JP5432642B2 - Aluminum alloy plate for can end and manufacturing method thereof. - Google Patents

Aluminum alloy plate for can end and manufacturing method thereof. Download PDF

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Description

本発明は、飲料缶及び食缶の缶エンドに用いられるアルミニウム合金板、及びその製造方法に関する。   The present invention relates to an aluminum alloy plate used for beverage cans and can ends of food cans, and a method for producing the same.

飲料缶及び食缶には、缶エンド（缶蓋）と缶ボディ（缶胴）からなる２ピース缶が用いられてきた。缶エンドと缶ボディは、別々に製造された後、缶ボディの開口末端に缶エンドを配置して両者の外周端部を巻締めることにより密封される。
飲料缶のうち、ビール缶、炭酸を含む清涼飲料缶等のような陽圧缶には、その高い缶内圧に耐えられる程度の十分な強度が要求されている。そのため、缶エンド用のアルミニウム合金板には、Ａ５１８２合金が用いられていた。
従来、缶エンド用アルミニウム合金板は、例えばアルミニウム合金の鋳塊を均質化熱処理した後、熱間圧延、中間焼鈍、及び冷間圧延の各工程を行って製造されていた。缶エンドは、金型によってアルミニウム合金板から例えば真円形状等のブランクを打ち抜き、絞り比の小さい絞り成形に相当する方法で製造される。 Two-piece cans comprising a can end (can lid) and a can body (can body) have been used for beverage cans and food cans. After the can end and the can body are manufactured separately, the can end is disposed at the open end of the can body and sealed by winding the outer peripheral ends of the can end.
Among beverage cans, positive pressure cans such as beer cans and soft drink cans containing carbonic acid are required to have sufficient strength to withstand the high can internal pressure. Therefore, A5182 alloy was used for the aluminum alloy plate for can ends.
Conventionally, an aluminum alloy sheet for can ends has been manufactured by, for example, subjecting an ingot of aluminum alloy to a homogenization heat treatment, and then performing steps of hot rolling, intermediate annealing, and cold rolling. The can end is manufactured by a method corresponding to drawing with a small drawing ratio by punching a blank, for example, a perfect circle from an aluminum alloy plate by a mold.

近年、コスト低減及び環境負荷軽減に対する要求が高まり、缶エンドについてもその薄肉化が求められている。具体的には、薄肉化によるコスト低減や環境負荷軽減のためには、缶エンド用アルミニウム合金板の板厚を少なくとも０．２５ｍｍ以下とする必要がある。しかし、缶エンドを従来の製造方法で薄肉化すると、缶内圧に耐えられなくなる。そのため、アルミニウム合金板の材料自体の高強度化が必要になる。
缶エンド用アルミニウム合金板の強度を調整する方法としては、例えば合金元素を添加する方法の他、冷間圧延率を高くして加工硬化させる方法等がある。 In recent years, demand for cost reduction and environmental load reduction has increased, and the can end is also required to be thin. Specifically, the thickness of the aluminum alloy plate for the can end needs to be at least 0.25 mm or less in order to reduce the cost and reduce the environmental load by reducing the thickness. However, if the can end is thinned by a conventional manufacturing method, it cannot withstand the internal pressure of the can. Therefore, it is necessary to increase the strength of the aluminum alloy plate material itself.
As a method for adjusting the strength of the aluminum alloy plate for can ends, for example, there is a method of increasing the cold rolling rate and work hardening by adding an alloy element or the like.

また、ここ最近、ますます環境負荷軽減への要求が高まり、冷間圧延工程途中における中間焼鈍工程を省略することが強く望まれている。中間焼鈍工程を省略すると、製品板の強度に寄与する上述の冷間圧延率が高くなり、高強度の材料を製造することができる。   In addition, recently, the demand for reducing the environmental load is increasing, and it is strongly desired to omit the intermediate annealing process in the middle of the cold rolling process. If the intermediate annealing step is omitted, the above-described cold rolling rate that contributes to the strength of the product plate increases, and a high-strength material can be manufactured.

