JP2014015643A

JP2014015643A - 缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法

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Publication number: JP2014015643A
Application number: JP2012152515A
Authority: JP
Inventors: Shingo Iwamura; 信吾岩村; Hiroshi Yokoi; 洋横井
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2012-07-06
Filing date: 2012-07-06
Publication date: 2014-01-30
Anticipated expiration: 2032-07-06
Also published as: JP6054658B2; CN103526079A

Abstract

【課題】缶体強度の低下、及び胴切れの問題を軽減できる缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】Ｍn：０．５〜１．５％、Ｍg：０．８〜１．５％、Fe：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．２５〜０．４％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、断面において、円相当径で１μm以下のαＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相の面積率が２．３％以下であり、断面において、材料組織を、面積０．０３５μm²を有する六角形の微小要素に区切って前記微小要素ごとの平均方位を測定し、任意の前記微小要素とそれに隣接する前記微小要素との方位差の平均値をθ°としたとき、θの値が０．９以下であり、圧延方向の引張強さが３２０ＭＰａ以下であることを特徴とする缶ボディ用アルミニウム合金板。
【選択図】図１

Description

本発明は、缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法に関する。

缶ボディ用アルミニウム合金板は、アルミニウム合金鋳塊に均質化処理、熱間圧延、及び冷間圧延を施して製造される。この缶ボディ用アルミニウム合金板に、必要に応じて、脱脂洗浄、塗油等が施され、さらに、カップ成形、ＤＩ成形、トリミング、洗浄、乾燥、塗装、焼付け、ネッキング及びフランジ加工の工程を経て飲料缶ボディが製造される。

飲料缶ボディは、使用に耐えうる缶体強度を有することが必要であるが、上述した塗装後の焼付けの工程（以下、塗装焼付工程とする）において、缶体強度は大きく低下する。缶体強度の低下防止に関して、特許文献１、２記載の技術が開示されている。

特許文献１は、Ｍｇの成分範囲を厳密に規定することで、Ｓｉの含有量が多い合金成分でも飲料缶ボディの強度維持が図れることを開示する。また、特許文献２は、均質化処理および熱間圧延の条件を規定することで、耐熱軟化性を向上できることを開示する。

特開２０００−２４８３２６号特開２００６−２８３１１３号

近年、環境保護の観点から、飲料缶ボディの製造において、使用済み飲料缶（ＵＢＣ：ＵｓｅｄＢｅｖｅｒａｇｅＣａｎ）の再生塊をリサイクル利用することが重要な課題となっている。さらに、材料使用量を削減するため、缶体の薄肉軽量化も進められている。ＵＢＣの再生塊にはＳｉやＦｅ等が混入することが多いので、ＵＢＣの再生塊をリサイクル使用すると、アルミニウム合金鋳塊に高濃度のＳｉやＦｅが含まれるようになる。この場合、アルミニウム合金鋳塊の加熱処理時に、ＳｉがＭｎやＦｅと金属間化合物を形成し、Ｍｎ固溶量の減少をもたらす。その結果、アルミニウム合金板の耐熱軟化性が低下し、塗装焼付工程における缶体強度の低下が一層顕著となる。また、塗装焼付工程による強度低下を考慮して、アルミニウム合金板の初期強度を高くした場合、缶体の薄肉軽量化によって缶壁部の板厚が薄くなるほど、ＤＩ成形時に胴切れを起こしやすくなる。従って、ＵＢＣの再生塊をリサイクル利用して飲料缶ボディを製造する場合、その使用量を制限し、新地金を加えてＳｉの含有量を調整する必要があった。

なお、特許文献１記載の技術では、特に缶体の薄肉軽量化を考慮すると、ＤＩ成形時における胴切れの問題を解決できない。また、特許文献２記載の技術では、アルミニウム合金鋳塊中におけるＳｉの含有量が多い場合、缶体強度の低下を防止することができない。

