(57)【要約】【課題】カール割れを抑制でき、引張強さが高いアルミニウム合金板を提供すること。【解決手段】アルミニウム合金板は、０．５０質量％以下のＳｉと、０．７質量％以下のＦｅと、０．３質量％以下のＣｕと、０．４質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＭｇとを含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有する。結晶方位分布関数のφ１＝６５°〜９０°、Φ＝３０°、φ２＝４５°の区間の積分値が１２０以下である。結晶方位分布関数のφ１＝０〜３５°、Φ＝４５°、φ２＝０°の区間の積分値が８０以上である。引張強さが２８０ＭＰａ以上３３０ＭＰａ以下である。【選択図】 図１
2020033632.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．５０質量％以下のＳｉと、０．７質量％以下のＦｅと、０．３質量％以下のＣｕと、０．４質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＭｇとを含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
結晶方位分布関数のφ１＝６５°〜９０°、Φ＝３０°、φ２＝４５°の区間の積分値が１２０以下であり、
結晶方位分布関数のφ１＝０〜３５°、Φ＝４５°、φ２＝０°の区間の積分値が８０以上であり、
引張強さが２８０ＭＰａ以上３３０ＭＰａ以下であるアルミニウム合金板。
【請求項２】
請求項１に記載のアルミニウム合金板であって、
Ｓｉの含有量が０．４５質量％以下であり、
結晶方位分布関数のφ１＝０°、Φ＝０°〜４５°、φ２＝０°の区間の積分値が８０以上であるアルミニウム合金板。
【請求項３】
請求項１に記載のアルミニウム合金板であって、
Ｓｉの含有量が０．１質量％以上０．４５質量％以下であり、
Ｆｅの含有量が０．３質量％以上０．７質量％以下であり、
Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上０．３質量％以下であり、
Ｍｎの含有量が０．７質量％以上１．５質量％以下であり、
結晶方位分布関数のφ１＝０°、Φ＝０°〜４５°、φ２＝０°の区間の積分値が８０以上であり、
円相当径が０．５μm以上のα―Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の面積率が２．０％以上であるアルミニウム合金板。  
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示はアルミニウム合金板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、アルミニウム缶の１種であるボトル缶が市販されている。ボトル缶は、胴部とネック部とを有する。ネック部は、胴部に比べて細い。ボトル缶は、ネック部の先端付近にネジ部を有する。ボトル缶は、そのネジ部とキャップとを用いてリシールが可能である。
【０００３】
ボトル缶は、以下のように製造される。まず、円形ブランクに対し絞り成形を行ってカップを成形する。次に、ボディメーカーを用いてカップを再絞り成形する。さらに、再絞り成形に連続してしごき成形を行い、缶胴を成形する。
【０００４】
次に、缶胴の開口部をトリミングして缶胴の高さを揃える。次に、ネック加工を行ってネック部を成形する。次に、ネック部の先端付近にネジ部を成形する。最後に、ネック部の先端にカール加工を行う。
【０００５】
ボトル缶を製造するとき、ネック加工における縮径率が大きい。ネック加工における縮径率が大きいと、缶壁に大きな圧縮応力がかかり、壁厚が増大する。壁厚が増大すると、缶壁の表面に凹凸が形成され、遂には微小なクラックとなる。カール加工のとき、微小なクラックが破断の起点となり、カール割れが生じる。
【０００６】
特許文献１、２には、カール割れの改善を目的とする技術が開発されている。特許文献１記載の技術では、結晶粒径を微細に制御している。また、特許文献１記載の技術では、ランクフォード値の面内異方性を規定している。特許文献２記載の技術では、ボトル缶の加工性と強度とを両立させるために、仕上圧延の最終パスと冷間圧延の最終パスの条件を調整して、耳率やベーク前後の強度を規定している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第４４６０４０６号公報
