JP4019082B2 - Aluminum alloy plate for bottle cans with excellent high temperature characteristics - Google Patents

Description

本発明は、ボトル缶（飲料缶）の缶胴材として、０．２ｍｍ以下（缶胴中央部の肉厚が薄いところで120〜130μｍ程度）の板厚に薄肉化されて高温で熱処理された際にも、強度低下が少なく高強度が確保でき、かつ、変形もし難い、などの高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板（ボトル缶用素材板）に関するものである。なお、本発明で言うアルミニウム合金板とは、熱間圧延−冷間圧延を通じて圧延された圧延板（冷間圧延板）である。以下、アルミニウム合金をＡｌ合金とも言う。   When the present invention is thinned to a plate thickness of 0.2 mm or less (about 120 to 130 μm where the thickness of the central portion of the can body is thin) as a can body material of a bottle can (beverage can), and heat treated at a high temperature In particular, the present invention relates to an aluminum alloy plate for bottle cans (material plate for bottle cans) having excellent high-temperature characteristics such as low strength reduction, high strength that is difficult to deform, and the like. The aluminum alloy plate referred to in the present invention is a rolled plate (cold rolled plate) rolled through hot rolling-cold rolling. Hereinafter, the aluminum alloy is also referred to as an Al alloy.

アルミニウム系飲料缶としては、缶胴体と缶蓋（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多用されている。前記缶胴体は、アルミニウム系冷間圧延板をＤＩ加工（深絞り加工及びしごき加工）し、所定のサイズにトリミングを施した後、脱脂・洗浄処理を行い、さらに塗装および印刷を行って焼付け（ベーキング）を行い、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製造されている。   As an aluminum-based beverage can, a two-piece aluminum can obtained by seaming a can body and a can lid (can end) is frequently used. The can body is DI-processed (deep drawing and ironing) an aluminum cold-rolled plate, trimmed to a predetermined size, degreased and washed, and then painted and printed for baking ( The can body edge is necked and flanged.

前記缶胴体用の冷間圧延板としては、従来からＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金であるＪＩＳ３００４合金、３１０４合金等の硬質板が広く用いられている。このＪＩＳ３００４合金、３１０４合金は、しごき加工性に優れており、強度を高めるために高圧延率で冷間圧延を施した場合でも比較的良好な成形性を示すことから、ＤＩ缶胴材として好適であるとされている。   Conventionally, hard plates such as JIS3004 alloy and 3104 alloy, which are Al-Mg-Mn alloys, have been widely used as cold rolled plates for the can body. This JIS3004 alloy and 3104 alloy are excellent in ironing workability, and show relatively good formability even when subjected to cold rolling at a high rolling rate in order to increase strength. It is said that.

一方、ボトル缶は、アルミニウム合金板の両面に熱可塑性樹脂被膜層が形成され、潤滑剤が塗布されたものを打ち抜いてブランクを得、このブランクを絞り加工してカップ状に成形し、次いで、このカップ状の成形品に対し、再絞り加工とストレッチ加工又はしごき加工（ＤＩ加工）を行って、胴部が小径化され、薄肉化された有底円筒状の缶を成形する。そして、缶の底部側を複数回絞り加工することにより、肩部と未開口の口部を成形し、洗浄及びトリミング等の後に、缶胴部に印刷・塗装工程を実施し、口部を開口してカール部及びネジ部を形成し（ネジ・カール成形）、ネジ部の反対側の部分に対しネックイン加工とフランジ加工を施し、シーマーにより、別途成形した底蓋を巻き締めすることによりボトル缶が得られる（特許文献１参照）。   On the other hand, in the bottle can, a thermoplastic resin coating layer is formed on both surfaces of the aluminum alloy plate, a blank is obtained by punching out the one coated with a lubricant, the blank is drawn into a cup shape, The cup-shaped molded product is subjected to redrawing and stretching or ironing (DI processing) to form a bottomed cylindrical can with a barrel having a reduced diameter and a reduced thickness. Then, the bottom side of the can is drawn multiple times to form a shoulder and an unopened mouth, and after washing and trimming, a printing / painting process is performed on the can body, and the mouth is opened. Then, the curled part and the threaded part are formed (screw / curl molding), the neck part and the flange process are applied to the part on the opposite side of the threaded part, and the bottle is formed by tightening the separately formed bottom lid with a seamer. A can is obtained (see Patent Document 1).

このように、２ピース缶では、アルミニウム合金板に、下地処理（クロメート等）を行なった後、樹脂被覆（樹脂塗布又はフィルムラミネート）を行ない、続いて円形のブランクに打抜き、カップ成形した後、絞りしごき加工を施し、印刷・塗装、ネッキング、トリミング等の処理を実施している。   In this way, in the two-piece can, after performing the base treatment (chromate, etc.) on the aluminum alloy plate, the resin coating (resin coating or film lamination) is performed, and then punched into a circular blank and cup-shaped, Drawing and ironing is performed, and printing, painting, necking, trimming, etc. are performed.

また、ネジ付きの口部を有するボトル缶では、アルミニウム合金板に、下地処理（クロメート等）を行なった後、樹脂被覆（樹脂塗布又はフィルムラミネート）を行ない、続いて円形のブランクに打抜き、カップ成形した後、絞りしごき加工を施し、トリミング、印刷及び塗装を行ない、ネジ・カール成形後、ネックフランジ成形を実施している。   For bottle cans with threaded mouths, the aluminum alloy plate is grounded (chromate, etc.), then coated with resin (resin coating or film lamination), then punched into a circular blank, After molding, drawing and ironing is performed, trimming, printing and painting are performed, and after screw / curl molding, neck flange molding is performed.

ボトル缶の缶胴はＤＩ加工直後には缶胴の水平方向断面が略真円状になっているのが普通である。しかし、印刷塗装時及びラミネートフィルムの密着性を向上させるための熱処理時に、缶胴は２００℃以上の温度まで加熱される。   The can body of a bottle can usually has a substantially circular cross section in the horizontal direction immediately after DI processing. However, the can body is heated to a temperature of 200 ° C. or higher during printing and heat treatment for improving the adhesion of the laminate film.

この際、缶胴自体は元の約０．３〜０．４ｍｍ程度の板厚の冷延板から、０．２ｍｍ以下の肉厚にまで、薄肉化されている。したがって、このような２００℃を超えるような高温における熱処理を受けると、缶胴は、ＤＩ加工時の加工歪及び残留応力が開放され、熱軟化が起きる。   At this time, the can body itself is thinned from a cold-rolled sheet having a thickness of about 0.3 to 0.4 mm to a thickness of 0.2 mm or less. Therefore, when subjected to heat treatment at such a high temperature exceeding 200 ° C., the can body is freed from processing strain and residual stress during DI processing, and thermal softening occurs.

この場合に、軟化しやすい材料では、軟化の度合いが顕著であり、缶の強度や硬度が著しく低下し、十分な缶強度を確保できなくなるという問題点がある。   In this case, a material that is easily softened has a problem that the degree of softening is significant, the strength and hardness of the can are significantly reduced, and sufficient can strength cannot be secured.

また、缶の円周方向について軟化の度合いが不均一になるため、缶胴の横断面が、成形された真円ではなく、楕円となって変形してしまい、缶胴の形状が不均一となるという問題点がある。   Also, since the degree of softening becomes uneven in the circumferential direction of the can, the cross section of the can body is deformed as an ellipse, not a formed perfect circle, and the shape of the can body is uneven. There is a problem of becoming.

近年では、缶軽量化の要求から、アルミニウム缶の板厚が０．２ｍｍ以下のレベルで、ますます薄くなってきており、上記熱軟化による、缶胴の強度や硬度の低下、缶胴の形状不均一化などの現象が顕著になってきている。   In recent years, due to the demand for lighter cans, the thickness of aluminum cans has become thinner and thinner at a level of 0.2 mm or less. Phenomena such as non-uniformity are becoming prominent.

更に、近年、缶の生産性向上の観点から、前記印刷塗装時及びラミネートフィルムの密着性を向上させるための熱処理が、例えば、２９０℃×２０秒と、より高温化、短時間化された高速化が進展している。このような傾向も、上記熱軟化による、缶胴の強度や硬度の低下や、缶胴の形状不均一化をより助長する。   Furthermore, in recent years, from the viewpoint of improving the productivity of cans, the heat treatment for improving the adhesion of the print coating and the laminate film has been performed at a higher temperature and a shorter time, for example, 290 ° C. × 20 seconds. Is progressing. Such a tendency further promotes a decrease in strength and hardness of the can body and non-uniform shape of the can body due to the thermal softening.

これに対して、この熱軟化による缶胴の強度低下や変形を防止すべく、缶胴の板厚を増せば、缶重量の増加となり、また、板厚を増大させずにアルミニウム材料自体の強度を増加させると、前記しごき成形時に、破断が生じたりするという不都合がある。したがって、このような問題に対して、従来の胴缶材料や方法だけでは、対応できない。   On the other hand, if the plate thickness of the can body is increased in order to prevent the strength reduction and deformation of the can body due to this thermal softening, the weight of the can increases, and the strength of the aluminum material itself without increasing the plate thickness. When the value is increased, there is a disadvantage that breakage occurs during the ironing. Therefore, it is impossible to deal with such a problem only by the conventional can material and method.

上記熱軟化による缶胴の形状不均一化に対して、従来から、この塗装熱処理時の熱変形を防止し、真円度が高いＤＩ缶を得ることができるＤＩ缶用アルミニウム合金板が提案されてはいる（特許文献２）。具体的には、ＤＩ缶用アルミニウム合金板として、Ｍｎ：０．５乃至１．３質量％、Ｍｇ：０．５乃至１．３質量％、Ｃｕ：０．１乃至０．３質量％、Ｆｅ：０．２乃至０．６質量％、Ｓｉ：０．１乃至０．５質量％を含有するアルミニウム合金組成によって、ベーキング温度Ｔ（℃）が２３０乃至２７０℃の条件で、２０分間熱処理したときの、熱処理前後の引張り強さの変化ΔＴＳを小さくしようとするものである。   Conventionally, an aluminum alloy plate for DI cans has been proposed that can prevent the thermal deformation during the coating heat treatment and obtain a DI can with high roundness against the uneven shape of the can body due to the heat softening. (Patent Document 2). Specifically, as an aluminum alloy plate for a DI can, Mn: 0.5 to 1.3% by mass, Mg: 0.5 to 1.3% by mass, Cu: 0.1 to 0.3% by mass, Fe When heat-treated for 20 minutes at a baking temperature T (° C.) of 230 to 270 ° C. with an aluminum alloy composition containing 0.2 to 0.6 mass% and Si: 0.1 to 0.5 mass% The change in tensile strength ΔTS before and after heat treatment is to be reduced.

この他、缶への成形性向上のために、組織を制御することも、従来から多数提案されている。例えば、熱間圧延板のＭｎ固溶量及び結晶粒径を所定の範囲に制御し、熱間圧延板の耳率を安定して−３〜−６％にし、これを、その後、中間焼鈍することなく冷間圧延することによって、得られる冷間圧延板の耳率を安定して０〜２％にすることが提案されている（特許文献３）。   In addition, many proposals have been made to control the structure in order to improve the moldability of cans. For example, the Mn solid solution amount and the crystal grain size of the hot-rolled sheet are controlled within a predetermined range, and the ear ratio of the hot-rolled sheet is stabilized to −3 to −6%, which is then subjected to intermediate annealing. It has been proposed that the cold-rolled sheet to be obtained is stably rolled to 0 to 2% by cold rolling (Patent Document 3).

