(57)【要約】【課題】中間焼鈍を用いることなく製造することができ、ＤＩ成形性に優れ、耳率が低く、しかもネック部の耐裂け性にも優れた缶胴用アルミニウム合金冷間圧延板およびその素材として好適な熱間圧延板を提供する。【解決手段】本発明の熱延板は、ｍａｓｓ％で、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｍｇ：０．５〜１．５％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％を含有し、残部実質的にＡｌからなり、板厚方向の断面におけるＣｕｂｅ方位の結晶粒が面積率で５％〜７０％存在し、かつ前記断面において板表面から板厚中心に至る領域を３等分したとき、３等分された各領域に存在するＣｕｂｅ方位の結晶粒の面積率の最大値と最小値との差が４０％以下である。また、本発明の冷延板は前記熱延板を中間焼鈍を施すことなく冷間圧延することによってを得られたものである。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｍａｓｓ％で、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｍｇ：０．５〜１．５％、
Ｆｅ：０．１〜０．７％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、板厚方向および圧延方向を含む断面の全領域におけるＣｕｂｅ方位の結晶粒が面積率で５％〜７０％存在し、かつ前記断面において板表面から板厚中心に至る領域を３等分したとき、３等分された各領域に存在するＣｕｂｅ方位の結晶粒の面積率の最大値と最小値との差が４０％以下であるアルミニウム合金熱間圧延板。
【請求項２】
さらに、前記断面の全領域におけるＧｏｓｓ方位の結晶粒が面積率で０．５％〜３０％存在する請求項１に記載したアルミニウム合金熱間圧延板。
【請求項３】
さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．００１〜０．３％、Ｚｎ：０．０５〜０．５％の一種または二種以上を含有する請求項１または２に記載したアルミニウム合金熱間圧延板。
【請求項４】
さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％を単独で、あるいは前記ＴｉとＢ：０．０００１〜０．０５％とを複合して含有する請求項１から３のいずれか１項に記載したアルミニウム合金熱間圧延板。
【請求項５】
請求項１から４のいずれか１項に記載したアルミニウム合金熱間圧延板を用いて冷間圧延された冷間圧延板であって、
板表面から板厚の１／４深さの１／４板厚部および板表面から板厚の１／２深さの１／２板厚部の各々についてＣｕｂｅ方位の結晶粒が面積率で２％以上、２０％以下存在する缶胴用アルミニウム合金冷間圧延板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、飲料缶などに使用されるＤＩ加工（深絞り加工及びしごき加工）による２ピースアルミニウム缶、ボトル缶などの缶胴の成形に使用される缶胴用アルミニウム合金冷間圧延板およびその素材として好適なアルミニウム合金熱間圧延板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム系飲料缶として、缶胴と缶蓋（缶エンド）とをシーミング加工（巻締め加工）することによって密閉容器とした２ピースアルミニウム缶が広く用いられている。前記缶蓋が取り付けられる前の缶胴は、一般的にアルミニウム合金冷間圧延板（缶胴素材）に対してＤＩ成形を施し、成形された有底筒形状の缶体に所定サイズのトリミングを施し、その後脱脂・洗浄処理を行ない、さらに塗装および印刷を行なって焼付け（ベーキング）を行ない、その後、缶体の端縁部にネッキング加工、フランジ加工（口拡げ加工）が施されたものである。前記ネッキング加工により、缶体の外径より縮径されたネック部が形成され、前記フランジ加工によりネック部の先端部が、缶蓋をシーミング加工するためのフランジ部に成形される。
【０００３】
前記アルミニウム合金板としては、しごき加工性に優れ、また冷間圧延性にも優れたＪＩＳ３００４合金の冷間圧延板が広く使用されている。この板材は、ＤＣ鋳造法などによって鋳造された鋳塊に対し均熱処理（均質化処理）が施され、さらに熱間圧延および冷間圧延が施されて所定の板厚に製造される。通常、前記冷間圧延の前あるいは中途において中間焼純が施される。
【０００４】
前記缶胴の製造過程では、ＤＩ成形により缶端部の周縁に凹凸が生じる。この凹部と凸部との高さの差を缶体（カップ）の高さで除した比率を耳率というが、この耳率が高いと、トリミング量が増えたり、缶蓋の巻締め不良が発生するなどのために製造歩留まりが低下する。このため、缶胴の素材となるアルミニウム合金冷間圧延板には耳率が低いことが要求される。また、その製造過程において、製造コストの低減のためには中間焼鈍を省略することが有効である。
【０００５】
そこで、近年、耳率を低くし、しかも中間焼鈍を省略することができる種々の技術が検討、開発されてきた。このような技術として、例えば下記のものがある。
