JP5416433B2 - 缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、飲料、食品用途に使用される包装容器であって、特に飲料缶の胴部に成形加工されるアルミニウム合金板とその製造方法に関する。
現在、飲料、食品用途に使用される包装容器の１つとして、底と側壁が一体構造の有底円筒状の胴部（缶胴）と、この胴部の開口部に封止されて上面となる円板状の蓋部（缶蓋）とからなる２ピース缶が知られている。このような缶の材料として、成形性、耐食性、強度等の面から、アルミニウム合金板が広く適用されている。このアルミニウム合金板で製造される２ピース缶の中でも、特に飲料缶のような高さのある円筒形状の缶の胴部は、ＤＩ（Drawing and wall Ironing）成形と呼ばれる絞り加工−しごき加工の多段階の加工により成形されることが多い。そして、塗装、焼付けされ、ネッキング加工により開口部を縮径して、フランジング加工により開口部の縁を外側に拡げて缶胴となる。最後に、内容物（飲料、食品）が胴部に充填され、蓋部を開口部に巻き締めて封止される。このような製法による缶は、ＤＩ缶（以下、適宜「缶」という）と呼ばれ、広く流通している。
従来より、このようなアルミニウム合金製の缶で包装された飲料のコスト削減のため、包装容器である缶は、軽量化および原材料（アルミニウム合金）低減の対策として薄肉化が進められている。その結果、現行のアルミニウム合金製の缶の側壁（最薄部）厚さは、塗膜を除いて０．１０５〜０．１１０ｍｍ程度となっている。しかし、このような薄肉化された缶では、特に板厚が薄い側壁（周面）に突起物が接触して押圧された（押し込まれた）とき、その先端が側壁を貫通し、穴（ピンホール）が開いて内容物が漏れるという不具合が発生することがある。突起物の接触としては、製造時（内容物充填、蓋部巻き締め、製造工程内の搬送系通過時）、流通時、さらに消費者が扱うときに、外部から硬い異物が接触すること等が挙げられる。また、フランジング加工においても、開口部の縁が拡げられるときに、開口部の端部で割れ（フランジ割れ）を生じることがある。そのため、このような薄肉化された缶の、側壁のピンホール発生および開口部のフランジ割れを防止できる、すなわち側壁の耐突刺し性およびフランジング加工性（拡缶性）を向上させるように、材料であるアルミニウム合金板の開発が進められている。
例えば、特許文献１では、ＪＩＳ３１０４−Ｈ１９調質板から缶をＤＩ成形し、この缶を２７０℃以上の洗浄乾燥炉中で熱処理することにより側壁の伸びを増大させて、ピンホールおよびフランジ割れの発生の少ない缶を製造する技術が開示されている。また、特許文献２では、Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ｆｅを所定量含有するアルミニウム合金冷延板で、その表面において所定サイズの金属間化合物の分布密度および面積率を制御することにより、強度（耐突刺し性）および靭性を向上させる技術が開示されている。特許文献３では、Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ｆｅを所定量含有するアルミニウム合金冷延板を、所定の加工率でＤＩ成形し、２１０〜２５０℃で熱処理することにより、ＤＩ成形による加工硬化と引張強さを制御して、耐突刺し性を向上させる技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１に開示された技術では、缶の側壁厚さが０．１６ｍｍ以上であり、現行の缶の側壁厚さに対応した強度を有していない。そして、特許文献２に開示された技術は、缶の側壁厚さを０．１１０ｍｍ超に厚くすることにより耐突刺し性を向上させており、薄肉化に対応していない。また、特許文献３に開示された技術は、缶の塗装時における焼付けの温度範囲が限定されているため、当該温度に対応した塗膜材料を適用する必要がある。
本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、薄肉化された缶に成形したときに、側壁の耐突刺し性および開口部の拡缶性を十分に有する缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することを目的とする。
前記課題を解決するために、本発明者らは、缶の側壁に突起物が押し込まれたときにピンホールが生じるメカニズムを調査した結果、以下の現象が判明した。すなわち、突起物が接触している部位を中心にして缶の内側へすり鉢状に窪んで変形する際に、この中心部の周縁（すり鉢の傾斜した面）で局所的な減肉およびせん断帯が生じ、このせん断帯端部（缶の内側表面）からクラックが発生し、このクラックがせん断帯に沿って伝播することによって破断に至ること、そして、この減肉部に金属間化合物の量、特にサイズの大きな金属間化合物が多いと破断し易いこと、である。そこで、本発明者らは、アルミニウム合金板における金属間化合物の面積率およびサイズの大きな金属間化合物の個数密度、特に圧延板においてサイズの大きな金属間化合物が残留し易い板厚中心部における金属間化合物を制御する思想に至った。
すなわち、本発明に係る缶胴用アルミニウム合金板は、Ｍｇ：０．８〜６．０質量％、Ｍｎ：０．４〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．１〜０．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で形成され、表面において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が０．５〜２．５％であり、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数が５０個／ｍｍ2以下であり、断面の板厚方向中心部において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が０．５〜１．７％であり、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数が１５０個／ｍｍ2以下であることを特徴とする。
このように、Ｍｇ，Ｍｎを所定範囲で含有することにより、缶胴用アルミニウム合金板の強度を適度に向上させながら、缶胴に作製するための成形性を保持することができる。また、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｆｅを所定範囲で含有することにより、缶胴用アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を適度に分散させることができる。さらに、缶胴用アルミニウム合金板の表面と板厚中心部の両方において、前記金属間化合物の分布を面積率および個数密度で制限することで、成形性を保持し、耐突刺し性および拡缶性を向上させることができる。
本発明に係る缶胴用アルミニウム合金板は、前記アルミニウム合金がさらにＣｕ：０．３質量％以下を含有することが好ましい。Ｃｕを所定範囲で含有することで、成形性をいっそう向上させることができる。また、本発明に係る缶胴用アルミニウム合金板は、前記アルミニウム合金に含有されるＭｇが０．８〜３．０質量％であることが好ましい。このようなＭｇ含有量とすることで、フランジング加工における拡缶性をいっそう向上させることができる。