缶への成形性や強度向上のために、この特許文献３を含め、パス間（冷延途中）で中間焼鈍を行なう通常の冷間圧延ではなく、熱間圧延板を、途中で焼鈍することなく、最終の板厚まで冷間圧延することなどが提案されている（特許文献４）。
特開２００１−１６２３４４号公報（全文） 特開２００３−２７７８６５号公報（全文） 特開２００３−３４２６５７号公報（全文） 特開２００４−２４４７０１号公報（全文） In order to improve the formability and strength of the can, including this Patent Document 3, not the usual cold rolling in which intermediate annealing is performed between passes (in the middle of cold rolling), but hot rolling sheets are annealed in the middle. And cold rolling to the final plate thickness has been proposed (Patent Document 4).
JP 2001-162344 A (full text) Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-277865 (full text) JP 2003-342657 A (full text) JP-A-2004-244701 (full text)

しかし、熱間圧延板を、途中で焼鈍することなく、最終の板厚まで冷間圧延したアルミニウム合金板は、特に、塗装熱処理時の熱変形を防止することができない。   However, the aluminum alloy sheet cold-rolled to the final thickness without annealing the hot-rolled sheet in the middle cannot particularly prevent thermal deformation during the coating heat treatment.

また、前記Ｍｎ固溶量及び結晶粒径など、従来からの耳率安定化のためのアルミニウム合金板の組織の冶金的な因子を制御するだけでは、塗装熱処理時の熱変形を防止することができない。   In addition, by controlling the metallurgical factors of the structure of the aluminum alloy plate for stabilizing the ear rate, such as the Mn solid solution amount and the crystal grain size, it is possible to prevent thermal deformation during the coating heat treatment. Can not.

更に、前記特許文献２のように、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｓｉなどのアルミニウム合金組成のみによっても、前記した熱軟化による缶胴の強度低下や変形を抑制することには大きな限界がある。   Further, as described in Patent Document 2, there is a great limitation in suppressing the strength reduction and deformation of the can body due to the above-described thermal softening only by the aluminum alloy composition such as Mn, Mg, Cu, Fe, Si. .

即ち、前記特許文献２は、その規定している乃至想定している、２３０乃至２７０℃×２０分間の熱処理に対しては有効かもしれない。しかしながら、これに対して、前記したように、２９０℃×２０秒と、より高温化短時間化された高速化熱処理に対しては、特に熱処理温度がより高温となり、また、缶胴がより薄肉化されているために、熱軟化による缶胴の強度低下や変形を防止できない。   That is, Patent Document 2 may be effective for heat treatment at 230 to 270 ° C. × 20 minutes, as defined or assumed. However, as described above, especially for the high-speed heat treatment at 290 ° C. × 20 seconds, which is a higher temperature and shorter time, the heat treatment temperature is particularly high, and the can body is thinner. Therefore, it is impossible to prevent the strength reduction and deformation of the can body due to thermal softening.

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、ＤＩ加工等の成形性の確保を前提に、より高温化短時間化された高速化熱処理に対しても、塗装熱処理時の熱変形を防止し、熱処理後の缶強度を確保するとともに、真円度が高いボトル缶を得ることができる、高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板を提供することを目的とする。   The present invention has been made in view of such problems, and on the premise of ensuring moldability such as DI processing, thermal deformation at the time of coating heat treatment is also applied to high-speed heat treatment with higher temperature and shorter time. An object of the present invention is to provide an aluminum alloy plate for a bottle can excellent in high-temperature characteristics, which can prevent the above-described problem, ensure the strength of the can after heat treatment, and obtain a bottle can with high roundness.

この目的を達成するために、本発明の高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板の要旨は、Ｍｎ：０．７〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．８〜１．７％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．６％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、結晶粒組織を、板厚方向中央部の上面観察による結晶粒の平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織とし、更に、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張強度の内、最大値と最小値との差が２５MPa 以下であり、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張り試験によるｎ値の内、最大値と最小値との差が０．０３以下であることとする。   In order to achieve this object, the gist of the aluminum alloy plate for bottle cans excellent in high temperature characteristics of the present invention is as follows: Mn: 0.7 to 1.5% (mass%, the same applies hereinafter), Mg: 0.8 to 1.7%, Fe: 0.1-0.7%, Si: 0.05-0.5%, Cu: 0.1-0.6%, the balance is made of Al and inevitable impurities And having a composition and a structure in which the crystal grain structure is elongated in the rolling direction in which the average aspect ratio of the crystal grains is 3 or more by observing the upper surface of the central portion in the plate thickness direction, and further, 0 ° with respect to the rolling direction, The difference between the maximum value and the minimum value of the tensile strength in each direction of 45 ° and 90 ° is 25 MPa or less, and the n value by the tensile test in each direction of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. Suppose that the difference between the maximum value and the minimum value is 0.03 or less.

ボトル缶のＤＩ缶胴については、主として製造コストの低減、及び軽量化の目的から、前記して通り、更なる薄肉化が求められている。この薄肉化を達成するためには、座屈強度の低下をきたさないように、材料であるアルミニウム合金板の高強度化を図る必要がある。また、薄肉化を達成するためには、更に、ＤＩ成形時における耳率が低いことが強く求められる。ＤＩ成形時の耳率を低くすれば、ＤＩ成形時の歩留まりを高めることができ、さらには缶胴の耳切れに起因する缶胴破断を防止することができる。   As described above, the DI can body of the bottle can is required to be further thinned mainly for the purpose of reducing the manufacturing cost and reducing the weight. In order to achieve this thinning, it is necessary to increase the strength of the aluminum alloy plate as a material so as not to reduce the buckling strength. Moreover, in order to achieve thinning, it is further strongly required that the ear rate during DI molding is low. If the ear rate at the time of DI molding is lowered, the yield at the time of DI molding can be increased, and furthermore, the can body can be prevented from being broken due to the cutting out of the can body.

このため、前記した通り、従来から、耳率を高度に安定化させるために、ボトル缶のＤＩ缶胴材料であるアルミニウム合金板の特に組織の冶金的な因子を制御することが公知である。代表的には、結晶粒径の微細化制御、Ｍｇ₂ Ｓｉなどの化合物の個数や大きさの制御、添加元素のミクロ的偏析抑制、Ｍｎなどの合金元素の固溶量制御、キューブ方位の制御、などなどである。 For this reason, as described above, it is conventionally known to control metallurgical factors of the structure of the aluminum alloy plate, which is the DI can body material of the bottle can, in order to highly stabilize the ear rate. Typically, control of crystal grain refinement, control of the number and size of compounds such as Mg ₂ Si, suppression of microsegregation of additive elements, control of solid solution amounts of alloy elements such as Mn, control of cube orientation , Etc.

しかし、本発明の課題である、塗装熱処理時の熱変形を防止するための、材料であるアルミニウム合金板の組織の冶金的な因子を制御する技術は未だ実質的に提案されていない。これは、塗装熱処理時の熱変形と相関する組織の冶金的な因子の知見が未だなされていないことによる。また、上記耳率安定化のための公知の組織の冶金的な因子を種々制御するだけでは、塗装熱処理時の熱変形を防止することができない。   However, a technique for controlling the metallurgical factor of the structure of the aluminum alloy plate as a material for preventing thermal deformation during the coating heat treatment, which is the subject of the present invention, has not been substantially proposed yet. This is because the knowledge of the metallurgical factor of the structure correlating with the thermal deformation during the coating heat treatment has not yet been made. Moreover, thermal deformation during the coating heat treatment cannot be prevented only by controlling various metallurgical factors of the known structure for stabilizing the ear rate.

これに対して、本発明では、数有る組織の冶金的な因子の内でも、結晶粒の形態が、熱処理後の缶強度や塗装熱処理時の熱変形と相関することを知見した。そして、結晶粒の平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織とすることで、熱処理後の缶強度や塗装熱処理時の熱変形などの高温特性が改善されることを知見した。   On the other hand, in the present invention, it has been found that the crystal grain morphology correlates with the strength of the can after the heat treatment and the thermal deformation during the coating heat treatment among the metallurgical factors of a number of structures. And it discovered that high-temperature characteristics such as can strength after heat treatment and thermal deformation during coating heat treatment were improved by using a structure in which the average aspect ratio of crystal grains was elongated in the rolling direction of 3 or more.

この結晶粒の形態制御は、耳率の安定化を阻害せず、却って、耳率を安定化させる作用もあるため、熱処理後の缶強度の確保や塗装熱処理時の熱変形を抑制した上で、ＤＩ加工等の成形性を確保することができる。言い換えると、熱処理後の缶強度の確保や塗装熱処理時の熱変形を抑制した上で、基本的な要求特性であるＤＩ加工等の成形性を確保した、アルミニウム合金板とすることができる。   This crystal grain shape control does not inhibit the ear rate stabilization, but also has the effect of stabilizing the ear rate, while ensuring the can strength after heat treatment and suppressing thermal deformation during paint heat treatment. Formability such as DI processing can be ensured. In other words, it is possible to obtain an aluminum alloy plate that secures formability such as DI processing, which is a basic required characteristic, while ensuring can strength after heat treatment and thermal deformation during heat treatment during coating.

したがって、アルミニウム合金板の結晶粒を、等軸粒ではなく、平均アスペクト比が３以上の、圧延方向に伸長させた組織に制御することによって、より高温化短時間化された高速化熱処理に対しての、塗装熱処理時の熱変形が抑制され、熱処理後の缶強度も確保できる。   Therefore, by controlling the crystal grains of the aluminum alloy plate not to be equiaxed grains but to a structure having an average aspect ratio of 3 or more and elongated in the rolling direction, the heat treatment can be performed at a higher temperature and in a shorter time. The thermal deformation during the coating heat treatment is suppressed, and the can strength after the heat treatment can be secured.

そして、この効果を確実なものとするために、本発明では、更に、この組織における異方性を抑制するように制御する。即ち、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張強度の内、最大値と最小値との差が２５MPa 以下であり、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張り試験によるｎ値の内、最大値と最小値との差が０．０３以下であることとする。   And in order to make this effect reliable, in this invention, it controls so that the anisotropy in this structure | tissue may be suppressed further. That is, the difference between the maximum value and the minimum value of the tensile strength in each direction of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction is 25 MPa or less, and 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction. The difference between the maximum value and the minimum value among the n values obtained by the tensile test in each direction of ° is 0.03 or less.

通常の熱間圧延や冷間圧延によるアルミニウム合金板製造工程において、特に、熱間圧延板を、途中での焼鈍（中間焼鈍）を行なって、最終の板厚まで冷間圧延した場合、冷間圧延率が高くならざるを得ず、強度の異方性が生じてしまい、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張強度の間で、約３０ＭＰa以上の差が生じる。強度の異方性が高くなると、カップ成形、しごき加工後の内部応力が、円周方向で不均一となり、印刷塗装時及びラミネートフィルムの密着性を向上させるための熱処理を施したとき、回復度合いが不均一となり、楕円変形が生じやすい。通常の熱間圧延および冷間圧延した場合に、塗装熱処理時の熱変形を防止することができなかったのはこの理由による。   In the aluminum alloy sheet manufacturing process by normal hot rolling and cold rolling, especially when the hot rolled sheet is annealed in the middle (intermediate annealing) and cold rolled to the final sheet thickness, The rolling rate is inevitably increased, resulting in anisotropy of strength, and a difference of about 30 MPa or more is generated between the tensile strengths in directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. . When the strength anisotropy increases, the internal stress after cup forming and ironing becomes uneven in the circumferential direction, and the degree of recovery when printed and when heat treatment is performed to improve the adhesion of the laminate film Becomes uneven, and elliptical deformation is likely to occur. This is the reason why it was not possible to prevent thermal deformation during coating heat treatment in normal hot rolling and cold rolling.