特開平９−２６８３５５号公報（特許文献１）には、従来の熱間圧延条件では、熱間圧延終了後において、耳率を低下させる立方体方位が優先した集合組織が十分に生じていないとの知見の下（段落番号０００３）、特に熱間仕上圧延条件を詳細に規定した缶胴用アルミニウム合金板の製造方法が提案されている。
【０００６】
また、特開平１０−３１０８３７号公報（特許文献２）には、耳は圧延材の結晶学的異方性に起因して生じるものであり、その高低は熱延終了後に進行する再結晶により形成される立方体方位の結晶粒の集合組織成分（主に０°−９０°耳）と、冷間圧延により形成される圧延集合組織成分（４５°耳）とのバランスによって決まるが、缶径の縮小に伴う、より厳しい耳率の低減を実現するには、熱間圧延条件に加え、その上工程の均質化処理条件についても検討することが必要であるとし（段落番号０００４）、熱延条件および均質化処理条件を厳密に規定した缶胴用アルミニウム合金板（冷間圧延板）の製造方法が提案されている。なお、この技術において、中間焼純を省略する場合には熱間粗圧延の終了温度は３２０〜４２０°程度と低く設定されている。
【０００７】
また、特開平１１−１４０５７６号公報（特許文献３）には、缶胴体の薄肉化に対応して冷間加工率を大きくして缶強度を高めると圧延集合組織成分が増加するため、立方体方位再結晶粒を優先的に成長させる必要があり、また缶の縮径化に伴い、フランジ長さのばらつきを小さくすることが必要となっており（段落番号０００４）、これらの要求に対し、熱間圧延後のコイルの自己発熱或いは焼鈍加熱により析出物を起点としてＲ方位の再結晶粒が成長し、これが立方体方位の再結晶粒の成長を阻害しているとの知見の下（段落番号０００５）、析出物が析出し難い、均質化条件、熱間圧延条件等およびそれによって得られた導電率が３８〜４６％ＩＡＣＳである缶胴用アルミニウム合金板（冷間圧延板）が開示されている。前記導電率は、ＳｉやＣｕなどの合金元素の固溶量、引いては析出量を間接的に規定するものである。
【０００８】
なお、缶胴用アルミニウム合金板とは用途が異なるが、特開２００１−３４８６３８号公報（特許文献４）には板厚中央部における集合組織について特定の結晶方位の方位密度を粉末サンプルによって規定されるランダム方位を基準として詳細に規定した缶蓋用アルミニウム合金板およびその製造方法が、また特開２００１−２１４２４８号公報（特許文献５）には特定条件の熱間圧延により板厚表層部における結晶粒のキューブ方位の方位密度がランダム方位の５倍以上である熱間圧延板を得て、これを冷間圧延する缶蓋用アルミニウム合金板の製造方法が開示されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開平９−２６８３５５号公報（特許請求の範囲、段落番号０００３）
【特許文献２】
特開平１０−３１０８３７号公報（特許請求の範囲、段落番号０００４）
【特許文献３】
特開平１１−１４０５７６号公報（特許請求の範囲、段落番号０００５）
【特許文献４】
特開２００１−３４８６３８号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】
特開２００１−２１４２４８号公報（特許請求の範囲）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来の中間焼鈍を省略した製造方法によって製造された缶胴用アルミニウム合金板では、先端部が胴部の缶径より縮径されたネック部の耐裂け性が不足する傾向があり、ネック部が裂け、缶に充填した飲料液等が漏れ出るという問題があり、製造歩留まりの低下を余儀なくされている。
【００１１】
特に、従来の２ピースアルミニウム缶に加え、ネック部の先端部が胴部の缶径より大きく縮径された口部として成形されたボトル形状の缶胴を有するアルミニウム缶では、ボトル形状の缶胴をネッキング加工する際、缶体には従来と比較して厳しい加工が施されるため、ＤＩ成形性に加え、ネック部成形時の耐裂け性がますます重要になってきている。なお、ボトル形状の缶胴のネック部の口部には雄ネジが成形され、これに係合する雌ネジが形成された缶蓋によって口部が密閉される。
【００１２】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、中間焼鈍を用いることなく製造することができ、ＤＩ成形性に優れ、耳率が低く、しかもネック部の耐裂け性に優れた缶胴用アルミニウム合金冷間圧延板およびその素材として好適な熱間圧延板を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、中間焼鈍を省略した従来の製造方法によって製造されたアルミニウム合金冷間圧延板を用いて、先端部が胴部缶径より縮径されたネック部を有する缶胴を成形し、ネック部が裂けたアルミニウム合金板を子細に観察しとところ、板厚方向においてＣｕｂｅ（立方体）方位の結晶が表層領域ほど発達しており、中心領域では十分に発達していない不均一な分布を呈していることを見出した。このため、従釆の冷間圧延板では、耳率の低減を確保することができても、ネック部の耐裂け性に劣るものと推察された。本発明者は、かかる知見を基に、ネック部の耐裂け性を向上させるためには、冷間圧延板の素材となる熱間圧延板の板厚方向における集合組織成分、特にＣｕｂｅ方位結晶粒の分布の均一性を図ることが重要であるとの着想を得て、本発明を完成するに至った。