Ｍｇを主要添加元素とする上述のＡ５１８２合金は、熱間圧延工程終了時点で、再結晶集合組織であるＣｕｂｅ方位が発達する。
缶エンド用アルミニウム合金板の製造においては、冷間圧延工程の途中に中間焼鈍を行う手法が主流であるが、この場合には中間焼鈍工程前の冷間圧延工程及び中間焼鈍工程において、冷間加工と再結晶の過程を経るため、Ｃｕｂｅ方位への集積が弱まる。さらに、中間焼鈍工程後の冷間圧延工程においては冷間圧延集合組織が発達する。そのため、冷間圧延工程途中に中間焼鈍工程を行って製造した缶エンド用アルミニウム合金板（以下、適宜「中間焼鈍材」という）を絞り成形して缶エンドを作製すると、圧延方向に対して４５°、１３５°、２２５°、及び３１５°の角度をなす方向に耳が生じる。
すなわち、中間焼鈍材の絞り成形カップは、４５°、１３５°、２２５°、３１５°−４山（以下、対象性を考慮し、単に「４５°−４山」という）となる。 The above-mentioned A5182 alloy containing Mg as a main additive element has a Cube orientation that is a recrystallized texture at the end of the hot rolling process.
In the production of aluminum alloy plates for can ends, the method of performing intermediate annealing in the middle of the cold rolling process is the mainstream, but in this case, in the cold rolling process and the intermediate annealing process before the intermediate annealing process, Due to the process of processing and recrystallization, the accumulation in the Cube orientation is weakened. Furthermore, a cold rolling texture develops in the cold rolling process after the intermediate annealing process. Therefore, when a can end is produced by drawing an aluminum alloy plate for a can end (hereinafter, referred to as “intermediate annealed material” as appropriate) manufactured by performing an intermediate annealing step during the cold rolling step, it is 45 with respect to the rolling direction. Ears occur in directions that make angles of °, 135 °, 225 °, and 315 °.
That is, the drawn cup of the intermediate annealed material has 45 °, 135 °, 225 °, 315 ° -4 peaks (hereinafter simply referred to as “45 ° -4 peaks” in consideration of the target property).

しかし、中間焼鈍工程を省略した場合には、熱間圧延工程終了時点で発達したＣｕｂｅ方位の影響が残る。そのため、中間焼鈍工程を省略して作製した缶エンド用アルミニウム合金板（以下、適宜「中間焼鈍省略材」という）は、これを絞り成形すると、圧延方向に対して４５°、１３５°、２２５°、３１５°の角度をなす方向に加えて、０°、１８０°の角度をなす方向に大きく耳が生じてしまう。
すなわち、中間焼鈍省略材の絞り成形カップは、０°−４５°−１３５°−１８０°−２２５°−３１５°−６山（以下、対象性を考慮し、単に「０°−４５°−６山」という）となる。 However, when the intermediate annealing process is omitted, the influence of the Cube orientation developed at the end of the hot rolling process remains. Therefore, an aluminum alloy plate for can end (hereinafter, referred to as “intermediate annealing omitted material”) prepared by omitting the intermediate annealing step, when drawn, is 45 °, 135 °, 225 ° with respect to the rolling direction. In addition to the direction forming the angle of 315 °, the ears are greatly generated in the direction forming the angles of 0 ° and 180 °.
That is, the drawing cup of the intermediate annealing omitted material is 0 ° −45 ° −135 ° −180 ° −225 ° −315 ° −6 ridges (hereinafter, “0 ° −45 ° −6 Mountain)).

一方、同様に中間焼鈍工程を省略した場合であっても、熱間圧延工程終了時点でＣｕｂｅ方位の発達を抑制しすぎると、その後の冷間圧延工程よる冷間圧延集合組織の発達によって、缶エンド用アルミニウム合金板（中間焼鈍省略材）の絞り成形カップは、圧延方向に対して４５°、１３５°、２２５°、３１５°の角度をなす方向に大きく耳が生じ、かつ９０°、２７０°方向の高さが低くなってしまう。従って、この場合の中間焼鈍省略材の絞り成形カップは、４５°−１３５°−２２５°−３１５°−４山と、９０°−２７０°−２谷（以下、対象性を考慮し、単に「４５°−４山、９０°−２谷」とする）となる。   On the other hand, even if the intermediate annealing step is omitted, if the development of the Cube orientation is suppressed too much at the end of the hot rolling step, the can is caused by the development of the cold rolling texture in the subsequent cold rolling step. The drawn cup of the aluminum alloy sheet for end (intermediate annealing omitted material) has large ears in the direction of 45 °, 135 °, 225 °, 315 ° with respect to the rolling direction, and 90 °, 270 °. The height of the direction will be low. Therefore, in this case, the drawn cups of the intermediate annealing omitted material are 45 ° -135 ° -225 ° -315 ° -4 crests and 90 ° -270 ° -2 troughs (hereinafter referred to as “ 45 ° -4 mountain, 90 ° -2 valley ”).