また、熱間圧延板を、途中で焼鈍することなく、最終の板厚まで直通で冷間圧延した場合でも、冷間圧延率が高くならざるを得ず、強度の異方性が生じやすい。このため、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張強度の間で差が生じ、同様に楕円変形が生じやすい。前記した従来の中間焼鈍抜きでの冷間圧延において、塗装熱処理時の熱変形を防止することができなかったのはこの理由による。   Further, even when the hot-rolled sheet is directly cold-rolled to the final sheet thickness without being annealed in the middle, the cold rolling rate is inevitably increased, and strength anisotropy tends to occur. For this reason, a difference arises between the tensile strengths in the respective directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction, and similarly elliptic deformation is likely to occur. This is the reason why it was impossible to prevent thermal deformation during coating heat treatment in the conventional cold rolling without intermediate annealing described above.

これに対して、本発明は、缶への成形性や強度向上のために、パス間（冷延途中）で中間焼鈍を行なう通常の冷間圧延ではなく、熱間圧延板を、途中で焼鈍することなく、最終の板厚まで直通で冷間圧延した場合でも、前記塗装熱処理時の熱変形が抑制され、熱処理後の缶強度も確保できる。   On the other hand, in the present invention, in order to improve the formability and strength of the can, not the normal cold rolling in which intermediate annealing is performed between passes (in the middle of cold rolling), but a hot rolled sheet is annealed in the middle. Therefore, even when the sheet is cold-rolled directly to the final thickness, thermal deformation during the coating heat treatment is suppressed, and the can strength after the heat treatment can be secured.

（Ａｌ合金板組成）
先ず、本発明のＡｌ合金板の好ましい化学成分組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。 (Al alloy plate composition)
First, a preferable chemical component composition (unit: mass%) of the Al alloy plate of the present invention will be described below including reasons for limiting each element.

本発明の高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板の組成は、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｍｇ：０．８〜１．７％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．６％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成とする。この不可避的不純物として、溶解原料である缶材スクラップなどから混入される、Ｚｒ、Ｂｉ，Ｓｎ、Ｇａ，Ｖ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃａ、Ｍｏ，Ｂｅ、Ｐｂ，Ｗなどの不純物元素の含有を特性を阻害しない範囲で許容する。   The composition of the aluminum alloy plate for bottle cans excellent in the high temperature characteristics of the present invention is as follows: Mn: 0.7 to 1.5%, Mg: 0.8 to 1.7%, Fe: 0.1 to 0.7% , Si: 0.05 to 0.5%, Cu: 0.1 to 0.6%, with the balance being Al and inevitable impurities. This inevitable impurity is characterized by the inclusion of impurity elements such as Zr, Bi, Sn, Ga, V, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, and W, which are mixed from the can raw material scrap which is a melting raw material. As long as it does not interfere with

Ｍｎ：０．７〜１．５％。
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。特に本発明の缶胴材（冷間圧延板）では、ＤＩ成形時にしごき加工が行われるため、Ｍｎは極めて重要となる。 Mn: 0.7 to 1.5%.
Mn is an effective element that contributes to improvement in strength and further contributes to improvement in formability. In particular, in the can body material (cold rolled plate) of the present invention, Mn is extremely important because ironing is performed during DI molding.

より詳細には、ＭｎはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物（α相）などの種々のＭｎ系金属間化合物を形成する。そして前記α相が適正に分布しているほど、しごき加工性を向上できる。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ているが、前記α相の量が少ないと、エマルジョンタイプの潤滑剤を使用しても潤滑性が不足し、ゴーリングと称される擦り疵や焼付きなどの外観不良が発生する虞がある。従ってα相を生成し、しごき加工時の表面疵を防止するためにもＭｎは不可欠な元素である。   More specifically, Mn forms various Mn-based intermetallic compounds such as an Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compound (α phase). And iron workability can be improved, so that the alpha phase is distributed appropriately. In other words, emulsion type lubricants are usually used in ironing of aluminum plates. However, if the amount of the α phase is small, lubricity is insufficient even when emulsion type lubricants are used. There is a risk of appearance defects such as scuffing and seizure. Accordingly, Mn is an indispensable element for generating an α phase and preventing surface flaws during ironing.

Ｍｎの含有量が少な過ぎると上記効果が発揮されない。このため、Ｍｎの含有量は０．７％以上、好ましくは０．８％以上、好ましくは０．８５％以上、さらに好ましくは０．９％以上である。   If the Mn content is too small, the above effects cannot be exhibited. For this reason, the Mn content is 0.7% or more, preferably 0.8% or more, preferably 0.85% or more, and more preferably 0.9% or more.

一方、Ｍｎが過剰になると、ＭｎＡｌ₆ の初晶巨大金属化合物が晶出し、成形性が低下する。それゆえ、Ｍｎ含有量の上限は１．５％、好ましくは１．３％、さらに好ましくは１．１％、さらに好ましくは１．０％とする。 On the other hand, when Mn is excessive, the primary crystal giant metal compound of MnAl ₆ is crystallized and the moldability is lowered. Therefore, the upper limit of the Mn content is 1.5%, preferably 1.3%, more preferably 1.1%, and still more preferably 1.0%.

Ｍｇ：０．８〜１．７％。
Ｍｇは単独で固溶強化によって強度を向上できる点で有効である。更には、後述するＣｕと共に含有させることによって、本発明の缶胴材（冷間圧延板）を最終焼鈍（仕上焼鈍ともいう。例えば、温度：１００〜１５０℃程度、時間：１〜２時間程度の焼鈍）し、その後に製缶してからベーキング（焼付印刷）する際に、軟化を抑制できる。即ち、Ｍｇ及びＣｕを両者含有すると、熱間圧延板の段階において、Ｃｕ固溶量を確保することができ、ベーキング（焼付印刷）を行う際にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇが析出するため、ベーキング時の軟化を抑制できる。 Mg: 0.8-1.7%.
Mg is effective in that the strength can be improved by solid solution strengthening alone. Furthermore, the can body material (cold rolled sheet) of the present invention is also referred to as final annealing (also called finish annealing, for example, temperature: about 100 to 150 ° C., time: about 1 to 2 hours, by containing with Cu described later. Softening can be suppressed when baking (baking printing) is performed after the can is made. That is, when both Mg and Cu are contained, the amount of Cu solid solution can be ensured at the stage of the hot-rolled sheet, and Al—Cu—Mg is precipitated during baking (baking printing). Can be softened.

Ｍｇの含有量が少な過ぎると、Ｍｇ固溶量が確保できず、高温熱処理時の耐軟化特性の向上効果が発揮されない。このため、Ｍｇの含有量は０．８％以上、好ましくは０．９％以上、さらに好ましくは１．０％以上とする。   If the Mg content is too small, the Mg solid solution amount cannot be secured, and the effect of improving the softening resistance during high-temperature heat treatment cannot be exhibited. For this reason, the Mg content is 0.8% or more, preferably 0.9% or more, and more preferably 1.0% or more.

一方、Ｍｇが過剰になると加工硬化が生じやすくなるため、成形性が低下する。このため、Ｍｇ含有量の上限は１．７％、好ましくは１．６％、さらに好ましくは１．３５％とする。   On the other hand, if Mg is excessive, work hardening is likely to occur, and formability is reduced. For this reason, the upper limit of the Mg content is 1.7%, preferably 1.6%, and more preferably 1.35%.

Ｆｅ：０．１〜０．７％。
Ｆｅは結晶粒を微細化させる作用があり、さらには上述のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物（α相）を生成するため、成形性の向上に寄与する。またＦｅは、Ｍｎの晶出や析出を促進し、アルミニウム基地中のＭｎ固溶量やＭｎ系金属間化合物（前記α相など）の分散状態を制御する点でも有用である。一方、Ｍｎの存在下でＦｅが過剰になると、巨大な初晶金属間化合物が発生しやすくなり、成形性を損なう虞がある。 Fe: 0.1 to 0.7%.
Fe has an effect of refining crystal grains, and further generates the above-described Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound (α phase), which contributes to improvement of moldability. Fe is also useful in that it promotes Mn crystallization and precipitation, and controls the amount of Mn solid solution in the aluminum matrix and the dispersion state of Mn-based intermetallic compounds (such as the α phase). On the other hand, if Fe is excessive in the presence of Mn, a large primary intermetallic compound is likely to be generated, which may impair the moldability.

従って、Ｆｅの含有量は、Ｍｎの含有量に応じて設定でき、ＦｅとＭｎとの質量比（Ｆｅ／Ｍｎ）は、例えば、０．１〜０．７の範囲、好ましくは０．２〜０．６の範囲、さらに好ましくは０．３〜０．５の範囲である。   Accordingly, the Fe content can be set according to the Mn content, and the mass ratio of Fe to Mn (Fe / Mn) is, for example, in the range of 0.1 to 0.7, preferably 0.2 to It is in the range of 0.6, more preferably in the range of 0.3 to 0.5.

なお、Ｍｎの含有量が上記範囲の場合、Ｆｅの下限含有量は０．１％以上、好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上とする。また、Ｆｅの上限含有量は、０．７％以下、好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。   When the Mn content is in the above range, the lower limit content of Fe is 0.1% or more, preferably 0.2% or more, and more preferably 0.3% or more. Further, the upper limit content of Fe is 0.7% or less, preferably 0.6% or less, and more preferably 0.5% or less.

Ｓｉ：０．０５〜０．５％。
Ｓｉは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物（α相）を生成し、Ｍｎ系金属間化合物の分散状態を制御するために有用な元素である。α相が適正に分布している程、成形性を向上できる。 Si: 0.05 to 0.5%.
Si is an element useful for generating an Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound (α phase) and controlling the dispersion state of the Mn intermetallic compound. As the α phase is appropriately distributed, the moldability can be improved.

このため、Ｓｉの含有量は０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上とする。一方、Ｓｉが過剰になると、時効硬化によって材料が硬くなり過ぎ、成形性が低下する。このため、Ｓｉ含有量の上限は０．５％、好ましくは０．４５％、さらに好ましくは０．４％とする。   Therefore, the Si content is 0.05% or more, preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more. On the other hand, when Si is excessive, the material becomes too hard due to age hardening, and the formability deteriorates. For this reason, the upper limit of the Si content is 0.5%, preferably 0.45%, and more preferably 0.4%.

Ｃｕ：０．１〜０．６％。
Ｃｕは、冷間圧延板の製缶時にベーキング（焼付印刷）を行うときに、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇが析出するとともに、Ｍｇと共に含有させて、固溶Ｍｇと固溶Ｃｕとの作用によって、軟化を抑制できる。このため、Ｃｕ含有の下限量は０．１％以上、好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２％以上とする。一方、Ｃｕが過剰になると、時効硬化は容易に得られるものの、硬くなりすぎるために、成形性が低下し、さらには耐食性も劣化する。このため、Ｃｕ含有の上限量は０．６％、好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．３５％とする。 Cu: 0.1 to 0.6%.
Cu is softened by the action of solute Mg and solute Cu, while Al—Cu—Mg is precipitated when baking (baking printing) is performed at the time of making cold-rolled sheets. Can be suppressed. For this reason, the lower limit of Cu content is 0.1% or more, preferably 0.15% or more, and more preferably 0.2% or more. On the other hand, if Cu is excessive, age hardening can be easily obtained, but it becomes too hard, so that formability is lowered and corrosion resistance is also deteriorated. For this reason, the upper limit of Cu content is 0.6%, preferably 0.5%, and more preferably 0.35%.