【特許文献２】特開２００９−２４２８３１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１、２記載の技術では、カール割れを十分に抑制することは困難であった。また、アルミニウム合金板には、引張強さが高いことが要求される。本開示の一局面は、カール割れを抑制でき、引張強さが高いアルミニウム合金板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本開示の一局面は、０．５０質量％以下のＳｉと、０．７質量％以下のＦｅと、０．３質量％以下のＣｕと、０．４質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＭｇとを含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、結晶方位分布関数のφ１＝６５°〜９０°、Φ＝３０°、φ２＝４５°の区間の積分値が１２０以下であり、結晶方位分布関数のφ１＝０〜３５°、Φ＝４５°、φ２＝０°の区間の積分値が８０以上であり、引張強さが２８０ＭＰａ以上３３０ＭＰａ以下であるアルミニウム合金板である。本開示の一局面であるアルミニウム合金板は、カール割れを抑制でき、引張強さが高い。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】図１Ａは、変形集合組織Ａの例を表す説明図であり、図１Ｂは、変形集合組織Ｂの例を表す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本開示の例示的な実施形態を、図面を参照しながら説明する。
１．アルミニウム合金板の組成
本開示のアルミニウム合金板は、０．４質量％以上１．５質量％以下のＭｎを含む。Ｍｎは、本開示のアルミニウム合金板において固溶する。そのため、Ｍｎは、本開示のアルミニウム合金板の引張強さを向上させる。Ｍｎの含有量が０．４質量％以上であることにより、本開示のアルミニウム合金板は引張強さが高い。Ｍｎの含有量は０．７質量％以上であることが好ましい。Ｍｎの含有量が０．７質量％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板の成形性が一層優れる。
【００１２】
従来、アルミニウム合金板に、ジャイアントコンパウンドが生成することがあった。ジャイアントコンパウンドとは、１００μｍ以上の巨大晶出物である。ジャイアントコンパウンドは、成形時や外部から衝撃を受けたときに破断の起点となる。Ｍｎの含有量が１．５質量％以下であることにより、本開示のアルミニウム合金板はジャイアントコンパウンドを生じ難い。
【００１３】
Ｍｎは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成する。Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物はα相である。Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物は、ネック成形時の均等な変形を促す。Ｍｎの含有量が多いほど、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が増加する。
【００１４】
本開示のアルミニウム合金板は、０．５０質量％以下のＳｉを含む。本開示のアルミニウム合金板は、Ｓｉを含まなくてもよいが、Ｓｉの含有量は、０．１質量％以上であることが好ましい。Ｓｉの含有量が０．１質量％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板の成形性が一層優れる。
【００１５】
Ｓｉの含有量が０．５０質量％以下であることにより、熱間圧延時に析出物が生じ難く、熱間仕上圧延における再結晶を促進することができる。その結果、結晶方位分布関数のＣｕｂｅ方位（φ１＝０°、Φ＝０°、φ２＝０°）からＧｏｓｓ方位の区間の集積度が増加する。Ｓｉの含有量は０．４５質量％以下であることが好ましい。Ｓｉの含有量が０．４５質量％以下である場合、上記の効果が一層顕著になる。Ｓｉの含有量が少ないほど、上記の効果が一層顕著になる。
【００１６】
