特開 2023-160496 アルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2023160496

(43)【公開日】2023-11-02

(54)【発明の名称】アルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 21/06 20060101AFI20231026BHJP

   C22C 21/00 20060101ALI20231026BHJP

   C22F 1/047 20060101ALI20231026BHJP

   C22F 1/04 20060101ALI20231026BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20231026BHJP

【ＦＩ】

C22C21/06

C22C21/00 L

C22F1/047

C22F1/04 C

C22F1/00 623

C22F1/00 630A

C22F1/00 630K

C22F1/00 673

C22F1/00 682

C22F1/00 683

C22F1/00 685Z

C22F1/00 691A

C22F1/00 691B

C22F1/00 691C

C22F1/00 694B

C22F1/00 694A

【審査請求】未請求

【請求項の数】4

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2022070902

(22)【出願日】2022-04-22

(71)【出願人】

【識別番号】000107538

【氏名又は名称】株式会社ＵＡＣＪ

(74)【代理人】

【識別番号】100101683

【弁理士】

【氏名又は名称】奥田 誠司

(74)【代理人】

【識別番号】100155000

【弁理士】

【氏名又は名称】喜多 修市

(74)【代理人】

【識別番号】100202197

【弁理士】

【氏名又は名称】村瀬 成康

(72)【発明者】

【氏名】江崎 智太郎

(72)【発明者】

【氏名】工藤 智行

(72)【発明者】

【氏名】田中 宏樹

(57)【要約】

【課題】不純物Ｓｉによる強度低下が抑制されたアルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】アルミニウム合金冷間圧延板は、Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成を有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあり、固溶Ｍｎ量／全Ｍｎ量が０．１７以上で、固溶Ｓｉ量が０．０３質量％以下であり、Ｘ線回折パターンにおけるブラッグ角（２θ±０．２°）が１８．２６°±０．１°と２２．４５°±０．１°の回折強度Ｉについてピーク比Ｉ（１８．２６°±０．１°）／Ｉ（２２．４５°±０．１°）が０．１１以上である。
【選択図】なし

【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、Ｍｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成を有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあり、固溶Ｍｎ量／全Ｍｎ量が０．１７以上で、固溶Ｓｉ量が０．０３質量％以下であり、
Ｘ線回折パターンにおけるブラッグ角（２θ±０．２°）が１８．２６°±０．１°と２２．４５°±０．１°の回折強度Ｉについてピーク比Ｉ（１８．２６°±０．１°）／Ｉ（２２．４５°±０．１°）が０．１１以上である、アルミニウム合金冷間圧延板。

【請求項2】

請求項１に記載のアルミニウム合金冷間圧延板を製造する方法であって、
Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成を有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあるスラブを用意する工程と、
前記スラブを均質化処理する工程と、
前記均質化処理を経た前記スラブを熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程と、
前記熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を得る工程と
を包含し、
前記熱間圧延板の導電率から前記均質化処理前の前記スラブの導電率を差し引いた値を縦軸、Ｆｅ／Ｓｉを横軸としてプロットした場合の傾きが、－１．１以上、０．２以下となるように、前記均質化処理および前記熱間圧延を行う、製造方法。

【請求項3】

請求項１に記載のアルミニウム合金冷間圧延板を製造する方法であって、
Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあるスラブを用意する工程と、
前記スラブを均質化処理する工程と、
前記均質化処理を経た前記スラブを熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程と、
前記熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を得る工程と
を包含し、
前記スラブの各成分の狙い値をＣｕ０、Ｍｎ０、Ｍｇ０、前記冷間圧延板の引張強度をＴＳ０、降伏強度をＹＳ０とすると、下記式で表される補正を行った補正後の引張強度ＴＳ、補正後の降伏強度ＹＳについて、ＴＳの変動が±２．７ＭＰａ以下、ＹＳの変動が±３．０ＭＰａ以下となる、製造方法。
補正ＴＳ＝ＴＳ０－｛（Ｃｕ－Ｃｕ０）×８７．５＋（Ｍｎ－Ｍｎ０）×７０．０＋（Ｍｇ－Ｍｇ０）×５０．５｝
補正ＹＳ＝ＹＳ０－｛（Ｃｕ－Ｃｕ０）×８８．０＋（Ｍｎ－Ｍｎ０）×６９．５＋（Ｍｇ－Ｍｇ０）×４９．０｝