Ｃｕの他に、同効の強度向上元素としては、Ｃｒ、Ｚｎなどが挙げられる。この点、Ｃｕに加えて、更に、Ｃｒ、Ｚｎの一種または二種を選択的に含有させることができる。   In addition to Cu, examples of the strength improving element having the same effect include Cr and Zn. In this respect, in addition to Cu, one or two of Cr and Zn can be selectively contained.

Ｃｒ：０．００１〜０．３％。
Ｃｒを強度向上効果の発揮のために選択的に含有させる場合には、含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上とする。一方、Ｃｒが過剰になると、巨大晶出物が生成して成形性が低下する。このため、Ｃｒ含有量の上限は０．３％、好ましくは０．２５％とする。 Cr: 0.001 to 0.3%.
In the case where Cr is selectively contained in order to exhibit the effect of improving the strength, the content is made 0.001% or more, preferably 0.002% or more. On the other hand, when Cr becomes excessive, a giant crystallized substance is generated and formability is lowered. For this reason, the upper limit of the Cr content is 0.3%, preferably 0.25%.

Ｚｎ：０．０５〜１．０％。
Ｚｎを含有させると、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系粒子が時効析出することによって強度を向上できる。この効果を発揮させるため選択的に含有させる場合には、Ｚｎ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．０６％以上とする。一方、Ｚｎが過剰になると耐食性が低下する。このため、Ｚｎ含有量の上限は０．５％、好ましくは０．４５％とする。 Zn: 0.05-1.0%.
When Zn is contained, the strength can be improved by aging precipitation of Al—Mg—Zn-based particles. In the case of selective inclusion in order to exert this effect, the Zn content is 0.05% or more, preferably 0.06% or more. On the other hand, when Zn becomes excessive, corrosion resistance will fall. For this reason, the upper limit of Zn content is 0.5%, preferably 0.45%.

Ｔｉ：０．００５〜０．２％。
Ｔｉは結晶粒微細化元素である。この効果を発揮させたい時には選択的に含有させる。その際のＴｉの含有量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上とする。なお、Ｔｉが過剰になると、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。したがって、Ｔｉ含有量の上限は０．２％、好ましくは０．１％、さらに好ましくは０．０５％とする。 Ti: 0.005 to 0.2%.
Ti is a grain refinement element. When it is desired to exert this effect, it is selectively contained. In this case, the Ti content is 0.005% or more, preferably 0.01% or more, and more preferably 0.015% or more. In addition, when Ti becomes excess, a huge Al-Ti type intermetallic compound will crystallize and will inhibit a moldability. Therefore, the upper limit of the Ti content is 0.2%, preferably 0.1%, more preferably 0.05%.

前記Ｔｉは単独で含有させてもよいが、微量のＢと共に含有してもよい。Ｂと併用すると、結晶粒の微細化効果がさらに向上する。このために選択的含有させる際のＢの含有量は０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００８％以上とする。一方、Ｂが過剰になると、Ｔｉ−Ｂ系の粗大粒子が生成して成形性を低下させる。したがって、Ｂ含有量の上限は０．０５％、好ましくは０．０１％、さらに好ましくは０．００５％とする。   Ti may be contained alone, but may be contained together with a small amount of B. When used in combination with B, the effect of crystal grain refinement is further improved. For this reason, the B content when selectively contained is 0.0001% or more, preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more. On the other hand, when B is excessive, Ti-B-based coarse particles are generated and formability is lowered. Therefore, the upper limit of the B content is 0.05%, preferably 0.01%, and more preferably 0.005%.

以上記載した元素以外は不可避的不純物であり、上記板特性を阻害しないために、含有量は基本的に少ない方が良いが、上記板特性を阻害しない範囲で、ＪＩＳ規格などで記載された、３０００系アルミニウム合金の各元素の上限値程度までの含有は許容される。   Other than the elements described above are unavoidable impurities, and in order not to inhibit the plate properties, the content should be basically low, but as long as the plate properties are not inhibited, it was described in JIS standards, Inclusion of up to about the upper limit of each element of 3000 series aluminum alloy is allowed.

（Ａｌ合金板組織）
次ぎに、本発明Ａｌ合金板組織について、以下に説明する。 (Al alloy plate structure)
Next, the Al alloy sheet structure of the present invention will be described below.

（結晶粒の平均アスペクト比）
前記した通り、アルミニウム合金板の結晶粒を、通常の等軸粒ではなく、平均アスペクト比が３以上の、圧延方向に伸長させたものにすることによって、より高温化短時間化された高速化熱処理に対しての、塗装熱処理時の熱変形が抑制され、熱処理後の缶強度も確保できる。 (Average aspect ratio of crystal grains)
As described above, the crystal grain of the aluminum alloy plate is not a regular equiaxed grain, but has an average aspect ratio of 3 or more and is elongated in the rolling direction, so that the temperature is increased and the speed is shortened. With respect to the heat treatment, thermal deformation during the coating heat treatment is suppressed, and the strength of the can after the heat treatment can be secured.

即ち、アルミニウム合金板の結晶粒を圧延方向への伸長粒とすることによって、しごき加工性を付与して、ＤＩ加工等の成形性を確保した上で、本発明で規定した、上記成分組成と、後述する異方性の抑制とともに、熱処理後の缶強度を確保できる。これによって、塗装熱処理時の熱変形も抑制される。   That is, by making the crystal grains of the aluminum alloy plate elongated in the rolling direction, imparting ironing workability and ensuring formability such as DI processing, The can strength after the heat treatment can be secured together with the suppression of anisotropy described later. As a result, thermal deformation during the coating heat treatment is also suppressed.

結晶粒の平均アスペクト比が３未満では、通常の等軸粒と大差なくなり、上記効果が不足するため、塗装熱処理時の熱変形抑制や、熱処理後の缶強度確保が達成できない。この点で、結晶粒の圧延方向への伸長は大きいほど良く、より好ましくは、結晶粒の平均アスペクト比は３．１以上である。   When the average aspect ratio of the crystal grains is less than 3, the difference from the normal equiaxed grains is not so large and the above effect is insufficient, so that it is impossible to achieve thermal deformation suppression during coating heat treatment and securing of can strength after heat treatment. In this respect, the elongation of the crystal grains in the rolling direction is better, and more preferably, the average aspect ratio of the crystal grains is 3.1 or more.

結晶粒のアスペクト比は、中間焼鈍を施さない工程では、熱延板の結晶粒組織、冷間圧延率および冷間圧延温度によって決まる。この点で、結晶粒の平均アスペクト比の上限は、熱間圧延や冷間圧延など、伸長粒とするための製造工程の能力限界から決定されるが、そのレベルは６程度である。   The aspect ratio of the crystal grains is determined by the crystal grain structure of the hot-rolled sheet, the cold rolling rate, and the cold rolling temperature in the process without intermediate annealing. In this respect, the upper limit of the average aspect ratio of the crystal grains is determined from the capability limit of the manufacturing process for forming elongated grains such as hot rolling and cold rolling, but the level is about 6.

（平均アスペクト比測定方法）
結晶粒の平均アスペクト比は、板厚方向中央部の上面観察（偏光観察）によって測定される。調質処理後（ボトル缶成形前）の板の板厚方向中央部、圧延面上面を、機械研磨、電解研磨、およびバーカー液による陽極酸化処理後、偏光観察によって行う。 (Average aspect ratio measurement method)
The average aspect ratio of the crystal grains is measured by observing the upper surface (polarized light observation) at the center in the thickness direction. The central part in the plate thickness direction of the plate after the tempering treatment (before bottle can molding) and the upper surface of the rolled surface are subjected to polarization observation after mechanical polishing, electrolytic polishing, and anodizing treatment with Barker liquid.

上記板の板厚方向中央部を上面から、結晶粒組織を偏光観察したとき、結晶方位の違いによって白黒の違いがでる。この際の観察で、輪郭がはっきり観察できる、視野内の結晶粒を対象に、個々の結晶粒の圧延方向の最大長さと、板幅方向の最大長さを計測する。そして、この個々の結晶粒の（圧延方向の最大長さ）／（板幅方向の最大長さ）をアスペクト比として計算する。×１００倍の光学顕微鏡の観察で、測定する結晶粒を１００個として、それら結晶粒のアスペクト比の平均値によって、結晶粒の平均アスペクト比を求める。   When the crystal grain structure is polarized and observed from the upper surface of the plate thickness direction center portion of the above plate, a black and white difference is caused by a difference in crystal orientation. In this observation, the maximum length in the rolling direction and the maximum length in the plate width direction of each crystal grain are measured for crystal grains in the field of view where the outline can be clearly observed. Then, the (maximum length in the rolling direction) / (maximum length in the sheet width direction) of each individual crystal grain is calculated as the aspect ratio. The average aspect ratio of the crystal grains is obtained from the average value of the aspect ratios of the crystal grains with 100 crystal grains to be measured by observation with an optical microscope of × 100 magnification.

（異方性抑制）
本発明では、結晶粒の平均アスペクト比達成のために、また、缶への成形性や強度向上のために、熱間圧延板を、途中で焼鈍することなく、最終の板厚まで直通で冷間圧延した場合でも、前記塗装熱処理時の熱変形を抑制し、熱処理後の缶強度を確保する。 (Anisotropy suppression)
In the present invention, in order to achieve the average aspect ratio of the crystal grains and to improve the formability and strength of the can, the hot rolled sheet is directly cooled to the final sheet thickness without being annealed in the middle. Even in the case of hot rolling, thermal deformation during the heat treatment for coating is suppressed, and the strength of the can after heat treatment is ensured.

このため、本発明では、上記結晶粒制御とともに、更に、この組織における異方性を抑制するように制御する。具体的には、この異方性の制御に、引張強度とｎ値との二つの異方性指標を選択して用いる。   For this reason, in this invention, it controls to suppress the anisotropy in this structure | tissue further with the said crystal grain control. Specifically, two anisotropy indices, tensile strength and n value, are selected and used for controlling the anisotropy.

一つは、引張強度であり、引張強度の異方性が高くなると、前記した通り、カップ成形、しごき加工後の内部応力が、円周方向で不均一となり、印刷塗装時及びラミネートフィルムの密着性を向上させるための熱処理を施したとき、回復度合いが不均一となり、楕円変形が生じやすい。   One is the tensile strength. When the anisotropy of the tensile strength is increased, as described above, the internal stress after cup molding and ironing becomes non-uniform in the circumferential direction. When heat treatment is performed to improve the property, the degree of recovery becomes non-uniform and elliptic deformation tends to occur.

したがって、引張強度の異方性を小さくするために、アルミニウム合金板の、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張強度の内、最大値と最小値との差をできるだけ小さくする。具体的には、この差を２５MPa 以下、好ましくは２０ＭＰa以下とする。   Therefore, in order to reduce the anisotropy of the tensile strength, the difference between the maximum value and the minimum value of the tensile strength of each direction of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction of the aluminum alloy sheet is determined. Make it as small as possible. Specifically, this difference is set to 25 MPa or less, preferably 20 MPa or less.

上記引張強度に加えて、加工硬化指数、即ち、ｎ値の圧延方向の異方性も、重要である。ｎ値の異方性が大きい場合、たとえ、上記引張強度の異方性が小さくても（規定範囲でも）、カップ成形、しごき加工によって加わわる内部応力が、円周方向で不均一となり、印刷塗装時及びラミネートフィルムの密着性を向上させるための熱処理を施したとき、回復度合いが不均一となり、楕円変形が生じやすい。   In addition to the tensile strength, the work hardening index, that is, the anisotropy in the rolling direction of the n value is also important. When n value anisotropy is large, even if the tensile strength anisotropy is small (even within the specified range), the internal stress applied by cup molding and ironing becomes uneven in the circumferential direction, and printing When applying heat treatment for improving the adhesion of the laminate film and the laminated film, the degree of recovery becomes non-uniform and elliptic deformation tends to occur.