Ｓｉは、Ｍｎとともに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を生成する。Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物は、ネック成形時の均等な変形を促す。Ｓｉの含有量が多いほど、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が増加する。
【００１７】
本開示のアルミニウム合金板は、０．７質量％以下のＦｅを含む。Ｆｅの含有量は、０．３質量％以上であることが好ましい。Ｆｅの含有量が０．３質量％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板の成形性が一層優れる。Ｆｅの含有量が０．７質量％以下であることにより、本開示のアルミニウム合金板はジャイアントコンパウンドを生じ難い。
【００１８】
Ｆｅは、Ｓｉ及びＭｎとともに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を生成する。Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物は、ネック成形時の均等な変形を促す。Ｆｅの含有量が多いほど、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が増加する。
【００１９】
本開示のアルミニウム合金板は、０．３質量％以下のＣｕを含む。Ｃｕは、冷間圧延時や製缶後の塗装焼付工程においてＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系析出物を形成することで、本開示のアルミニウム合金板の引張強さを向上させる。Ｃｕの含有量は、０．０５質量％以上であることが好ましい。Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板の引張強さが一層向上する。Ｃｕの含有量が０．３質量％以下であることにより、本開示のアルミニウム合金板の引張強さは、過度に高くなり難い。その結果、本開示のアルミニウム合金板は、成形時に不良を生じ難い。
【００２０】
本開示のアルミニウム合金板は、０．７質量％以上１．５質量％以下のＭｇを含む。Ｍｇは、本開示のアルミニウム合金板の加工硬化性や延性を向上させる。材料の延性が大きいほど、カール割れが生じ難い。Ｍｇの含有量が０．７質量％以上であることにより、本開示のアルミニウム合金板は延性が大きく、カール割れを抑制できる。
【００２１】
Ｍｇの含有量が１．５質量％以下であることにより、本開示のアルミニウム合金板の引張強さは、過度に高くなり難い。その結果、本開示のアルミニウム合金板は、成形割れを抑制できる。
本開示のアルミニウム合金板は、例えば、０．１質量％以下のＴｉを含む。本開示のアルミニウム合金板は、Ｔｉを含まなくてもよい。Ｔｉは鋳塊組織の微細化に寄与する。
【００２２】
本開示のアルミニウム合金板において、残部はＡｌ及び不可避不純物からなる。本開示のアルミニウム合金板は、不可避不純物を含んでいてもよいし、含んでいなくてもよい。不可避不純物として、例えば、０．３質量％以下のＣｒ、０．５質量％以下のＺｎ等が挙げられる。不可避不純物の種類及び量は、本開示のアルミニウム合金板の性能を著しく損なわない範囲内であることが好ましい。
【００２３】
２．結晶方位分布関数の積分値
本開示のアルミニウム合金板において、結晶方位分布関数のφ１＝６５°〜９０°、Φ＝３０°、φ２＝４５°の区間の積分値（以下では区間Ｋの積分値とする）は１２０以下である。また、本開示のアルミニウム合金板において、結晶方位分布関数のφ１＝０〜３５°、Φ＝４５°、φ２＝０°の区間の積分値（以下では区間Ｍの積分値とする）は８０以上である。
【００２４】
本開示のアルミニウム合金板において、結晶方位分布関数のφ１＝０°、Φ＝０°〜４５°、φ２＝０°の区間の積分値（以下では区間Ｌの積分値とする）は８０以上であることが好ましい。
本開示のアルミニウム合金板は、区間Ｋの積分値が１２０以下であり、区間Ｍの積分値が８０以上であることにより、カール割れを抑制できる。本開示のアルミニウム合金板は、区間Ｌの積分値が８０以上である場合、カール割れを一層抑制できる。
【００２５】
区間Ｋ、Ｌ、Ｍの積分値と、カール割れの生じ難さとの関係は、以下のように推測される。アルミニウム合金板を用いてボトル缶等を製造するとき、元板にＤＩ成形を行い、次にネック成形を行う。元板とは、ＤＩ成形を行う前のアルミニウム合金板を意味する。ＤＩ成形により、元板の集合組織が変形を受け、缶壁に変形集合組織（以下ではＤＩ缶壁の変形集合組織とする）が生じる。ネック成形時の缶壁の変形挙動は、ＤＩ缶壁の変形集合組織に支配される。