【００１４】
すなわち、本発明のアルミニウム合金熱間圧延板は、ｍａｓｓ％で、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｍｇ：０．５〜１．５％、
Ｆｅ：０．１〜０．７％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、板厚方向および圧延方向を含む断面の全領域におけるＣｕｂｅ方位の結晶粒が面積率で５％〜７０％存在し、かつ前記断面において板表面から板厚中心に至る領域を３等分したとき、３等分された各領域に存在するＣｕｂｅ方位の結晶粒の面積率の最大値と最小値との差が４０％以下とされたものである。
【００１５】
このアルミニウム合金熱間圧延板において、組織的には、さらに前記断面の全領域におけるＧｏｓｓ方位の結晶粒が面積率で０．５％〜３０％存在することができる。また、組成的には、さらにＣｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．００１〜０．３％、Ｚｎ：０．０５〜０．５％の一種または二種以上、あるいはさらに、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％を単独で、あるいは前記ＴｉとＢ：０．０００１〜０．０５％とを複合して含有することができる。
【００１６】
また、本発明に係る缶胴用アルミニウム合金冷間圧延板は、前記アルミニウム合金熱間圧延板を用いて冷間圧延された冷間圧延板であって、板表面から板厚の１／４深さの１／４板厚部および板表面から板厚の１／２深さの１／２板厚部の各々についてＣｕｂｅ方位の結晶粒が面積率で２％以上、２０％以下存在するものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の缶胴用アルミニウム合金熱間圧延板（熱延板）および冷間圧延板（冷延板）の化学成分（単位：ｍａｓｓ％）について説明する。
【００１８】
Ｍｎ：０．８〜１．５％
Ｍｎは強度の向上に寄与し、さらには成形性の向上にも寄与する有効な元素である。特に本発明の用途としている缶胴材では、ＤＩ成形時にしごき加工が行われるため、Ｍｎは極めて重要である。ＭｎはＭｎ系金属間化合物（晶出物）として主としてＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物相（α相）を形成し、このα相を適正分布させることによってしごき加工性を向上させることができる。すなわちアルミニウム板のしごき加工においては、通常エマルジョンタイプの潤滑剤が用いられるが、前記α相晶出量が少ない場合には、同程度の強度を有していても、エマルジョンタイプの潤滑剤を使用するだけでは潤滑性が不足し、ゴーリングと称される擦り痕や焼付きなどの外観不良が発生するおそれがある。Ｍｎが０．８％未満では上記効果が過少であり、一方１．５％超ではＭｎＡｌ６  の巨大金属間化合物が初晶として晶出し、成形性が劣化する。従って、Ｍｎ量の下限を０．８％とし、上限を１．５％とする。
【００１９】
Ｍｇ：０．５〜１．５％
Ｍｇは単独で固溶強化により強度を向上させるとともに、Ｃｕを添加した場合にはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物により製缶時のベーキング（焼付け印刷）の際の軟化防止に効果がある。Ｍｇが０．５％未満ではそれらの効果が過少であり、一方１．５％を超えると加工硬化が大きくなり、成形性が低下する。このため、Ｍｇ量の下限を０．５％、上限を１．５％とする。
【００２０】
Ｆｅ：０．１〜０．７％
Ｆｅは結晶粒の微細化に効果があるほか、前記α相の晶出や析出を促進して、アルミニウム基地中のＭｎ固溶量の制御やα相の分散状態を制御するために必要な元素である。適切な分散状態を得るためには、Ｍｎ添加量に応じてＦｅを添加することが必要であり、前記Ｍｎ量の範囲では、Ｆｅ量が０．１％未満では適切な分散状態を得ることが困難であり、一方Ｆｅ量が０．７％を越えれば、Ｍｎ添加に伴なって初晶として巨大金属間化合物が生成しやすくなり、成形性を著しく損なう。このため、Ｆｅ量の下限を０．１％、上限を０．７％とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは金属間化合物（主にα相）を生成して、その分散状態を適正に制御するために必要な元素であり、成形性の向上に寄与する。Ｓｉ量が０．０５％未満では前記効果が過少であり、一方０．５％を越えると時効硬化により材料が硬くなり過ぎて成形性を阻害する。このため、Ｓｉ量の下限を０．０５％、上限を０．５％とする。
【００２２】
本発明の板材は、上記合金成分のほか、残部Ａｌおよび不可避的不純物よりなるが、上記各元素の作用効果を損なわず、機械的特性を向上させる元素として、必要に応じて下記の成分範囲で、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎの一種あるいは二種以上を複合して添加することができる。また、前記Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎと共に、あるいはこれらの元素とは別に、Ｔｉを単独あるいはＢと組み合わせて添加することができる。