【請求項4】

請求項１に記載のアルミニウム合金冷間圧延板を製造する方法であって、
Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成を有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあるスラブを用意する工程と、
前記スラブを均質化処理する工程と、
前記均質化処理を経た前記スラブを熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程と、
前記熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を得る工程と
を包含し、
平衡状態図による計算において６００℃～７００℃におけるＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）相の最大体積率をＶ１、均質化処理温度におけるα相の体積率をＶ２とした場合にＶ１／Ｖ２≧１．０４を満足する、製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明はアルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法に関する。なお、本明細書において、アルミニウム合金冷間圧延板とは、熱間圧延および冷間圧延によって圧延されたアルミニウム合金の圧延板であって、冷間圧延上がりの板、あるいは更に熱処理を施されて調質された圧延板をいう。また、アルミニウム合金をＡｌ合金と表記することがある。

【背景技術】

【0002】

アルミニウム系飲料缶として、缶胴体（缶ボディ）と缶蓋（缶エンド）とをシーミング加工することによって得られる２ピースアルミニウム缶が広く用いられている。缶胴体は、一般に次のような工程を経て製造される。まず、アルミニウム合金冷間圧延板をＤＩ加工（Drawing and Ironing：絞り加工およびしごき加工）し、所定のサイズにトリミングする。その後、脱脂・洗浄処理を行った後、塗装および印刷を行って焼付け（ベーキング）を行う。続いて、缶胴縁部をネッキング加工及びフランジ加工することによって、缶胴体が得られる。２ピース缶は、ＤＩ缶と呼ばれることもある。

【0003】

近年、飲料缶ボディの製造において、使用済み飲料缶（ＵＢＣ：Ｕｓｅｄ Ｂｅｖｅｒａｇｅ Ｃａｎ）の再生塊をリサイクル利用する技術の開発が進められている。再生塊を利用すると、新地金を利用する場合に比べてＣＯ_２排出量を約９７％削減することが可能であり、カーボンニュートラルな社会の実現に貢献すると期待される。

【0004】

ＵＢＣの再生塊には、不純物としてＳｉやＦｅ等が混入することがある。Ａｌ合金鋳塊にＳｉやＦｅが含まれると、加熱処理時に、ＳｉがＭｎやＦｅと金属間化合物を形成し、MｎやＦｅの固溶量を減少させる。固溶Ｍｎ量の減少は、製造されるＡｌ合金板の強度低下を引き起こし、缶体強度の低下につながる。

【0005】

本願の出願人は、特許文献１に、缶ボディ用Ａｌ合金冷間圧延板であって、熱間圧延後の固溶Ｍｎ量を０．２５質量％以上、固溶Ｆｅ量を０．０２質量％以上、かつ固溶Ｓｉ量を０．０７質量％以上とすることで、冷間圧延中に析出する微細な析出粒子（α相）を最適化し、優れた成形性を確保しつつ、高い耐熱軟化特性が付与され、更に熱処理後においても、優れた缶体強度を発揮し得ることを開示している。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】国際公開第２０１７／１１０８６９号

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

本発明は、不純物Ｓｉによる強度低下が抑制されたアルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法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】