【００２６】
発明者の検討により、ＤＩ缶壁の変形集合組織には、｛１１１｝面がＤＩ方向に垂直な変形集合組織Ａと、｛１００｝面がＤＩ方向に垂直な変形集合組織Ｂとがあることが明らかになった。
変形集合組織Ａの例を図１Ａに示す。変形集合組織Ｂの例を図１Ｂに示す。図１Ａ及び図１Ｂは、ＤＩ缶壁の開口部付近の断面であって、ＤＩ方向に垂直な断面をＳＥＭ−ＥＢＳＤ法で観察し、同一の視野に占める結晶粒の分布を、結晶粒の方位ごとに分離して表示したものである。
【００２７】
ＤＩ缶壁の変形集合組織の結晶方位分布関数を、圧延板の集合組織の結晶方位分布関数に倣って表記する。すなわち、缶壁表面と平行な面を圧延面と等価と考える。また、缶のしごき方向を圧延方向と等価と考える。また、結晶方位分布関数の角度をＢｕｎｇｅ法によるオイラー角で表記する。変形集合組織Ａは、Ｃｕ方位（φ１＝９０°、Φ＝３０°、φ２＝４５°）に近い角度の集合組織に対応する。変形集合組織Ｂは、Ｇｏｓｓ方位（φ１＝０°、Φ＝４５°、φ２＝０°）に近い角度の集合組織に対応する。
【００２８】
変形集合組織Ａは、ネック成形時に缶壁の厚さ方向に変形して表面に凹凸を誘起し、微小クラックを形成する。元板における区間Ｋの積分値は、変形集合組織Ａの集積度と相関がある。元板における区間Ｋの積分値が大きいほど、ＤＩ缶壁の変形集合組織Ａの集積度も大きい。
【００２９】
その理由は、元板の結晶方位分布関数の区間Ｋに含まれていた方位の結晶粒が、深絞り成形時に缶壁表面に垂直な方向を軸とする結晶格子回転を起こし、また、しごき成形時に、缶周方向を軸とする結晶格子回転を起こし、最終的に缶側壁において変形集合組織Ａに向かって結晶格子回転するためである。缶壁表面に垂直な方向を軸とする結晶格子回転は、オイラー角φ１方向の結晶格子回転である。缶周方向を軸とする結晶格子回転は、オイラー角Φ方向の結晶格子回転である。なお、区間Ｋには、Ｃｕ方位も含まれる。また、深絞り成形及びしごき成形によってこのような結晶格子回転が起きるため、変形集合組織Ａの集積度は、ＤＩ成形における絞り比、しごき率と正の相関がある。
【００３０】
変形集合組織Ｂは、ネック成形時に、壁厚方向だけでなく、高さ方向にも変形する。すなわち、ネック成形時における変形集合組織Ｂの変形の方向は分散する。そのため、変形集合組織Ｂは、缶壁表面の微小クラック形成への寄与は小さい。
【００３１】
元板の区間Ｌの積分値は、変形集合組織Ｂの集積度と相関がある。元板の区間Ｌの積分値が大きいほど、ＤＩ缶壁の変形集合組織Ｂの集積度も大きい。その理由は、元板の結晶方位分布関数の区間Ｌに含まれていた方位の結晶粒が、深絞り成形時にＤＩ方向を軸とする結晶格子回転を起こし、また、しごき成形時に缶壁表面に垂直な方向を軸とする結晶格子回転を起こし、最終的に缶側壁において変形集合組織Ｂに向かって結晶格子回転するためである。ＤＩ方向を軸とする結晶格子回転は、オイラー角Φ方向の結晶格子回転である。缶壁表面に垂直な方向を軸とする結晶格子回転は、オイラー角φ１方向の結晶格子回転である。
【００３２】
元板の区間Ｍの積分値は、変形集合組織Ｂの集積度と相関がある。元板の区間Ｍの積分値が大きいほど、ＤＩ缶壁の変形集合組織Ｂの集積度も大きい。その理由は、元板の結晶方位分布関数の区間Ｍに含まれていた方位の結晶粒が、深絞り成形時に缶壁表面に垂直な方向を軸とする結晶格子回転を起こし、また、しごき成形時に缶壁表面に垂直な方向を軸とする結晶格子回転を起こし、最終的に缶側壁において変形集合組織Ｂに向かって結晶格子回転するためである。深絞り・しごき成形時に生じる、缶壁表面に垂直な方向を軸とするこれらの結晶格子回転は、オイラー角φ１方向の結晶格子回転である。区間Ｍの積分値は、区間Ｌの積分値に比べて、変形集合組織Ｂの集積度との相関がより顕著である。なお、区間Ｌ、Ｍには、Ｇｏｓｓ方位も含まれる。
【００３３】
従って、元板において、区間Ｋの積分値を下げて、区間Ｍの積分値を上げることで、ＤＩ成形後の缶壁に、微小クラックの形成を抑制する組織を形成することができる。また、元板において、区間Ｋの積分値を下げて、区間Ｌ及び区間Ｍの積分値を上げることで、ＤＩ成形後の缶壁に、微小クラックの形成を抑制する組織を一層形成することができる。
【００３４】