【００２３】
Ｃｕ：０．０５〜０．５％
ＣｕはＣｒ、Ｚｎと同様、強度向上に寄与する。Ｃｕは塗装焼付処理時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物として析出し、析出硬化により強度を向上させる。Ｃｕ量が０．０５％未満ではその効果が過少であり、一方０．５％を越えて添加した場合には、時効硬化は容易に得られるものの、硬くなり過ぎて成形性を阻害し、また耐食性も劣化する。このため、Ｃｕ量の下限を０．０５％、上限を０．５％とする。
【００２４】
Ｃｒ：０．００１〜０．３％
Ｃｒも強度向上に寄与する元素であるが、０．００１％未満ではその効果が過少であり、０．３％を越えると巨大な晶出物が生成し、成形性の低下を招く。このため、Ｃｒ量の下限を０．００１％、上限を０．３％とする。
【００２５】
Ｚｎ：０．０５〜０．５％
ＺｎはＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物の時効析出により強度を向上させる。０．０５％未満ではその効果が過少であり、一方０．５％を越えると耐食性が劣化する。このため、Ｚｎ量の下限を０．０５％、上限を０．５％とする。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％
通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微細化のためにＴｉ、あるいはＴｉおよびＢを微量添加することが行なわれており、この発明においても、必要に応じて微量のＴｉを単独で、あるいはＢと組合せて添加してもよい。Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果が得られず、一方０．２０％を越えると巨大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物が晶出して成形性を阻害する。このため、Ｔｉ量の下限を０．００５％、上限を０．２０％とする。
【００２７】
Ｔｉと共にＢを複合添加する場合、Ｂ：０．０００１〜０．０５％
Ｔｉと共にＢを添加すれば鋳塊結晶粒微細化の効果が向上するが、Ｂ量が０．０００１％未満ではその効果がなく、一方０．０５％を越えるとＴｉ−Ｂ系化合物の粗大粒子が生成して成形性を害する。このため、Ｔｉと共にＢを添加する場合のＢ量の下限を０．０００１％、上限を０．０５％とする。
【００２８】
次に、本発明のアルミニウム合金熱間圧延板の組織（集合組織）について説明するが、先ずアルミニウム合金の集合組織について簡単に説明する。通常のアルミニウム合金においては、例えば長島晋一編著「集合組織」（丸善株式会社発行）に記載されているように、下記の集合組織を形成することが知られている。集合組織のでき方は同じ結晶系でも加工法によって異なり、圧延による板材の場合には、圧延面と圧延方向で表され、例えば｛００１｝＜１００＞は、圧延面が｛００１｝で、圧延方向が＜１００＞であることを示す。かかる表現方法を用いると集合組織を形成する結晶系は下記のように表現される。
Ｃｕｂｅ（立方体）方位：｛００１｝＜１００＞
Ｇｏｓｓ方位：｛０１１｝＜１００＞
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｃｕ方位：｛１１２｝＜１１１＞
Ｄ方位：｛４  ４  １１｝＜１１  １１  ８＞
Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞
【００２９】
なお、本発明においては、基本的にこれらの結晶面から±１５°以内の結晶方位のずれは、同一の結晶面に属するものとする。またＢｒａｓｓ方位、Ｃｕ方位、Ｄ方位、Ｓ方位に関しては、各方位間で連続的に変化するファイバー集合組織（βファイバー）として存在することが知られている。これらの方位は圧延によって形成が促進されるため圧延集合組織と呼ばれることがある。また、再結晶集合組織においては、Ｃｕｂｅ方位が形成されると共に、上記Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｕ方位、Ｄ方位およびＳ方位に近い再結晶方位が形成されることも知られている。本発明では、熱間圧延板の再結晶集合組織において、前記Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｕ方位、Ｄ方位およびＳ方位に近い各再結晶方位についてもそれぞれＢｒａｓｓ方位、Ｃｕ方位、Ｄ方位およびＳ方位と表現するものとする。
【００３０】
熱間圧延板の板厚方向における圧延集合組織の均一性、特にＣｕｂｅ方位結晶粒の分布の均一性は、最終製品である冷間圧延板の板厚方向におけるＣｕｂｅ方位結晶粒の分布の均一性に寄与する。本発明者が種々の実験から得た結論は、板厚方向の断面（板厚方向および圧延方向を含む断面）において、板表面から板厚中心に至る断面領域を３等分したとき、各領域におけるＣｕｂｅ方位結晶粒の面積率（存在率）の最大値と最小値の差（最大最小差）を４０％以下とすることにより、ネック部における耐裂け性が大きく改善されることが分かった。板厚方向のＣｕｂｅ方位結晶粒の面積率の最大最小差が４０％を超えると、冷間圧延板において板厚方向の断面においてＣｕｂｅ方位結晶粒の分布が不均一になり、成形加工中に板厚方向の塑性変形にムラが生じ易く、引いてはネック部の裂けが生じやすくなる。このため、本発明では板厚方向において３等分に分けた各領域におけるＣｕｂｅ方位結晶粒の面積率の最大最小差を４０％以下、好ましくは３５％以下、より好ましくは３０％以下とする。