本発明に係る缶胴用アルミニウム合金板は、さらに、前記断面の板厚方向中心部において、最大長が１３μｍ以上の金属間化合物の個数が５０個／ｍｍ2以下であることが好ましい。このように、さらにサイズの大きい金属間化合物の個数密度を制限することで、耐突刺し性をいっそう向上させることができる。
また、本発明に係る缶胴用アルミニウム合金板の製造方法は、前記成分のアルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、前記鋳塊を熱処理により均質化する均熱処理工程と、前記均質化した鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延板を焼鈍することなく冷間圧延する冷間圧延工程と、を含み、前記鋳造工程は、半連続鋳造法にて鋳造速度４０〜６５ｍｍ／分で行い、前記鋳塊の厚さは５００〜６５０ｍｍであり、前記鋳塊を、その鋳造方向に垂直な面の中央部の温度の、前記アルミニウム合金の液相線温度から固相線温度までにおける冷却速度０．５〜１．５℃／秒で冷却し、前記熱間圧延工程は粗圧延および仕上げ圧延を含み、前記熱間圧延工程における総圧延率を９９．２％以上とすることを特徴とする。
このように、鋳造条件を制限することにより鋳塊の金属間化合物の粗大化を抑制し、また、熱間圧延における総圧延率を所定値以上とすることにより熱間圧延で大きな金属間化合物が十分に破砕されて、大きな金属間化合物が多数残留していない缶胴用アルミニウム合金板を製造することが可能である。
本発明に係る缶胴用アルミニウム合金板によれば、薄肉化しても十分な耐突刺し性および拡缶性を有するＤＩ缶を製造することができ、また、ＤＩ缶のいっそうの薄肉化によるコスト低減および省資源化を可能とする。そして、本発明に係る缶胴用アルミニウム合金板の製造方法によれば、前記の効果を有する缶胴用アルミニウム合金板を生産性よく製造することができる。
以下、本発明に係る缶胴用アルミニウム合金板（以下、アルミニウム合金板と称す）を実現するための形態について説明する。
本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇ：０．８〜６．０質量％、Ｍｎ：０．４〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．１〜０．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で形成される。また、このアルミニウム合金は、さらにＣｕ：０．３質量％以下を含有してもよい。
そして、本発明に係るアルミニウム合金板は、その表面において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が０．５〜２．５％であり、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数が５０個／ｍｍ2以下である。また、断面の板厚方向中心部において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が０．５〜１．７％であり、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数が１５０個／ｍｍ2以下であり、好ましくは、さらに、最大長が１３μｍ以上の金属間化合物の個数が５０個／ｍｍ2以下である。また、アルミニウム合金板の板厚は０．２６〜０．３６ｍｍ程度が好ましい。以下、本発明に係るアルミニウム合金板を構成する各要素について説明する。
〔アルミニウム合金の成分〕
（Ｍｇ：０．８〜６．０質量％）
Ｍｇは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果がある。Ｍｇの含有量が０．８質量％未満では、アルミニウム合金板が缶胴に成形されたときに、側壁強度が低くなって座屈強度や耐突刺し性が不足する。一方、Ｍｇの含有量が６．０質量％を超えると、アルミニウム合金板の加工硬化が過大となって、しごき加工時のティアオフ（胴体割れ）等の割れ、ネッキング加工時のシワやスジ、およびフランジング加工時の割れ等の不良が発生し易く、それぞれの加工歩留が低下する。したがって、Ｍｇの含有量は、０．８〜６．０質量％とし、特に優れた加工性を得るためには０．８〜３．０質量％が好ましい。
（Ｍｇ：０．８〜６．０質量％）
Ｍｇは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果がある。Ｍｇの含有量が０．８質量％未満では、アルミニウム合金板が缶胴に成形されたときに、側壁強度が低くなって座屈強度や耐突刺し性が不足する。一方、Ｍｇの含有量が６．０質量％を超えると、アルミニウム合金板の加工硬化が過大となって、しごき加工時のティアオフ（胴体割れ）等の割れ、ネッキング加工時のシワやスジ、およびフランジング加工時の割れ等の不良が発生し易く、それぞれの加工歩留が低下する。したがって、Ｍｇの含有量は、０．８〜６．０質量％とし、特に優れた加工性を得るためには０．８〜３．０質量％が好ましい。
（Ｍｎ：０．４〜１．２質量％）
Ｍｎは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果があり、アルミニウム合金板が缶胴に成形されたときに、側壁強度を高めて座屈強度や耐突刺し性を確保する。また、Ｍｎはアルミニウム合金中でＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を形成し、これらの金属間化合物が適度に分散されることで、熱間圧延後の再結晶が促進されてアルミニウム合金板の加工性が向上する。Ｍｎの含有量が０．４質量％未満では、これらの効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．２質量％を超えると、アルミニウム合金板の固溶強化が過大となって加工性が低下し、また、金属間化合物が、多量に、また大きなものが多数形成されて耐突刺し性および拡缶性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．４〜１．２質量％とする。
Ｍｎは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果があり、アルミニウム合金板が缶胴に成形されたときに、側壁強度を高めて座屈強度や耐突刺し性を確保する。また、Ｍｎはアルミニウム合金中でＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を形成し、これらの金属間化合物が適度に分散されることで、熱間圧延後の再結晶が促進されてアルミニウム合金板の加工性が向上する。Ｍｎの含有量が０．４質量％未満では、これらの効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．２質量％を超えると、アルミニウム合金板の固溶強化が過大となって加工性が低下し、また、金属間化合物が、多量に、また大きなものが多数形成されて耐突刺し性および拡缶性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．４〜１．２質量％とする。
（Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％）
Ｓｉは、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、Ｓｉの含有量を０．０５質量％未満にすると、原材料にするアルミニウム地金の必要純度が高くなり、コストを増大させる。また、Ｓｉはアルミニウム合金中でＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成し、この金属間化合物が適度に分散されることで、熱間圧延後の再結晶が促進されてアルミニウム合金板の加工性が向上する。一方、Ｓｉの含有量が０．５質量％を超えると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物やＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物（Ｍｇ2Ｓｉ）の大きなものが多数形成されて、耐突刺し性および拡缶性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．５質量％とする。
Ｓｉは、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、Ｓｉの含有量を０．０５質量％未満にすると、原材料にするアルミニウム地金の必要純度が高くなり、コストを増大させる。また、Ｓｉはアルミニウム合金中でＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成し、この金属間化合物が適度に分散されることで、熱間圧延後の再結晶が促進されてアルミニウム合金板の加工性が向上する。一方、Ｓｉの含有量が０．５質量％を超えると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物やＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物（Ｍｇ2Ｓｉ）の大きなものが多数形成されて、耐突刺し性および拡缶性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．５質量％とする。
（Ｆｅ：０．１〜０．５質量％）
Ｆｅは、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、アルミニウム合金中でＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を形成し、これらの金属間化合物が適度に分散されることで、熱間圧延後の再結晶が促進されてアルミニウム合金板の加工性が向上する。また、Ｆｅは、アルミニウム合金板の耳率を適正範囲に制御する。Ｆｅの含有量が０．１質量％未満では、アルミニウム合金板のＤＩ成形において０°−１８０°耳が増加し、耳切れ、ティアオフ等の不良が発生し易く、成形歩留が低下する。一方、Ｆｅの含有量が０．５質量％を超えると、金属間化合物が多量に形成されて耐突刺し性および拡缶性が低下する。したがって、Ｆｅの含有量は０．１〜０．５質量％とする。
Ｆｅは、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、アルミニウム合金中でＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を形成し、これらの金属間化合物が適度に分散されることで、熱間圧延後の再結晶が促進されてアルミニウム合金板の加工性が向上する。また、Ｆｅは、アルミニウム合金板の耳率を適正範囲に制御する。Ｆｅの含有量が０．１質量％未満では、アルミニウム合金板のＤＩ成形において０°−１８０°耳が増加し、耳切れ、ティアオフ等の不良が発生し易く、成形歩留が低下する。一方、Ｆｅの含有量が０．５質量％を超えると、金属間化合物が多量に形成されて耐突刺し性および拡缶性が低下する。したがって、Ｆｅの含有量は０．１〜０．５質量％とする。
（Ｃｕ：０．３質量％以下）
Ｃｕは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果があり、アルミニウム合金板が缶胴に成形されたときに、側壁強度を高めて、座屈強度や耐突刺し性をいっそう向上させる。Ｃｕの含有量の下限は規定しないが、この効果を十分に得るためには０．０５質量％以上が好ましい。一方、Ｃｕの含有量が０．３質量％を超えると、アルミニウム合金板の加工硬化が過大となって加工性が低下する。したがって、Ｃｕの含有量は０．３質量％以下とする。
Ｃｕは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果があり、アルミニウム合金板が缶胴に成形されたときに、側壁強度を高めて、座屈強度や耐突刺し性をいっそう向上させる。Ｃｕの含有量の下限は規定しないが、この効果を十分に得るためには０．０５質量％以上が好ましい。一方、Ｃｕの含有量が０．３質量％を超えると、アルミニウム合金板の加工硬化が過大となって加工性が低下する。したがって、Ｃｕの含有量は０．３質量％以下とする。
前記以外に、不可避的不純物を含有してもよい。不可避的不純物として、例えば、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下、Ｚｒ：０．１０質量％以下、Ｂ：０．０５質量％以下であれば、本発明に係るアルミニウム合金板の特性に影響しない。
〔アルミニウム合金板中の金属間化合物〕
（最大長１μｍ以上の金属間化合物の面積率：表面０．５〜２．５％、断面の板厚方向中心部０．５〜１．７％）
本発明に係るアルミニウム合金板における金属間化合物は、主にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物およびＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物（以下、適宜「金属間化合物」という）である。これらの金属間化合物が適度に分散することにより、熱間圧延後の自己焼鈍による再結晶が促進されて、アルミニウム合金板の加工性が向上する。アルミニウム合金板において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が０．５％未満では、前記の再結晶が不十分で加工組織が残留し、ＤＩ成形やフランジング加工等のための加工性が得られない。したがって、アルミニウム合金板の表面および断面の板厚方向中心部において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率はそれぞれ０．５％以上とする。さらに、ＤＩ成形時にフィルムラミネートのような樹脂被覆を施さない場合においては、しごきダイスとアルミニウム合金板との間の焼付きを抑制するために、潤滑効果のある金属間化合物をアルミニウム合金板の表面にある程度分散させる必要がある。したがって、アルミニウム合金板に樹脂被覆を施さない場合においては、アルミニウム合金板の表面における最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が１．５％以上であることが好ましい。