区間Ｋの積分値が１２０以下であることにより、ネック成形時の壁厚方向への変形が小さくなり、缶壁の表面に微小クラックが生じ難くなる。その結果、カール割れが生じ難くなる。区間Ｍの積分値が８０以上であることにより、ネック成形時における結晶粒の変形方向が同一方向に局在化し難くなり、缶壁の表面に微小クラックが生じ難くなる。その結果、カール割れが生じ難くなる。区間Ｌの積分値が８０以上である場合、ネック成形時における結晶粒の変形方向が同一方向に一層局在化し難くなり、缶壁の表面に微小クラックが一層生じ難くなる。その結果、カール割れが一層生じ難くなる。  
区間Ｋ、Ｌ、Ｍの積分値は、以下のように測定できる。測定サンプルの表面のうち、測定を行う面を研磨する。研磨の深さは、測定サンプルの板厚の２５％である。研磨後の測定サンプルに対し、Ｘ線回折装置を用いて、Ｓｃｈｕｌｔｚの反射法（α＝１５°〜９０°、β＝０°〜３６０°）を行い、不完全極点図を取得する。不完全極点図から、展開次数２２次の級数展開法により、結晶方位分布関数ｆ（φ１、Φ、φ２）を決定する。結晶方位分布関数の決定には、（株）ノルム工学が市販する解析ソフト“Ｓｔａｎｄａｒｄ  ＯＤＦ”を使用する。不完全極点図から結晶方位分布関数を決定する原理は公知であり、例えば、以下の公知文献に開示されている。
【００３５】
公知文献：井上博史、稲数直次：日本金属学会誌，５８（１９９４），８９２−８９８．
区間Ｋの積分値ＩＫは、以下の式（１）により算出することができる。
【００３６】
【数１】
2020033632.tif 000003
式（１）におけるｆ（φ１、Φ、φ２）は結晶方位分布関数である。φ１ｉは式（２）により表される。
【００３７】
【数２】
2020033632.tif 000004
式（１）におけるオイラー角φ１、Φ、φ２の単位はそれぞれ、「°」である。式（１）におけるｎは数値積分区間の分割数である。Δφ１は２５／ｎである。式（１）におけるｎの値は５である。
【００３８】
区間Ｌの積分値ＩＬは、以下の式（３）により算出することができる。
【００３９】
【数３】
2020033632.tif 000005
式（３）におけるｆ（φ１、Φ、φ２）は結晶方位分布関数である。Φｉは式（４）により表される。
【００４０】
【数４】
2020033632.tif 000006
式（３）におけるオイラー角φ１、Φ、φ２の単位はそれぞれ、「°」である。式（３）におけるｎは数値積分区間の分割数である。ΔΦは４５／ｎである。式（３）におけるｎの値は９である。
【００４１】
区間Ｍの積分値ＩＭは、以下の式（５）により算出することができる。
【００４２】
【数５】
2020033632.tif 000007
式（５）におけるｆ（φ１、Φ、φ２）は結晶方位分布関数である。φ１ｉは式（６）により表される。
【００４３】
【数６】
2020033632.tif 000008
式（５）におけるオイラー角φ１、Φ、φ２の単位はそれぞれ、「°」である。式（５）におけるｎは数値積分区間の分割数である。Δφ１は３５／ｎである。式（５）におけるｎの値は７である。
【００４４】
３．引張強さ
本開示のアルミニウム合金板の引張強さは、２８０ＭＰａ以上３３０ＭＰａ以下である。引張強さが２８０ＭＰａ以上であることにより、成形後の缶体強度が高くなる。引張強さが３３０ＭＰａ以下であることにより、破胴が発生し難い。破胴とは、製缶時に缶胴部分が破断する現象である。
【００４５】
引張強さの測定方法は、ＪＩＳ−Ｚ−２２４１に規定されている方法である。本開示のアルミニウム合金板を製造するときの冷間圧延率が大きいほど、引張強さは大きい。本開示のアルミニウム合金板におけるＭｎの含有量が多いほど、引張強さは大きい。本開示のアルミニウム合金板におけるＣｕの含有量が多いほど、引張強さは大きい。本開示のアルミニウム合金板におけるＭｇの含有量が多いほど、引張強さは大きい。
【００４６】
４．円相当径が０．５μm以上のα―Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の面積率
本開示のアルミニウム合金板において、円相当径が０．５μm以上のα―Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の面積率（以下ではα相の面積率とする）は、２．０％以上であることが好ましい。
【００４７】
α相の面積率が２．０％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板は、ネック成形時に、より均等に変形する。また、α相の面積率が２．０％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板の成形性が向上する。
