JP7473707B1

JP7473707B1 - 缶蓋用アルミニウム合金板

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Publication number: JP7473707B1
Application number: JP2023067145A
Authority: JP
Inventors: 智太郎江崎; 智行工藤; 祐介佐藤; 大地高井
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2023-04-17
Filing date: 2023-04-17
Publication date: 2024-04-23
Anticipated expiration: 2043-04-17

Abstract

【課題】缶材由来のスクラップ原料を配合しつつ、高強度及び高靭性を両立できる缶蓋用アルミニウム合金板を提供する。【解決手段】本開示の一態様は、Ｓｉが０．２０質量％以上０．４７質量％以下、Ｆｅが０．３０質量％以上０．５９質量％以下、Ｃｕが０．１１質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｎが０．７０質量％以上０．９８質量％以下、Ｍｇが１．１質量％以上３．７質量％以下であり、圧延方向に対し０°方向、４５°方向、及び９０°方向それぞれにおいて、０．２％耐力σ０．２、引張強さσＢ、及び０．２％耐力と引張強さとの平均値σｆｍを用いて式（１）によって算出される評価値Ｓのうち、最小評価値Ｓｍｉｎが３３０ＭＰａ以上４１０ＭＰａ以下である、缶蓋用アルミニウム合金板である。Ｓ＝σｆｍ／（σ０．２／σＢ）・・・（１）【選択図】なし

Description

本開示は、缶蓋用アルミニウム合金板に関する。

近年、環境意識の高まりから製造工程においてＣＯ_２排出量の少ないアルミニウム合金板が求められている。アルミニウムの製造工程においてＣＯ_２の排出に間接的に大きく寄与するのは鋳造工程におけるアルミニウム新地金の配合である。

アルミニウム新地金の製造は、その精錬工程において大きな電力を使用し、大量のＣＯ_２排出に繋がる。そのため、アルミニウム新地金の配合量を減らし、水平リサイクル率を上げることがアルミニウム合金板の製造にとってＣＯ_２排出量削減に繋がる。

一般的にアルミニウムスクラップを再溶解して鋳造した場合のＣＯ_２排出量は、アルミニウム新地金を製造する場合に対して約３０分の１まで抑えられると言われている。特に世界中で使用される飲料缶用アルミニウム合金板の生産量は非常に多く、その水平リサイクル率をさらに向上させることは環境負荷低減に大きな意味を持つ。

その中でも、５１８２アルミニウム合金（ＡＡ５１８２合金）で形成される缶蓋は、３１０４アルミニウム合金（ＡＡ３１０４合金）で形成される缶胴に比べて、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ等の成分規格上限が低く、３１０４アルミニウム合金を混合した缶材由来のスクラップを配合しにくい。

例えば、市中から発生する缶スクラップ（ＵＢＣ：ＵｓｅｄＢｅｖｅｒａｇｅＣａｎ）をそのまま配合すると、缶胴と缶蓋との重量比から３１０４アルミニウム合金の成分をより多く含むため、５１８２アルミニウム合金の成分上限を超えやすくなり、新地金で成分を希釈する必要が出てくる。

そのため、缶蓋用アルミニウム合金板は、缶胴用アルミニウム合金板に比べて新地金を多く使用して５１８２アルミニウム合金の成分に調整しており、リサイクル率が低い。したがって、缶蓋を３１０４アルミニウム合金が配合しやすい成分の合金に変更することにより、缶蓋の新地金使用率を大きく低減させることができる。

特許文献１－５ではリサイクル性に優れる３１０４アルミニウム合金の成分に比較的近づけた缶蓋用アルミニウム合金板が開示されている。

特開２００１－７３１０６号公報特開平９－０７０９２５号公報特開平１１－２６９５９４号公報特開２０００－１６０２７３号公報特開２０１６－１６０５１１号公報

缶蓋用の合金を３１０４アルミニウム合金に近い成分にする場合の課題として、缶蓋の耐圧及び材料の靭性の低下が挙げられる。缶蓋の耐圧とは、缶内部の圧力に対して缶蓋が反転するときの内圧値であり、外部環境の変化で缶の内圧が不慮に増加したときの抵抗値となる。

特にビールや炭酸飲料用途の陽圧缶は、高い耐圧が求められる。一般的に材料の強度が高くなるほど、また、板厚が厚くなるほど耐圧は増加する。そのため、陽圧缶の蓋には強度増加に寄与する成分であるＭｇを多く含有した高強度の５１８２アルミニウム合金が使用される。

これに対し従来の３１０４アルミニウム合金を缶蓋に使用すると耐圧が大きく低下し、不意に缶内圧が増加したときに蓋が反転して内容物が漏洩するおそれが高くなる。また、耐圧を増加させるために板厚を大きくすると、蓋重量の増加及び蓋原価の上昇を招く。

さらに、材料の靭性は蓋の成形性や開口性に影響する。材料の靭性が低いと、特に蓋のリベット部やカウンターシンク部で成形割れが生じることがある。また、不意に缶内圧が増加したときにスコア部で亀裂が生じ、缶の内容物が漏洩するおそれが高くなる。特に、これらの割れは圧延方向に沿って生じる。そのため、圧延方向に対して垂直な方向の引張応力及び曲げ応力に対する靭性が求められる。