本発明は以上の点に鑑みなされたものであり、アルミニウム合金鋳塊中におけるＳｉの含有量が多い場合でも、缶体強度の低下、及び胴切れの問題を軽減できる缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の缶ボディ用アルミニウム合金板は、
Ｍn：０．５〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍg：０．８〜１．５％、Ｆｅ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．２５〜０．４％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、
断面において、円相当径で１μm以下のαＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相の面積率が２．３％以下であり、
断面において、材料組織を、面積０．０３５μm²を有する六角形の微小要素に区切って前記微小要素ごとの平均方位を測定し、任意の前記微小要素とそれに隣接する前記微小要素との方位差の平均値をθ°としたとき、θの値が０．９以下であり、
圧延方向の引張強さが３２０ＭＰａ以下であることを特徴とする。

本発明の缶ボディ用アルミニウム合金板は、Ｓｉの含有量が多くても、塗装焼付工程における缶体強度の低下の問題、及びＤＩ成形時における胴切れの問題を軽減できる。
本発明のアルミニウムアルミニウム合金板の製造方法は、
Ｍn：０．５〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍg：０．８〜１．５％、Ｆｅ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．２５〜０．４％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に対し、５５０〜６２０℃の温度で１時間以上の均質化処理を施し、
以下の式１が成立する条件で冷却し、
開始パスから最終パスまでにおいて４５０〜５００℃の温度範囲内にある積算保持時間が６００秒以内となる条件で、板厚が２０〜４０ｍｍとなるまで熱間粗圧延を行い、
出側温度が３００〜３６０℃の条件で、板厚が１．５〜３．０ｍｍとなるまで熱間仕上圧延を行い、
板厚が０．２０〜０．３５ｍｍとなるまで冷間圧延を行うことを特徴とする。
(式１) Ｈ（Ｔ１＋Ｔ２）／２≦１０００（℃・ｈ）
Ｔ１：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける、前記均質化処理のときの材料温度（℃）
Ｔ２：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける、前記熱間粗圧延の開始時の材料温度（℃）
Ｈ：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける材料温度が、Ｔ１からＴ２に達するまでに要する時間（ｈ）
本発明により製造された缶ボディ用アルミニウム合金板は、Ｓｉの含有量が多くても、塗装焼付工程における缶体強度の低下の問題、及びＤＩ成形時における胴切れの問題を軽減できる。

θの算出方法を表す説明図である。

本発明の実施形態を説明する。Ｍｎは、本発明の缶ボディ用アルミニウム合金板において基本となる合金元素であり、強度を増加させるほか、特に固溶状態で耐熱軟化性の向上に寄与する。また、Ｍｎは、製造工程中に、α相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系）を形成する。この金属間化合物粒子は極めて高硬度であり、ＤＩ成形時の素材とダイスとの焼付きを防止して、缶ボディの表面性状を向上させる。Ｍｎの含有量が０．５％未満であるとこれらの効果は十分でなく、１．５％を超えると強度が高くなり過ぎると共に、鋳造時に生成するＡｌ６（Ｍｎ、Ｆｅ）晶出物が粗大となり、ＤＩ成形性及びネック・フランジ成形性等の低下の原因となる。

Ｍｇは、アルミニウムに固溶することで缶体強度の増加に寄与する。Ｍｇの含有量が０．８％未満では必要な缶体強度を得ることが難しく、１．５％を超えると缶体強度が高くなり過ぎるため、ＤＩ成形性が損なわれる。

Ｆｅは、鋳造時にＭｎと共にＡｌ６（Ｍｎ、Ｆｅ）相、α相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成し、これらの固体潤滑作用によりＤＩ成形時における素材とダイスとの焼付きを防止する。Ｆｅの含有量が０．２％未満ではこれら金属間化合物の数が少なく、ＤＩ成形時にダイスと凝着して表面性状が低下する。Ｆｅの含有量が０．６％を超えるとＭｎ含有の金属間化合物が過多に形成されて割れの起点となるため、ＤＩ成形性が損なわれる。