【0008】

本発明の実施形態によると、以下の項目に記載の解決手段が提供される。

【0009】

［項目１］
Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成を有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあり、固溶Ｍｎ量／全Ｍｎ量が０．１７以上で、固溶Ｓｉ量が０．０３質量％以下であり、
Ｘ線回折パターンにおけるブラッグ角（２θ±０．２°）が１８．２６°±０．１°と２２．４５°±０．１°の回折強度Ｉについてピーク比Ｉ（１８．２６°±０．１°）／Ｉ（２２．４５°±０．１°）が０．１１以上である、アルミニウム合金冷間圧延板。
［項目２］
項目１に記載のアルミニウム合金冷間圧延板を製造する方法であって、
Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあるスラブを用意する工程と、
前記スラブを均質化処理する工程と、
前記均質化処理を経た前記スラブを熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程と、
前記熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を得る工程と
を包含し、
前記熱間圧延板の導電率から前記均質化処理前の前記スラブの導電率を差し引いた値を縦軸、Ｆｅ／Ｓｉを横軸としてプロットした場合の傾きが、－１．１以上、０．２以下となるように、前記均質化処理および前記熱間圧延を行う、製造方法。
［項目３］
項目１に記載のアルミニウム合金冷間圧延板を製造する方法であって、
Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあるスラブを用意する工程と、
前記スラブを均質化処理する工程と、
前記均質化処理を経た前記スラブを熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程と、
前記熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を得る工程と
を包含し、
前記スラブの各成分の狙い値をＣｕ０、Ｍｎ０、Ｍｇ０、前記冷間圧延板の引張強度をＴＳ０、降伏強度をＹＳ０とすると、下記式で表される補正を行った補正後の引張強度をＴＳ、補正後の降伏強度をＹＳについて、ＴＳの変動が±２．７ＭＰａ以下、ＹＳの変動が±３．０ＭＰａ以下となる、製造方法。
補正ＴＳ＝ＴＳ０－｛（Ｃｕ－Ｃｕ０）×８７．５＋（Ｍｎ－Ｍｎ０）×７０．０＋（Ｍｇ－Ｍｇ０）×５０．５｝
補正ＹＳ＝ＹＳ０－｛（Ｃｕ－Ｃｕ０）×８８．０＋（Ｍｎ－Ｍｎ０）×６９．５＋（Ｍｇ－Ｍｇ０）×４９．０｝
［項目４］
項目１に記載のアルミニウム合金冷間圧延板を製造する方法であって、
Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあるスラブを用意する工程と、
前記スラブを均質化処理する工程と、
前記均質化処理を経た前記スラブを熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程と、
前記熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を得る工程と
を包含し、
平衡状態図による計算において６００℃～７００℃におけるβ相の最大体積率をＶ１、均質化処理温度におけるα相の体積率をＶ２とした場合にＶ１／Ｖ２≧１．０４を満足する、製造方法。

【発明の効果】

【0010】

本発明の実施形態によると、不純物Ｓｉによる強度低下が抑制されたアルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法が提供される。

【図面の簡単な説明】

【0011】

【図1】熱間圧延板の導電率から均質化処理前のスラブの導電率を差し引いた結果をＦｅ／Ｓｉに対してプロットしたグラフである。

【図2】実験例の試料No.１～１５のＸ線回折パターンを示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0012】

以下、図面を参照して、本発明の実施形態によるアルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法を説明する。本発明の実施形態によるアルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法は、以下で例示するものに限定されない。

【0013】

本発明の実施形態によるアルミニウム合金冷間圧延板は、Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％と、オプショナルな元素として、Ｚｎ：０．３０質量％以下、およびＴｉ：０．１５質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成を有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあり、固溶Ｍｎ量／全Ｍｎ量が０．１７以上、固溶Ｓｉ量が０．０３質量％以下であり、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターンにおいて、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物相（すなわちα相）に由来するブラッグ角（２θ±０．２°）＝１８．２６°±０．１°のピークとＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）系金属間化合物相（すなわちβ相）に由来するブラッグ角（２θ±０．２°）＝２２．４５°±０．１°のピークの強度比Ｉ（１８．２６°±０．１°）／Ｉ（２２．４５°±０．１°）が０．１１以上である組織を有する。本発明の実施形態によるアルミニウム合金冷間圧延板は、後に実験例を示して説明するように、ＳｉおよびＦｅを含む合金組成、固溶Ｓｉ量、および固溶Ｍｎ量が上記の範囲内に制御されるとともに、α相とβ相との体積比率が上記の範囲に制御されており、その結果、ボトル缶用、特にＤＩ缶の胴体用のアルミニウム合金冷間圧延板として好適に用いられる特性（特に強度）を備える。合金組成は、再生塊の組成に応じて新地金を加えるなどして、制御され得る。また、α相とβ相との体積比率は、後述する製造方法によって制御され得る。