しかしながら、従来の３１０４アルミニウム合金の成分に比較的近づけた缶蓋用アルミニウム合金板は、上記２つの課題、すなわち材料の強度（つまり蓋の耐圧）と靭性（つまり成形性及び開口性）とのどちらか、もしくは両方を満足するものではない。

本開示の一局面は、缶材由来のスクラップ原料を配合しつつ、高強度及び高靭性を両立できる缶蓋用アルミニウム合金板を提供することを目的とする。

本開示の一態様は、ケイ素（Ｓｉ）の含有量が０．２０質量％以上０．４７質量％以下であり、鉄（Ｆｅ）の含有量が０．３０質量％以上０．５９質量％以下であり、銅（Ｃｕ）の含有量が０．１１質量％以上０．４０質量％以下であり、マンガン（Ｍｎ）の含有量が０．７０質量％以上０．９８質量％以下であり、マグネシウム（Ｍｇ）の含有量が１．１質量％以上３．７質量％以下であり、残部がアルミニウム（Ａｌ）及び不可避的不純物からなり、圧延方向に対し０°方向、４５°方向、及び９０°方向それぞれにおいて、０．２％耐力σ_０．２、引張強さσ_Ｂ、及び０．２％耐力と引張強さとの平均値σ_ｆｍを用いて下記式（１）によって算出される評価値Ｓのうち、最小値である最小評価値Ｓ_ｍｉｎが３３０ＭＰａ以上４１０ＭＰａ以下である、缶蓋用アルミニウム合金板である。
Ｓ＝σ_ｆｍ／（σ_０．２／σ_Ｂ）・・・（１）

このような構成によれば、缶材由来のスクラップ原料を配合しつつ、アルミニウム合金板において高強度及び高靭性を両立できる。すなわち、缶胴用の３１０４アルミニウム合金のスクラップを一定量配合でき、新地金使用率を低減しＣＯ_２排出量を削減できる。さらに、高耐圧が求められる陽圧缶蓋用途に使用し得る成形性の高い缶蓋用アルミニウム合金板が得られる。

図１は、Ｌ－ＳＴ断面の説明図である。図２は、冷延率と強度異方性との関係の一例を示すグラフである。

以下、本開示が適用された実施形態について、図面を用いて説明する。
［１．第１実施形態］
［１－１．構成］
＜組成＞
本開示の缶蓋用アルミニウム合金板（以下、単に「合金板」ともいう。）は、アルミニウム（Ａｌ）、ケイ素（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、銅（Ｃｕ）、マンガン（Ｍｎ）及びマグネシウム（Ｍｇ）を含む。

Ｓｉの含有量の下限としては、０．２０質量％であり、０．３０質量％が好ましい。Ｓｉの含有量が０．２０質量％未満であると、熱間圧延及び溶体化処理後の冷間圧延の加工熱におけるＳｉの析出量が低下し、合金板の強度が不足するおそれがある。

また、ＪＩＳ－Ｈ－４０００：２０１４で規格される３１０４アルミニウム合金のＳｉ成分規格の平均値は、０．３０質量％である。そのため、Ｓｉの含有量を０．３０質量％以上とすることで、３１０４アルミニウム合金のスクラップを多く配合できる。

Ｓｉの含有量の上限としては、０．４７質量％であり、０．３９質量％が好ましく、０．３５質量％がより好ましい。Ｓｉの含有量が０．４７質量％超であると、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子が増加し、合金板の靭性が低下する。

Ｆｅの含有量の下限としては、０．３０質量％であり、０．４０質量％が好ましい。３１０４アルミニウム合金のＦｅ成分規格の平均値は、０．４０質量％である。そのため、Ｆｅの含有量を０．４０質量％以上とすることで、３１０４アルミニウム合金のスクラップを多く配合できる。

Ｆｅの含有量の上限としては、０．５９質量％である。Ｆｅの含有量が０．５９質量％超であると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、又はＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物（つまり第二相粒子）が増加する。その結果、亀裂の伝搬経路が生成され、合金板の靭性が低下する。

Ｃｕの含有量の下限としては、０．１１質量％であり、０．１５質量％が好ましく、０．２０質量％がより好ましい。Ｃｕの含有量が０．１１質量％未満であると、固溶又は析出によって強度を増加させるＣｕが不足し、合金板の強度が低下する。なお、熱間圧延及び溶体化処理後の冷間圧延の加工においてＣｕを析出させることで、合金板の強度は著しく増加する。

また、３１０４アルミニウム合金のＣｕ成分規格の平均値は、０．１５質量％である。そのため、Ｃｕの含有量を０．１５質量％以上とすることで、３１０４アルミニウム合金のスクラップを多く配合できる。

Ｃｕの含有量の上限としては、０．４０質量％であり、０．２５質量％が好ましい。Ｃｕの含有量が０．４０質量％超であると、合金板の靭性が低下する。

Ｍｎの含有量の下限としては、０．７０質量％であり、０．７５質量％が好ましい。Ｍｎの含有量が０．７０質量％未満であると、固溶又は析出によって強度を増加させるＭｎが不足し、合金板の平均強度が低下する。

