらに促進することができ、耳率特性を一層向上させることができる。なお、保持工程における保持温度や保持時間の上限は、作用効果を考慮して、適宜に選定され得るが、例えば、保持温度の上限は３５０℃程度、保持時間の上限は、５時間程度である。
　次いで、冷却された熱間圧延板は、さらに、冷間圧延され、目的とする板厚のアルミニウム合金板が得られる。冷間圧延は圧下率が７０％以上９３％以下で行われることが好ましい。冷間圧延によって、例えば、厚さが０．２ｍｍ～０．７ｍｍ程度の圧延板が得られる。本発明の実施形態によるアルミニウム合金板の合金組成は、特許文献１に記載の合金組成よりも、Ｍｇ（およびＭｎ）の含有量が多いので、加工硬化性が高い。したがって、冷間圧延の圧下率の下限値を特許文献１（８３％以上）よりも低く（７０％以上）にできる。
　冷間圧延において、圧下率が７０％よりも低いと、十分な強度が得られないことがある。また、圧延方向に対して０°方向や１８０°方向における耳を十分に小さくすることができず、かつ４５°方向における耳が小さくなり、その結果、キャップ成形後の搬送時に不安定となり、生産性が低下することがある。さらに、打栓後にキャップ口端部のうねりが大きくなることがあり、十分な密閉性が得られないことがある。一方、圧下率が９３％を超えると、得られる圧延板の加工硬化が著しくなり、成形性や耐ブローオフ性が低下することがある。また、所望の耳率が得られず、生産性が低下することがある。
　なお、一般に、冷間圧延に際し、成形性を制御するために中間焼鈍することがあるが、本発明の実施形態による製造方法においては、冷却工程の後、中間焼鈍を行うことなく、冷間圧延を行う。中間焼鈍を行うと、Ｍｎの固溶量が低下し、長期耐クリープ性が低下することがある。また、中間焼鈍を省略することによって、環境負荷の低減に寄与することができる。
　その後、冷間圧延されたアルミニウム合金板に、１８０℃以上２４０℃以下の第４の温度で１時間以上５時間以下にわたって安定化熱処理を行なう。ここで、第４の温度は、１時間以上５時間以下にわたって一定である必要はなく、１８０℃以上２４０℃以下の範囲で変化してもよい。安定化熱処理では、冷間圧延によって蓄積されたひずみを緩和し、圧延板表面のひずみ分布を均一化し、例えば、塗装焼付け時のウィケットマークの発生を防止することができる。安定化熱処理温度が高いほど、その効果は高いものの、２４０℃を超えると、材料強度が低下することがある。一方、１８０℃未満の温度では、ひずみを十分に緩和できないことがある。また、処理時間が１時間未満では、十分な効果が得られず、５時間を超えると、強度の低下を招くおそれがある。また、処理時間の長時間化は、環境負荷の観点からも好ましくない。
　上述したように、本発明の実施形態によると、薄肉化しても、耐ブローオフ性、易開栓性、リサイクル性および長期耐クリープ性に優れたリングプル型キャップ用のアルミニウム合金板およびその製造方法が得られる。
　以下に、実験例（実施例１～４および比較例１～４）を例示して、本発明の実施形態によるアルミニウム合金板およびその製造方法を説明する。
　－実施例１－
　下記表１に示される各種合金組成を有するアルミニウム合金（実施例１～４および比較例１～４）を上述した製造方法に従って作製した。なお、４９０℃で２時間の均熱処理後、熱間圧延し、室温で冷延し、２１５℃以上２３３℃以下の温度範囲で２時間の安定化熱処理を行った。合金組成は、カントメーター（サーモフィッシャーサイエンティフィック株式会社ＡＲＬ４４６０）によって分析した。また、比較材として、Ａ５０５２合金材を供試した。なお、比較例１では、中間焼鈍を行った。中間焼鈍の条件は、加熱速度１００℃／分以上、圧延板の温度を４００℃以上５００℃以下の範囲に１０分以内保持する条件とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　得られたアルミニウム合金板を試料として用いて、それぞれ、空気炉にて１９０℃×１０分の熱処理を実施した後、放冷し、さらに、その得られた試料について、引張強さおよび耐力測定、クリープひずみの測定、導電率の測定を行なった。得られた結果を、下記の表２に示す。
　－引張強さの測定－
　各試料から、圧延方向に対して０°の角度をなす方向に、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の５号試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行ない、引張強さを測定した。引張強さが２８０ＭＰａ以上３２０ＭＰａ以下の範囲内かつ引張強さと耐力の差が３５ＭＰａ以上のものを合格、それ以外のものを不合格とした。引張強さが低すぎると十分な剛性が得られないおそれがあり、引張強さが高すぎるとキャップの成形性を損なうおそれがある。
　－クリープひずみの測定－