（最大長１μｍ以上の金属間化合物の面積率：表面０．５〜２．５％、断面の板厚方向中心部０．５〜１．７％）
本発明に係るアルミニウム合金板における金属間化合物は、主にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物およびＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物（以下、適宜「金属間化合物」という）である。これらの金属間化合物が適度に分散することにより、熱間圧延後の自己焼鈍による再結晶が促進されて、アルミニウム合金板の加工性が向上する。アルミニウム合金板において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が０．５％未満では、前記の再結晶が不十分で加工組織が残留し、ＤＩ成形やフランジング加工等のための加工性が得られない。したがって、アルミニウム合金板の表面および断面の板厚方向中心部において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率はそれぞれ０．５％以上とする。さらに、ＤＩ成形時にフィルムラミネートのような樹脂被覆を施さない場合においては、しごきダイスとアルミニウム合金板との間の焼付きを抑制するために、潤滑効果のある金属間化合物をアルミニウム合金板の表面にある程度分散させる必要がある。したがって、アルミニウム合金板に樹脂被覆を施さない場合においては、アルミニウム合金板の表面における最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が１．５％以上であることが好ましい。
一方、過剰な金属間化合物は耐突刺し性および拡缶性を劣化させる。前記したように、缶の側壁に突起物が押し込まれたときのメカニズムは、突起物が接触している部位を中心にして缶の内側へすり鉢状に窪む際に、この中心部の周縁が局所的に減肉され、同時にせん断帯が生じ、このせん断帯端部（缶の内側表面）からクラックが発生し、せん断帯に沿って伝播することによって破断に至るというものであり、この破断箇所がピンホールとなる。また、フランジング加工においては、アルミニウム合金板が加工限界を超える際に、開口部の端部近傍にせん断帯が生じて局所的な減肉が進行して、クラックが発生してフランジ割れとなる。せん断帯端部に、ある程度の大きさすなわち最大長が１μｍ以上の金属間化合物が存在すると、この金属間化合物がクラックの発生源となり易い。したがって、せん断帯端部となり得る缶の内側表面における金属間化合物の個数密度が多いと、クラックが発生し易い。すなわち、缶の内側表面となるアルミニウム合金板の表面における金属間化合物の面積率が２．５％を超えると、このアルミニウム合金板が缶胴に成形されたときにクラックが発生し易く耐突刺し性が劣化し、さらにフランジング加工においてフランジ割れが発生し易く拡缶性が劣化する。
また、せん断帯上に、最大長が１μｍ以上の金属間化合物が存在すると、この金属間化合物が応力集中や微小クラックあるいは空隙の発生源となり、クラックの伝播を助長する。したがって、缶の側壁や開口部近傍の板厚内部における金属間化合物の個数密度が多いと、クラックが伝播し易い。すなわち、アルミニウム合金板の板厚方向中心部における面積率が１．７％を超えると、このアルミニウム合金板が缶胴に成形されたときにクラックが伝播し易く耐突刺し性が劣化し、さらにフランジング加工においてフランジ割れが発生し易く拡缶性が劣化する。以上より、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率は、アルミニウム合金板の表面において０．５〜２．５％、断面の板厚方向中心部において０．５〜１．７％、とする。
（最大長１１μｍ以上の金属間化合物の個数密度：表面５０個／ｍｍ2以下、断面の板厚方向中心部１５０個／ｍｍ2以下）
また、金属間化合物はサイズが大きいほどクラックを伝播し易く、最大長が１１μｍ以上になると少ない個数で破断に至らしめる。さらに、最大長が１３μｍ以上になると、しごき加工の際にこの金属間化合物を挟んで結晶組織に空隙を形成している場合があるため、特に破断し易く、さらにはしごき加工時においてティアオフの発生源となる場合がある。圧延板においては、圧延面すなわち鋳塊表面に近い金属間化合物の方が圧延時に破砕されて微細化し易い。すなわち、板厚方向の中心近傍では大きな金属間化合物が数多く存在（残留）する傾向がある。したがって、アルミニウム合金板の表面においては、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数は５０個／ｍｍ2以下とする。そして断面の板厚方向中心部においては、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数は１５０個／ｍｍ2以下とし、好ましくは、さらに最大長が１３μｍ以上の金属間化合物の個数は５０個／ｍｍ2以下とする。以上のような金属間化合物の分布は、前記Ｍｎ，Ｓｉ，Ｆｅの各含有量、および後記の製造条件により制御される。
また、金属間化合物はサイズが大きいほどクラックを伝播し易く、最大長が１１μｍ以上になると少ない個数で破断に至らしめる。さらに、最大長が１３μｍ以上になると、しごき加工の際にこの金属間化合物を挟んで結晶組織に空隙を形成している場合があるため、特に破断し易く、さらにはしごき加工時においてティアオフの発生源となる場合がある。圧延板においては、圧延面すなわち鋳塊表面に近い金属間化合物の方が圧延時に破砕されて微細化し易い。すなわち、板厚方向の中心近傍では大きな金属間化合物が数多く存在（残留）する傾向がある。したがって、アルミニウム合金板の表面においては、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数は５０個／ｍｍ2以下とする。そして断面の板厚方向中心部においては、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数は１５０個／ｍｍ2以下とし、好ましくは、さらに最大長が１３μｍ以上の金属間化合物の個数は５０個／ｍｍ2以下とする。以上のような金属間化合物の分布は、前記Ｍｎ，Ｓｉ，Ｆｅの各含有量、および後記の製造条件により制御される。
金属間化合物の検出手段には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の適用が一例として挙げられる。最大長が１μｍ以上の金属間化合物はＳＥＭの組成（ＣＯＭＰＯ）像において母相とのコントラストで識別でき、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物はＡｌ母相より白く写る。アルミニウム合金板の表面における金属間化合物は、アルミニウム合金板の表面に形成された凹凸（圧延目）をサンドペーパーやバフ研磨等によって除去して鏡面に仕上げた最表層を観察する。断面の板厚方向中心部における金属間化合物は、アルミニウム合金板を切り出して、圧延方向と板厚方向を含む切断面を研磨して鏡面に仕上げて観察面とし、アルミニウム合金板の板厚方向中心を中心とした板厚の５５〜７０％にある領域を観察する。それぞれ複数の視野を合計１ｍｍ2以上観察、撮影し、画像処理装置等を用いて指定サイズの金属間化合物についての面積率および個数密度を測定できる。