また、３１０４アルミニウム合金のＭｎ成分規格の平均値は、１．１質量％であり、５１８２アルミニウム合金のＭｎ成分規格の平均値は、０．３５質量％である。そのため、Ｍｎの含有量を０．７５質量％以上とすることで従来の５１８２アルミニウム合金に比べ、３１０４アルミニウム合金のスクラップを多く配合できる。

Ｍｎの含有量の上限としては、０．９８質量％であり、０．９０質量％が好ましい。Ｍｎの含有量が０．９８質量％超であると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、又はＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物（つまり第二相粒子）が増加する。その結果、亀裂の伝搬経路が生成され、合金板の靭性が低下する。

Ｍｇの含有量の下限としては、１．１質量％であり、１．４質量％が好ましい。Ｍｇの含有量が１．１質量％未満であると、固溶によって強度を増加させるＭｇが不足し、合金板の平均強度が低下する。なお、熱間圧延及び溶体化処理後の冷間圧延の加工においてＭｇを析出させることで、合金板の強度が著しく増加する。

Ｍｇの含有量の上限としては、３．７質量％であり、３．１質量％が好ましい。３１０４アルミニウム合金のＭｇ成分規格の平均値は、１．０５質量％であり、５１８２アルミニウム合金のＭｇ成分規格の平均値は、４．５質量％である。そのため、Ｍｇの含有量を３．７質量％以下とすることで、３１０４アルミニウム合金のスクラップを多く配合しつつ、Ｍｇ含有原料の追加配合量を低減できる。

合金板は、チタン（Ｔｉ）を含んでもよい。Ｔｉの含有量の上限としては、０．１０質量％が好ましい。Ｔｉを含むことで、合金板の鋳塊組織が微細化される。また、合金板は、亜鉛（Ｚｎ）を含んでもよい。Ｚｎの含有量の上限としては、０．２５質量％が好ましい。さらに、合金板は、クロム（Ｃｒ）を含んでもよい。Ｃｒの含有量の上限としては、０．１０質量％が好ましい。

合金板は、合金板の性能を著しく損なわない範囲で、不可避的不純物を含んでもよい。つまり、合金板は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ及びＣｒをそれぞれ上述の範囲で含有し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物の総量の上限としては、０．１５質量％が好ましい。

＜材料強度及び耐圧＞
アルミニウム合金の圧延板は材料異方性があり、強度は圧延方向に対し０°方向、４５°方向、及び９０°方向で異なる値を示す。缶内部の圧力が増加した際の変形は、強度が最も低い方位から開始する。

そのため、本開示の合金板は、圧延方向に対し０°方向、４５°方向、及び９０°方向それぞれにおいて、０．２％耐力σ_０．２、引張強さσ_Ｂ、及び０．２％耐力と引張強さとの平均値σ_ｆｍを用いて下記式（１）によって算出される評価値Ｓ（Ｓ_０°、Ｓ_４５°、及びＳ_９０°）のうち、最小値である最小評価値Ｓ_ｍｉｎ（＝ｍｉｎ（Ｓ_０°，Ｓ_４５°，Ｓ_９０°））が３３０ＭＰａ以上４１０ＭＰａ以下である。
Ｓ＝σ_ｆｍ／（σ_０．２／σ_Ｂ）・・・（１）

アルミニウム合金板で形成される蓋の耐圧値は、経験的に最小評価値Ｓ_ｍｉｎと板厚ｔとで表される下記式（２）の値Ｖと正の相関が強い。
Ｖ＝ｔ^２．２７×Ｓ_ｍｉｎ・・・（２）

そのため、合金板の最小評価値Ｓ_ｍｉｎを３３０ＭＰａ以上とすることで、板厚を増加させることなく、十分な耐圧を有する蓋を成形することができる。さらに、最小評価値Ｓ_ｍｉｎとしては、３６０ＭＰａ以上が好ましい。最小評価値Ｓ_ｍｉｎを３６０ＭＰａ以上とすることで、蓋の耐圧性をさらに高められる。

また、最小評価値Ｓ_ｍｉｎが４１０ＭＰａを超えると、材料強度が過度に高くなることで材料の靭性が低下する。すなわち、成形時に材料に生じる引張応力や曲げ応力に対するせん断帯が発生しやすくなり、成形割れが生じやすくなる。最小評価値Ｓ_ｍｉｎを４１０ＭＰａ以下とすることで、材料の強度（つまり蓋の耐圧）と靭性（つまり成形性及び開口性）とを両立することが可能である。

式（１）における０．２％耐力σ_０．２及び引張強さσ_Ｂは、ＪＩＳ－Ｚ－２２４１：２０１１に規定されている方法で測定される。板厚ｔは、例えばマイクロゲージで測定される。

＜靭性＞
蓋の成形性、及びスコア部の開口に要する力（つまり開口力）には、アルミニウム合金板の靭性が影響することが知られている。

（繰り返し曲げ回数）
アルミニウム合金板の靭性の評価指標の一つとして、繰り返し曲げ試験がある。板厚が同じであれば繰り返し曲げ回数が多いほど、アルミニウム合金板は靭性に優れる。

繰り返し曲げ試験は、以下の手順で行われる。例えば、幅１２．５ｍｍ、長さ２００ｍｍの短冊状に切り出した試験片を、曲げ稜線が合金板の圧延方向と平行となる向きに配置する。この試験片の両端をチャックで固定し、荷重２００Ｎで張力をかける。