【００４８】
α相の面積率が２．０％以上である場合、上記の効果を奏する理由は以下のように推測される。円相当径が０．５μm以上のα―Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物は、塑性変形時に結晶粒の動きを妨げ、集合組織が特定の方向に変形することを抑制する。そのため、α相の面積率が２．０％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板は、ネック成形時に、より均等に変形する。
【００４９】
円相当径が０．５μm以上のα―Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物は、本開示のアルミニウム合金板と金型との間の潤滑性を向上させる。その結果、α相の面積率が２．０％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板の成形性が向上する。
【００５０】
α相の面積率は、以下の方法で測定できる。測定サンプルの表面のうち、測定を行う面を研磨する。研磨の深さは、測定サンプルの板厚の１％とする。研磨面を、ＳＥＭ−ＣＯＭＰＯを用いて観察し、１０個の視野を得る。ＳＥＭ−ＣＯＭＰＯの倍率は５００倍とする。１０個の視野において、画像解析ソフトウェア“Ａ像くん”を用いて、円相当径０．５μｍ以上の白色コントラストの粒子の面積（以下では白色コントラスト面積とする）を求める。白色コントラスト面積を、１０個の視野の合計面積で除することで、α相の面積率を算出する。なおα―Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物は、母相であるＡｌよりも重い元素であるＦｅ、  Ｍｎを含むため、ＳＥＭ−ＣＯＭＰＯ像で白色コントラストの粒子として観察される。
【００５１】
５．本開示のアルミニウム合金板の製造方法
本開示のアルミニウム合金板は、例えば、以下のように製造することができる。本開示のアルミニウム合金板に対応する組成を有するアルミニウム合金に対し、常法に従って半連続鋳造法(ＤＣ鋳造)を行い、鋳塊を製造する。
【００５２】
次に、鋳塊の表面を面削する。次に、鋳塊を均熱炉に投入して均質化処理を行う。均質化処理は高温で行うことが好ましい。均質化処理は長時間行うことが好ましい。均質化処理により、Ａｌ６Ｍｎの金属間化合物が晶出し、α相に変態する。
【００５３】
均質化処理における温度は、好ましくは５２０℃以上６２０℃以下である。均質化処理の時間は、好ましくは１時間以上５時間以下である。均質化処理における温度が５２０℃以上である場合、晶出物のα相への変態が十分に進む。均質化処理における温度が６２０℃以下である場合、アルミニウム合金の局部融解が生じ難い。
【００５４】
均質化処理の時間が１時間以上である場合、晶出物のα相への変態が十分に進む。均質化処理の時間が５時間を超えると、均質化処理の効果が飽和する。
次に、均質化処理が行われた鋳塊を熱間圧延に供する。熱間圧延は、粗圧延と、仕上圧延とを有する。粗圧延は、リバース圧延によって、鋳塊を、約数十ｍｍの厚さの板材に加工する工程である。仕上圧延は、タンデム圧延等によって、板材の厚さを約数ｍｍに落とし、コイル状に巻き取る工程である。コイル状に巻き取られた部材を以下では熱延コイルとする。次に、熱延コイルに対し、冷間圧延を行う。冷間圧延では、板厚が製品板厚となるまで、薄く圧延する。
【００５５】
粗圧延の最終パスと、仕上圧延の最終パスとのそれぞれについて、以下の式（７）で表されるＺ値を算出することができる。仕上圧延がタンデム圧延である場合、仕上圧延の最終パスとは、最終スタンドでの圧延である。
【００５６】
【数７】
2020033632.tif 000009
式（７）において、εはひずみ速度である。Ｑは熱間加工の活性化エネルギーである。Ｑの値は１５６ｋＪ／ｍｏｌである。Ｒは気体定数である。Ｒの値は８．３１４ＪＫ−１ｍｏｌ−１である。Ｔは加工温度である。
【００５７】
ひずみ速度εは、以下の式（８）により算出される。
【００５８】
【数８】
2020033632.tif 000010
式（８）において、ｎは圧延ロールの回転速度（ｒｐｍ）である。ｒは圧下率である。ＲＡはロール半径である。Ｈ０は圧延入側の板厚である。
【００５９】