したがって、ｎ値の異方性を小さくするために、アルミニウム合金板の、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向のｎ値の内、最大値と最小値との差をできるだけ小さくする。具体的には、この差を０．０３以下、好ましくは０．０２８以下、より好ましくは０．０２５以下、更により好ましくは０．０２以下、更に好ましくは、０．０１５以下とする。   Therefore, in order to reduce the anisotropy of the n value, the difference between the maximum value and the minimum value among the n values in the respective directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction of the aluminum alloy sheet is set. Make it as small as possible. Specifically, this difference is 0.03 or less, preferably 0.028 or less, more preferably 0.025 or less, still more preferably 0.02 or less, and still more preferably 0.015 or less.

これらいずれか、あるいは両方の異方性指標を満足しない異方性がアルミニウム合金板にある場合、缶の成形性には影響を及ぼさないかもしれないが、上記結晶粒制御を行なったとしても、前記塗装熱処理時の熱変形が生じる。即ち、上記引張強度の内、最大値と最小値との差が２５MPa を超えた場合、および／または、上記ｎ値の内、最大値と最小値との差が０．０３を超えた場合には、前記塗装熱処理時の熱変形が生じる。   If the aluminum alloy sheet has anisotropy that does not satisfy either or both of these anisotropy indices, it may not affect the moldability of the can, but even if the above crystal grain control is performed, Thermal deformation occurs during the coating heat treatment. That is, when the difference between the maximum value and the minimum value among the tensile strengths exceeds 25 MPa, and / or when the difference between the maximum value and the minimum value among the n values exceeds 0.03. The thermal deformation occurs during the coating heat treatment.

（異方性抑制方法）
熱間圧延板を、途中で焼鈍することなく冷間圧延した場合でも、両方の異方性指標を満足するためには、特に熱間圧延条件を制御する。具体的には、熱間仕上げ圧延を３〜６程度の圧延スタンドを備えたタンデム式の圧延機により行い、これら最終スタンドにおけるコイル巻取り時の張力を比較的高めて、圧延される板の先進率を高くする。 (Anisotropy suppression method)
Even when the hot-rolled sheet is cold-rolled without being annealed, the hot-rolling conditions are particularly controlled in order to satisfy both anisotropic indices. Specifically, the hot finish rolling is performed by a tandem type rolling mill having a rolling stand of about 3 to 6, and the tension at the time of coil winding in these final stands is relatively increased, and the advanced of the rolled sheet Increase the rate.

この点、上記、最終スタンドのコイル巻取り時の平均張力を、少なくとも ２０ＭＰａを超えて、できるだけ高くする。巻取り時の平均張力が２０ＭＰａ以下では、Ｃｕｂｅ方位などの結晶粒が生じやすく、途中で焼鈍することなく冷間圧延した場合には、特に板の異方性が大きくなる。尚、通常の巻取り時の平均張力は、５〜１０ＭＰａの範囲で製造されている。   In this respect, the average tension at the time of winding the coil of the final stand is made as high as possible, exceeding at least 20 MPa. When the average tension during winding is 20 MPa or less, crystal grains such as Cube orientation are likely to be generated, and the anisotropy of the plate is particularly increased when cold-rolling without annealing in the middle. In addition, the average tension at the time of normal winding is manufactured in the range of 5-10 MPa.

（製造方法）
本発明Ａｌ合金板の製造工程である、均熱、熱延、冷延条件は、個々の工程だけを個別に見ると、従来の工程条件範囲内に包含される。但し、本発明規定の組織とし、かつ、ボトル缶成形のための基本的な材料特性（耳率、強度）や成形性、しごき加工性を阻害せずに確保するためには、個々の工程を特定条件範囲に限定するとともに、それらを組み合わせなければならない。 (Production method)
The soaking, hot rolling, and cold rolling conditions, which are the production processes of the Al alloy sheet of the present invention, are included in the conventional process condition range when only individual processes are viewed individually. However, in order to secure the structure defined in the present invention and not impair the basic material characteristics (ear ratio, strength), moldability, and ironing processability for bottle can molding, They must be limited to specific condition ranges and combined.

（均熱条件）
均熱温度は５５０〜６５０℃とする。均熱温度が低すぎると、均質化に時間がかかり過ぎて生産性が低下し、均熱温度が高すぎると、鋳塊表面に膨れが生じるため、前記範囲に均熱温度を設定する。好ましい均熱温度は、５８０℃以上（特に５９０℃以上）、６１５℃以下（特に６１０℃以下）である。 (Soaking conditions)
The soaking temperature is 550 to 650 ° C. If the soaking temperature is too low, it takes too much time to homogenize and the productivity is lowered. If the soaking temperature is too high, the ingot surface is swollen, so the soaking temperature is set in the above range. Preferable soaking temperatures are 580 ° C. or higher (particularly 590 ° C. or higher) and 615 ° C. or lower (particularly 610 ° C. or lower).

なお、均熱時間（均質化時間）は、鋳塊を均質化できれば短い程望ましく、例えば１２時間以下、好ましくは６時間以下とするのが望ましいが、均熱温度を５５０℃以上とする場合には均熱時間は６時間以上必要であり、均熱温度を５８０℃以上とする場合には均熱時間は５時間以上必要であり、均熱温度を５９０℃以上とする場合には均熱時間は４時間以上必要である。   The soaking time (homogenization time) is preferably as short as possible so that the ingot can be homogenized, for example, 12 hours or less, preferably 6 hours or less, but when the soaking temperature is 550 ° C. or more. Soaking time needs 6 hours or more, soaking temperature is 580 ° C or more, soaking time is 5 hours or more, soaking temperature is 590 ° C or more, soaking time Requires more than 4 hours.

均熱処理は、複数の段階に分けて行っても良い。その場合、上記均熱処理の昇温速度、均熱処理の温度（均質化温度）、及び冷却速度の制御は、いずれの段階で行ってもよく、全ての段階で行ってもよいが、少なくとも第１回目の段階で行うのが望ましい。   The soaking process may be performed in a plurality of stages. In that case, the temperature increase rate of the soaking process, the temperature of the soaking process (homogenization temperature), and the cooling rate may be controlled in any stage, and may be performed in all stages. It is desirable to do this at the second stage.

第１回目の均熱処理の温度を上記範囲に設定する場合、第２回目以降の均熱処理の温度は、第１回目の均熱処理温度よりも低くする場合が多い。第２回目以降の均熱処理の温度は、第１回目の均熱処理温度に比べて、例えば、１０〜１００℃程度、好ましくは５０〜１００℃程度低くする。   When the temperature of the first soaking is set in the above range, the temperature of the soaking after the second is often lower than the soaking temperature of the first. The temperature of the soaking process after the second time is, for example, about 10 to 100 ° C., preferably about 50 to 100 ° C. lower than the soaking temperature of the first time.

（熱延開始条件）
均熱処理終了後の鋳塊の取り扱いは、一旦冷却し、再加熱してから熱間粗圧延してもよく、あるいは過度に冷却することなく、そのまま熱間粗圧延してもよい。過度に冷却することなく、そのまま熱間粗圧延する場合、均熱処理後の鋳塊の自己発熱を利用することができ、生産時間や熱エネルギーを節約できるだけでなく、合金元素の析出物の数密度を小さくでき、耳率を低減できる。 (Hot rolling start condition)
The ingot after the soaking process is handled may be cooled and reheated before hot rough rolling, or may be hot rough rolled as it is without being excessively cooled. In the case of hot rough rolling as it is without overcooling, self-heating of the ingot after soaking can be used, not only saving production time and heat energy, but also reducing the number density of precipitates of alloy elements And the ear rate can be reduced.

なお、鋳塊を一旦冷却し、再加熱する場合には、３０℃／時間以上の速度で急速加熱するのが望ましい。この急速加熱によって、最終板組織の分散粒子を微細化させることができる。また、合金元素の析出物の数密度が高くなり過ぎるのを防止でき、耳率を低減できる。   In addition, when the ingot is once cooled and reheated, it is desirable to rapidly heat at a rate of 30 ° C./hour or more. By this rapid heating, the dispersed particles of the final plate structure can be refined. Moreover, it can prevent that the number density of the precipitate of an alloy element becomes high too much, and can reduce an ear rate.

（熱間粗圧延条件）
熱延を、粗圧延と仕上げ圧延とに分けて、かつ連続して実施するに際し、熱間粗圧延の終了温度が低くなり過ぎると、次工程の熱間仕上圧延で圧延温度が低くなってエッジ割れが生じやすくなる。また、熱間粗圧延の終了温度が低くなり過ぎると、仕上圧延後に再結晶するために必要となる自己熱が不足しやすくなるため、結晶粒径が小さくなり過ぎる。このため、熱間粗圧延の終了温度は４２０℃以上とすることが好ましい。更に好ましい終了温度は４３０℃以上（特に４４０℃以上）、４７０℃以下（特に４６０℃以下）である。 (Hot rough rolling conditions)
When hot rolling is divided into rough rolling and finish rolling and continuously carried out, if the end temperature of hot rough rolling becomes too low, the rolling temperature becomes lower in the next hot finishing rolling and the edge Cracks are likely to occur. In addition, if the end temperature of hot rough rolling is too low, the self-heating necessary for recrystallization after finish rolling tends to be insufficient, so that the crystal grain size becomes too small. For this reason, it is preferable that the completion | finish temperature of hot rough rolling shall be 420 degreeC or more. Further preferable end temperatures are 430 ° C. or higher (particularly 440 ° C. or higher) and 470 ° C. or lower (particularly 460 ° C. or lower).

この熱間粗圧延の終了温度を４２０〜４８０℃程度にしておくためには、熱間粗圧延の開始温度を、例えば、４９０〜５５０℃程度、好ましくは４９５〜５４０℃程度、さらに好ましくは５００〜５３０℃程度にしておくのが望ましい。前記開始温度を５５０℃以下にしておけば、熱間圧延板の表面酸化を防止することもできる。更には、再結晶粒の粗大化を防止できるため、成形性をさらに高めることもできる。   In order to keep the end temperature of this hot rough rolling at about 420 to 480 ° C., the start temperature of hot rough rolling is, for example, about 490 to 550 ° C., preferably about 495 to 540 ° C., more preferably 500. It is desirable to keep it at about ˜530 ° C. If the starting temperature is set to 550 ° C. or lower, surface oxidation of the hot rolled sheet can be prevented. Furthermore, since the coarsening of recrystallized grains can be prevented, the moldability can be further improved.

熱間粗圧延が終了したアルミニウム合金板は、連続的など、速やかに熱間仕上圧延するのが望ましい。速やかに熱間仕上圧延することによって、熱間粗圧延で蓄積された歪みが回復してしまうのを防止でき、その後に得られる冷間圧延板の強度を高めることができる。熱間粗圧延が終了したアルミニウム合金板は、例えば、５分以内、好ましくは３分以内に熱間仕上圧延することが好ましい。   It is desirable that the aluminum alloy sheet that has been subjected to hot rough rolling is subjected to hot finish rolling quickly, such as continuously. By rapidly performing hot finish rolling, it is possible to prevent the distortion accumulated in the hot rough rolling from recovering, and it is possible to increase the strength of the cold rolled sheet obtained thereafter. The aluminum alloy sheet that has been subjected to the hot rough rolling is preferably hot finish rolled, for example, within 5 minutes, preferably within 3 minutes.