Ｓｉは、ＭｎおよびＦｅとともに固体潤滑作用を有するα相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系）、及びＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成し、ＤＩ成形時におけるダイスへの凝着を防止する。この効果は、Ｓｉの含有量が０．２５％未満では十分ではなく、ＤＩ成形時にダイスへの凝着が起きる。Ｓｉの含有量が０．４％を超えると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物が過多に形成して割れの起点となってＤＩ成形性が損なわれ、さらに固溶Ｍｎ量が減少して耐熱軟化性が低下する。

Ｃｕは、製缶時の塗装焼付工程において、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物を形成及び析出し、塗装焼付工程における強度低下を低減する。この効果は、Ｃｕの含有量が０．１％未満では十分に得られず、逆に０．３％を超えると成形加工時の加工硬化性が大きくなり、ＤＩ成形性が低下する。

Ｚｎは、ＤＩ成形性を向上させるが、その含有量が多いと高コストとなることに加え、粗大な金属間化合物を形成してＤＩ成形性を損なう。従って、Ｚｎの含有量は０．２５％以下が好ましい。

ＴｉおよびＢは鋳造組織を微細化して、鋳造時に生成する晶出物の分散形態及び結晶粒組織を均一化する機能を有する。好ましい含有量は、それぞれ、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：０．０５％以下の範囲であり、この上限を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が生成し、ＤＩ成形性が低下する。

本発明の缶ボディ用アルミニウム合金の断面において、円相当径で１μm以下のαＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相の面積率は２．３％以下である。円相当径で１μm以下のαＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相の面積率が大きいと、冷間圧延における加工硬化が促進され、缶ボディ用アルミニウム合金の強度が過度に増加するため、好ましくない。円相当径で１μm以下のαＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相の面積率が２．３％以下であることにより、上記の問題を軽減できる。

本発明の缶ボディ用アルミニウム合金板の断面において、材料組織を、面積０．０３５μm²を有する六角形の微小要素に区切って微小要素ごとの平均方位を測定し、任意の微小要素とそれに隣接する微小要素との方位差の平均値をθ°としたとき、θの値が０．９以下である。このことにより、塗装焼付工程における缶体強度の低下を抑制できる。θの値が０．９を超えると、塗装焼付工程における缶体強度の低下が著しくなる。

その理由は以下のように推測できる。冷間圧延により加工硬化した板材中には、転位セルが形成されている。この転位セルが塗装焼付工程において合体及び成長することで、缶体強度が低下する。上記の転位セルの密度はθによって代表でき、θの値が大きいほど、塗装焼付工程における缶体強度の低下が著しくなる。本発明では、θの値を０．９以下とすることにより、塗装焼付工程における缶体強度の低下を抑制できる。

本発明の缶ボディ用アルミニウム合金板は、圧延方向の引張強さが３２０ＭＰａ以下であるので、ＤＩ成形性が良好である。なお、圧延方向の引張強さは、冷間加工の加工度が高いほど高くなる。

本発明の缶ボディ用アルミニウム合金板において、２０５℃で１０分間熱処理した後の圧延方向での引張強さが２７５ＭＰａ以上であることが好ましい。この場合、塗装焼付工程後における缶体強度が充分に高くなる。なお、２０５℃で１０分間の加熱処理は、塗装焼付工程に相当する処理である。また、この場合、２０５℃での１０分間の熱処理による引張強さの低下量が、４５ＭＰａとなる（耐熱軟化性が高い）。

本発明の缶ボディ用アルミニウム合金板は、板厚減少率が５５％〜７５％となる製缶又は冷間圧延を行った場合における引張強さの増加量が５０ＭＰａ以下であることが好ましい。５０ＭＰａ以下であることにより、変形抵抗が増加し難く、ＤＩ成形中の胴切れが起こり難くなる。

本発明の缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法では、例えば、まず、アルミニウム合金を溶解し、例えばＤＣ鋳造によって、アルミニウム合金鋳塊を造塊する。アルミニウム合金の組成は、Ｍn：０．５〜１．５％、Ｍg：０．８〜１．５％、Ｆｅ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．２５〜０．４％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるものである。