【００３１】
もっとも、冷間圧延板をＤＩ成形した際の低耳率を実現するには、板厚方向の断面（板厚方向および圧延方向を含む断面）の全領域においてＣｕｂｅ方位結晶粒が面積率で５％〜７０％存在することが必要である。Ｃｕｂｅ方位結晶粒の面積率が５％未満では、圧延集合組織が優勢となって圧延方向に対して４５°方向の耳が高くなる。一方、７０％を超えると、圧延集合組織に対してＣｕｂｅ方位結晶粒量が多くなり、圧延方向に対して同方向および９０°方向の耳が高くなり、耳率が上昇する。このため、板厚方向断面の全領域におけるＣｕｂｅ方位結晶粒の面積率の下限を５％、好ましくは１０％とし、その上限を７０％、好ましくは６０％とする。
【００３２】
本発明の熱間圧延板におけるＣｕｂｅ方位の結晶粒の存在率、板厚方向の分布は上記のように規定されるが、さらに板厚方向の断面の全領域におけるＧｏｓｓ方位の結晶粒の面積率（存在率）についても０．５％〜３０％（０．５％以上、３０％以下）とすることが好ましい。
冷間圧延板における圧延集合組織成分は、熱間圧延板の圧延集合組織成分から発達したものと、Ｇｏｓｓ方位結晶粒の冷間圧延加工による結晶回転によって形成されるものからなる。Ｇｏｓｓ方位結晶粒が０．５％未満と過少な場合、冷間圧延板の圧延集合組織成分はその大部分が熱間圧延板の圧延集合組織成分から発達したものからなるため、冷間圧延板の圧延集合組織が強く現れ、圧延方向に対して４５°方向の耳（＋耳）が強く現れる傾向が生じる。一方、Ｇｏｓｓ方位結晶粒が３０％超になると、冷間圧延の際にＧｏｓｓ方位結晶粒から派生した圧延集合組織成分が生じるものの、冷間圧延板におけるＧｏｓｓ方位が強くなり、圧延方向の０°／１８０°の耳（−耳）が強く現れるようになる。Ｇｏｓｓ方位結晶粒を０．５〜３０％とすることにより、冷間圧延板における圧延集合組織がＣｕｂｅ方位結晶粒とバランスよく形成されるようになり、耳率をより低下させることができる。より好ましい範囲は１〜２５％である。
【００３３】
上記均一組織を有する熱間圧延板を冷間圧延することにより、缶胴素材となる冷間圧延板が得られる。この場合、熱間圧延後あるいは冷間圧延の途中に中間焼鈍を施さない場合であっても、冷間圧延板の板厚方向の組織の均一性は保持され、板厚方向にＣｕｂｅ方位結晶粒の所定量が均一に分布するようになり、低耳率を達成しつつ、アルミニウム缶胴におけるネック部の耐裂け性を向上させることができる。
【００３４】
前記冷間圧延板の好ましい組織は、板表面から板厚の１／４深さの１／４板厚部および板表面から板厚の１／２深さの１／２板厚部の各々におけるＣｕｂｅ方位結晶粒が面積率で２〜２０％存在することである。
【００３５】
Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率（存在率）は耳率に影響を与える因子であり、これが前記１／４板厚部および１／２板厚部において各々２％未満では圧延方向に対して４５°方向の耳が高くなる傾向が生じ、一方２０％を超えると圧延方向に対して０°又は９０°方向の耳が高くなる傾向が生じるため、いずれの場合も好ましくない。このため、各部においてＣｕｂｅ方位の結晶粒の面積率の下限を２％、好ましくは３％とし、その上限を２０％、好ましくは１５％とする。また、１／４板厚部および１／２板厚部におけるＣｕｂｅ方位の結晶粒の面積率を共に２〜２０％、好ましくは３〜１５％とすることにより、板厚方向のＣｕｂｅ方位の結晶粒を均一に分布させることができ、ネック部の耐裂け性を向上させることができる。
【００３６】
次に、本発明のアルミニウム合金熱間圧延板、および冷間圧延板の製造方法について説明する。
本発明のアルミニウム合金熱間圧延板は、前記組成のアルミニウム合金を溶製し、その溶湯をＤＣ鋳造法などによって鋳造して鋳塊（スラブ）を得た後、その鋳塊を均熱処理（均質化処理）し、その後熱間圧延することによって製造される。本発明の冷間圧延板は、前記熱間圧延板を素材として、熱間圧延後または冷間圧延途中に入るバッチ焼鈍あるいは連続焼鈍による中間焼鈍を施すことなく、缶胴素材として要求される板厚を得るように冷間圧延が施されることによって加工される。さらに冷間圧延後、ＤＩ成形性を向上させるために必要に応じて再結晶温度よりも低い温度で最終焼鈍（仕上焼鈍）を施してもよい。板厚方向に沿って集合組織を均一化、特にＣｕｂｅ方位の結晶粒を均一に分散生成させるためには、上記各工程の内、特に均熱から熱間粗圧延、熱間仕上圧延に至る製造条件を精緻に制御することが重要である。以下、各工程における推奨される製造条件を順次説明する。
【００３７】