【0014】

まず、合金組成を上記の範囲に制御する技術的な意味を説明する。本明細書において、合金組成は、アルミニウム合金冷間圧延板の全体の質量に対する各元素の質量％で表す。合金組成は、例えば、発光分析装置（ＳＰＥＣＴＲＯ社製、ＳＰＥＣＴＲＯＬＡＢ）によって測定され得る。

【0015】

［Ｍｎ：０．８～１．２質量％］
Ｍｎ（マンガン）は、アルミニウム合金冷間圧延板（以下、単に「冷間圧延板」ということがある。）の強度の上昇および耐熱軟化性の向上に寄与する。Ｍｎは、鋳造時に、Ｆｅと共に、金属間化合物（Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物またはＡｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）系金属間化合物）を形成する。α相（Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相）またはβ相（Ａｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）系金属間化合物相）は、固体潤滑作用を有し、成形時において成形型との焼付きを抑制して、缶胴体の表面性状を向上させる。特にα相は、ビッカース硬さが８００を超える粒子として出現し、焼付きを抑制して、缶胴体の表面性状を向上させる効果が大きい。Ｍｎの含有量が０．８質量％未満であると、これらの効果が充分に発揮され得ず、また１．２質量％を超えると、強度が高くなり過ぎることがある。したがって、Ｍｎの含有量は、０．８～１．２質量％（０．８質量％以上１．２質量％以下を意味する。以下、同じ。）に制御する。

【0016】

［Ｍｇ：０．５～１．７質量％］
Ｍｇ（マグネシウム）は、固溶状態で存在することにより、冷間圧延板の強度の上昇に寄与する。Ｍｇの含有量が０．５質量％未満であると、十分な強度が得られないことがあり、１．７質量％を超えると、成形性が損なわれることがある。

【0017】

［Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％］
Ｆｅ（鉄）は、鋳造時に、Ｍｎと共に、金属間化合物（Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物またはＡｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）系金属間化合物）を形成する。α相（Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物相）またはβ相（Ａｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）系金属間化合物相）は、固体潤滑作用を有し、成形時における焼付きを抑制する。Ｆｅの含有量が０．２５質量％未満であると、焼付きを十分に抑制できないことがある。一方、Ｆｅの含有量が０．６質量％を超えると、晶出物（β相、α相）が増加し、粗大晶出物が過剰に形成され、成形性が損なわれることがある。

【0018】

［Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％］
Ｓｉ（珪素）は、鋳造時に、Ｍｎおよび／またはＦｅと共に、上記の金属間化合物を形成し、成形時における焼付きを抑制する効果を有する。Ｓｉの含有量が０．１５質量％未満であると、焼付きを十分に抑制できないことがある。一方、Ｓｉの含有量が０．４０質量％を超えると、α相が過剰に形成され、成形性が損なわれることがある。また、Ｍｎ固溶量の減少を招き、その結果、耐熱軟化性が低下することがある。

【0019】

［Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％］
Ｃｕ（銅）は、鋳造時に、Ｍｇと共に、Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ系金属間化合物を形成する。Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ系金属間化合物相は、塗装焼付け工程における強度低下を抑制する効果を発揮する。Ｃｕの含有量が０．１０質量％未満では、上記の効果が充分に得られないことがあり、逆に０．５０質量％を超えると、成形加工時の加工硬化性が大きくなり、成形性が低下することがある。

【0020】

［Ｚｎ：０．３０質量％以下］
Ｚｎ（亜鉛）は、Ｍｇ_２Ｚｎ_３Ａｌ_２金属間化合物相を時効析出させ、強度の上昇に寄与する。ただし、Ｚｎの含有量が０．３０質量％を越えると、耐食性を低下させることがある。したがって、Ｚｎを添加する場合、Ｚｎの含有量は、０．３０質量％以下とすることが好ましい。Ｚｎは添加しなくてもよいが、上記の効果を得るためには、Ｚｎの含有量を０．０５質量％以上とすることが好ましい。