　図１に示す試験片１０にひずみゲージ１２を貼り付け、クリープひずみを測定した。図１中の数値はｍｍ単位の寸法を表している。各試料から、圧延方向に対して０°の角度をなす方向に、図１に示される試験片を採取し、雰囲気温度を８０℃、負荷荷重を１００ＭＰａの条件でクリープひずみを測定した。そして、試験開始６０時間以上８０時間以下のクリープひずみ速度が３．０×１０－４％ｈ－１以下を合格、それ以外のものを不合格とした。なお、クリープひずみ速度は、時間に対するクリープひずみのグラフにおいて、試験開始６０時間以上８０時間以下の範囲で最小二乗法により傾きを算出した。
　－導電率の測定－
　各試料を合計の板厚が1ｍｍ以上となるように重ね合わせ、圧延面に対して導電率を測定し、２５％ＩＡＣＳ以上３４％ＩＡＣＳ以下のものを合格、それ以外のものを不合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表２には、引張強さ、耐力、引張強さと耐力の差分、クリープひずみ速度および導電率を評価した結果、そのうちの何れもが合格である場合には、総合判定において○（Ｇｏｏｄ）とした。一方、それら評価結果の少なくとも何れかひとつが不合格である場合には、総合判定においては×（ＮＧ）とした。なお、表２中の「冷延率」は、冷間圧延時の圧下率を示す。他の圧延工程における圧下率は、特性に影響しない。
　実施例１～４のアルミニウム合金板は何れも総合判定が○であり、リングプル型キャップ用のアルミニウム合金板として好適に用いられることがわかる。一方、比較例１～４のアルミニウム合金板は、いずれも少なくともひとつの評価で不合格であり、リングプル型キャップ用のアルミニウム合金板として、十分な特性を有していないことがわかる。
　比較例１は、実施例２と同じ合金組成を有しているが、十分な長期耐クリープ性を有しなかった。これは、中間焼鈍を行ったために、Ｍｎの固溶量が低下したこと等に起因していると考えられる。比較例２は、Ｍｇの含有率が高いので、十分な長期耐クリープ性が得られなかった。これは、Ｍｇは拡散速度が高いので、時効軟化が生じたためと考えられる。比較例３および４は、Ｍｎの含有率が低いので、十分な長期耐クリープ性が得られなかった。Ｍｎの含有率が低いと、固溶したＭｎによる転位の運動速度の低下効果が得られなかったためと考えられる。
　本発明の実施形態によるアルミニウム合金板は、例えば炭酸飲料の容器に用いられるリングプル型キャップに好適に用いられ、従来よりも長期保存時の耐ブローオフ性を提供することができる。
　１０：試験片、２０：ひずみゲージ

Claims (5)

  1. 　質量基準で、Ｍｎ：０．５０％以上１．１０％以下、Ｍｇ：２．８５％以上３．４８％未満、Ｆｅ：０．２０％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．１５％以下、任意元素として質量基準で０．１０％を上限としてＴｉを含有し、かつ残部がアルミニウムと不可避不純物である合金組成を有する圧延板であって、
    　１９０℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さが２８０ＭＰａ以上３２０ＭＰａ以下であり、引張強さと耐力の差が３５ＭＰａ以上であり、導電率が２５％ＩＡＣＳ以上３４％ＩＡＣＳ以下であって、かつ、材料温度が８０℃、試験片への負荷が１００ＭＰａの条件のクリープ試験において、試験開始から６０時間以上８０時間以下のクリープひずみ速度が３．０×１０－４％ｈ－１以下である、リングプル型キャップ用のアルミニウム合金板。
  2. 　前記合金組成は、質量基準で、Ｔｉ：０．０１％以上を含有する、請求項１に記載のアルミニウム合金板。
  3. 　前記不可避不純物に含まれるＣｒは、質量基準で０．０１％未満である、請求項１または２に記載のアルミニウム合金板。
  4. 　請求項１から３のいずれかに記載のアルミニウム合金板を製造する方法であって、
    　前記合金組成を有するアルミニウム合金からなる鋳塊を、少なくとも４００℃以上４６０℃以下の温度域における昇温速度が３０℃／時間以上となるように加熱する工程Ａと、
    　前記工程Ａの後に、前記鋳塊を４６０℃以上５４０℃以下の第１の温度で、２時間以上２４時間以下にわたって保持することによって均質化処理を施す工程Ｂと、
    　前記工程Ｂの後に、パス毎の圧延率を５％以上３５％以下として、圧延温度：４６０℃以上５４０℃以下の第２の温度で、１５分以内に終了するように熱間粗圧延を行なう工程Ｃと、
    　前記工程Ｃの後に、終了温度が３００℃以上３５０℃以下の第３の温度となるように熱間仕上げ圧延を行って熱間圧延板を得る工程Ｄと、
    　前記工程Ｄで得られた前記熱間圧延板を２０℃／時間以下の冷却速度で冷却する工程Ｅと、
    　前記工程Ｅの後に、中間焼鈍を行うことなく、前記熱間圧延板を圧下率：７０％以上９３％以下で冷間圧延を行う工程Ｆと、
    　前記工程Ｆの後に、１８０℃以上２４０℃以下の第４の温度で１時間以上５時間以下にわたって安定化熱処理を行なう工程Ｇと
    を包含する、製造方法。
  5. 　前記工程Ｅの前に、前記工程Ｄで得られた前記熱間圧延板を、３００℃以上の温度で１時間以上にわたって保持する工程をさらに包含する、請求項４に記載の製造方法。
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