均熱処理の処理条件（保持温度および時間）は、保持温度を６００〜６２０℃程度とし、保持時間を２〜８ｈｒ程度とすることが望ましい。かかる条件で均質化を行うことにより、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物相（α相）と、熱間圧延工程でＣｕｂｅ方位の結晶粒の核を提供する無析出帯（ＰＦＺ：Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ  Ｆｒｅｅ  Ｚｏｎｅ）とを均一に分布させることができる。６００℃未満、２ｈｒ未満では、均質化を十分に行うことができず、微細なα相の占める領域が多くなって無析出帯の領域が少なくなると共にα相と無析出帯との分布が不均一になり、引いては熱間圧延板における板厚方向のＣｕｂｅ方位結晶粒の分布も不均一になりやすい。一方、６２０℃超、８ｈｒ超では先の条件の場合とは逆に無析出帯の割合が多くなり、やはり熱間圧延板におけるＣｕｂｅ方位結晶粒の分布が不均一になりやすい。また、鋳塊表面に膨れが生じ易くなり、表面性状を損なう。なお、上記均熱処理（第１均熱処理）後、鋳塊表面を面削し、熱間粗圧延開始温度と同等あるいはやや高い温度で数時間程度保持する第２均熱処理を施してもよい。これによって、熱間圧延板の表面性状をより向上させることができる。
【００３８】
前記均熱処理後、熱間粗圧延が施される。熱間粗圧延の開始温度の確保は、均熱処理後の鋳塊の自己発熱を利用するのがよく、粗圧延開始温度は４５０〜５５０℃程度とするのがよい。４５０℃未満では析出物の数密度が急激に増加してＣｕｂｅ方位の再結晶粒の成長が抑制され、一方５５０℃を超えると熱間圧延板の表面に酸化や焼き付きが生じたり、再結晶粒が粗大化して、表面性状の悪化、成形性の低下、成形後の肌荒れが生じるおそれがある。粗圧延終了温度は４４０〜５００℃とするのがよい。４４０℃未満では仕上圧延後に再結晶するのに十分な自己熱が不足し、結晶粒径が小さくなり、また次の熱間仕上圧延での圧延温度が低くなるため、エッジ割れが生じるおそれがある。一方、５００℃を超えると、次の熱間仕上圧延でＣｕｂｅ方位の結晶粒の成長駆動力となる歪みが十分蓄積されなくなる。なお、熱間圧延での板幅方向の耳率の安定化のためには、例えば端部にエッジヒーターを配備することにより、板幅方向における温度の安定化を図るとよい。
【００３９】
熱間粗圧延後に行われる熱間仕上圧延は、通常、３〜６段程度のスタンドを備えたタンデム式の圧延機によって実施される。圧延板は仕上圧延により所定寸法に仕上げられ、仕上圧延終了後、その組織は自己発熱により再結晶組織となる。特に仕上圧延における最終パスの圧下率、スタンド間の張力が板厚方向の集合組織分布を決定する上で重要な因子である。
【００４０】
熱間仕上圧延の最終パスの圧下率は、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の生成、後述のスタンド間の張力と関連して板厚方向のＣｕｂｅ方位の結晶粒の分布に影響を与え、３０〜６０％とすることが望ましい。３０％未満では、板厚方向の組織分布の均一化にとっては有効であるが、ひずみ蓄積が不十分となり、再結晶化、Ｃｕｂｅ方位結晶粒の量的発達が不足する。一方、６０％を越えると板厚方向の表層部に大きな歪みが生じ、板厚方向の再結晶集合組織の分布が不均一になり易い。
【００４１】
スタンド間の張力は、特に板厚方向の集合組織を制御する上で効果があり、全スタンド間におけるスタンド間張力の平均値を５〜２０ＭＰａと低張力制御することが必要である。スタンド間張力の平均値が２０ＭＰａ超では、圧延による相当ひずみが表層付近で高く、板厚中心部では低くなる。圧延による相当ひずみが高いほど、再結晶後のＣｕｂｅ方位結晶粒が多く生成するので、熱間圧延板の板厚方向における集合組織、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の分布が不均一になりやすい。また、Ｇｏｓｓ方位粒も十分に発達しないようになる。一方、５ＭＰａ未満では、板厚中心部の相当ひずみが高くなり、圧延率、加工温度条件にもよるが、板厚全体のＣｕｂｅ方位結晶粒の量が多くなり過ぎる。また、複数のタンデム圧延とコイル巻取を行うため、５ＭＰａ未満の張力では圧延噛み込み不良、圧延板の蛇行やコイル巻取不良（疵発生など）が生じやすくなり、圧延操業上の問題が生じる。なお、スタンドｍとスタンドｎとの間のスタンド間張力は、主としてスタンドｍ、ｎにおける圧下率およびロールの回転速度によって制御される。また、通常の仕上圧延におけるスタンド間張力は組織制御の観点からは特に制御されておらず、全スタンド間におけるスタンド間張力の平均値は２５〜３５ＭＰａ程度である。
【００４２】
熱間仕上圧延での圧延終了温度は３００〜３６０℃とすることが望ましい。３００℃未満では室温まで冷却したあとの再結晶率が９０％未満となって不十分であり、Ｃｕｂｅ方位の再結晶粒が不足するようになる。一方、３６０℃を超えると焼付きや肌荒れが生じて熱延板の表面性状が悪化する。
【００４３】
熱間仕上圧延での総圧下率は、通常、８０％以上に設定される。８０％未満では歪みの蓄積が不十分となり、仕上圧延後のコイルアップ時にＣｕｂｅ方位粒を得るための駐動力が不足し耳率が増大し易くなる。熱間仕上圧延の終了後の板厚は、通常、１．８〜３．０ｍｍ程度である。
【００４４】
熱間仕上圧延後、中間焼鈍が施されることなく、冷間圧延が行われる。冷間圧延の途中においても中間焼鈍を施す必要はない。冷間圧延によって、缶胴として必要な強度が付与される。この冷間圧延での圧延率は８０〜９０％とすることが望ましい。８０％未満では冷間圧延板の耐圧強度が不足し、一方９０％を超えるとＤＩ成形時に４５°方向の耳率が大きくなり、また強度が高くなり過ぎて、ＤＩ成形性時にカッピング割れや缶底割れが高頻度に発生するようになる。冷間圧延での終了板厚は、通常、０．２８〜０．３５ｍｍ程度である。