【0021】

［Ｔｉ：０．１５質量％以下］
Ｔｉ（チタン）は、鋳塊結晶粒を微細化する効果を有する。ただし、Ｔｉの含有量が０．１５質量％を超えると初晶ＴｉＡｌ_３が晶出し、成形性を低下させることがある。Ｔｉを添加する場合、Ｔｉの含有量は、０．１５質量％以下とすることが好ましい。Ｔｉは添加しなくてもよいが、上記の効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００５質量％以上とすることが好ましい。また、Ｔｉと共にＢ（ホウ素）を添加してもよい。このとき、Ｂの含有量は、０．０１質量％以下であることが好ましい。

【0022】

以上の各成分の残部はＡｌおよび不可避的不純物とすれば良い。

【0023】

［Ｆｅ／Ｓｉ：１．９７～４．００以下］
本発明者は、固溶Ｍｎ量、固溶Ｓｉ量の最適化において、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が重要であることを見出した。Ｆｅ／Ｓｉが１．９７未満であると、均質化処理（「均熱処理」、「ソーキング」ともいう。）中に、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系金属間化合物と反応してＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物を形成することがないＳｉが多く残存し、均質化処理後の熱間圧延中に固溶Ｍｎと結合して、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物を形成し、α相の析出を促進する。ここで析出するα相は冷間圧延中に析出するα相に比べて疎で粗大なので、強度を上昇させる効果は非常に小さい。Ｆｅ／Ｓｉが４．０を超えると、Ｆｅが過剰となり、鋳造中に粗大晶出物が形成されやすくなる。粗大晶出物は、成形時に割れの起点となりやすいので、粗大晶出物の形成を抑制することが好ましい。

【0024】

Ｆｅ／Ｓｉの最適化によって、均質化処理において固溶Ｓｉと反応するのに十分な量のＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）系金属間化合物を鋳造時に存在させ、均質化処理において固溶Ｓｉを十分に減少させることによって、その後の熱間圧延中にα相が析出することを抑制し、固溶Ｍｎ量が過度に減少することを抑制する。

【0025】

本発明の実施形態による上述のアルミニウム合金冷間圧延板は、実験例を示して後述する様に、下記の製造方法によって製造され得る。

【0026】

本発明の実施形態による製造方法は、上記の所定の組成を有するスラブを用意する工程と、スラブを均質化処理する工程と、均質化処理を経たスラブを熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程と、熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を得る工程とを包含する。ここで、熱間圧延板の導電率から均質化処理前のスラブの導電率を差し引いた値を縦軸、Ｆｅ／Ｓｉを横軸としてプロットした場合の傾きが、－１．１以上、０．２以下となるように、均質化処理および熱間圧延を行うことによって、上述の冷間圧延板を得ることができる。

【0027】

鋳造後から熱間圧延後に至るまでの固溶量の変化を導電率の変化をモニターすることによって評価することができる。鋳造直後は冷却速度が速いため、各元素はアルミニウム母相中に過飽和状態で固溶しており、鋳塊の導電率は晶出物の量によって決定される。また、熱間圧延後の熱間圧延板の導電率は、主に均質化処理から熱間圧延までの間に析出物が生成され固溶Ｍｎ量が減少することによって上昇する。Ｓｉに対するＦｅの質量％の比（Ｆｅ／Ｓｉ）がＦｅ／Ｓｉ＜１．９７と小さいと、Ｆｅ／Ｓｉが小さいほど導電率の減少量は大きい。すなわち、Ｆｅ／Ｓｉに対する導電率の変化の傾きは大きい。一方、１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲での導電率の変化は、Ｆｅ／Ｓｉによらずほぼ一定の値であり、Ｆｅ／Ｓｉ＜１．９７におけるＦｅ／Ｓｉに対する導電率の変化の傾きに比べると小さい。すなわち、Ｓｉに対して一定以上の割合のＦｅが含まれた組成を有する合金では、均質化処理から熱間圧延において生じる導電率の変化が小さく、導電率の変化が上記の範囲内である合金は、Ｓｉによる固溶原子の減少が抑制された合金であるといえる。