この状態で、一方の不動のチャックに固定された試験片端部から、試験片の長手方向１５０ｍｍの位置に配置した曲げＲ２．０ｍｍの治具を支点として、他方のチャックを左右に９０°回転させることで繰り返し曲げを行い、試験片が破断するまでの曲げ回数を測定する。

曲げ回数は、左右どちらかに９０°曲げる操作、及び元の位置に戻す操作をそれぞれ１回とカウントする。途中で破断した場合、その角度Θ（０°－９０°）を読み取り、下記式（３）で繰り返し曲げ回数Ｎを計算する。式（３）中、Ｎ_０は、左右どちらかに９０°曲げる操作、及び９０°曲げた位置から元の０°位置に戻す操作を、試験片が破断するまでに実行した怪異数の合計である。
Ｎ＝Ｎ_０＋Θ／９０・・・（３）

繰り返し曲げ評価は、板厚が大きい程不利になるため基準となる板厚で補正して考える必要がある。そこで、板厚０．２３５ｍｍを基準として下記式（４）により規格化された規格化繰り返し曲げ回数Ｎ_ｓを求める。なお、ｔ（ｍｍ）は試験片の板厚である。
Ｎ_ｓ＝Ｎ×ｔ／０．２３５・・・（４）

本開示のアルミニウム合金板の規格化繰り返し曲げ回数Ｎ_ｓとしては、１８回以上が好ましい。

（第二相粒子）
靭性には強度と第二相粒子の分布とが影響する。つまり、強度が高いほど、また、第二相粒子の密度が高いほど、靭性が低下する。特にＭｇ及びＳｉの含有量が高くなると、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子が形成されやすくなる。その結果、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子が亀裂の起点及び伝播経路となり靭性の低下に影響する。

本開示のアルミニウム合金板は、図１に斜線で示す、幅方向中央部分のＬ－ＳＴ断面において、面積が０．３μｍ^２以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子のＬ－ＳＴ断面における総面積の割合が０．２％以下であることが好ましい。なお、図１において、Ｌは長手方向、ＳＴは板厚方向、ＬＴは幅方向を示す。

Ｍｇ_２Ｓｉ粒子の面積割合は、例えば以下の方法で測定できる。まず、測定サンプルを切断し、測定を行う面（つまりＬ－ＳＴ断面）を鏡面状に機械研磨する。次に、研磨面（つまりＬ－ＳＴ断面）を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察し、板厚の中央領域で１０個の視野を得る。ＳＥＭの加速電圧は１５ｋＶ、倍率は１０００倍とし、１つの視野の範囲を０．０１２ｍｍ^２として撮影を行い、ＣＯＭＰＯ（反射電子組成）像を取得する。

撮影したＣＯＭＰＯ像に対し、画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」により解析を行う。具体的には、２５６階調での画像の輝度の最頻値をバックグラウンドの輝度とし、最頻値の輝度から３０減じた値よりも低い輝度の粒子をＭｇ_２Ｓｉ粒子と判定する。

判定されたＭｇ_２Ｓｉ粒子のうち、０．３μｍ^２以上の面積を持つ粒子の総面積を計算し、１０視野分の撮影面積（つまり撮影した総面積）で除することで、面積が０．３μｍ^２以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子のＬ－ＳＴ断面における総面積の割合が算出される。

＜コンピュータソフトウェアによる状態図の計算＞
本開示の合金板では、材料の高靭性化を目的として、亀裂の起点及び伝播経路となり靭性の低下に影響するＭｇ_２Ｓｉ粒子を、鋳塊の均質化熱処理工程で再固溶させることが好ましい。

アルミニウムマトリクスの局所的な融解を避けつつ、Ｍｇ_２Ｓｉを再固溶させるためには、固相線温度がＭｇ_２Ｓｉの固溶温度よりも高いことが好ましく、さらに固相線温度からＭｇ_２Ｓｉの固溶温度を引いた温度差が３０℃以上であることが好ましい。

また、Ａｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）の晶出温度がアルミニウムの凝固開始温度よりも高い材料では、鋳造時にＡｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）が粗大晶出物として生じることで、ピンホールなどの成形不具合の原因につながる。そのため、アルミニウムの凝固開始温度よりも初晶（つまりＡｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ））の晶出温度が低いことが好ましい。

ここで言うＭｇ_２Ｓｉの固溶温度は、平衡状態図においてＭｇ_２Ｓｉが存在し得る最も高い温度を指しており、液相が存在し得る最も低い温度である。また、アルミニウムの凝固開始温度は、平衡状態図において固相Ａｌが存在し得る最も高い温度を指しており、初晶の晶出温度は、Ａｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）が存在し得る最も高い温度である。

Ｍｇ_２Ｓｉの固溶温度、固相線温度、アルミニウムの凝固開始温度及び初晶の晶出温度は、熱力学計算ソフトウェアを用いて算出されるアルミニウム合金の平衡状態図から得られる。

Ｍｇ_２Ｓｉの固溶温度、固相線温度、アルミニウムの凝固開始温度及び初晶の晶出温度は、アルミニウム合金の組成によって一意的に決まる。合金組成からこれらの境界温度を求める方法としては、各演算に必要な熱力学量をＣＡＬＰＨＡＤ法で計算する方法が挙げられる。