次に、例えば、アルミニウム合金鋳塊の面削及び均質化処理を行う。均質化処理により、アルミニウム合金鋳塊における溶質原子の成分偏析を取り除くと共に、固体潤滑効果によりＤＩ成形時の焼付きを防止するα相化合物を形成することができる。

均質化処理の温度（保持温度）は５５０〜６２０℃であり、好ましい保持時間は１時間以上である。保持温度が５５０℃未満であるか、保持時間が１時間未満であると、均質化処理の効果が十分に得られないことがある。保持温度が６２０℃を超えると、アルミニウム合金鋳塊の表層に膨れや部分的な溶融が発生して微小欠陥となり、缶ボディ用アルミニウム合金板の初期強度及び塗装焼付工程後における強度が著しく低下する。加熱時間の上限は特に限定されないが、生産効率の点から、通常は２４時間程度以下である。

均質化処理完了後、以下の式１が成立する条件で冷却する。
(式１) Ｈ（Ｔ１＋Ｔ２）／２≦１０００（℃・ｈ）
Ｔ１：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける、前記均質化処理のときの材料温度（℃）
Ｔ２：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける、前記熱間粗圧延の開始時の材料温度（℃）
Ｈ：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける材料温度が、Ｔ１からＴ２に達するまでに要する時間（ｈ）
なお、温度Ｔ１、Ｔ２は、鋳塊に穴あけ加工し、表層より４０ｍｍの深さに熱電対を埋め込むことで測定できる。

上記式１における左辺が１０００より大きいと、均質化処理後、Ｔ２の温度に到達するまでにαＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子が析出して固溶Ｍｎ原子が減少するため、耐熱軟化性が低下する。

熱間粗圧延は、開始パスから最終パスまでにおいて４５０〜５００℃の温度範囲内にある積算保持時間が６００秒以内となる条件で、板厚が２０〜４０ｍｍとなるまで行われる。なお、上記４５０〜５００℃は、板表面の温度であり、接触式温度計により測定できる。

積算保持時間が６００秒を超えると、熱間粗圧延中に微細なαＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子が析出して、冷間加工時の加工硬化量が大きくなり、強度が高くなり過ぎる。熱間粗圧延の完了時の板厚が２０ｍｍ未満では、続く熱間仕上圧延で圧下量を大きくすることができず、熱間仕上げ圧延後に再結晶組織が得難くなる。完了時の板厚が４０ｍｍを超えると、続く熱間仕上圧延や冷間圧延での加工度が大きくなり、熱間仕上圧延での加工度を大きくした場合は、板表面の品質に影響を及ぼし、冷間圧延での加工度を大きくした場合は、缶ボディ用アルミニウム合金板の強度が高くなり過ぎる等の問題が生じる。

続く熱間仕上圧延は、出側温度が３００〜３６０℃の条件で、板厚が１．５〜３．０ｍｍとなるまで行う。上記の出側温度はコイル側面表層の温度であり、接触式温度計により測定できる。

出側温度が３００℃未満では熱間仕上圧延後に再結晶組織が得られず、３６０℃を超えると冷却中にαＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子が析出し、耐熱軟化性が低下する。続く冷間圧延は、板厚が０．２〜０．３５ｍｍとなるまで行う。

１．缶ボディ用アルミニウム合金板の製造
表１に示す成分組成を有する、Ａ１〜Ａ１０のアルミニウム合金を常法により溶解し、半連続鋳造により、アルミニウム合金鋳塊を作製した。

得られたアルミニウム合金鋳塊に対し、空気炉において、６００℃の温度で１０時間の均質化処理を施した。その後、上述した式（１）の左辺の値が３５０〜４８０（℃・ｈ）となる熱履歴で、熱間圧延開始温度まで冷却した。熱間圧延開始温度は４９０℃とした。

次に、開始パスから最終パスまでにおいて４５０〜５００℃の温度範囲内にある積算保持時間が３５０〜４９０秒となる条件で、板厚が３０ｍｍとなるまで熱間粗圧延を行った。さらに、出側温度が３００〜３３０℃の条件で、板厚が２．４ｍｍとなるまで熱間仕上圧延を行った。最後に、３パスの冷間圧延を行い、０．２８ｍｍの板厚の缶ボディ用アルミニウム合金板を製造した。なお、冷間圧延最終パスの出側温度は１４５〜１５５℃であった。