（熱間仕上圧延条件）
熱間仕上圧延の終了温度は３１０〜３５０℃とすることが好ましい。熱間仕上圧延工程は、合金板を所定の寸法に仕上げる工程であり、圧延終了後の組織は自己発熱によって再結晶組織になるため、その終了温度は再結晶組織に影響を与える。熱間仕上圧延の終了温度を３１０℃以上とすることで、続く冷間圧延条件と併せて、最終板組織を、平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織とすることができる。熱間仕上圧延の終了温度が３１０℃未満では、続く冷間圧延の冷延率を大きくしても、上記本発明組織になりにくい。 (Hot finish rolling conditions)
The finishing temperature of hot finish rolling is preferably 310 to 350 ° C. The hot finish rolling step is a step of finishing the alloy plate to a predetermined size. Since the structure after rolling becomes a recrystallized structure due to self-heating, the end temperature affects the recrystallized structure. By setting the finishing temperature of hot finish rolling to 310 ° C. or higher, the final plate structure can be made to be a structure that is elongated in the rolling direction with an average aspect ratio of 3 or more, along with the subsequent cold rolling conditions. When the finish temperature of hot finish rolling is less than 310 ° C., even if the cold rolling rate of the subsequent cold rolling is increased, the above-described structure of the present invention is hardly obtained.

一方、３５０℃を越えると、最終板組織を、平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織とできない。従って、熱間仕上圧延の終了温度の下限は３１０℃以上、好ましくは３２０℃以上とする。また、上限は３５０℃以下、好ましくは、３４０℃以下とする。   On the other hand, if the temperature exceeds 350 ° C., the final plate structure cannot be a structure in which the average aspect ratio is elongated in the rolling direction of 3 or more. Therefore, the lower limit of the finish temperature of hot finish rolling is 310 ° C or higher, preferably 320 ° C or higher. The upper limit is 350 ° C. or lower, preferably 340 ° C. or lower.

(熱間仕上圧延機の種類)
熱間仕上圧延機としては、スタンド数が３以上のタンデム式熱間圧延機を使用する。スタンド数を３以上とすることによって、１スタンドあたりの圧延率を小さくでき、熱延板の表面性状を保ちつつ歪みを蓄積することができるため、冷間圧延板及びそのＤＩ成形体の強度をさらに高めることができる。 (Hot finish rolling mill type)
As the hot finish rolling mill, a tandem hot rolling mill having three or more stands is used. By setting the number of stands to 3 or more, the rolling rate per stand can be reduced, and strain can be accumulated while maintaining the surface properties of the hot-rolled plate. Therefore, the strength of the cold-rolled plate and its DI molded body can be reduced. It can be further increased.

この際、前記した通り、異方性指標を満足するために、仕上げ圧延の巻取り時の張力を、少なくとも２０ＭＰａを超えてできるだけ高くする。   At this time, as described above, in order to satisfy the anisotropy index, the tension at the time of winding in the finish rolling is made as high as possible exceeding at least 20 MPa.

(熱間仕上圧延の総圧延率)
熱間仕上圧延の総圧延率は８０％以上にするのが望ましい。総圧延率は８０％以上とすることで、後述する冷間圧延と組み合わせて、最終板組織を、平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織としやすい。また、冷間圧延板及びそのＤＩ成形体の強度を高めることができる。 (Total rolling ratio of hot finish rolling)
The total rolling rate of hot finish rolling is preferably 80% or more. By making the total rolling rate 80% or more, it is easy to make the final plate structure elongated in the rolling direction with an average aspect ratio of 3 or more in combination with cold rolling described later. Moreover, the intensity | strength of a cold-rolled board and its DI molded object can be raised.

(熱間圧延板の板厚)
熱間 (仕上げ) 圧延終了後の合金板の板厚は、１．８〜３ｍｍ程度とするのが望ましい。板厚を１．８ｍｍ以上とすることによって、熱間圧延板の表面性状（焼付き、肌荒れなど）や板厚プロフィールの悪化を防止できる。一方、板厚が３ｍｍ以下とすることによって、冷間圧延板（通常、板厚：０．２８〜０．３５ｍｍ程度）を製造する際の圧延率が高くなりすぎるのを防止でき、ＤＩ成形後の耳率を抑制できる。 (Hot rolled sheet thickness)
Hot (Finish) The thickness of the alloy plate after rolling is preferably about 1.8 to 3 mm. By setting the plate thickness to 1.8 mm or more, it is possible to prevent the surface properties (seizure, rough skin, etc.) and the plate thickness profile of the hot rolled plate from deteriorating. On the other hand, by setting the plate thickness to 3 mm or less, it is possible to prevent the rolling rate from becoming too high when manufacturing a cold rolled plate (usually, plate thickness: about 0.28 to 0.35 mm). Can reduce the ear rate.

上述のようにして得られた熱間圧延板は平均耳率が所定の範囲に制御されている。そのため、中間焼鈍することなく冷間圧延しても、冷間圧延板の平均耳率を０〜２％と小さくすることができる。また、後述する冷間圧延と組み合わせて、最終板組織を、平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織とすることができる。更に、中間焼鈍することなく冷間圧延しても、前記した異方性指標を満足させることができる。   The hot rolled sheet obtained as described above has an average ear ratio controlled within a predetermined range. Therefore, even if it cold-rolls without carrying out intermediate annealing, the average ear rate of a cold-rolled sheet can be made small with 0 to 2%. Further, in combination with cold rolling described later, the final plate structure can be made to be a structure that is elongated in the rolling direction with an average aspect ratio of 3 or more. Furthermore, the above-described anisotropy index can be satisfied even by cold rolling without intermediate annealing.

(冷間圧延)
冷間圧延工程では、中間焼鈍することなく、複数のパス数による謂わば直通で圧延し、合計の圧延率を７７〜９０％にするのが望ましい。中間焼鈍することなく、合計の圧延率を７７％以上とすることによって、最終板組織を、結晶粒の平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織としたままで、異方性を低減させた板を製造することができる。また、缶の耐圧強度をより高めることができる。中間焼鈍を入れた場合、あるいは、合計の圧延率が低い場合、等軸粒になりやすく、結晶粒の平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織になりにくい。 (Cold rolling)
In the cold rolling step, it is desirable to perform so-called direct through with a plurality of passes without intermediate annealing, so that the total rolling ratio is 77 to 90%. By making the total rolling rate 77% or more without intermediate annealing, the final plate structure remains an elongated structure in the rolling direction in which the average aspect ratio of the crystal grains is 3 or more. A reduced plate can be produced. In addition, the pressure resistance of the can can be further increased. When intermediate annealing is performed or when the total rolling ratio is low, it becomes easy to form equiaxed grains, and it is difficult to obtain a structure in which the average aspect ratio of crystal grains is elongated in the rolling direction of 3 or more.

一方、圧延率が９０％を超えると、結晶粒の平均アスペクト比は大きくできるものの、ＤＩ成形時のプラス耳が大きくなり過ぎ、また強度が強くなり過ぎるために、ＤＩ成形時にカッピング割れや缶底割れが生じる可能性が高い。   On the other hand, if the rolling rate exceeds 90%, the average aspect ratio of the crystal grains can be increased, but the positive ears during DI molding become too large, and the strength becomes too strong. There is a high possibility of cracking.

冷間圧延後の板厚は、ボトル缶への成形上、０．２８〜０．３５ｍｍ程度とする。   The plate thickness after cold rolling is about 0.28 to 0.35 mm in terms of forming into a bottle can.

なお、冷間圧延工程では、圧延スタンドが２段以上直列に配置された、タンデム圧延機を使用することが望ましい。このようなタンデム圧延機を使用することにより、圧延スタンドが１段で、繰り返しパス（通板）を行なって所定板厚まで冷延するシングルの圧延機と比して、同じ合計冷延率でも、パス（通板）回数が少なくて済み、１回の通板における圧延率を高くすることができる。   In the cold rolling process, it is desirable to use a tandem rolling mill in which two or more rolling stands are arranged in series. By using such a tandem rolling mill, even with the same total cold rolling rate as compared with a single rolling mill that has a single rolling stand and repeatedly performs passes (passing plates) to cold roll to a predetermined plate thickness. The number of passes (passing plates) can be reduced, and the rolling rate in one pass can be increased.

したがって、最終板組織を、結晶粒の平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織が得やすくなる。   Therefore, it becomes easy to obtain a structure obtained by extending the final plate structure in the rolling direction in which the average aspect ratio of crystal grains is 3 or more.

また、従来のように、シングルの圧延機を用いた冷間圧延後に、仕上げ焼鈍を施す場合に比して、より低温で、かつ連続的に回復を生じさせ、サブグレインを生成することができる。但し、このように、冷間圧延により回復を生じさせて十分にサブグレインを生成することができるものであれば、圧延機はタンデム圧延機に限定されるものではない。   Further, as in the conventional case, after cold rolling using a single rolling mill, it is possible to generate subgrains by causing recovery at a lower temperature and continuously compared to the case where finish annealing is performed. . However, the rolling mill is not limited to a tandem rolling mill as long as it can recover sufficiently by cold rolling and sufficiently generate subgrains.

但し、タンデム圧延機による冷延では、１回の通板における圧延率が高くなるために、１回の通板における発熱量が高くなる。この発熱量が高くなるほど、前記した異方性指標を満足させるためには有利である。したがって、温間圧延とも言える１３０〜２００℃の範囲で冷間圧延することが好ましい。   However, in cold rolling with a tandem rolling mill, the rolling rate in one pass plate increases, so the amount of heat generated in one pass plate increases. The higher the calorific value, the more advantageous it is to satisfy the above-mentioned anisotropy index. Therefore, it is preferable to cold-roll in the range of 130-200 degreeC which can also be called warm rolling.

この温度は、タンデム圧延機による冷延において、冷延直後のアルミニウム板の温度が最も上昇する際のアルミニウム板の強制的な冷却の程度によって制御する。   This temperature is controlled by the degree of forced cooling of the aluminum plate when the temperature of the aluminum plate immediately after cold rolling rises the highest in cold rolling by a tandem rolling mill.

このような冷間圧延時のアルミニウム板の強制的な冷却手段としては、通常使用される水を含まない圧延油を、水溶性油や水溶性潤滑剤などのエマルジョンタイプに変えて、このエマルジョン水溶液を用いることが好ましい。   As a means for forcibly cooling the aluminum plate during such cold rolling, the usual aqueous rolling-free rolling oil is changed to an emulsion type such as a water-soluble oil or a water-soluble lubricant, and this emulsion aqueous solution is used. Is preferably used.

冷間圧延後は、必要に応じて、再結晶温度よりも低い温度で仕上焼鈍（最終焼鈍）を行ってもよい。仕上焼鈍を行うと加工組織が回復し、ＤＩ成形性や缶底成形性が向上する。仕上焼鈍の温度は、例えば、１００〜１５０℃程度、特に１１５〜１５０℃程度にするのが望ましい。温度を１００℃以上とすることによって、加工組織を充分に回復させることができる。一方、温度が１５０℃以下とすることによって、固溶元素の過剰な析出を防止でき、ＤＩ成形性やフランジ成形性をさらに高めることができる。   After cold rolling, if necessary, finish annealing (final annealing) may be performed at a temperature lower than the recrystallization temperature. When finish annealing is performed, the processed structure is recovered, and DI moldability and can bottom moldability are improved. The finish annealing temperature is preferably about 100 to 150 ° C., and more preferably about 115 to 150 ° C., for example. By setting the temperature to 100 ° C. or higher, the processed structure can be sufficiently recovered. On the other hand, by setting the temperature to 150 ° C. or less, excessive precipitation of solid solution elements can be prevented, and DI moldability and flange moldability can be further improved.