次に、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法を説明する。本発明に係るアルミニウム合金板は、前記成分のアルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、鋳塊を熱処理により均質化する均熱処理工程と、均質化した鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、熱間圧延板を焼鈍することなく冷間圧延する冷間圧延工程によって製造される。以下に、各工程の条件について説明する。
〔鋳造工程〕
（鋳造速度：４０〜６５ｍｍ／分、冷却速度：０．５〜１．５℃／秒）
はじめに、アルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造法等の公知の半連続鋳造法により鋳造し、アルミニウム合金の固相線温度未満まで冷却して鋳塊とする。鋳造速度が４０ｍｍ／分未満、あるいは冷却速度が０．５℃／秒未満と遅いと、鋳塊中に粗大な金属間化合物が多量に晶出する。一方、鋳造速度が６５ｍｍ／分、あるいは冷却速度が１．５℃／秒をそれぞれ超えて速いと、鋳塊割れや“す”が発生し易くなって鋳造歩留が低下する。したがって、鋳造において、鋳造速度は４０〜６５ｍｍ／分、冷却速度は０．５〜１．５℃／秒とする。また、この冷却速度は、鋳塊の中央部の温度、すなわち鋳造方向に垂直な面の中央部の温度についてのものであり、アルミニウム合金の液相線温度から固相線温度までの冷却における速度とする。なお、本発明に係るアルミニウム合金の液相線温度および固相線温度は、それぞれ組成によって変化し、特にＭｇ，Ｃｕの含有量が多いと低くなる。
（鋳造速度：４０〜６５ｍｍ／分、冷却速度：０．５〜１．５℃／秒）
はじめに、アルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造法等の公知の半連続鋳造法により鋳造し、アルミニウム合金の固相線温度未満まで冷却して鋳塊とする。鋳造速度が４０ｍｍ／分未満、あるいは冷却速度が０．５℃／秒未満と遅いと、鋳塊中に粗大な金属間化合物が多量に晶出する。一方、鋳造速度が６５ｍｍ／分、あるいは冷却速度が１．５℃／秒をそれぞれ超えて速いと、鋳塊割れや“す”が発生し易くなって鋳造歩留が低下する。したがって、鋳造において、鋳造速度は４０〜６５ｍｍ／分、冷却速度は０．５〜１．５℃／秒とする。また、この冷却速度は、鋳塊の中央部の温度、すなわち鋳造方向に垂直な面の中央部の温度についてのものであり、アルミニウム合金の液相線温度から固相線温度までの冷却における速度とする。なお、本発明に係るアルミニウム合金の液相線温度および固相線温度は、それぞれ組成によって変化し、特にＭｇ，Ｃｕの含有量が多いと低くなる。
（鋳塊厚さ：５００〜６５０ｍｍ）
鋳塊厚さを５００ｍｍ未満とすると、鋳造における生産性が低下する。また、後続の熱間圧延で十分な圧延量を確保するためにも、鋳塊厚さは５００ｍｍ以上とする。一方、鋳塊厚さが６５０ｍｍを超えると、鋳塊割れが発生し易くなって鋳造歩留が低下する。したがって、鋳塊厚さは５００〜６５０ｍｍとする。
鋳塊厚さを５００ｍｍ未満とすると、鋳造における生産性が低下する。また、後続の熱間圧延で十分な圧延量を確保するためにも、鋳塊厚さは５００ｍｍ以上とする。一方、鋳塊厚さが６５０ｍｍを超えると、鋳塊割れが発生し易くなって鋳造歩留が低下する。したがって、鋳塊厚さは５００〜６５０ｍｍとする。
〔均熱処理工程〕
鋳塊を圧延する前に、所定温度で均質化熱処理（均熱処理）することが必要である。熱処理を施すことによって、内部応力を除去し、鋳造時に偏析した溶質元素を均質化し、鋳造時に晶出した金属間化合物を拡散固溶させて、組織が均質化される。均熱処理温度が５００℃未満では、本発明に係るアルミニウム合金からなる鋳塊の均質化が不十分である。一方、均熱処理温度がアルミニウム合金の固相線温度に至ると、鋳塊が溶融する。したがって、均熱処理温度は５００℃以上、アルミニウム合金の固相線温度未満とすることが好ましい。また、均熱処理時間が２時間未満では、鋳塊の均質化が完了していないことがある。一方、８時間を超える均熱処理を行っても効果の向上はなく、生産性が低下する。したがって、均熱処理時間は２〜８時間が好ましいが、特に限定するものではない。
鋳塊を圧延する前に、所定温度で均質化熱処理（均熱処理）することが必要である。熱処理を施すことによって、内部応力を除去し、鋳造時に偏析した溶質元素を均質化し、鋳造時に晶出した金属間化合物を拡散固溶させて、組織が均質化される。均熱処理温度が５００℃未満では、本発明に係るアルミニウム合金からなる鋳塊の均質化が不十分である。一方、均熱処理温度がアルミニウム合金の固相線温度に至ると、鋳塊が溶融する。したがって、均熱処理温度は５００℃以上、アルミニウム合金の固相線温度未満とすることが好ましい。また、均熱処理時間が２時間未満では、鋳塊の均質化が完了していないことがある。一方、８時間を超える均熱処理を行っても効果の向上はなく、生産性が低下する。したがって、均熱処理時間は２〜８時間が好ましいが、特に限定するものではない。
なお、均熱処理は、アルミニウム合金板に要求される特性に応じて、複数段または複数回に分割して行ってもよい。例えば、２段（２回）の均熱処理を行う場合は、１回目の均熱処理の後、鋳塊を２回目の均熱処理温度まで冷却して２回目の均熱処理を行う。このように、２回目の均熱処理温度は１回目の温度より低い温度とすることが一般的である。また、１回目の均熱処理の後、鋳塊を２回目の均熱処理温度より低い温度（例えば室温）まで一旦冷却し、再加熱して２回目の均熱処理を行ってもよい。最後の均熱処理（均熱処理を１回で行う場合は当該均熱処理）は後続の熱間圧延のための予備加熱を兼ねるものとしてもよく、その場合は、鋳塊の温度を保持して連続して熱間圧延（粗圧延）を行う。
〔熱間圧延工程〕
（総圧延率：９９．２％以上）
均熱処理工程で均質化された鋳塊に熱間圧延を行う。まず、鋳塊を粗圧延して、さらに仕上げ圧延により、所定の板厚のアルミニウム合金熱間圧延板とする。粗圧延と仕上げ圧延を含めた熱間圧延における圧延率の合計（総圧延率）が、９９．２％未満では、熱間圧延による金属間化合物の破砕が不足するため大きな金属間化合物が多量に残留し易い。したがって、熱間圧延における総圧延率は９９．２％以上とする。
（総圧延率：９９．２％以上）
均熱処理工程で均質化された鋳塊に熱間圧延を行う。まず、鋳塊を粗圧延して、さらに仕上げ圧延により、所定の板厚のアルミニウム合金熱間圧延板とする。粗圧延と仕上げ圧延を含めた熱間圧延における圧延率の合計（総圧延率）が、９９．２％未満では、熱間圧延による金属間化合物の破砕が不足するため大きな金属間化合物が多量に残留し易い。したがって、熱間圧延における総圧延率は９９．２％以上とする。
〔冷間圧延工程〕
アルミニウム合金熱間圧延板は、焼鈍せずに冷間圧延して所定の板厚のアルミニウム合金板に仕上げる。冷間圧延における総圧延率（冷間加工率）は８０〜９０％とすることが好ましい。