【0028】

本発明の他の実施形態による製造方法は、スラブを用意する工程において、スラブの各成分の狙い値をＣｕ０、Ｍｎ０、Ｍｇ０、冷間圧延板の引張強度をＴＳ０、降伏強度をＹＳ０とすると、下記式で表される補正を行った補正後の引張強度ＴＳ、補正後の降伏強度ＹＳについて、ＴＳの変動が±２．７ＭＰａ以下、ＹＳの変動が±３．０ＭＰａ以下となる。
補正ＴＳ＝ＴＳ０－｛（Ｃｕ－Ｃｕ０）×８７．５＋（Ｍｎ－Ｍｎ０）×７０．０＋（Ｍｇ－Ｍｇ０）×５０．５｝
補正ＹＳ＝ＹＳ０－｛（Ｃｕ－Ｃｕ０）×８８．０＋（Ｍｎ－Ｍｎ０）×６９．５＋（Ｍｇ－Ｍｇ０）×４９．０｝

【0029】

本発明の実施形態による上述の冷間圧延板を上述の製造方法を用いて製造すると、このように、安定した強度を有する冷間圧延板を製造することができる。

【0030】

本発明の他の実施形態による製造方法は、上記の所定の組成を有するスラブを用意する工程と、スラブを均質化処理する工程と、均質化処理を経たスラブを熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程と、熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を得る工程とを包含する。ここで、平衡状態図による計算において６００℃～７００℃におけるＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）相の最大体積率をＶ１、均質化処理温度におけるα相の体積率をＶ２とした場合にＶ１／Ｖ２≧１．０４を満足する。Ｖ１／Ｖ２がこの条件を満足すると、上述のように安定した強度を有する冷間圧延板を製造することができる。

【0031】

各元素の平衡状態図は、ソフトウェア、Ｊ Ｍａｔ Ｐｒｏ（英国Ｓｅｎｔｅ Ｓｏｆｔｗａｒｅ社製）を用い、ＣＡＬＰＨＡＤ法という熱力学モデルに基づいて求めることができる。得られた平衡状態図に基づく計算によって、６００℃～７００℃におけるＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）相の最大体積率Ｖ１、均質化処理温度におけるα相の体積率Ｖ２を求めることができる。Ｖ１／Ｖ２≧１．０４である材料組織とすることで、固溶Ｓｉに起因する材料度低下を抑制できる。

【0032】

以下に、代表的な実験例を示して、本発明の実施形態によるアルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法を具体的に説明する。

【0033】

なお、以下の実験例では、最終的に得られた冷間圧延板、および製造プロセス中の中間品である熱間圧延板から作製された試験片を用いて、以下の評価項目を以下に説明する手法に従って評価した。

【0034】

（１）冷間圧延板の圧延方向の引張強さ（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）
各実験例において得られた、冷間圧延板（元板）から、圧延方向において、ＪＩＳ ５号試験片を作製し、ＪＩＳ－Ｚ－２２４１に従って引張試験を実施することにより、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）と０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。また、各実験例におけるＣｕ、Ｍｎ、Ｍｇの狙い値はそれぞれＣｕ０＝０．１５質量％、Ｍｎ０＝０．８６質量％、Ｍｇ０＝１．００質量％であり、下式から補正ＴＳ、補正ＹＳを算出した。
補正ＴＳ＝ＴＳ０－｛（Ｃｕ－Ｃｕ０）×８７．５＋（Ｍｎ－Ｍｎ０）×７０．０＋（Ｍｇ－Ｍｇ０）×５０．５｝
補正ＹＳ＝ＹＳ０－｛（Ｃｕ－Ｃｕ０）×８８．０＋（Ｍｎ－Ｍｎ０）×６９．５＋（Ｍｇ－Ｍｇ０）×４９．０｝