多元系合金に対するこのような熱力学計算は、計算に必要な熱力学データベース、インターフェース、及び状態図作成機能を合わせた市販のシステムソフトウェア（例えば、ＳｅｎｔｅＳｏｆｔｗａｒｅ社により開発された「ＪＭａｔＰｒｏ」）で行うことができる。

本開示のアルミニウム合金板では、固相線温度よりもＭｇ_２Ｓｉの固溶温度が低く、Ａｌ凝固開始温度よりも初晶の晶出温度が低いことから、鋳造時に粗大晶出物を生成することなく、粗大晶出物に起因する性能低下を避けられる。

また、固相線温度以下、かつＭｇ_２Ｓｉの固溶温度以上の温度で均質化熱処理することでＭｇ_２Ｓｉを再固溶し、亀裂の起点及び伝播経路となり靭性の低下に影響するＭｇ_２Ｓｉ粒子を減じることができる。

＜強度異方性＞
冷間圧延率（以下、冷延率と略記する）の低い材料は靭性が高いことが知られている。例えば、冷間圧延途中の圧延板に対し、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）で焼鈍を実施して最終的な冷延率（つまり焼鈍後の冷延率）を下げた材料は靭性が高くなる。

また、冷延率が高いほど、圧延方向に対し９０°方向の０．２％耐力σ_{０．２＿９０°}が、０°方向の０．２％耐力σ_{０．２＿０°}に比べて大きくなる。そのため、圧延方向に対し０°方向と９０°方向とにおける０．２％耐力の差、すなわち強度異方性を材料の冷延率と対応付けることができる。

本開示の合金板は、式（５）で求められる、圧延方向に対し０°方向の０．２％耐力σ_{０．２＿０°}から、圧延方向に対し９０°方向の０．２％耐力σ_{０．２＿９０°}を引いた値Ｄが－１３ＭＰａ以上１３ＭＰａ以下であることが好ましい。
Ｄ＝σ_{０．２＿０°}－σ_{０．２＿９０°} ・・・（５）

圧延方向に対し０°方向の０．２％耐力σ_{０．２＿０°}から、圧延方向に対し９０°方向の０．２％耐力σ_{０．２＿９０°}を引いた強度異方性の材料組織的な意味は以下のように説明できる。

熱間圧延後又は焼鈍後の材料は再結晶状態であり、等方なｃｕｂｅ方位の集積度が高い。ここから冷間圧延による塑性変形によって、ｃｕｂｅ方位が圧延方向に異方性を持つ圧延集合組織に変形していく。さらに、冷延率が大きいほど、結晶粒は圧延方向に細長く伸ばされるため、圧延方向に対し０°方向に沿った結晶粒の径は大きくなる一方で、圧延方向に対し９０°方向に沿った結晶粒の径の変化は０°方向に比べて小さくなる。

これらの圧延により生じる組織的な変化と、０．２％耐力σ_０．２との関係はホールペッチの式を参考にすると式（６）の関係を示す。式（６）中、κは結晶粒界の滑りに対する抵抗、ｄは結晶粒径である。
σ_０．２∝κ×ｄ^－１／２・・・（６）

圧延方向に対し０°方向又は９０°方向への引張に対して、抵抗κは異なる値となる。これは冷延率の増加に対して、圧延方向に異方性を持つ圧延集合組織の集積度が高くなることで、引張方向によって結晶粒界の滑りに対する抵抗が変化するためである。

また、圧延方向に対し０°方向では冷延率の増加に対して結晶粒が伸長して径が大きくなる一方で、圧延方向に対し９０°方向では冷延率に対する結晶粒径の変化は相対的に小さい。これらの影響が積算されることで冷延率の増加に対して強度異方性が生じる。

＜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。まず、本開示のアルミニウム合金板の組成を有するアルミニウム合金に対し、常法にしたがって半連続鋳造法（つまりＤＣ鋳造）を行い、鋳塊を製造する。

次に、鋳塊の前後端を除く４面を面削する。その後、鋳塊を均熱炉に投入して均質化処理を行う。均質化処理における温度は、例えば４７０℃以上６２０℃以下が好ましい。均質化処理の時間は、例えば１時間以上２０時間以下が好ましい。

均質化処理における温度が４００℃以上である場合、鋳塊組織の偏析を解消させやすい。さらに均質化処理における温度が４５０℃以上である場合、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子を再固溶させ、合金板の強度及び靭性を向上させることができる。さらに均質化処理における温度が４７０℃以上、より好ましくはＭｇ_２Ｓｉの固溶温度以上であると、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子の再固溶が促進され、合金板の強度及び靭性をさらに向上させることができる。一方、均質化処理における温度が６２０℃以下、より好ましくは固相線温度以下である場合、アルミニウム合金の局部融解が生じ難い。

均質化処理の時間が１時間以上である場合、スラブ全体の温度が均一になり、鋳塊組織の偏析も解消しやすく、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子を再固溶させやすい。均質化処理時間が長いほど、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子を再固溶させることができる。ただし、均質化処理の時間が２０時間を越えると、均質化処理の効果が飽和する。