【００４５】
冷間圧延後は、必要に応じて仕上焼鈍を施すことができる。この仕上焼鈍により加工組織が回復し、ＤＩ成形性や缶底成形性が向上する。仕上焼鈍温度は１００〜１５０℃、好ましくは１１５〜１４５℃程度とされる。１００℃未満では回復効果が十分に得られず、１５０℃を超えると固溶元素が析出し過ぎてＤＩ成形性やフランジ成形性が低下する。焼鈍時間は数十分〜数ｈｒ程度でよい。なお、仕上焼鈍よっては、冷間圧延板の集合組織（結晶方位、粒径）は変化しない。
【００４６】
以下、実施例を挙げて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【００４７】
【実施例】
下記表１に示す化学成分のアルミニウム合金を溶製し、その溶湯をＤＣ鋳造して板厚６００ｍｍ、幅２１００ｍｍの鋳塊を得た。この鋳塊を均熱均熱処理し、その後熱間粗圧延および熱間仕上圧延した後、中間焼鈍を一切施すことなく冷間圧延を行った。これらの工程における製造条件を表２および表３に示す。なお、熱間仕上圧延におけるスタンド数は４段であり、全スタンド間（３箇所）におけるスタンド間張力の平均値は、第１スタンドと第２スタンドとの間のスタンド間張力をσ１、第２スタンドと第３スタンドとの間のスタンド間張力をσ２、第３スタンドと第４スタンドとの間のスタンド間張力をσ３としたとき、（σ１＋σ２＋σ３）／３によって求めた。
【００４８】
【表１】
2004244701.tif 000002
【００４９】
【表２】
2004244701.tif 000003
【００５０】
【表３】
2004244701.tif 000004
【００５１】
上記製造過程において、熱間仕上圧延後の圧延板の幅方向中央部から組織観察試験片を採取して板厚方向の断面（圧延方向に沿った断面）における集合組織成分（Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位の結晶粒）の存在率およびＣｕｂｅ方位結晶粒については更に断面における分布状態を以下の要領で求めた。これらの測定結果を表４および表５に示す。
【００５２】
組織観察試験片の測定面を機械研磨、バフ研磨を行い、その後電解研磨して表面を調整した。この試験片を用いて、板厚方向の長さが板表面から板厚中心部に渡り、圧延方向の長さが５００μｍ  とされた方形領域に対して、測定間隔を２μｍ  として日本電子社製ＳＥＭ（型番：ＪＥＯＬ  ＪＳＭ  ５４１０）、ＥＢＳＰ測定・解析システム（ＴＳＬ（ＴｅｘＳＥＭ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ，  Ｉｎｃ．）社製、型番：ＯＩＭ）を用いて、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ）を測定し、その後同システムの解析ソフトにより所期の方位の結晶粒と他の方位の結晶粒とを区別して描画した結晶粒分布図を求めた。
Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位の結晶粒の断面における存在率は、結晶粒分布図を画像解析することにより、板表面から中心に至る半断面における面積率として求めた。一方、Ｃｕｂｅ方位結晶粒の板厚方向の分布は、板表面から中心にかけて板厚方向に３等分（板厚全体では６等分）し、各領域でのＣｕｂｅ方位粒の存在率を面積率で求めた。板厚方向のＣｕｂｅ方位結晶粒の分布の均一性は、それらの最大値と最小値の差によって評価した。この最大最小差は集合組織の他の方位の結晶粒の均一性をも示すものと考えることができる。なお、結晶粒分布図の一例として試料Ｎｏ．  １（発明例）およびＮｏ．  ６（比較例）のＣｕｂｅ方位結晶粒分布図を図２に示す。図中、黒色部がＣｕｂｅ方位粒を示し、白色部が圧延集合組織を形成する結晶粒を示す。
【００５３】
また、熱間圧延板の幅方向中央部から成形試験板（長さ２００ｍｍ、幅１００ｍｍ）を採取し、この試験板から加工したブランク材（直径６６．７ｍｍ）を用いて下記の要領にて有底筒状カップを成形し、このカップから平均耳率を求めた。測定結果を表４および表５に併せて示す。
【００５４】
前記カップは、ブランク材に潤滑油（Ｄ．Ａ．Ｓｔｕａｒ社製、ナルコ１４７）を塗布してエリクセン試験機によって成形された。成形に用いられたポンチの直径は４０ｍｍ、ダイス肩部のＲは６．５ｍｍ、ポンチの肩Ｒは３．０ｍｍであり、しわ押さえ圧は４００ｋｇｆ  （３９２０Ｎ）とした。
【００５５】
前記平均耳率は以下の要領により求めた。図１は、有底筒状カップの展開図であり、この展開図で示したようにカップの開口周縁部の８方向（圧延方向を０°として、０°方向、４５°方向、９０°方向、１３５°方向、１８０°方向、２２５°方向、２７０°方向および３１５°方向）に生じた耳の高さ（カップ底からの高さ）を測定し、下記式に基づいて平均耳率（％）を算出する。なお、０°方向、９０°方向、１８０°方向、２７０°方向に生じる耳（高さＴ１〜Ｔ４）を−（マイナス）耳と呼び、４５°方向、１３５°方向、２２５°方向、３１５°方向に生じる耳（高さＹ１〜Ｙ４）を＋（プラス）耳と呼ぶ。