仕上焼鈍の時間は、４時間以下（特に１〜３時間程度）とするのが望ましい。長すぎる焼鈍を避けることによって、固溶元素の過剰な析出を防止でき、ＤＩ成形性をさらに高めることができる。   The finish annealing time is preferably 4 hours or less (particularly about 1 to 3 hours). By avoiding annealing too long, excessive precipitation of solid solution elements can be prevented, and DI moldability can be further enhanced.

但し、前記したタンデム圧延機による冷延では、より低温で、かつ連続的に回復を生じさせ、サブグレインを生成することができるために、仕上焼鈍が基本的には不要である。   However, in the cold rolling by the tandem rolling mill described above, finish annealing is basically unnecessary because it is possible to generate recovery continuously and generate subgrains at a lower temperature.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

アルミ地金のみを溶解原料として、下記表１に示すＡ〜Ｎの成分組成のＡｌ合金の溶湯を溶解し、ＤＣ鋳造法にて板厚６００ｍｍ、幅２１００ｍｍの鋳塊を製造した。なお、表１において「−」で示す元素含有量は検出限界以下であることを示す。   Using only the aluminum ingot as a melting raw material, the molten aluminum alloy having the composition of components A to N shown in Table 1 below was melted, and an ingot having a plate thickness of 600 mm and a width of 2100 mm was produced by a DC casting method. In Table 1, the element content indicated by “−” is below the detection limit.

この鋳塊には、表１に示す通り、発明例、比較例ともに、その他元素の総量として、不可避的な不純物元素、Ｚｒ、Ｂｉ，Ｓｎ、Ｇａ，Ｖ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃａ、Ｍｏ，Ｂｅ、Ｐｂ，Ｗを、これらの元素の含有量の総和で０．０３％以上含んでいる。   In this ingot, as shown in Table 1, inventive and comparative examples, the total amount of other elements is inevitable impurity elements, Zr, Bi, Sn, Ga, V, Co, Ni, Ca, Mo, Be. , Pb and W are contained in an amount of 0.03% or more in terms of the total content of these elements.

この鋳塊を表２に示す条件に従って、均熱処理を行なった。均熱処理は、１回目の均熱処理後に室温まで表２に示す冷却速度にて冷却した後、再加熱して２回目の均熱処理を行う、２回の均熱処理とした。
ここで、1回目均熱条件の昇温速度は、実質上、特性に影響を及ぼす“３００℃から最高温度までの昇温速度を指す。
また、1回目均熱条件の冷却速度は、実質上、特性に影響を及ぼす“最高温度から３００℃までの冷却速度を指す。
この均熱処理後に、熱間粗圧延として、スタンド数が１個のリバース熱間粗圧延機、熱間仕上圧延機として、スタンド数が４個のタンデム式熱間圧延機を使用して、熱間圧延を行なった。
その際、熱間粗圧延終了後に熱間仕上圧延を開始する時間は３分以内とし、前記異方性指標を制御するために、これら巻取り時の平均張力を表２に示すように制御した。そして、共通して熱間仕上圧延後の板厚を２〜２．５ｍｍとしたアルミニウム合金熱間圧延板を製造した。 The ingot was subjected to soaking treatment according to the conditions shown in Table 2. The soaking process was two soaking processes in which after the first soaking process, after cooling to room temperature at the cooling rate shown in Table 2, reheating and performing the second soaking process.
Here, the rate of temperature increase under the first soaking condition substantially refers to the rate of temperature increase from “300 ° C. to the maximum temperature, which affects the characteristics.
The cooling rate under the first soaking condition substantially refers to the cooling rate from the highest temperature to 300 ° C., which affects the characteristics.
After this soaking, hot reverse rolling is performed using a reverse hot roughing mill with one stand, and a hot finish rolling mill with a tandem hot rolling mill with four stands. Rolled.
At that time, after finishing the hot rough rolling, the time for starting the hot finish rolling was within 3 minutes, and the average tension during the winding was controlled as shown in Table 2 in order to control the anisotropy index. . And the aluminum alloy hot-rolled board which made the plate | board thickness after hot finish rolling 2-2.5mm in common was manufactured.

得られた熱間圧延板を、中間焼鈍することなく、ロールスタンドが２段のタンデム圧延機により１回のみの通板で冷間圧延し、共通して、最終板厚０．３ｍｍのボトル缶胴用板材（冷間圧延板）を製造した。この際、タンデム圧延機による冷延では、冷間圧延直後のアルミニウム板の温度が１３０〜２００℃となるように制御した。この冷間圧延後の仕上焼鈍（最終焼鈍）は行なわなかった。   The obtained hot-rolled sheet is cold-rolled by a single pass through a two-stage tandem rolling mill without intermediate annealing, and in common a bottle can with a final sheet thickness of 0.3 mm A plate material for a trunk (cold rolled plate) was produced. Under the present circumstances, in the cold rolling by a tandem rolling mill, it controlled so that the temperature of the aluminum plate immediately after cold rolling might be 130-200 degreeC. Finish annealing (final annealing) after this cold rolling was not performed.

なお、比較例１０のみは、総冷延率は同じであるが、比較のために、ロールスタンドが１段のシングル圧延機で２回通板し、１回目と２回目とのパス間に、１５０℃×１時間の中間焼鈍を施した。   In addition, only the comparative example 10 has the same total cold rolling ratio, but for comparison, the roll stand is passed twice with a single rolling mill with one stage, and between the first and second passes, Intermediate annealing at 150 ° C. for 1 hour was performed.

冷延後のボトル缶胴用板材（コイル）から試験片を採取し、試験片の組織として、結晶粒の平均アスペクト比、および引張り特性を調査した。これらの結果を表３に示す。   Test pieces were collected from the plate material (coil) for bottle cans after cold rolling, and the average aspect ratio of crystal grains and tensile properties were investigated as the structure of the test pieces. These results are shown in Table 3.

また、試験片の高温特性として、室温での試験片表面の硬さと０．２％耐力、および、試験片を２９０℃×２０秒熱処理した時の表面の硬さと０．２％耐力を各々測定し、この熱処理前後での試験片表面の硬さ変化（硬さ減少量）ΔHv（Hv）を求めた。引張試験は下記引張条件にて、但し、圧延方向に対して０°方向で行なった。下記条件にて、更に、成形後の缶胴のベークハード後の楕円変形量を測定した。これらの結果も表３に示す。   Further, as the high temperature characteristics of the test piece, the hardness and 0.2% proof stress of the surface of the test piece at room temperature, and the hardness and 0.2% proof stress of the surface when the test piece is heat treated at 290 ° C. for 20 seconds, respectively. Then, the hardness change (hardness reduction amount) ΔHv (Hv) of the test piece surface before and after the heat treatment was obtained. The tensile test was performed under the following tensile conditions, but in a 0 ° direction with respect to the rolling direction. Under the following conditions, the amount of elliptic deformation after baking of the can body after molding was further measured. These results are also shown in Table 3.

（引張試験による異方性測定）
試験片の引張試験をJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行った。クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。この際、試験片長手方向を、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向と各々した試験片をそれぞれ準備し、各試験片の引張強度とｎ値とを求めた。そして、これら引張強度の内の最大値と最小値との差（MPa ）、これらｎ値（ひずみ量２〜４％の間）の内の最大値と最小値との差を各々求めた。また、これら引張強度とｎ値の、上記各方向の平均値も求めた。 (Anisotropy measurement by tensile test)
A tensile test of the test piece was performed according to JIS Z 2201, and the shape of the test piece was a JIS No. 5 test piece. The crosshead speed was 5 mm / min, and the test was performed at a constant speed until the test piece broke. Under the present circumstances, the test piece which each made the test piece longitudinal direction into each direction of 0 degree, 45 degrees, and 90 degrees with respect to the rolling direction was prepared, respectively, and the tensile strength and n value of each test piece were calculated | required. Then, the difference (MPa) between the maximum value and the minimum value among these tensile strengths, and the difference between the maximum value and the minimum value among these n values (between 2 and 4% of strain) were obtained. Moreover, the average value of each said direction of these tensile strength and n value was also calculated | required.

（硬さ測定）
冷延板試料の硬さ測定は、マイクロビッカース硬度計にて、１００ｇの荷重を加えて４箇所行い、硬さはそれらの平均値とした。 (Hardness measurement)
The hardness of the cold-rolled sheet sample was measured with a micro Vickers hardness tester by applying a load of 100 g at four locations, and the hardness was an average value thereof.

（楕円変形評価）
楕円変形の評価は、後述するように、上記ボトル缶胴用板材をＤＩ成形したボトル缶胴を、洗浄後、缶の実体温度が３００℃に、３０秒で達する条件でベーキングし、た上で、楕円変形度を調査した。楕円変形度調査は、ボトル缶胴の口部の径を順に円周方向に調査し、その中での最大径から最小径を減算した量を楕円変形量（ｍｍ）として求め、これをＮ＝１０缶の平均値として評価した。なお、この楕円変形量は４ｍｍ以下を楕円変形性が合格と評価した。この楕円変形量が４ｍｍを超えると、缶製造工程における、後工程の搬送工程及びネッキング工程で、転倒及びジャムなどの不良が発生し、缶の連続的で効率的な製造を困難にする。 (Ellipse deformation evaluation)
As will be described later, the elliptical deformation was evaluated by baking a bottle can body formed by DI molding of the above-mentioned plate material for the bottle can body after washing, under conditions where the body temperature of the can reaches 300 ° C. in 30 seconds. The degree of elliptical deformation was investigated. In the ellipse deformation degree investigation, the diameter of the mouth portion of the bottle can body is sequentially investigated in the circumferential direction, and the amount obtained by subtracting the minimum diameter from the maximum diameter is obtained as the amount of ellipse deformation (mm). The average value of 10 cans was evaluated. In addition, this ellipse deformation amount evaluated that the ellipse deformation property was 4 mm or less. When this elliptical deformation exceeds 4 mm, in the can manufacturing process, defects such as overturning and jamming occur in the transport process and necking process in the subsequent process, making continuous and efficient manufacture of the can difficult.

更に、ボトル缶胴用板材が基本的に満たすべき成形性として、耳率とＤＩ（しごき）成形性（成形時の割れ発生回数）を測定、評価した。これらの結果も表３に示す。   Furthermore, as a formability that the bottle can body plate material should basically satisfy, the ear rate and DI (ironing) formability (number of cracks generated during forming) were measured and evaluated. These results are also shown in Table 3.

（耳率）
耳率は、このボトル缶胴用板材からブランクを採取し、潤滑油［Ｄ．Ａ．Ｓｔｕａｒｔ社製、ナルコ１４７］を塗布した上で、エリクセン試験機によって、４０％深絞り試験、カップ状に成形して調査した。試験条件は、ブランクの直径＝６６．７ｍｍ、ポンチの直径＝４０ｍｍ、ダイス側肩部のＲを２．０ｍｍ、ポンチの肩Ｒ＝３．０ｍｍ、しわ押さえ圧＝４００ｋｇｆで行なった。 (Ear rate)
The ear rate was obtained by collecting a blank from the plate material for the bottle can body and lubricating oil [D. A. After applying Naruco 147] manufactured by Stuart, a 40% deep-drawing test was conducted by using an Erichsen tester, which was then formed into a cup shape and investigated. The test conditions were as follows: blank diameter = 66.7 mm, punch diameter = 40 mm, die side shoulder R = 2.0 mm, punch shoulder R = 3.0 mm, wrinkle holding pressure = 400 kgf.