製缶メーカーにおける製蓋も絞り成形の一種であり、缶エンドの外周部に耳が発生する。例えば、絞りカップが「４５°−４山」の中間焼鈍材を真円ブランクに打ち抜く金型で製蓋すると、やはり缶エンドの外周部に「４５°−４山」の耳が発生する。
飲料メーカーでは内容物を充填後に缶ボディと缶エンドを巻締めるが、密封性を高めるために巻締め部の形状を周方向で均一にする必要がある。そのため、製缶メーカーのブランク金型は真円形状ではなく、材料の異方性をキャンセルするように設計されており、缶エンドの外周部には耳が発生しないようになっている。
具体的には、「４５°−４山」の中間焼鈍材を打ち抜く金型は、打ち抜いたブランクの半径が真円ブランクと比べて、４５°、１３５°、２２５°、３１５°方向の半径が小さく、０°、９０°、１８０°、２７０°方向の半径が大きくなる形状に設計されており、この金型で製蓋すると、缶エンドの外周に耳が生じ難くなる。 A lid made by a can maker is also a type of drawing, and an ear is generated on the outer periphery of the can end. For example, when an intermediate annealed material having a squeezing cup of “45 ° -4 ridges” is made of a die punched into a perfect circle blank, an ear of “45 ° -4 ridges” is also generated on the outer periphery of the can end.
In a beverage maker, the can body and the can end are tightened after filling the contents, but the shape of the tightening portion needs to be uniform in the circumferential direction in order to improve sealing performance. Therefore, the blank mold of the can maker is not a perfect circle shape, but is designed so as to cancel the anisotropy of the material, so that no ear is generated on the outer peripheral portion of the can end.
Specifically, a die for punching an intermediate annealed material of “45 ° -4 ridges” has a radius of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° in the punched blank radius compared to a perfect circle blank. It is designed to have a small shape with a radius of 0 °, 90 °, 180 °, and 270 °, and when the lid is made with this mold, it is difficult to make an ear on the outer periphery of the can end.

ところが、中間焼鈍材に調整されたブランク金型を用いて、［０°−４５°―６山］の異方性を有する中間焼鈍省略材を製蓋すると、０°、１８０°の２山がさらに強調された缶エンドになってしまう。その結果、缶エンドと缶ボディとを巻締める際に、周方向に均一な巻締め形状が得られなくなる。そのため、缶の密封性が低下するおそれがある。   However, when a blank mold adjusted to an intermediate annealing material is used to cover an intermediate annealing omitting material having an anisotropy of [0 ° -45 ° -6 ridges], two ridges of 0 ° and 180 ° are obtained. Furthermore, it becomes the emphasized can end. As a result, when winding the can end and the can body, a uniform winding shape in the circumferential direction cannot be obtained. For this reason, the sealing performance of the can may be reduced.

同様に、中間焼鈍材に調整されたブランク金型を用いて、「４５°−４山、９０°−２谷」の異方性を有する中間焼鈍省略材を製蓋すると、４５°、１３５°、２２５°、３１５°方向の４山が高くなりすぎ、かつ９０°、２７０°の２谷が低くなった缶エンドになってしまう。その結果、周方向に均一な巻締め形状が得られなくなるという問題が生じてしまう。   Similarly, when a blank mold adjusted to an intermediate annealing material is used to make an intermediate annealing omitting material having an anisotropy of “45 ° -4 crests, 90 ° -2 troughs”, 45 °, 135 ° The four peaks in the 225 ° and 315 ° directions are too high, and the two valleys at 90 ° and 270 ° are low, resulting in a can end. As a result, there arises a problem that a uniform winding shape cannot be obtained in the circumferential direction.

中間焼鈍省略材であっても、０°、１８０°の２山が高すぎず、かつ、４５°、１３５°、２２５°、３１５°の４山が高くなりすぎず、９０°、２７０°の２谷が低すぎないよう異方性を制御し、中間焼鈍材と同様の「４５°−４山」に近づける技術が求められている。   Even if the intermediate annealing material is omitted, the two peaks of 0 ° and 180 ° are not too high, and the four peaks of 45 °, 135 °, 225 ° and 315 ° are not too high, and are 90 ° and 270 °. There is a need for a technique for controlling the anisotropy so that the two valleys are not too low, and bringing it close to the “45 ° -4 mountain” similar to the intermediate annealing material.