2004244701.tif 000005
【００５６】
また、仕上焼鈍後の冷間圧延板の幅方向中央部から組織観察試験片を採取して１／４板厚部および１／２板厚部におけるＣｕｂｅ方位の結晶粒の存在率（面積率）を以下のようにして求め、板厚方向におけるＣｕｂｅ方位粒の分布状態を評価した。組織観察試験片を板表面から板厚の１／４深さ、あるいは１／２深さまで削り、削り出した１／４板厚部の面および１／２板厚部の面を調整して、その面上の５００μｍ  ×５００μｍ  の方形領域に対し、前記熱間圧延板の断面観察と同様、前記ＳＥＭ、ＥＢＳＰ測定・解析システム、解析ソフトを用いて、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒と他の方位の結晶粒とを区別して描画した結晶粒分布図を求めた。このとき、ＳＥＭによるＥＢＳＰの測定間隔は１μｍ  とした。得られた結晶粒分布図を画像解析することにより１／４板厚部、１／２板厚部のＣｕｂｅ方位結晶粒の面積率を求めた。
【００５７】
また、熱間圧延板と同様にして、仕上焼鈍後の冷間圧延板から成形試験板を採取し、この試験板から加工したブランク材を用いてエリクセン試験機によって有底筒状カップを成形し、このカップから平均耳率を求めた。但し、ダイス側肩部のＲは２．０ｍｍとした。これらの測定結果を表４および表５に併せて示す。
【００５８】
さらに、仕上焼鈍後の冷間圧延板を用いて、ＤＩ成形によって有底円筒状カップ（内径６６ｍｍφ、側壁中間部板厚１０３μｍ  、側壁先端部板厚１６５μｍ  ）を成形し、成形個数５万個当たりの破胴缶の個数を調べ、これによってＤＩ成形性を評価した。ＤＩ成形は製缶速度３００缶／分の速さで成形し、最終第３しごき率は４０％とした。
【００５９】
また、前記ＤＩ成形後、さらにネック加工、フランジ加工を行い、液の充填、缶蓋の巻締めを施して充填缶を製造し、缶ネック部から液漏れを調べ、５万缶当たりの漏れ缶の発生率を調べ、ネック部の耐裂け性を評価した。ネック成形条件は、缶胴外径６６．２ｍｍ、ネック部を４段で形成し、最上部のネック外径６０．３ｍｍとした。ＤＩ成形性、ネック部の耐裂け性の測定結果を表４および表５に併せて示す。
【００６０】
【表４】
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【００６１】
【表５】
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【００６２】
表４および表５から、本発明にかかる試料Ｎｏ．  １〜５は、成分および製造条件、組織条件が適正であり、冷間圧延板の平均耳率は０〜＋１．０％以下と低耳率でありであり、ＤＩ成形性およびネック部の耐裂け性にも優れている。
一方、試料Ｎｏ．  ６〜９（比較例）は、成分は本発明範囲を満足するものの、均熱条件、あるいはさらに仕上圧延条件が不適切であるため、熱間圧延板および冷間圧延板の組織条件が本発明範囲外となり、−耳が形成されたり、大きな＋耳が形成され、ネック部の耐裂け性も総じて良くなかった。また、成分が本発明範囲を外れる試料Ｎｏ．  １０〜１９は製造条件が適正でも、やはり平均耳率、ＤＩ成形性、ネック部の耐裂け性が良くない。なお、−耳は、外見上、０°、９０°、１８０°および２７０°の方向に突出した大きな形であり、ＤＩ成形後、缶胴の横断面が楕円形になりやすく、真円度が低下して好ましくない。このため、通常、０％から＋２％程度の耳率が成形上の要求水準とされる。
また、試料Ｎｏ．  ２１〜３３（比較例）は、成分は本発明範囲を満足するものの、均熱条件、あるいはさらに仕上圧延条件（特に仕上圧延におけるスタンド間張力平均値）が不適切であるため、熱間圧延板および冷間圧延板における板厚方向のＣｕｂｅ方位結晶粒の分布が不均一になり、ＤＩ成形性は概ね良好であるものの、ネック部の耐裂け性の低下が著しい。
【００６３】
【発明の効果】
本発明にかかるアルミニウム合金熱間圧延板によれば、所定成分の下、板厚方向および圧延方向を含む断面の全領域のＣｕｂｅ方位結晶粒を５〜７０％存在させるとともに板厚方向の同結晶粒の分布を最大最小差が４０％以下となるように均一化したので、熱間圧延後に中間焼鈍を施すことなく冷間圧延を行うことにより、板厚方向の断面の１／４板厚部および１／２板厚部におけるＣｕｂｅ方位結晶粒を共に２〜２０％に均一化することができる。かかる板厚方向の組織均一性を有する本発明の缶胴用アルミニウム合金冷間圧延板によれば、耳率の低減を図るとともに２ピース缶あるいはボトル形状缶の缶胴のネック部の耐裂け性を大きく改善することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は平均耳率の算出方法を説明するための図であり、成形後のカップ展開図を示す。
【図２】実施例（試料Ｎｏ．  １および６）における熱間圧延板のＣｕｂｅ方位結晶粒の板厚方向の生成状態を示す分布図である。
【図１】
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【図２】
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