Ｚ値は、熱間加工中に蓄積されるひずみ量の指標である。Ｚ値が大きいほど再結晶し易い。区間Ｋの積分値は、仕上圧延後における再結晶組織のＣｕｂｅ方位〜Ｇｏｓｓ方位の区間の集積度と負の相関がある。その理由は、仕上圧延板のＣｕｂｅ方位〜Ｇｏｓｓ方位の区間の集積度が大きいほど、冷間圧延に伴う圧延集合組織の発達が抑制され、区間Ｋの積分値が抑制されるためである。
【００６０】
区間Ｌ、区間Ｍの積分値は、仕上圧延後の再結晶組織のＣｕｂｅ方位〜Ｇｏｓｓ方位の区間の集積度と正の相関がある。その理由は、仕上圧延板のＣｕｂｅ方位〜Ｇｏｓｓ方位の区間に含まれる結晶粒が、冷間圧延に伴ってＣｕｂｅ方位からＧｏｓｓ方位へ、また、Ｇｏｓｓ方位からＢｒａｓｓ方位（φ１＝３０°、Φ＝４５°、φ２＝０°）へ向かって順番に結晶格子回転し、区間Ｌの積分値及び区間Ｍの積分値が増加するためである。なお、区間Ｌには、Ｃｕｂｅ方位とＧｏｓｓ方位とが含まれる。区間Ｍには、Ｇｏｓｓ方位とＢｒａｓｓ方位とが含まれる。
【００６１】
熱延コイルにおいて、巻き取られた後の余熱により、材料組織が再結晶する。その結果、仕上圧延後の再結晶組織におけるＣｕｂｅ方位〜Ｇｏｓｓ方位の集積は強くなる。粗圧延で再結晶せず圧延組織が発達するほど、仕上圧延後の再結晶により、Ｃｕｂｅ方位〜Ｇｏｓｓ方位の集積が強くなる。
【００６２】
すなわち、粗圧延の最終パスのＺ値が低く、仕上圧延のＺ値が大きいほど、区間Ｋの積分値が小さくなり、区間Ｌ及び区間Ｍの積分値が大きくなる。例えば、粗圧延の最終パスのＺ値を、logＺ＜１２．５の式を満足するように調整することができる。この場合、粗圧延の最終パスにおける再結晶を抑制できる。
【００６３】
また、例えば、仕上圧延のＺ値を、logＺ＞１４．７の式を満足するように調整し、且つ、仕上圧延の加工温度を３３０℃以上とすることができる。この場合、材料組織が十分に再結晶し、Ｃｕｂｅ方位〜Ｇｏｓｓ方位へ集積する。
【００６４】
冷間圧延は、シングル圧延、及びタンデム圧延のどちらであってもよい。冷間圧延率が小さいほど、区間Ｋの積分値は増加し、区間Ｌ、区間Ｍの積分値は減少する。よって、冷間圧延率が小さいほど、カール割れは生じ難い。
【００６５】
冷間圧延率が大きいほど、本開示のアルミニウム合金板の引張強さが高くなる。冷間圧延率が大きい場合、熱間圧延の段階で、Ｃｕｂｅ方位〜Ｇｏｓｓ方位の集積を強くすることが好ましい。
冷間圧延率は、８０％以上９０％以下であることが好ましい。冷間圧延率が８０％以上である場合、本開示のアルミニウム合金板の引張強さが高くなる。また、冷間圧延率が８０％以上である場合、成形後の缶体の剛性が高くなる。冷間圧延率が９０％以下である場合、区間Ｋの積分値が過度に大きくなり難い。その結果、カール割れを抑制できる。
【００６６】
本開示のアルミニウム合金板の作用効果を奏する限り、本開示のアルミニウム合金板の製造方法において、例えば、冷間圧延の前後やパス間での焼鈍を実施してもよい。
６．実施例
（６−１）アルミニウム合金板の製造
表１に記載のＳ１〜Ｓ３６のアルミニウム合金板を製造した。製造方法は、以下のとおりである。
【００６７】
【表１】
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まず、半連続鋳造法により、鋳塊を製造した。鋳塊の組成は表１に示すとおりである。鋳塊の厚さは７００ｍｍである。鋳塊は、不可避的な不純物元素を０．０３質量％含む。次に、鋳塊の４面を面削した。次に、鋳塊を炉に入れ、表１に示す条件で均質化処理を行った。表１のうち、均質化処理の列に記載されている温度は、均質化処理の温度である。表１のうち、均質化処理の列に記載されている時間は、均質化処理の時間である。
【００６８】
次に、炉から鋳塊を排出し、すぐに熱間圧延を開始した。このとき使用した熱間圧延機は、リバース式熱間粗圧延機と、タンデム式熱間仕上圧延機とを有する。リバース式熱間粗圧延の最終パスのＺ値を表１に示す値に制御した。また、タンデム式熱間仕上圧延の最後のスタンドにおけるＺ値を、表１に示す値に制御した。
【００６９】
次に、冷間圧延を行った。冷間圧延後の最終板厚は０．２８０ｍｍとした。冷間圧延における冷間圧延率は、熱間仕上圧延後の板厚を調整することで、表１に示す値とした。
（６−２）アルミニウム合金板の評価
製造したアルミニウム合金板からＪＩＳ−Ｚ−２２４１で規定する５号試験片を作成した。この試験片は、圧延方向に対して０°の角度をなす方向に延びる。この試験片について、ＪＩＳ−Ｚ−２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強さを測定した。引張強さの測定結果を表１に示す。