また、単に中間焼鈍工程を省略すると、素材の靭性が低下してしまう。そのため、ビールや炭酸飲料等の陽圧缶を、夏期の車内などの気温が高いところに放置した場合には、缶内圧が上昇し、蓋が膨れ、さらに本来内側に向かって凸状のカウンターシンク部が、外側に向かって凸状に変形するバックリングを起すおそれがある。そしてこのとき、材料に亀裂（バックリング亀裂）が生じ、内容物が外に吹き出す等の不具合が生じてしまうおそれがある。   Moreover, if the intermediate annealing step is simply omitted, the toughness of the material is reduced. Therefore, when a positive pressure can such as beer or carbonated drink is left in a hot place such as in a car during the summer, the pressure inside the can rises, the lid swells, and the countersink is convex toward the inside. There is a possibility that the part may cause buckling that is deformed in a convex shape toward the outside. At this time, there is a risk that a crack (buckling crack) occurs in the material and the contents are blown out.

特に、薄肉化した場合には、亀裂が材料の板厚方向全体に達してしまいやすく、さらに高強度化した場合には、バックリング時の缶内圧が高くなり、バックリング時に材料に加わる衝撃（力学的エネルギー）が大きくなり、ますますバックリング亀裂が発生し易くなるため、一層深刻な問題となる。   In particular, when the thickness is reduced, cracks tend to reach the entire thickness direction of the material, and when the strength is further increased, the internal pressure of the can at the time of buckling increases, and the impact applied to the material at the time of buckling ( The mechanical energy) increases and buckling cracks are more likely to occur, which is a more serious problem.

海外で使用されている缶エンド用アルミニウム合金板は、中間焼鈍省略材が主流であるが、上述のバックリング亀裂については配慮されておらず、上述した不具合が発生しても市場は容認しているのが現状である。しかし特に日本国内の市場では内容物の漏洩は大きな問題であり、バックリング時に亀裂が生じる材料は受け入れられない。   The mainstream of aluminum alloy sheets for can ends that are used overseas are materials that omit intermediate annealing, but the above-mentioned buckling cracks are not considered, and the market is acceptable even if the above-mentioned problems occur. The current situation is. However, leakage of contents is a big problem especially in the domestic market, and materials that crack during buckling are not acceptable.

したがって、薄肉化が可能な高強度の缶エンド用アルミニウム合金板を製造するために中間焼鈍を省略してもなお、現状のブランク金型に適合するように、０°、１８０°の２山、及び４５°、１３５°、２２５°、３１５°の４山と、９０°、２７０°の２谷を制御する技術が強く望まれている。また、同時に薄肉化及び高強度のため、靭性に優れる材料が強く望まれている。   Therefore, even if intermediate annealing is omitted in order to produce a high-strength aluminum alloy plate for can ends that can be thinned, two peaks of 0 ° and 180 ° are provided so as to fit the current blank mold, In addition, a technique for controlling four peaks of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° and two valleys of 90 ° and 270 ° is strongly desired. At the same time, a material excellent in toughness is strongly desired because of its thinning and high strength.

従来の缶エンド用アルミニウム合金板の製造方法としては、例えば、後述する特許文献１〜７に開示されたものがある。
具体的には、特許文献１には、深絞り耳の小さいアルミニウム合金板及びその製造方法が記載されている。そこには、熱間圧延の終了温度を２９０℃以上と高くし、引き続き５０％以上の冷間圧延を加えることによって、全体として深絞り耳の小さい硬質板となることが記載されている。 As a manufacturing method of the conventional aluminum alloy plate for can ends, for example, there are those disclosed in Patent Documents 1 to 7 described later.
Specifically, Patent Document 1 describes an aluminum alloy plate having a small deep drawing ear and a method for manufacturing the same. There, it is described that the end temperature of hot rolling is increased to 290 ° C. or higher and subsequently cold rolling of 50% or more is applied to obtain a hard plate having a small deep drawing ear as a whole.

また、特許文献２には、陽圧缶蓋用アルミニウム合金板及びその製造方法が記載されている。そこには、特定量の成分を含有し、遷移金属元素含有量の総和を限定することにより、成形性及び耐バックリング亀裂性に優れ、かつ薄膜化が可能な、陽圧缶に適したものとなることが記載されている。
特許文献３には、強度の異方性のないアルミニウム合金板の製造方法に関する技術が示され、特許文献４には、缶蓋用アルミニウム硬質板とその製造方法に関する技術が示されている。 Patent Document 2 describes an aluminum alloy plate for a positive pressure can lid and a manufacturing method thereof. It is suitable for positive pressure cans that contain a specific amount of components and limit the total content of transition metal elements, so that it is excellent in formability and buckling crack resistance and can be made thin. It is described that it becomes.
Patent Document 3 discloses a technique related to a method for manufacturing an aluminum alloy plate having no strength anisotropy, and Patent Document 4 discloses a technique related to a can lid aluminum hard plate and a method for manufacturing the same.