【0035】

なお、上記の補正式は、過去実験データと本実験データに基づいて求めた。これらの実験データを用いて、機械学習によって、強度と成分との関係を求めると、ほぼ直線関係が得られた。これらのことから、上記の組成範囲内であれば、Ｃｕ０、Ｍｎ０、Ｍｇ０の値が上記の値と異なって、上記の式を用いることができると考えられる。

【0036】

（２）固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｎ量の測定（フェノール溶解法）
各実験例において、それぞれ得られた冷間圧延板から切り出した小片サンプルを、１７０℃のフェノールに浸漬することにより、Ａｌ合金中のマトリックス成分を溶解させた後、ベンジルアルコールを添加して、その溶液を液体状態に保ちつつ、０．１μｍの孔径を有するフィルターを用いてろ過した。フィルター上に捕捉された析出物を、塩酸・フッ酸混合液にて溶解し、得られた溶液を希釈した液を用いて、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析を行うことにより、固溶Ｓｉ量および固溶Ｍｎ量を求めた。

【0037】

（３）導電率
均質化処理を施していない鋳塊、熱間圧延後の板材（熱間圧延板）および冷間圧延後の板材（冷間圧延板）に対して、それぞれ、導電率測定器（フェルスター社製ＳＩＧＭＡＴＥＳＴ２．０６９）を用いて、周波数：９６０ｋＨｚにおいて、導電率を測定し、ｎ＝３の平均値を求めた。なお、試験片の厚さが１ｍｍ未満の場合には、総厚が１ｍｍ以上となるように試験片（板）を重ね合わせて、導電率の測定に供した。図１に、熱間圧延板の導電率から均質化処理前のスラブの導電率を差し引いた結果をＦｅ／Ｓｉに対してプロットしたグラフを示す。

【0038】

（４）結晶相の同定
各実験例において、それぞれ得られた冷間圧延板をＸ線回折装置（リガク社製、ＲＩＮＴ－２０００）によって、波長λ＝１．５４１８０ｎｍのＣｕＫα線を用いてＸ線回折パターンを測定した。図２に、各試料のX線回折パターンを示す。測定された回折パターンについて、ＩＣＤＤ（（International Centre for Diffraction Data）によると１８．２６°±０．１°がＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系金属化合物相である（Ｆｅ_０．５Ｍｎ_０．５）Ａｌ_６の（１，１，０）によるピークであり、２２．４５°±０．１°がＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属化合物相であるＡｌ_１７（Ｆｅ_３．２Ｍｎ_０．８）Ｓｉ_２の（０，１，３）によるピークである。これらのピークの強度比Ｉ（１８．２６^ｏ）／Ｉ（２２．４５^ｏ）を算出した。

【0039】

（５）平衡熱力学計算
主要５元素（Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ）の組成を設定し、残部をＡｌとして、Ｊ－ｍａｔ Ｐｒｏによって７００℃から室温までの平衡熱力学状態図を算出した。缶胴材に使用される３１０４系アルミニウム合金の融点は６５０℃前後であり、６００℃～７００℃の範囲内の、合金組成に特有の温度で液相の体積率は０となる。鋳塊の晶出物は６００℃～７００℃の範囲内で生じた相であることから、６００℃～７００℃におけるＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）相の体積率が最大となる点をＶ１と規定した。また、均質化処理温度（例えば５９５℃）におけるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の生成量をＶ２とすることで、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系化合物相、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物相の体積比を定義した。

【0040】

表１に実験例１～１５の各試料１～１５の合金組成を示す。各組成のアルミニウム合金を、常法に従って溶製した後、ＤＣ鋳造法により、ラボ鋳造機を用いて鋳塊を得た。次いで、得られた鋳塊に対して、従来と同様に面削を施した後、空気炉を用いて、４０℃／時間の昇温速度にて５９５℃まで昇温し、引き続き５９５℃で９０分間以上の均質化処理を施した。