【００７０】
製造したアルミニウム合金板において、上述した測定方法により、区間Ｋ、Ｌ、Ｍの積分値を測定した。Ｘ線回折装置として、リガク製ＲＩＮＴ−２５００Ｖ／ＰＣを使用した。区間Ｋ、Ｌ、Ｍの積分値の測定結果を表１に示す。
【００７１】
製造したアルミニウム合金板において、上述した測定方法により、α相の面積率を測定した。α相の面積率の測定結果を表１に示す。  
製造したアルミニウム合金板から、直径１４０ｍｍのブランク板を打ち抜き成形した。次に、ブランク板から直径６６ｍｍの缶胴をＤＩ成形した。次に、缶胴におけるフランジ部分を、縮径率が４０％となるまでネック成形した。次に、ネック部の先端を１０％拡管し、缶を完成した。なお、ネック部の先端を１０％拡管する成形は、カール成形を模擬する成形である。上記の方法で、Ｓ１〜Ｓ３６のそれぞれについて、１００個の缶を製造した。
【００７２】
ネック部の先端を観察し、以下の基準により、拡管成形性を評価した。評価結果を表１に示す。
◎：１００缶のいずれにも破断が認められなかった。
○：１００缶のうち、１缶のみに破断が認められた。
【００７３】
×：１００缶のうち、２缶以上に破断が認められた。
Ｓ１〜５、７、８、１０〜１２、１５〜１７、２０、２１、２４〜２７、２９、３４では拡管成形性が良好であり、引張強さが２８０ＭＰａ以上３３０ＭＰａ以下の範囲内にあった。
【００７４】
特に、Ｓ８では、Ｆｅの含有量が多いため、α相の面積率が２．０％以上であった。その結果、拡管成形性が一層優れていた。
特に、Ｓ１２では、Ｃｕの含有量が適度に多いため、引張強さが、３３０ＭＰａ以下の範囲内で一層大きかった。
【００７５】
特に、Ｓ１６、１７では、Ｍｎの含有量が多いため、α相の面積率が２．０％以上であった。その結果、拡管成形性が一層優れていた。
特に、Ｓ２４では、α相の面積率が２．０％以上であるため、拡管成形性が一層優れていた。
【００７６】
Ｓ６では、ネック部の先端において割れが多数生じ、拡管成形性の評価結果が×であった。その理由は、Ｓｉの含有量が多過ぎたため、仕上圧延で再結晶せず、所望の集合組織が得られなかったためであると推測される。
【００７７】
Ｓ９では、Ｆｅの含有量が多過ぎたため、粗大晶出物が発生し、製品として使用できなかった。
Ｓ１３では、Ｃｕの含有量が多過ぎたため、引張強さが過度に高くなった。その結果、ＤＩ成形の時点で破胴が起きた。
【００７８】
Ｓ１４では、Ｍｎの含有量が少な過ぎたため、引張強さが不足していた。
Ｓ１８では、Ｍｎの含有量が多過ぎたため、粗大晶出物が発生した。
Ｓ１９では、Ｍｇの含有量が少な過ぎたため、引張強さが不足していた。
【００７９】
Ｓ２２では、Ｍｇの含有量が多過ぎたため、引張強さが過度に高くなった。その結果、ＤＩ成形の時点で破胴が起きた。
Ｓ２３では、均質化処理の温度が高すぎたため、局部溶融が生じ、製品にならなかった。
【００８０】
Ｓ２８、３２、３５では、拡管成形性の評価結果が×であった。その理由は、粗圧延の最終パスのＺ値が大きかったため、所望の集合組織が得られなかったためであると推測される。
Ｓ３０、３６では、拡管成形性の評価結果が×であった。その理由は、仕上圧延の最終タンデムのＺ値が小さかったため、所望の集合組織が得られなかったためであると推測される。
【００８１】
Ｓ３１では、冷間圧延率が低いため、引張強さが不足していた。
Ｓ３３では、冷間圧延率が高過ぎたため、引張強さが過度に高くなった。その結果、ＤＩ成形の時点で破胴が起きた。
【００８２】
７．他の実施形態
以上、本開示の実施形態について説明したが、本開示は上述の実施形態に限定されることなく、種々変形して実施することができる。
【００８３】
（１）上記各実施形態における１つの構成要素が有する機能を複数の構成要素に分担させたり、複数の構成要素が有する機能を１つの構成要素に発揮させたりしてもよい。また、上記各実施形態の構成の一部を省略してもよい。また、上記各実施形態の構成の少なくとも一部を、他の上記実施形態の構成に対して付加、置換等してもよい。なお、特許請求の範囲に記載の文言から特定される技術思想に含まれるあらゆる態様が本開示の実施形態である。
【００８４】
（２）上述したアルミニウム合金板の他、当該アルミニウム合金板を構成要素とするシステム、アルミニウム合金板の製造方法等、種々の形態で本開示を実現することもできる。
【図１】
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