均質化処理後、鋳塊を熱間圧延に供する。熱間圧延工程は、粗圧延工程と、仕上圧延工程とを有する。粗圧延工程では、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。仕上圧延工程では、例えばタンデム圧延等によって、板材の厚さを約数ｍｍに落とすと共に、板材をコイル状に巻き取った熱間圧延コイルを形成する。

仕上圧延の総圧下率が高いと、巻き取り後に再結晶組織となり等方なｃｕｂｅ方位の集積度を高めることができる。仕上圧延の巻取温度が高いと、巻き取り後に再結晶組織となりｃｕｂｅ方位の集積度を高めることができる。

熱間圧延に続いて板材の冷間圧延を行う。冷間圧延では、製品板厚となるまで熱間圧延コイルを圧延する。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。シングル圧延による冷間圧延では２パス以上の複数回に分けて圧延を実施するとよい。

また、冷間圧延の途中でコイルを溶体化処理し、Ｍｇなどを再固溶させることで材料を高強度化しつつ、最終的な冷延率を下げて材料の異方性を抑制した合金板を得ることができる。例えば連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を用いて目標実体温度４４０℃以上の熱処理（つまり焼鈍）を実施し、その後、空冷などで強制冷却することで、合金板の強度を効果的に増加させることが可能である。

また、最終パス以外の途中パスにおける冷間圧延の上がり温度を１２０℃以上とすることで、Ｓｉ、Ｃｕ及びＭｇが微細析出し、時効硬化するため、合金板の強度を増加させることができる。さらに上がり温度を１３０℃以上とすることで、合金板の強度をより増加させることができる。

冷間圧延の途中に溶体化処理をしない場合、冷延率は８０％以上が好ましい。冷延率が８０％以上である場合、合金板の強度を高められる。また、冷延率が低いほど等方なｃｕｂｅ方位が残存するため、冷延率は９２％以下が好ましい。

冷間圧延の途中に溶体化処理を行う場合、溶体化処理（つまり焼鈍）後の冷延率は５０％以上が好ましい。溶体化処理によってＭｇなどを再固溶させることで冷延率が低くとも、合金板の強度を高められる。また、冷延率が低いほど等方なｃｕｂｅ方位が残存するため、冷延率は８０％以下が好ましい。

冷延率Ｒ（％）は、熱間圧延後又は溶体化処理後の板厚ｔ_０（ｍｍ）、冷間圧延後の製品板厚ｔ_１（ｍｍ）を用いて、下記式（７）で求められる。
Ｒ＝（ｔ_０－ｔ_１）／ｔ_０×１００・・・（７）

製品板厚は所望の耐圧が得られるよう適宜選択することができる。上述の式（２）に示すように、板厚が増加するほど耐圧が向上する。製品板厚は、式（２）の値Ｖに応じて選択することが可能であり、値Ｖが１３．０以上、好ましくは１４．０以上となる条件であるとよい。上述のように、本開示のアルミニウム合金板によれば耐圧を高く保つための板厚の増加を抑えることができる。

製品板厚まで冷間圧延したコイルに対し、塗装ラインなどでプレコートを実施する。冷間圧延されたコイルは、表面に対する脱脂、洗浄、及び化成処理が施され、さらに塗料が塗布された後、塗装焼付処理される。

化成処理では、クロメート系、ジルコニウム系等の薬液が用いられる。塗料は、エポキシ系、ポリエステル系等が用いられる。これらは用途に合わせて選択可能である。塗装焼付処理ではコイルの実体温度（ＰＭＴ：ＰｅａｋＭｅｔａｌＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）で２２０℃以上２７０℃以下、およそ３０秒以内の間、加熱される。このときＰＭＴが低いほど、材料の回復が抑制され、合金板の強度を高く維持することができる。

［１－２．効果］
以上、詳述した実施形態によれば、以下の効果が得られる。
（１ａ）缶材由来のスクラップ原料を配合しつつ、アルミニウム合金板の高強度及び高靭性を両立できる。すなわち、缶胴用の３１０４アルミニウム合金のスクラップを一定量配合でき、新地金使用率を低減しＣＯ_２排出量を削減できる。さらに、高耐圧が求められる陽圧缶蓋用途に使用し得る成形性の高い缶蓋用アルミニウム合金板が得られる。

［２．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、上記実施形態に限定されることなく、種々の形態を採り得ることは言うまでもない。

（２ａ）本開示には、上記実施形態のアルミニウム合金板以外に、このアルミニウム合金板で構成される部材、及びこのアルミニウム合金板の製造方法等の種々の形態も含まれる。

（２ｂ）上記実施形態における１つの構成要素が有する機能を複数の構成要素として分散させたり、複数の構成要素が有する機能を１つの構成要素に統合したりしてもよい。また、上記実施形態の構成の一部を省略してもよい。また、上記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。

［３．実施例］
以下に、本開示の効果を確認するために行った試験の内容とその評価結果とについて説明する。

＜アルミニウム合金板の製造＞
実施例及び比較例として、表１及び表２に示すＳ１－Ｓ１７のアルミニウム合金板を製造した。具体的な製造手順を以下に説明する。

まず、表３に示す合金番号１－９の成分（質量％）を含有し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物からなる鋳塊を半連続鋳造法により製造した。鋳塊は、０．１０質量％以下のＴｉ、０．２５質量％以下のＺｎ、０．１０質量％以下のＣｒ、及び０．１５質量％以下の不可避的不純物を含む。