このように得られた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、及び３１５°方向）に生じる山谷の形状を測定し、平均耳率を算出した。   8 directions of the opening peripheral edge of the cup thus obtained (0 ° direction, 45 ° direction, 90 ° direction, 135 ° direction, 180 ° direction, 225 ° direction, 270 ° direction, assuming the rolling direction as 0 °, And 315 ° direction) were measured, and the average ear rate was calculated.

平均耳率の算出方法は、図１に基づいて説明する。図１は、ボトル缶胴用板材をＤＩ成形することによって得られるカップの展開図である。この展開図では、圧延方向を０°として、０°、９０°、１８０°、及び２７０°方向に生じる耳の高さ（Ｔ１，Ｔ２，Ｔ３，Ｔ４；マイナス耳と称する）を測定し、４５°、１３５°、２２５°、及び３１５°方向に生じる耳の高さ（Ｙ１，Ｙ２，Ｙ３，Ｙ４；プラス耳と称する）を測定する。なお各高さＹ１〜Ｙ４，Ｔ１〜Ｔ４は、カップの底部からの高さである。そして各測定値から、次式に基づいて平均耳率を算出する。
平均耳率（％）＝［｛（Ｙ１＋Ｙ２＋Ｙ３＋Ｙ４）−（Ｔ１＋Ｔ２＋Ｔ３＋Ｔ４）｝／｛１／２×（Ｙ１＋Ｙ２＋Ｙ３＋Ｙ４＋Ｔ１＋Ｔ２＋Ｔ３＋Ｔ４）｝］×１００ A method of calculating the average ear rate will be described with reference to FIG. FIG. 1 is a development view of a cup obtained by DI molding a plate material for a bottle can body. In this development view, the height of the ears (T1, T2, T3, T4; referred to as minus ears) measured in the directions of 0 °, 90 °, 180 °, and 270 °, where the rolling direction is 0 °, is measured. Measure the height of the ears (Y1, Y2, Y3, Y4; referred to as plus ears) occurring in the directions of °, 135 °, 225 °, and 315 °. Each of the heights Y1 to Y4 and T1 to T4 is a height from the bottom of the cup. Then, the average ear rate is calculated from each measured value based on the following equation.
Average Ear Ratio (%) = [{(Y1 + Y2 + Y3 + Y4) − (T1 + T2 + T3 + T4)} / {1/2 × (Y1 + Y2 + Y3 + Y4 + T1 + T2 + T3 + T4)}] × 100

なお本発明の対象としている冷間圧延板では、平均耳率を０近くにした場合、４つのプラス耳（Ｙ１〜Ｙ４）並びに９０°方向及び２７０°方向の２つのマイナス耳（図１のＴ２、Ｔ４）の発達は抑制されるものの、０°方向及び１８０°方向の２つのマイナス耳（図１のＴ１、Ｔ３）の発達は抑制されにくい。そして単に平均耳率の絶対値を小さくした場合には、例えば、平均耳率を−２〜２％（絶対値では２％以下）にした場合には、平均耳率を−２以上０％未満としても、マイナス耳（図１のＴ１、Ｔ３）の抑制が不十分なために、絞り成形のシワ押さえ圧が、この２つのマイナス耳（図１のＴ１、Ｔ３）に集中し、耳立ち、耳切れなどが発生して生産に不具合が生じるのに対して、平均耳率を０〜２％（プラス側）にした場合には、残りの２つのマイナス耳（図１のＴ１、Ｔ３）も十分に抑制できるために、耳切れに起因する缶胴破壊を防止できる。なお、本発明においては、＋０％〜＋３．５％を許容範囲とした。   In the cold-rolled sheet of the present invention, when the average ear rate is close to 0, four plus ears (Y1 to Y4) and two minus ears in the 90 ° direction and the 270 ° direction (T2 in FIG. 1). , T4) is suppressed, but the development of two minus ears (T1, T3 in FIG. 1) in the 0 ° direction and 180 ° direction is difficult to be suppressed. When the absolute value of the average ear rate is simply reduced, for example, when the average ear rate is -2 to 2% (2% or less in absolute value), the average ear rate is -2 to less than 0%. However, since the negative ears (T1, T3 in FIG. 1) are not sufficiently suppressed, the wrinkle pressing pressure of the drawing molding is concentrated on these two negative ears (T1, T3 in FIG. 1). When the average ear rate is 0 to 2% (plus side), the remaining two minus ears (T1 and T3 in FIG. 1) are also sufficient. Therefore, it is possible to prevent the can body from being broken due to the cutting of the ears. In the present invention, the allowable range is + 0% to + 3.5%.

（ＤＩ成形性）
前記ボトル缶胴用板材（板厚が０．３ｍｍ）から、直径１５６ｍｍのブランクを打ち抜き、カップ径９２ｍｍのカップを成形し、再絞り加工、しごき加工、及びトリミングにより、製缶速度３００缶／分の速さで、ボトル缶用ＤＩ缶胴（内径６６ｍｍφ、高さが１７０ｍｍ、側壁板厚１０３μｍ、側壁先端部板厚１６５μｍ、最終第３しごき率４０％）を製造した。成形缶５万缶あたりの胴割れの発生個数を求め、ＤＩ成形性を評価した。全く存在しなかったものを◎（極めて良好）、１缶以下であったものを○（良好）、２乃至４缶であったものを△（概ね良好）、５缶を超えたものを×（不良）として評価した。 (DI moldability)
A blank with a diameter of 156 mm is punched from the plate material for the bottle can body (plate thickness is 0.3 mm), a cup with a cup diameter of 92 mm is formed, redrawing, ironing, and trimming, and a can-making speed of 300 cans / minute A DI can barrel (inner diameter 66 mmφ, height 170 mm, side wall plate thickness 103 μm, side wall tip plate thickness 165 μm, final third ironing rate 40%) was manufactured at a speed of The number of occurrences of body cracks per 50,000 cans was determined, and the DI moldability was evaluated. Those that did not exist at all ◎ (very good), those that were 1 can or less ○ (good), those that were 2 to 4 cans △ (generally good), those that exceeded 5 cans × ( Bad).

表３から明らかなように、発明例１〜６は、本発明成分組成を有し、かつ、結晶粒の平均アスペクト比が３以上、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張強度の内、最大値と最小値との差が２５MPa 以下であり、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張り試験によるｎ値の内、最大値と最小値との差が０．０３以下である異方性の小さい組織を有する。   As is apparent from Table 3, Invention Examples 1 to 6 have the composition of the present invention, and the average aspect ratio of crystal grains is 3 or more, and each of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. The difference between the maximum value and the minimum value in the tensile strength in the direction is 25 MPa or less, and the maximum value and the minimum value among the n values in the tensile test in each direction of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. It has a structure with small anisotropy whose difference from the value is 0.03 or less.

この結果、発明例１〜６は、表３から明らかなように、２９０℃×２０秒熱処理後（ベークハード後）の、硬さ変化ΔHvが３０Hv以下であり、かつ、０．２％耐力が２１５ＭＰａ以上であり、硬度低下や強度低下が少なく、高温特性に優れている。   As a result, as is apparent from Table 3, Invention Examples 1 to 6 have a hardness change ΔHv of 30 Hv or less after heat treatment (after baking hard) at 290 ° C. × 20 seconds and 0.2% proof stress. It is 215 MPa or more, and there is little decrease in hardness and strength, and excellent high temperature characteristics.

更に、発明例１〜６は、耳率とＤＩ成形性にも優れている。したがって、本発明における高温特性の改良が、ボトル缶胴用板材が基本的に満たすべき成形性を阻害していないことが分かる。   Further, Invention Examples 1 to 6 are excellent in the ear rate and DI moldability. Therefore, it turns out that the improvement of the high temperature characteristic in this invention has not inhibited the moldability which the board | plate material for bottle can bodies should satisfy | fill fundamentally.

以上の結果から、本発明の各要件の臨界的な意義が分かる。   From the above results, the critical significance of each requirement of the present invention can be understood.

以上説明したように、本発明は、ＤＩ加工等の成形性の確保を前提に、より高温化短時間化された高速化熱処理に対しても、塗装熱処理時の熱変形を防止し、熱処理後の缶強度を確保するとともに、真円度が高いボトル缶を得ることができる、高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板を提供できる。したがって、ボトル缶のような、薄肉で熱処理されても、強度低下や変形が無いことが求められ、しかも成形性はそのまま維持する必要がある、厳しい要求特性用途に好適である。   As described above, the present invention prevents thermal deformation during coating heat treatment even after high-speed heat treatment with higher temperature and shorter time on the premise of ensuring moldability such as DI processing, and so on. It is possible to provide an aluminum alloy plate for a bottle can excellent in high-temperature characteristics, in which a can having a high roundness can be obtained. Therefore, even if it is heat-treated with a thin wall such as a bottle can, it is demanded that there is no strength reduction or deformation, and it is suitable for severe demand characteristic applications where the moldability needs to be maintained as it is.

板材をＤＩ成形することによって得られるカップの展開図である。It is an expanded view of the cup obtained by carrying out DI shaping | molding of a board | plate material.

Claims (4)

Ｍｎ：０．７〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．８〜１．７％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．６％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、結晶粒組織を、板厚方向中央部の上面観察による結晶粒の平均アスペクト比が３以上の圧延方向に伸長させた組織とし、更に、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張り強度の内、最大値と最小値との差が２５MPa 以下であり、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の引張り試験によるｎ値の内、最大値と最小値との差が０．０３以下であることを特徴とする、高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板。   Mn: 0.7 to 1.5% (mass%, the same applies hereinafter), Mg: 0.8 to 1.7%, Fe: 0.1 to 0.7%, Si: 0.05 to 0.5% Cu: 0.1 to 0.6%, with the balance being composed of Al and unavoidable impurities, and the average aspect ratio of the crystal grains by observing the crystal grain structure at the top surface in the central part in the plate thickness direction The ratio is a structure stretched in the rolling direction with a ratio of 3 or more, and the difference between the maximum value and the minimum value of the tensile strength in each direction of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction is 25 MPa or less. High temperature characteristics characterized in that the difference between the maximum value and the minimum value is 0.03 or less among the n values obtained by the tensile test in each direction of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. Excellent aluminum alloy plate for bottle cans. 前記アルミニウム合金板が、更に、Ｃｒ：０．００１〜０．３％、Ｚｎ：０．０５〜１．０％から選択された一種または二種を含有する請求項１に記載の高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板。   The high-temperature characteristic according to claim 1, wherein the aluminum alloy plate further contains one or two selected from Cr: 0.001 to 0.3% and Zn: 0.05 to 1.0%. Aluminum alloy plate for bottle cans. 前記アルミニウム合金板が、更に、０．００５〜０．２％のＴｉを単独で、又は０．０００１〜０．０５％のＢと併せて含有する請求項１または２に記載の高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板。   The said aluminum alloy plate is further excellent in the high temperature characteristic of Claim 1 or 2 which contains 0.005-0.2% Ti individually or in combination with 0.0001-0.05% B. Aluminum alloy plate for bottle cans. 前記アルミニウム合金板を２９０℃×２０秒熱処理した時の、この熱処理前後でのアルミニウム合金板の硬さ変化ΔHvが３０Hv以下であり、この熱処理後のアルミニウム合金板の０．２％耐力が２１５ＭＰａ以上である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板。 When the aluminum alloy plate is heat treated at 290 ° C. for 20 seconds, the hardness change ΔHv of the aluminum alloy plate before and after the heat treatment is 30 Hv or less, and the 0.2% proof stress of the aluminum alloy plate after the heat treatment is 215 MPa or more. The aluminum alloy plate for bottle cans excellent in high temperature characteristics according to any one of claims 1 to 3 .

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