また、特許文献５には、缶蓋用アルミニウム合金硬質板およびその製造方法に関する技術が示されており、特許文献６には、リベット成形性、スコアー加工性、耐ブローアップ性に優れた陽圧缶用の蓋に使用するアルミニウム合金板の製造方法に関する技術が示されている。また、特許文献７には、カーリング性及び巻き締め性が優れたアルミニウム合金板及びその製造方法に関する技術が示されている。   Patent Document 5 discloses a technique related to an aluminum alloy hard plate for a can lid and a method for producing the same. Patent Document 6 discloses a positive pressure excellent in rivet formability, score workability, and blow-up resistance. A technique related to a method for producing an aluminum alloy plate used for a lid for a can is shown. Patent Document 7 discloses a technique related to an aluminum alloy plate excellent in curling property and winding property and a manufacturing method thereof.

特開昭５８−２２４１４５号公報JP 58-224145 A 特開２００７−２３３４０号公報JP 2007-23340 A 特開平３−２８７７４９号公報Japanese Patent Laid-Open No. 3-28749 特開２００１−１５２２７１号公報JP 2001-152271 A 特開２００１−１１５５８号公報JP 2001-11558 A 特許第３７２６８９３号公報Japanese Patent No. 3726893 特開平１１−２２９０６６号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-229066

しかしながら、特許文献１に示されているように、熱間圧延終了温度を規定するだけでは、熱間圧延板の再結晶集合組織であるＣｕｂｅ方位が発達しすぎ、中間焼鈍を省略した工程で製造すると、製品板の０°−１８０°耳が高くなりすぎてしまう。
また、特許文献２に示されているように、バックリング亀裂の発生を抑制するためにＭｎ量を少なくすると、やはり熱間圧延板のＣｕｂｅ方位が発達しすぎ、製品板の０°−１８０°耳が高くなりすぎてしまう。 However, as shown in Patent Document 1, the Cube orientation, which is the recrystallization texture of the hot-rolled sheet, is developed too much simply by defining the hot rolling end temperature, and is manufactured in a process in which intermediate annealing is omitted. Then, the 0 ° -180 ° ear of the product plate becomes too high.
Further, as shown in Patent Document 2, when the amount of Mn is decreased in order to suppress the occurrence of buckling cracks, the Cube orientation of the hot-rolled sheet develops too much and 0 ° -180 ° of the product plate. Ears get too high.

また、特許文献３及び４に示されている技術は、製品板の強度異方性を制御するものであり、製品板の絞りカップ耳形状を制御する課題に関しては、根本的な解決とはならない。
また、特許文献５、特許文献６、及び特許文献７に示されている技術は、製品板の成形性や製蓋後の開口性に関するものであり、やはり製品板の絞りカップ耳形状を制御する課題に関しては、根本的な解決とならない。具体的には、いずれの技術も特にＦｅ、Ｍｎの成分範囲が広すぎ、または冷間圧延率が低いため、絞りカップ形状を厳密に制御できない。 In addition, the techniques disclosed in Patent Documents 3 and 4 control the strength anisotropy of the product plate, and the problem of controlling the shape of the drawn cup ear of the product plate is not a fundamental solution. .
The techniques disclosed in Patent Document 5, Patent Document 6, and Patent Document 7 relate to the moldability of the product plate and the opening property after the lid is formed, and also control the shape of the squeeze cup ear of the product plate. As for issues, it is not a fundamental solution. Specifically, in any technique, since the component ranges of Fe and Mn are particularly wide or the cold rolling rate is low, the drawn cup shape cannot be strictly controlled.

このように、従来の技術では、中間焼鈍を省略した場合に、中間焼鈍材と同等の絞りカップ耳形状となるように異方性を制御し、かつ耐バックリング亀裂性を損なわずに板厚０．２５ｍｍ以下の陽圧用缶エンドに用いるアルミニウム合金板を得ることは困難である。   As described above, in the conventional technique, when intermediate annealing is omitted, the anisotropy is controlled so that the shape of the drawn cup ear is equivalent to that of the intermediate annealing material, and the plate thickness is maintained without impairing buckling crack resistance. It is difficult to obtain an aluminum alloy plate used for a positive pressure can end of 0.25 mm or less.