以下では、Ａｉ（ｉ＝１〜１０）のアルミニウム合金を用いて製造した缶ボディ用アルミニウム合金板を、Ａｉの缶ボディ用アルミニウム合金板とする。
２．缶ボディ用アルミニウム合金板の評価
Ａ１〜Ａ１０の缶ボディ用アルミニウム合金板のそれぞれについて試験材を作成し、以下の評価を行った。評価結果を上記表１に示す。
（１）圧延方向の引張強さ（塗装焼付工程を施していない状態での値）
試験材の圧延方向よりＪＩＳ１１号試験材を成形し、ＪＩＳＺ２２４１に従って引張試験を実施し、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）を測定した。
（２）２０５℃で１０分間熱処理した後の圧延方向での引張強さ
試験材に塗装焼付工程相当の熱処理（２０５℃で１０分間）を施した後、上記（１）と同様に引張り試験を実施し、熱処理した後の圧延方向での引張強さ（ＡＢＴＳ）を測定した。
（３）板厚減少率が６６％となる冷間圧延を行った場合における引張強さの増加量
試験材（塗装焼付工程を施していない状態）に、板厚減少率が６６％となる冷間圧延（ＣＲ）を行った。冷間圧延前後の試料材の引張強さをそれぞれ測定しておき、冷間圧延による引張強さの増加量を算出した。
（４）αＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相の面積率
試験材（塗装焼付工程を施していない状態）の断面を、ペーパーおよびバフ研磨により鏡面仕上した。その後、電界放射型電子銃を備えた走査型電子顕微鏡により、加速電圧１０ｋＶ、倍率１０００倍において、試験材の断面における板厚中心部付近を観察した。試験材の断面を撮像した写真を画像解析し、円相当径で１μm以下のαＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相の面積率（全面積に対し、円相当径で１μm以下のαＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相が占める面積の比率）を測定した。解析には１０視野以上の写真を用い、画像解析した総面積は１００００μｍ²以上である。
（５）θの測定
試験材（塗装焼付工程を施していない状態）の断面を、ペーパーおよびバフ研磨により鏡面仕上した。その後、電界放射型電子銃を備えた走査型電子顕微鏡により、加速電圧１０ｋＶにて、面積０．０３５μm²を有する六角形の微小要素でＥＢＳＰ解析を実施した。

すなわち、図１に示すように、試験材の断面を、面積０．０３５μm²を有する正六角形の微小要素Ｄｉ（ｉ＝１、２、３・・・・）に区分し、各微小要素Ｄｉについて、平均方位を測定した。そして、任意の微小要素Ｄｘと、その周囲の６個の微小要素Ｄｘ１〜Ｄｘ６との平均方位の差の絶対値（以下、方位差）をそれぞれ、θｘ１〜θｘ６とした。θｘ１〜θｘ６の和を、６（θｘ１〜θｘ６の個数）で除した値を、微小要素Ｄｘについての方位差の平均値とした。この方位差の平均値を、解析を行う領域に属する全ての微小要素Ｄｉについて算出し、さらにそれらの平均値をθとした。解析を行う領域の面積は１０００μｍ²以上とした。
（６）製缶性評価
一般的な製缶装置によりしごき率６６％で製缶を行い、製缶可否を確認するとともに、缶壁の焼付きを目視評価した。

表１にみられるように、Ａ１〜Ａ１０の缶ボディ用アルミニウム合金板は、塗装焼付工程を施していない状態での圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が高過ぎず、製缶性が良好であった。また、Ａ１〜Ａ１０の缶ボディ用アルミニウム合金板は、Ｓｉ含有量が多くても、熱処理した後の圧延方向での引張強さ（ＡＢＴＳ）が高く、耐熱軟化性において優れていた。
（比較例１）
表２に示す成分組成にて、前記実施例１と同一の製造方法により、Ｒ１〜Ｒ１３の試験材を作製した。