アルミニウム合金熱間圧延板は、焼鈍せずに冷間圧延して所定の板厚のアルミニウム合金板に仕上げる。冷間圧延における総圧延率（冷間加工率）は８０〜９０％とすることが好ましい。
〔ＤＩ缶の作製方法〕
次に、図１を参照して、本発明に係るアルミニウム合金板からＤＩ缶の缶胴を作製する方法の一例を説明する。はじめに、本発明に係るアルミニウム合金板を円板形状に打ち抜いて（ブランキング加工）、浅いカップ形状に絞り加工し（カッピング加工）、ＤＩ成形を施す。すなわち、絞り加工さらにしごき加工を複数回繰り返して徐々に側壁を高くして、所定の底面形状および側壁高さの有底筒形状とする。これらの加工による缶胴の側壁の板厚減少率（しごき加工率）は、６０〜７０％とすることが好ましい。そして、側壁（開口部）の縁を切り落として整える（トリミング加工）。なお、予めアルミニウム合金板の両面にフィルムラミネートを施してから、前記一連の加工を行ってもよい。フィルムによりアルミニウム合金板の表面がダイスに接触しないため、ＤＩ成形時の焼付きや焼付き起因のティアオフの発生を防止できて、成形歩留りを向上させることができる。次に、この缶胴を脱脂洗浄し（フィルムラミネートが施されている場合は、このときフィルムを除去する）、外面、内面にそれぞれ塗装、焼付け（ベーキング）を施す。そして、開口部を縮径し（ネッキング加工）、開口部の縁を外側に拡げて（フランジング加工）、缶胴となる。飲料、食品用途に使用する際には、開口部から内容物（飲料、食品）が缶胴に充填され、別工程で作製された缶蓋を開口部に巻き締めて封止される（図示せず）。
次に、図１を参照して、本発明に係るアルミニウム合金板からＤＩ缶の缶胴を作製する方法の一例を説明する。はじめに、本発明に係るアルミニウム合金板を円板形状に打ち抜いて（ブランキング加工）、浅いカップ形状に絞り加工し（カッピング加工）、ＤＩ成形を施す。すなわち、絞り加工さらにしごき加工を複数回繰り返して徐々に側壁を高くして、所定の底面形状および側壁高さの有底筒形状とする。これらの加工による缶胴の側壁の板厚減少率（しごき加工率）は、６０〜７０％とすることが好ましい。そして、側壁（開口部）の縁を切り落として整える（トリミング加工）。なお、予めアルミニウム合金板の両面にフィルムラミネートを施してから、前記一連の加工を行ってもよい。フィルムによりアルミニウム合金板の表面がダイスに接触しないため、ＤＩ成形時の焼付きや焼付き起因のティアオフの発生を防止できて、成形歩留りを向上させることができる。次に、この缶胴を脱脂洗浄し（フィルムラミネートが施されている場合は、このときフィルムを除去する）、外面、内面にそれぞれ塗装、焼付け（ベーキング）を施す。そして、開口部を縮径し（ネッキング加工）、開口部の縁を外側に拡げて（フランジング加工）、缶胴となる。飲料、食品用途に使用する際には、開口部から内容物（飲料、食品）が缶胴に充填され、別工程で作製された缶蓋を開口部に巻き締めて封止される（図示せず）。
以上、本発明を実施するための形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。
〔供試材作製〕
（アルミニウム合金板）
表１に示す組成のアルミニウム合金を、溶解し、半連続鋳造法を用いて表１に示す鋳造速度および冷却速度で、表１に示す厚さの鋳塊を作製した。この鋳塊に、固相線温度より１０〜２０℃低い温度で６時間の熱処理の後、室温に冷却し、再び５１０℃に加熱して２時間保持してから、連続して、表１に示す総圧延率で熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）を施して熱間圧延板とした。さらに、この熱間圧延板に冷間圧延を施して、板厚０．３０ｍｍのアルミニウム合金板とした。
（アルミニウム合金板）
表１に示す組成のアルミニウム合金を、溶解し、半連続鋳造法を用いて表１に示す鋳造速度および冷却速度で、表１に示す厚さの鋳塊を作製した。この鋳塊に、固相線温度より１０〜２０℃低い温度で６時間の熱処理の後、室温に冷却し、再び５１０℃に加熱して２時間保持してから、連続して、表１に示す総圧延率で熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）を施して熱間圧延板とした。さらに、この熱間圧延板に冷間圧延を施して、板厚０．３０ｍｍのアルミニウム合金板とした。
（缶胴）
得られたアルミニウム合金板を、カッピング加工、ＤＩ成形（しごき加工率６５〜７０％）し、開口部をトリミング加工して、外径約６６ｍｍ、高さ（缶軸方向長）１２４ｍｍ、側壁厚さ０．０９０〜０．１０５ｍｍの有底筒形状の缶胴とした。さらに、脱脂洗浄の後、塗装時の焼付けを想定した２００℃×２０分間の熱処理を行って、供試材とした。なお、後記の評価で表面における最大長１μｍ以上の金属間化合物の面積率が１．５％未満となったアルミニウム合金板は、その両面にフィルムラミネートを施してから、前記と同じ条件で、カッピング加工、ＤＩ成形、トリミング加工し、薬剤を用いて缶胴からフィルムを除去した後、前記と同じ条件で熱処理を行って、供試材とした。得られた供試材の側壁厚さを測定し、表１に示す。
得られたアルミニウム合金板を、カッピング加工、ＤＩ成形（しごき加工率６５〜７０％）し、開口部をトリミング加工して、外径約６６ｍｍ、高さ（缶軸方向長）１２４ｍｍ、側壁厚さ０．０９０〜０．１０５ｍｍの有底筒形状の缶胴とした。さらに、脱脂洗浄の後、塗装時の焼付けを想定した２００℃×２０分間の熱処理を行って、供試材とした。なお、後記の評価で表面における最大長１μｍ以上の金属間化合物の面積率が１．５％未満となったアルミニウム合金板は、その両面にフィルムラミネートを施してから、前記と同じ条件で、カッピング加工、ＤＩ成形、トリミング加工し、薬剤を用いて缶胴からフィルムを除去した後、前記と同じ条件で熱処理を行って、供試材とした。得られた供試材の側壁厚さを測定し、表１に示す。
〔評価〕
評価は、アルミニウム合金板で金属間化合物分布および成形性（ＤＩ成形性）を、缶胴（熱処理後）で缶剛性、耐突刺し性、および拡缶性（フランジング加工性）を、それぞれ評価した。さらに、アルミニウム合金板の作製時に、均熱処理前の鋳塊で鋳塊品質を評価し、鋳塊割れの発生が確認されたものは圧延不可能であるため後続の工程および評価は行わず、表１に「−」で示した。
評価は、アルミニウム合金板で金属間化合物分布および成形性（ＤＩ成形性）を、缶胴（熱処理後）で缶剛性、耐突刺し性、および拡缶性（フランジング加工性）を、それぞれ評価した。さらに、アルミニウム合金板の作製時に、均熱処理前の鋳塊で鋳塊品質を評価し、鋳塊割れの発生が確認されたものは圧延不可能であるため後続の工程および評価は行わず、表１に「−」で示した。
（鋳塊品質）
均熱処理前の鋳塊に、染色浸透深傷剤を用いて鋳塊割れの発生有無を確認した。鋳塊割れが発生していないものは良好として「○」、鋳塊割れが発生したものは不良として「×」で評価し、結果を表１に示す。
均熱処理前の鋳塊に、染色浸透深傷剤を用いて鋳塊割れの発生有無を確認した。鋳塊割れが発生していないものは良好として「○」、鋳塊割れが発生したものは不良として「×」で評価し、結果を表１に示す。
（金属間化合物分布）