単に中間焼鈍工程を省略すると、製品板の異方性、即ち絞りカップ耳形状が変化するため、製蓋用の高価な金型を変更せざるをえなくなり、新たな設備投資が必要となる。また、単に成分のみで製品板の異方性を制御しようとすると、素材の靱性が著しく低下し、バックリング時に材料が割れてしまうという問題がある。かかる問題は、材料の薄肉化に伴って一層深刻となる。   If the intermediate annealing process is simply omitted, the anisotropy of the product plate, that is, the shape of the drawn cup ears changes, which necessitates changing an expensive mold for making the lid, and a new capital investment is required. Further, if it is attempted to control the anisotropy of the product plate only with the components, there is a problem that the toughness of the material is remarkably lowered and the material is cracked during buckling. Such a problem becomes more serious as the material becomes thinner.

本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたものであって、薄肉化が可能な程十分に高強度でかつ靱性に優れ、中間焼鈍を省略しても中間焼鈍材用の金型を変えることなく製蓋に適した異方性に制御した缶エンド用アルミニウム合金板及びその製造方法を提供しようとするものである。   The present invention has been made in view of such conventional problems, and has a sufficiently high strength and toughness that enables thinning, and a mold for an intermediate annealing material even if intermediate annealing is omitted. It is an object of the present invention to provide an aluminum alloy plate for can ends controlled to anisotropy suitable for lid making without changing and a method for producing the same.

第１の発明は、ブランクを打ち抜いて該ブランクに成形を施して缶エンドを製造するために用いられ、熱間圧延後に中間焼鈍を行うことなく冷間圧延を施して作製してなる缶エンド用アルミニウム合金板であって、
Ｓｉ：０．０４〜０．３０％（質量％、以下同様）、Ｆｅ：０．１２〜０．４０％、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ：いずれも０．１４％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．２５〜０．５０％、Ｍｇ：４．１〜５．０％を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなり、［Ｍｇ］≧−１．９６×［Ｍｎ］＋５．０（［Ｍｇ］及び［Ｍｎ］はそれぞれＭｇ含有量（％）及びＭｎ含有量（％））という関係を満足する組成を有し、
板厚が０．２１５〜０．２５ｍｍであり、
０°−１８０°耳率（Ａ）が５．０〜７．０％であり、４５°耳率（Ｂ）が６．０〜９．０％であり、
上記（Ａ）と上記（Ｂ）との関係が、１５．６≦１．３３×（Ａ）＋（Ｂ）≦１６．６であり、
圧延方向に対して０°、４５°、９０°の角度をなす方向に引張試験をしたときの引張強さがいずれの方向についても３５０ＭＰａ以上であることを特徴とする缶エンド用アルミニウム合金板にある（請求項１）。
（ただし、耳率は、上記缶エンド用アルミニウム合金板を直径５５ｍｍで切り抜いて試験用のブランクを作製し、該ブランクを絞り比１．６７でカップ状に成形したときにカップの開口部に生じる耳の耳率であり、耳率（％）＝１００×｛（山高さの平均）−（圧延方向に対して９０°及び２７０°の角度をなす位置におけるカップ壁の高さの平均）｝／［｛（山高さの平均＋（圧延方向に対して９０°及び２７０°の角度をなす位置におけるカップ壁の高さの平均））｝／２］という式で定義する。なお、山高さは、０°−１８０°耳率（Ａ）においては圧延方向に対して０°及び１８０°の角度をなす位置におけるカップ壁の高さであり、４５°耳率においては圧延方向に対して４５°、１３５°、２２５°、及び３１５°の角度をなす位置におけるカップ壁の高さである。） The first invention is used for producing a can end by punching a blank and forming the blank, and for a can end formed by cold rolling without intermediate annealing after hot rolling. An aluminum alloy plate,
Si: 0.04 to 0.30% (mass%, the same applies hereinafter), Fe: 0.12 to 0.40%, Cu, Cr, Zn: all 0.14% or less, Ti: 0.10% or less , Mn: 0.25 to 0.50%, Mg: 4.1 to 5.0%, the balance is inevitable impurities and aluminum, and [Mg] ≧ −1.96 × [Mn] +5. 0 ([Mg] and [Mn] have a composition satisfying the relationship of Mg content (%) and Mn content (%), respectively),
The plate thickness is 0.215 to 0.25 mm,
0 ° -180 ° ear rate (A) is 5.0-7.0%, 45 ° ear rate (B) is 6.0-9.0%,
The relationship between (A) and (B) is 15.6 ≦ 1.33 × (A) + (B) ≦ 16.6,
An aluminum alloy plate for a can end characterized by a tensile strength of 350 MPa or more in any direction when a tensile test is performed in directions that form angles of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. (Claim 1).
(However, the ear rate is generated in the opening of the cup when the aluminum alloy plate for can ends is cut out with a diameter of 55 mm to produce a test blank and the blank is molded into a cup shape with a drawing ratio of 1.67. Ear ratio (%) = 100 × {(average peak height) − (average cup wall height at 90 ° and 270 ° angles to the rolling direction)} / [(Average peak height + (average cup wall height at positions forming 90 ° and 270 ° with respect to the rolling direction)}} / 2]. In 0 ° -180 ° ear ratio (A), it is the height of the cup wall at a position that forms an angle of 0 ° and 180 ° with respect to the rolling direction, and at 45 ° ear ratio, 45 ° with respect to the rolling direction. At positions of 135 °, 225 ° and 315 ° The height of the cup wall.)