そして、Ｒ１〜Ｒ１３の試験材について、前記実施例１の場合と同様に評価した。その結果を上記表２に示す。
Ｒ１の試験材では、Ｍｎの含有量が少なく、ＡＢＴＳが低くなったことに加え、αＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子の総量が少なくなり、缶壁に焼付きが生じた。

Ｒ２の試験材では、Ｍｎの含有量が多く、ＴＳが高くなり過ぎたことに加え、微細なＭｎ粒子が多くなり、６６％冷間圧延による引張強さの増加量が大きくなった。その結果、製缶時に胴切れを起こした。

Ｒ３の試験材では、Ｍｇの含有量が少なく、ＡＢＴＳが低くなった。
Ｒ４の試験材では、Ｍｇの含有量が多く、ＴＳが高くなり過ぎたことに加え、６６％冷間圧延による引張強さの増加量が大きくなった。その結果、製缶時に胴切れを起こした。

Ｒ５の試験材では、Ｆｅの含有量が少なく、製缶時に缶壁が焼付きを起こした。
Ｒ６の試験材では、Ｆｅの含有量が多く、粗大な金属間化合物粒子が多くなって、製缶時に胴切れを起こした。

Ｒ７の試験材では、Ｓｉの含有量が少なく、αＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子の総量が少なくなり、製缶時に缶壁が焼付きを起こした。
Ｒ８の試験材では、Ｓｉの含有量が多く、θの値が大きくなり、塗装焼付工程による強度低下が大きく、ＡＢＴＳが低くなった。

Ｒ９の試験材では、Ｃｕの含有量が少なく、ＡＢＴＳが低くなった。
Ｒ１０の試験材では、Ｃｕの含有量が多く、ＴＳが高くなり過ぎたことに加え、６６％冷間圧延による引張強さの増加量が大きくなった。その結果、製缶時に胴切れを起こした。

Ｒ１１の試験材では、Ｚｎの含有量が多く、製缶時に胴切れを起こした。
Ｒ１２の試験材では、Ｔｉの含有量が多く、粗大な金属間化合物が多く存在したため、製缶時に胴切れを起こした。

Ｒ１３の試験材では、Ｂの含有量が多く、粗大な金属間化合物が多く存在したため、製缶時に胴切れを起こした。

前記実施例１におけるＡ９の成分組成を用い、表３に示す製造条件で、Ｂ１〜Ｂ７の缶ボディ用アルミニウム合金板を製造した。なお、基本的な製造方法は、前記実施例１の場合と同様とした。

なお、熱間粗圧延の上り板厚は３０ｍｍ、熱間仕上圧延の上がり板厚は２．４ｍｍとした。また、冷間圧延のパス数は３とし、上がり板厚は０．２８ｍｍとした。また、冷間圧延最終パスの出側温度は１４５〜１５５℃であった。

Ｂ１〜Ｂ７の缶ボディ用アルミニウム合金板のそれぞれについて試験材を作成し、前記実施例１の場合と同様の評価を行った。評価結果を上記表３に示す。
表３にみられるように、Ｂ１〜Ｂ７の缶ボディ用アルミニウム合金板は、塗装焼付工程を施していない状態での圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が高過ぎず、製缶性が良好であった。また、Ｂ１〜Ｂ７の缶ボディ用アルミニウム合金板は、Ｓｉ含有量が多くても、熱処理した後の圧延方向での引張強さ（ＡＢＴＳ）が高く、耐熱軟化性において優れていた。
（比較例２）
前記実施例１におけるＡ９の成分組成を用い、表４に示す製造条件で、Ｒ１４〜Ｒ２０の試験材を製造した。なお、基本的な製造方法は前記実施例１の場合と同様とし、熱間粗圧延の上り板厚は３０ｍｍ、熱間仕上圧延の上がり板厚は２．４ｍｍとした。また、冷間圧延のパス数は３とし、上がり板厚は０．２８ｍｍとした。また、冷間圧延最終パスの出側温度は１４５〜１５５℃であった。