アルミニウム合金板の表面をバフ研磨でちょうど圧延目が消えるまで研磨して鏡面とし、この鏡面化された面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、加速電圧２０ＫＶ、倍率５００倍の組成（ＣＯＭＰＯ）像で２０視野（合計１ｍｍ2）観察した。母相より白く写る部分をＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物と見なして、画像処理により最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積の合計を求め、面積率を算出した。また、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数をカウントし、単位面積当たりの個数（個数密度）を算出した。アルミニウム合金板の表面における金属間化合物の面積率および個数密度を表１に示す。
アルミニウム合金板の表面をバフ研磨でちょうど圧延目が消えるまで研磨して鏡面とし、この鏡面化された面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、加速電圧２０ＫＶ、倍率５００倍の組成（ＣＯＭＰＯ）像で２０視野（合計１ｍｍ2）観察した。母相より白く写る部分をＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物と見なして、画像処理により最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積の合計を求め、面積率を算出した。また、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数をカウントし、単位面積当たりの個数（個数密度）を算出した。アルミニウム合金板の表面における金属間化合物の面積率および個数密度を表１に示す。
アルミニウム合金板を切り出して樹脂埋めし、圧延方向と板厚方向を含む面を観察面となるように研磨して鏡面とし、この鏡面化された面を、ＳＥＭにて、加速電圧２０ＫＶ、倍率５００倍の組成（ＣＯＭＰＯ）像で２０視野（合計１ｍｍ2）観察した。観察視野は、板厚方向中心を中心として板厚方向に０．１９ｍｍの範囲内とした。アルミニウム合金板の表面と同様に、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率を算出した。個数密度は、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物に加え、最大長が１３μｍ以上の金属間化合物についてもそれぞれ同様に算出した。アルミニウム合金板の断面の板厚中心部における金属間化合物の面積率および個数密度を表１に示す。
（成形性）
アルミニウム合金板で、供試材と同等の形状の缶胴を１００００個、しごき加工率６５％で連続成形（カッピング加工、ＤＩ成形）した。なお、供試材における成形と同様に、表面における最大長１μｍ以上の金属間化合物の面積率が１．５％未満であるアルミニウム合金板は、その両面にフィルムラミネートを施してから成形した。成形時に発生した不良（ティアオフ、ピンホール等）の発生数が、０〜１個は成形性が優れているとして「◎」、２〜４個は成形性良好として「○」、５個以上は成形性不良として「×」で評価し、結果を表１に示す。
アルミニウム合金板で、供試材と同等の形状の缶胴を１００００個、しごき加工率６５％で連続成形（カッピング加工、ＤＩ成形）した。なお、供試材における成形と同様に、表面における最大長１μｍ以上の金属間化合物の面積率が１．５％未満であるアルミニウム合金板は、その両面にフィルムラミネートを施してから成形した。成形時に発生した不良（ティアオフ、ピンホール等）の発生数が、０〜１個は成形性が優れているとして「◎」、２〜４個は成形性良好として「○」、５個以上は成形性不良として「×」で評価し、結果を表１に示す。
（缶剛性）
缶胴に開口部から缶軸方向の荷重を加えていき、缶胴が座屈変形するまでの最大荷重を座屈強度として測定した。この座屈強度が１５００Ｎ以上であれば缶剛性良好として「○」、１５００Ｎ未満であると缶剛性不良として「×」で評価し、結果を表１に示す。
缶胴に開口部から缶軸方向の荷重を加えていき、缶胴が座屈変形するまでの最大荷重を座屈強度として測定した。この座屈強度が１５００Ｎ以上であれば缶剛性良好として「○」、１５００Ｎ未満であると缶剛性不良として「×」で評価し、結果を表１に示す。
（耐突刺し性）
図２に示すように、缶胴を固定して、２．０ｋｇｆ／ｃｍ2（＝１９６ｋＰａ）の内圧をかけた。缶胴の側壁の、アルミニウム合金板の圧延方向が缶軸方向と一致し、缶底から缶軸方向の距離Ｌ＝６０ｍｍの部位に、先端が半径０．５ｍｍの半球面である突刺し針を、側壁に対して垂直に、速度５０ｍｍ／分で突き刺した。そして、突刺し針が側壁を貫通するまでの荷重を測定し、得られた最大荷重を突刺し強度として表１に示す。突刺し強度が４０Ｎ以上は耐突刺し性が優れているとして「◎」、３５Ｎ以上４０Ｎ未満は耐突刺し性良好として「○」、３５Ｎ未満は耐突刺し性不良として「×」で評価し、表１に併記する。
図２に示すように、缶胴を固定して、２．０ｋｇｆ／ｃｍ2（＝１９６ｋＰａ）の内圧をかけた。缶胴の側壁の、アルミニウム合金板の圧延方向が缶軸方向と一致し、缶底から缶軸方向の距離Ｌ＝６０ｍｍの部位に、先端が半径０．５ｍｍの半球面である突刺し針を、側壁に対して垂直に、速度５０ｍｍ／分で突き刺した。そして、突刺し針が側壁を貫通するまでの荷重を測定し、得られた最大荷重を突刺し強度として表１に示す。突刺し強度が４０Ｎ以上は耐突刺し性が優れているとして「◎」、３５Ｎ以上４０Ｎ未満は耐突刺し性良好として「○」、３５Ｎ未満は耐突刺し性不良として「×」で評価し、表１に併記する。
（拡缶性）
缶胴の開口部に４段のダイ・ネッキングを施して、開口部の内径を５７．３ｍｍとした。この缶胴を、図３（ａ）に示すように缶底を固定して、開口部から拡缶治具を挿入して缶底へ向けて押し込むことにより開口部の縁を外側に拡げた。治具の挿入部分の径および立ち上がりのＲ（図３のＤ，Ｒ）はそれぞれ５７．３ｍｍ、３．０ｍｍであり、缶胴との接触部には潤滑剤（Castrol製水溶性塑性加工油剤Ｎｏ．７００）を塗布した。缶胴に開口部の端部が破断するまで治具を押し込み、開口部の破断位置から±９０°未満の部位以外における３点のフランジ幅（図３（ｂ）参照）を測定した。供試材の仕様毎に１０個の缶胴のフランジ幅を測定し、３点×１０個の平均値を表１に示す。フランジ幅が３．０ｍｍ以上は拡缶性が優れているとして「◎」、２．５ｍｍ以上３．０ｍｍ未満は拡缶性良好として「○」、２．５ｍｍ未満は拡缶性不良として「×」で評価し、表１に併記する。
缶胴の開口部に４段のダイ・ネッキングを施して、開口部の内径を５７．３ｍｍとした。この缶胴を、図３（ａ）に示すように缶底を固定して、開口部から拡缶治具を挿入して缶底へ向けて押し込むことにより開口部の縁を外側に拡げた。治具の挿入部分の径および立ち上がりのＲ（図３のＤ，Ｒ）はそれぞれ５７．３ｍｍ、３．０ｍｍであり、缶胴との接触部には潤滑剤（Castrol製水溶性塑性加工油剤Ｎｏ．７００）を塗布した。缶胴に開口部の端部が破断するまで治具を押し込み、開口部の破断位置から±９０°未満の部位以外における３点のフランジ幅（図３（ｂ）参照）を測定した。供試材の仕様毎に１０個の缶胴のフランジ幅を測定し、３点×１０個の平均値を表１に示す。フランジ幅が３．０ｍｍ以上は拡缶性が優れているとして「◎」、２．５ｍｍ以上３．０ｍｍ未満は拡缶性良好として「○」、２．５ｍｍ未満は拡缶性不良として「×」で評価し、表１に併記する。