次に、鋳塊の前後端を除く４面を面削した。その後、鋳塊を炉に入れ、均質化処理を行った。均質化処理の温度は、表１に示す通りである。均質化処理後、炉から鋳塊を出し、すぐに熱間圧延を開始して圧延板とした。

さらに、Ｓ１―Ｓ７、Ｓ１４、Ｓ１５及びＳ１７については、熱間圧延後の圧延板に対し、表１に示すＣＡＬ板厚になるまで冷間圧延を実施した。その後、ＣＡＬ板厚となった圧延板に対し、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）にて焼鈍を実施した。焼鈍時のＣＡＬ温度は表１に示す通りである。焼鈍後、圧延板を空冷で室温まで冷却した。冷却後、圧延板に対し再度冷間圧延を実施した。焼鈍後の冷間圧延における狙いの冷延率は表１に示す通りである。

Ｓ８－Ｓ１３及びＳ１６については、熱間圧延後の圧延板に対し、焼鈍を行わずに冷間圧延を実施した。冷間圧延における狙いの冷延率は、表１に示す通りである。

Ｓ１－Ｓ１７における冷間圧延後の製品板厚（つまり式（７）におけるｔ_１）はおよそ０．２３５±０．０３ｍｍの範囲とした。

Ｓ１－Ｓ１７において、冷間圧延後、板面に塗料を塗布し、約３０秒間の塗装焼付処理を実施した。塗装焼付時の実体温度（ＰＭＴ）は表１に示す通りである。塗装の焼付により、Ｓ１－Ｓ１７のアルミニウム合金板が得られた。また、Ｓ１－Ｓ１７のアルミニウム合金板において、マイクロゲージにより測定した板厚（つまり製品板厚）を表１に示す。

＜アルミニウム合金板の評価＞
（引張特性）
Ｓ１－Ｓ１７のアルミニウム合金板からＪＩＳ－Ｚ－２２４１：２０１１に規定される５号試験片をフライス加工によって３つずつ作製した。３つの試験片の長手方向は、それぞれ、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の角度をなす方向に延びる。

これらの試験片について、ＪＩＳ－Ｚ－２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行い、０．２％耐力及び引張強さを測定した。０．２％耐力σ_０．２及び引張強さσ_Ｂの測定結果と、０．２％耐力と引張強さとの平均値σ_ｆｍとを表１及び表２に示す。

また、圧延方向に対し、０°方向、４５°方向、及び９０°方向それぞれの引張試験の測定結果と式（１）とから３つの評価値Ｓを算出した。これらの評価値Ｓの最小値である最小評価値Ｓ_ｍｉｎを表２に示す。

（靭性）
Ｓ１－Ｓ１７のアルミニウム合金板において、実施形態において説明した測定方法により、面積が０．３μｍ^２以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子のＬ－ＳＴ断面における総面積の割合（面積率）を算出した。その測定結果を表２に示す。

Ｓ１－Ｓ１７のアルミニウム合金板において、実施形態において説明した測定方法と、式（３）及び式（４）とから、繰り返し曲げ回数及び規格化繰り返し曲げ回数を算出した。その結果を表２に示す。

（強度異方性）
Ｓ１－Ｓ１７のアルミニウム合金板において、実施形態において説明した式（５）から強度異方性（つまり値Ｄ）を算出した。その結果を表２に示す。

（状態図計算）
合金番号１－９の成分（質量％）に基づいて算出した、Ｍｇ_２Ｓｉの固溶温度、固相線温度、アルミニウムの凝固開始温度及び初晶（つまりＡｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ））の晶出温度を表３に示す。

各境界温度は、「ＪＭａｔＰｒｏ」を用いて主要５成分（Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ）に基づいて求めた平衡状態図に基づいて算出した。ここではＴｉ、Ｚｎ、Ｃｒ及び不可避的不純物の影響は考慮していない。

（スクラップ配合率）
Ｓ１－Ｓ１７のアルミニウム合金板の組成に関し、３１０４アルミニウム合金のスクラップの可能配合率が５０質量％以上となるか否か判断した。その結果を表２に示す。

表２中、「≧５０」とされているアルミニウム合金板は、３１０４アルミニウム合金を５０質量％以上配合することが可能である。なお、３１０４アルミニウム合金のスクラップの可能配合率は、表４に基づいて判断される。

表４は、３１０４アルミニウム合金と５１８２アルミニウム合金との配合比率と、成分規格の平均値との対応を表している。表４の１行目は、３１０４アルミニウム合金の成分規格の平均値であり、２行目は、５１８２アルミニウム合金の成分規格の平均値である。

例えば、３１０４アルミニウム合金の配合割合が５０質量％の場合、Ｓｉの平均値は０．２０質量％、Ｆｅの平均値は０．２９質量％、Ｃｕの平均値は０．１１質量％、Ｍｎの平均値は、０．７質量％、Ｍｇの平均値は２．８質量％となる。