そして、Ｒ１４〜Ｒ２０の試験材について、前記実施例１の場合と同様に評価した。その結果を上記表４に示す。
Ｒ１４の試験材では、均質化処理温度が低く、鋳塊の均質化処理が不十分となった。その結果、微細なαＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子が増加し、θ値の値が大きくなり、ＡＢＴＳが小さくなった。

Ｒ１５の試験材では、均質化処理温度が高く、共晶融解により微小な組織欠陥が生じ、強度が低下した。
Ｒ１６の試験材では、均質化処理時間が短く、鋳塊の均質化処理が不十分となった。その結果、微細なαＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子が増加し、θの値が大きくなり、ＡＢＴＳが小さくなった。

Ｒ１７の試験材では、均質化処理後、熱延開始までの熱履歴が、上記式（１）を充足しないものとなり、微細なαＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子が増加し、θの値が大きくなり、ＡＢＴＳが小さくなった。

Ｒ１８の試験材では、熱間粗圧延における４５０〜５００℃の保持時間が６００秒を越え、微細なαＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子が顕著に増加し、６６％冷間圧延による引張強さの増加量が大きくなったことに加え、θの値が大きくなり、ＡＢＴＳが小さくなった。

Ｒ１９の試験材では、熱間仕上げ圧延の出側温度が低く、ＴＳが過度に大きくなり、製缶時に胴切れを起こした。
Ｒ２０の試験材では、熱間仕上圧延の出側温度が高く、冷却過程でαＡｌＭｎＦｅＳｉ粒子が析出して、ＡＢＴＳが小さくなった。

尚、本発明は前記実施の形態になんら限定されるものではなく、本発明を逸脱しない範囲において種々の態様で実施しうることはいうまでもない。

Ｄｘ、Ｄｘ１、Ｄｘ２、Ｄｘ３、Ｄｘ４、Ｄｘ５、Ｄｘ６・・・微小要素
θｘ１、θｘ２、θｘ３、θｘ４、θｘ５、θｘ６・・・方位差

Claims

Ｍn：０．５〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍg：０．８〜１．５％、Ｆｅ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．２５〜０．４％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、
断面において、円相当径で１μm以下のαＡｌＭｎＦｅＳｉ金属間化合物相の面積率が２．３％以下であり、
断面において、材料組織を、面積０．０３５μm²を有する六角形の微小要素に区切って前記微小要素ごとの平均方位を測定し、任意の前記微小要素とそれに隣接する前記微小要素との方位差の平均値をθ°としたとき、θの値が０．９以下であり、
圧延方向の引張強さが３２０ＭＰａ以下であることを特徴とする缶ボディ用アルミニウム合金板。
２０５℃で１０分間熱処理した後の圧延方向での引張強さが２７５ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の缶ボディ用アルミニウム合金板。
板厚減少率が５５％〜７５％となる製缶又は冷間圧延を行った場合における引張強さの増加量が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１又は２記載の缶ボディ用アルミニウム合金板。
Ｍn：０．５〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍg：０．８〜１．５％、Fe：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．２５〜０．４％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に対し、５５０〜６２０℃の温度で１時間以上の均質化処理を施し、
以下の式１が成立する条件で冷却し、
開始パスから最終パスまでにおいて４５０〜５００℃の温度範囲内にある積算保持時間が６００秒以内となる条件で、板厚が２０〜４０ｍｍとなるまで熱間粗圧延を行い、
出側温度が３００〜３６０℃の条件で、板厚が１．５〜３．０ｍｍとなるまで熱間仕上圧延を行い、
板厚が０．２０〜０．３５ｍｍとなるまで冷間圧延を行うことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項記載の缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法。
(式１) Ｈ（Ｔ１＋Ｔ２）／２≦１０００（℃・ｈ）
Ｔ１：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける、前記均質化処理のときの材料温度（℃）
Ｔ２：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける、前記熱間粗圧延の開始時の材料温度（℃）
Ｈ：前記アルミニウム合金鋳塊の表層から４０ｍｍの深さにおける材料温度が、Ｔ１からＴ２に達するまでに要する時間（ｈ）