【0041】

次いで、均質化処理の後、厚さが２．８ｍｍとなるまで、ラボ圧延機を用いて実機の熱間圧延を模擬して圧延した。なお、ラボ試験では実機の操業に比べて材料の熱容量が小さく自己焼鈍による再結晶が生じないので、実機を模擬して、熱間圧延板を３５５℃で６０分間、熱処理した。再結晶した熱間圧延板について冷間圧延を行い、厚さが０．２８ｍｍの冷間圧延板を得た。この冷間圧延工程における総加工度は、９０．０％であった。

【0042】

上述のようにして得られた各実験例の冷間圧延板から試験片を作製し、上述の方法で評価を行った結果を下記の表２に示す。表２には、冷間圧延板の引張強度、真応力σが真歪みεのｎ乗で示されると仮定した場合のひずみ１．５－３％における加工硬化指数ｎ、補正強度、試料Ｎｏ．１３を基準（０．０）とした場合のΔＹＳ、ΔＴＳ、およびＸＲＤのピーク強度比Ｉ（１８．２６^ｏ）／Ｉ（２２．４５^ｏ）、相体積比Ｖ１／Ｖ２、固溶量の結果を示している。

【0043】

【表1】

【0044】

【表2】

【0045】

表２から明らかなように、試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．１５のうち、試料Ｎｏ．８～Ｎｏ．１５（実施例）は、Ｓｉ：０．１５～０．４０質量％、Ｆｅ：０．３０～０．８０質量％、Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．２０質量％、およびＭｇ：０．５０～１．７０質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる組成を有し、Ｓｉに対するＦｅの質量％の比が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の範囲内にあり、固溶Ｍｎ量／全Ｍｎ量が０．１７以上、固溶Ｓｉ量が０．０３質量％以下であり、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターンにおいて、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物相（すなわちα相）に由来するブラッグ角（２θ±０．２°）＝１８．２６°±０．１°のピークとＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）系金属間化合物相（すなわちβ相）に由来するブラッグ角（２θ±０．２°）＝２２．４５°±０．１°のピークの強度比Ｉ（１８．２６°±０．１°）／Ｉ（２２．４５°±０．１°）が０．１１以上である組織を有する。試料Ｎｏ．８～Ｎｏ．１５は、Ｆｅ，Ｓｉの違いによらず、ΔＹＳ，ΔＴＳは±２ＭＰａ内で強度が安定しており、Ｓｉに起因する強度の低下が抑制されている。

【0046】

これに対し、試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．７（比較例）は、基準とした試料Ｎｏ．１３に比べて強度が低く、Ｓｉに起因する強度低下が生じていることがわかる。

【0047】

また、図１から、Ｆｅ／Ｓｉ＜１．９７となるプロットでは、鋳塊から熱間圧延板までの導電率の増加が大きく、１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００では導電率増加量が小さいことがわかる。すなわち、合金組成が１．９７≦Ｆｅ／Ｓｉ≦４．００の領域であればＵＢＣに含まれる不純物の組成がある程度変動したとしても、固溶量変化に起因する強度の変動は小さいといえる。

【0048】

上述したように、本発明の実施形態によれば、アルミニウム合金の組成を適切に調整することによって、α相およびβ相の体積を適切に制御し、固溶Ｍｎ量／全Ｍｎ量が０．１７以上、固溶Ｓｉ量が０．０３質量％以下とすることができる。これによって均質化処理から熱間圧延中に生じるＳｉに起因する固溶Ｍｎ量の減少を抑制できるので、強度の低下を抑制することができる。

【産業上の利用可能性】

【0049】

本発明の実施形態によるアルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法は、ボトル缶用のアルミニウム合金冷間圧延板（ボトル缶用素材板）およびその製造方法に好適に用いられる。本発明の実施形態によれば、ＵＢＣの再生塊に含まれる不純物Ｓｉに起因する強度低下を抑制できるので、ＵＢＣの再生塊の利用を促進することができる。

【図1】

【図2】