したがって、アルミニウム合金板の各成分の割合が上記のＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇの数値以上であるとき、３１０４アルミニウム合金板の可能配合率が５０質量％以上となる。３１０４アルミニウム合金の配合割合が大きくなるほど、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、及びＭｎの含有量は上がり、Ｍｇの含有量は下がる。Ｓ１－Ｓ１０のアルミニウム合金板は、３１０４アルミニウム合金のスクラップを５０質量％以上配合可能である。

（評価）
Ｓ１－Ｓ１５のアルミニウム合金板は、Ｓ１６のアルミニウム合金板に比べて高い強度（つまりＳ_ｍｉｎ）を有する。特に、Ｓ１－Ｓ７及びＳ１４－Ｓ１５のアルミニウム合金板では、Ｓ１７に示す従来の缶蓋向け５１８２アルミニウム合金に比べて、Ｍｇ含有量が低いにもかかわらず同等の強度を達成することができた。

一般に材料の強度が高いほど繰り返し曲げ回数、すなわち靭性は低下する傾向があるが、高温で均質化処理してＭｇ_２Ｓｉを再固溶させたＳ１４は、Ｍｇ_２Ｓｉの再固溶が不十分なＳ１５に比べて、合金成分が同じで同等の強度を有するにも関わらず、繰り返し曲げ回数が多い。つまり、Ｓ１４は、高靭性と高強度とが両立している。

Ｓ１－Ｓ７では、中間焼鈍工程によって冷延率が下げられている。そのため、Ｓ１－Ｓ７は、冷延率が８０％を超えるＳ８－Ｓ１３に比べて、強度異方性が小さい。つまり、強度異方性と冷延率とが対応していることが分かる。中間焼鈍工程により冷延率を下げたＳ１－Ｓ７は、冷延率が８０％を超えるＳ８－Ｓ１３に比べ、高強度と高靭性（つまり繰り返し曲げ回数の多さ）が両立されている。

図２に示すように、合金成分が同じで冷延率の異なるＳ１、Ｓ７及びＳ８を比較すると、冷延率に対して強度異方性は負の相関がある。中間焼鈍等で冷延率を５０％以上８０％以下に抑えた高靭性な材料では、強度異方性の絶対値は負の方向において冷延率８０％で最大になると考えられる。ここで、図２の傾向から冷延率８０％での強度異方性は－１３ＭＰａになると推定されることから、－１３ＭＰａが強度異方性の下限であるといえる。

同様に、強度異方性の絶対値は正の方向において冷延率５０％で最大になると考えられ、図２の傾向からは冷延率５０％での強度異方性は７ＭＰａになると推定される。一方で、Ｓ３、Ｓ５等の強度異方性を参照すると、強度異方性にある程度のばらつきが生じることは避けられないことがわかる。そのため、冷延率５０％での強度異方性は１３ＭＰａ程度が妥当と考えられる。

Claims

ケイ素（Ｓｉ）の含有量が０．２０質量％以上０．３９質量％以下であり、
鉄（Ｆｅ）の含有量が０．３０質量％以上０．５９質量％以下であり、
銅（Ｃｕ）の含有量が０．１１質量％以上０．４０質量％以下であり、
マンガン（Ｍｎ）の含有量が０．７５質量％以上０．９８質量％以下であり、
マグネシウム（Ｍｇ）の含有量が１．４質量以上３．１質量％以下であり、
残部がアルミニウム（Ａｌ）及び不可避的不純物からなり、
圧延方向に対し０°方向、４５°方向、及び９０°方向それぞれにおいて、０．２％耐力σ_０．２、引張強さσ_Ｂ、及び０．２％耐力と引張強さとの平均値σ_ｆｍを用いて下記式（１）によって算出される評価値Ｓのうち、最小値である最小評価値Ｓ_ｍｉｎが３６０ＭＰａ以上４１０ＭＰａ以下であり、
固相線温度からＭｇ_２Ｓｉの固溶温度を引いた温度差が３０℃以上であり、
アルミニウムの凝固開始温度よりも初晶の晶出温度が低く、
幅方向中央部分のＬ－ＳＴ断面において、面積が０．３μｍ^２以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子の前記Ｌ－ＳＴ断面における総面積の割合が０．２％以下である、缶蓋用アルミニウム合金板。
Ｓ＝σ_ｆｍ／（σ_０．２／σ_Ｂ）・・・（１）
請求項１に記載の缶蓋用アルミニウム合金板であって、
圧延方向に対し０°方向の０．２％耐力σ_{０．２＿０°}から、圧延方向に対し９０°方向の０．２％耐力σ_{０．２＿９０°}を引いた値が－１３ＭＰａ以上１３ＭＰａ以下である、缶蓋用アルミニウム合金板。
請求項１又は請求項２に記載の缶蓋用アルミニウム合金板であって、
幅が１２．５ｍｍ、長さが２００ｍｍの短冊状に切り出した試験片に対し、曲げ稜線が圧延方向と平行となる向きで、９０°曲げて０°位置に戻す曲げ操作を繰り返した際に、前記試験片の破断までの前記曲げ操作の回数である繰り返し曲げ回数Ｎを、前記試験片の板厚ｔ及び下記式（２）により規格化した規格化繰り返し曲げ回数Ｎ_ｓが１８回以上である、缶蓋用アルミニウム合金板。
Ｎ_ｓ＝Ｎ×ｔ／０．２３５・・・（２）