第２の発明は、上記第１の発明の缶エンド用アルミニウム合金板の製造方法において、
Ｓｉ：０．０４〜０．３０％（質量％、以下同様）、Ｆｅ：０．１２〜０．４０％、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ：いずれも０．１４％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．２５〜０．５０％、Ｍｇ：４．１〜５．０％を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなり、かつ［Ｍｇ］≧−１．９６×［Ｍｎ］＋５．０（［Ｍｇ］及び［Ｍｎ］はそれぞれＭｇ含有量（％）及びＭｎ含有量（％））という関係を満足する組成のアルミニウム合金鋳塊を準備し、少なくとも温度域４００〜４６０℃における昇温速度が３０℃／ｈ以上となるように上記アルミニウム合金鋳塊を加熱し、保持温度４６０〜５４０℃で２〜２４ｈ保持する均質化熱処理工程と、
該均質化熱処理工程後の上記アルミニウム合金鋳塊を、パスごとの圧延率５〜３５％、温度４６０〜５４０℃で１５分以内に終了するように圧延して粗熱間圧延板を得る粗熱間圧延工程と、
終了温度が３００〜３７０℃となるように上記粗熱間圧延板をさらに圧延して熱間圧延板を得る仕上げ熱間圧延工程と、
上記仕上げ熱間圧延工程における圧延直後の上記熱間圧延板を冷却速度２０℃／ｈ以下で冷却するか、あるいは上記熱間圧延板を温度３００℃以上で１時間以上に保持する冷却・保持工程と、
該冷却・保持工程後の上記熱間圧延板を、焼鈍することなく、圧延率８６〜９３％となるように冷間圧延する冷間圧延工程とを有することを特徴とする缶エンド用アルミニウム合金板の製造方法にある（請求項３）。 2nd invention is the manufacturing method of the aluminum alloy plate for can ends of the said 1st invention,
Si: 0.04 to 0.30% (mass%, the same applies hereinafter), Fe: 0.12 to 0.40%, Cu, Cr, Zn: all 0.14% or less, Ti: 0.10% or less , Mn: 0.25 to 0.50%, Mg: 4.1 to 5.0%, the balance is inevitable impurities and aluminum, and [Mg] ≧ −1.96 × [Mn] +5 0.0 ([Mg] and [Mn] are Mg content (%) and Mn content (%), respectively) are prepared, and an aluminum alloy ingot having a composition satisfying the relationship of at least a temperature range of 400 to 460 ° C. is prepared. A homogenization heat treatment step in which the aluminum alloy ingot is heated so that the temperature rate is 30 ° C./h or more, and held at a holding temperature of 460 to 540 ° C. for 2 to 24 h;
Rough heat obtained by rolling the aluminum alloy ingot after the homogenization heat treatment step so as to be finished within 15 minutes at a rolling rate of 5 to 35% and a temperature of 460 to 540 ° C. per pass. A rolling process,
A finish hot rolling step of further rolling the rough hot-rolled plate to obtain a hot-rolled plate so that the end temperature is 300 to 370 ° C;
Cooling / holding step of cooling the hot rolled plate immediately after rolling in the finishing hot rolling step at a cooling rate of 20 ° C./h or lower, or holding the hot rolled plate at a temperature of 300 ° C. or higher for 1 hour or longer. When,
A cold rolling step in which the hot-rolled sheet after the cooling and holding step is cold-rolled so as to have a rolling rate of 86 to 93% without being annealed. It exists in the manufacturing method of a board (Claim 3).