表１に示すように、供試材Ｎｏ．１〜７，２０，２１は、アルミニウム合金の成分の各含有量が本発明の範囲内の実施例であり、鋳造条件および熱間圧延における総圧延率が本発明の範囲内であるので、強度が十分に高く、また金属間化合物分布が適度に分布して、成形性、缶剛性、耐突刺し性、および拡缶性が良好であった。特に、供試材Ｎｏ．５，２０は、Ｍｇ含有量が３．０質量％以下で、かつアルミニウム合金板の断面の板厚方向中心部における最大長１３μｍ以上の金属間化合物の個数密度が５０個／ｍｍ2以下であるため、成形性、耐突刺し性、および拡缶性がいずれも優れていた。また、供試材Ｎｏ．４，７は、側壁厚さがそれぞれ０．０９５ｍｍ、０．０９０ｍｍという、現行の缶胴よりも側壁が薄肉化された缶胴に成形されても、良好な缶剛性、耐突刺し性、および拡缶性が得られた。
（アルミニウム合金組成による評価）
これに対して、供試材Ｎｏ．８〜１９は本発明の要件のいずれかを満たさない比較例である。供試材Ｎｏ．８はＭｇ含有量が不足しているため、強度が不十分で、缶剛性および耐突刺し性が十分に得られなかった。一方、供試材Ｎｏ．９はＭｇ含有量が過剰なため、加工硬化が過大となって、しごき加工時のティアオフが多発し、フランジング加工性（拡缶性）も低下した。
これに対して、供試材Ｎｏ．８〜１９は本発明の要件のいずれかを満たさない比較例である。供試材Ｎｏ．８はＭｇ含有量が不足しているため、強度が不十分で、缶剛性および耐突刺し性が十分に得られなかった。一方、供試材Ｎｏ．９はＭｇ含有量が過剰なため、加工硬化が過大となって、しごき加工時のティアオフが多発し、フランジング加工性（拡缶性）も低下した。
供試材Ｎｏ．１０はＭｎ含有量が不足しているため、強度が不十分で、缶剛性および耐突刺し性が十分に得られず、また金属間化合物も不足したため、熱間圧延板に加工組織が多量に残留して加工性が低下し、しごき加工時のティアオフが多発し、拡缶性も低下した。一方、供試材Ｎｏ．１１はＭｎ含有量が過剰なため、金属間化合物が多量にかつ大きなものが多数形成されたことにより、しごき加工において金属間化合物起因のティアオフが多発し、また、耐突刺し性および拡缶性が低下した。
供試材Ｎｏ．１２はＳｉ含有量が過剰なため、金属間化合物が粗大化し、供試材Ｎｏ．１３はＦｅ含有量が過剰なため、金属間化合物が過剰に形成されて、それぞれ耐突刺し性および拡缶性が低下した。また、供試材Ｎｏ．１４はＣｕ含有量が過剰なため、加工硬化が過大となって、しごき加工時のティアオフが多発し、拡缶性も低下した。
（製造条件による評価）
供試材Ｎｏ．１５は鋳造速度が、供試材Ｎｏ．１７は冷却速度が、それぞれ速すぎたため鋳造割れを生じた。一方、供試材Ｎｏ．１６は冷却速度が遅すぎたため、凝固時に金属間化合物が粗大化し、板厚中心部に大きな金属間化合物が多数残留して、耐突刺し性および拡缶性が低下した。また、供試材Ｎｏ．１８は、鋳塊の厚さを厚くしすぎたため鋳造割れを生じた。
供試材Ｎｏ．１５は鋳造速度が、供試材Ｎｏ．１７は冷却速度が、それぞれ速すぎたため鋳造割れを生じた。一方、供試材Ｎｏ．１６は冷却速度が遅すぎたため、凝固時に金属間化合物が粗大化し、板厚中心部に大きな金属間化合物が多数残留して、耐突刺し性および拡缶性が低下した。また、供試材Ｎｏ．１８は、鋳塊の厚さを厚くしすぎたため鋳造割れを生じた。
供試材Ｎｏ．１９は熱間圧延における総圧延率が不足しているため、板厚中心部に大きな金属間化合物が多数残留して、耐突刺し性および拡缶性が低下した。
Claims (7)
- Ｍｇ：０．８〜６．０質量％、Ｍｎ：０．４〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．１〜０．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で形成され、
表面において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が０．５〜２．５％であり、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数が５０個／ｍｍ2以下であり、
断面の板厚方向中心部において、最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積率が０．５〜１．７％であり、最大長が１１μｍ以上の金属間化合物の個数が１５０個／ｍｍ2以下であることを特徴とする缶胴用アルミニウム合金板。 - 前記アルミニウム合金がさらにＣｕ：０．３質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の缶胴用アルミニウム合金板。
- 前記アルミニウム合金におけるＭｇ含有量が０．８〜３．０質量％であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の缶胴用アルミニウム合金板。
- 前記断面の板厚方向中心部において、最大長が１３μｍ以上の金属間化合物の個数が５０個／ｍｍ2以下であることを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか一項に記載の缶胴用アルミニウム合金板。
- Ｍｇ：０．８〜６．０質量％、Ｍｎ：０．４〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．１〜０．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を、溶解、鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、前記鋳塊を熱処理により均質化する均熱処理工程と、前記均質化した鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延板を焼鈍することなく冷間圧延する冷間圧延工程と、を含み、
前記鋳造工程は、半連続鋳造法にて鋳造速度４０〜６５ｍｍ／分で行い、前記鋳塊の厚さは５００〜６５０ｍｍであり、前記鋳塊を、その鋳造方向に垂直な面の中央部の温度の、前記アルミニウム合金の液相線温度から前記アルミニウム合金の固相線温度までにおける冷却速度０．５〜１．５℃／秒で冷却し、
前記熱間圧延工程は粗圧延および仕上げ圧延を含み、前記熱間圧延工程における総圧延率を９９．２％以上とすることを特徴とする缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。 - 前記アルミニウム合金がさらにＣｕ：０．３質量％以下を含有することを特徴とする請求項５に記載の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記アルミニウム合金におけるＭｇ含有量が０．８〜３．０質量％であることを特徴とする請求項５または請求項６に記載の缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
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