上記第１の発明の缶エンド用アルミニウム合金板は、上述のように、上記特定の量のＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、及びＴｉを含有している。そのため、熱間圧延後に中間焼鈍を行うことなく冷間圧延を施して作製しても、上記のような耳率特性を有するように構成することができ、良好な異方性を有する。そのため、製缶メーカーで新たな設備投資をすることなく、製蓋することができる。   The aluminum alloy plate for can ends of the first invention contains the specific amounts of Si, Fe, Cu, Mn, Mg, and Ti as described above. Therefore, even if it cold-rolls without performing intermediate annealing after hot rolling, it can be comprised so that it may have the above-mentioned ear ratio characteristics, and it has favorable anisotropy. Therefore, it is possible to make a lid without making a new capital investment at a can manufacturer.

すなわち、本発明の缶エンド用アルミニウム合金板（中間焼鈍省略材）は、ブランクを打ち抜いて缶エンドを製造する際に、中間焼鈍を行って製造されるアルミニウム合金板（中間焼鈍材）に適用されている現行の金型設備を用いることができる。このような従来の中間焼鈍材用の金型を用いて成形を行っても、本発明の缶エンド用アルミニウム合金板（中間焼鈍省略材）は、中間焼鈍材と同様の耳を形成することができる。それ故、上述のごとく、新たな設備投資をすることなく、製蓋することができる。   In other words, the aluminum alloy plate for can end (intermediate annealing omitted material) of the present invention is applied to an aluminum alloy plate (intermediate annealing material) manufactured by performing intermediate annealing when a blank is punched and a can end is manufactured. Current mold equipment can be used. Even if molding is performed using such a conventional mold for intermediate annealing material, the aluminum alloy plate for can end of the present invention (intermediate annealing omitted material) can form the same ear as the intermediate annealing material. it can. Therefore, as described above, the lid can be manufactured without investing in new equipment.

また、上記缶エンド用アルミニウム合金板は、上述の組成を有しているため、薄肉化しても、缶内圧の高い陽圧缶に用いるために必要な強度特性及び靭性を示すことができる。また、中間焼鈍を行うことなく得ることができ、また、薄肉化することができるため、コストの低減や、環境負荷の軽減を実現することができる。   Moreover, since the said aluminum alloy plate for can ends has the above-mentioned composition, even if it thins, it can show the intensity | strength characteristic and toughness required for using for a positive pressure can with a high can internal pressure. Moreover, since it can obtain without performing intermediate annealing and it can reduce in thickness, reduction of cost and reduction of an environmental load are realizable.

このように、上記第１の発明によれば、薄肉化が可能な程十分に高強度でかつ靱性に優れ、中間焼鈍を省略しても中間焼鈍材用の金型を変えることなく製蓋に適した異方性に制御した缶エンド用アルミニウム合金板を提供することができる。   Thus, according to the first aspect of the present invention, the lid is made without changing the mold for the intermediate annealing material even if the intermediate annealing is omitted even if the intermediate annealing is omitted. It is possible to provide an aluminum alloy plate for can ends controlled to have a suitable anisotropy.

次に、第２の発明の製造方法は、上述したように、均質化熱処理工程と、粗熱間圧延工程と、仕上げ熱間圧延工程と、冷却・保持工程と冷間圧延工程とを必須工程として含み、従来通常行われていた熱間圧延工程直後又は冷間圧延工程途中の中間焼鈍工程を共に無くしてある。   Next, as described above, the manufacturing method of the second invention includes the homogenization heat treatment step, the rough hot rolling step, the finish hot rolling step, the cooling / holding step, and the cold rolling step as essential steps. The intermediate annealing process immediately after the hot rolling process or in the middle of the cold rolling process that has been conventionally performed is eliminated.

すなわち、上記各工程において、上述したような条件を必須条件とすることによって、中間焼鈍を行わなくても、上述のように規定した耳率を有する缶エンド用アルミニウム合金板を製造することができるのである。
上述のように規定した耳率及び特性を備えることにより、得られる缶エンド用アルミニウム合金板は、上述したように製缶メーカーで新たな設備投資をすることなく、製蓋することができ、薄肉化しても、強度及び靭性を有する。
また、中間焼鈍を省略することによって、製造コストを低減させ、化石燃料の燃焼によるＣＯ2ガスの排出を抑制することにより、環境負荷を低減することもできる。 That is, in each of the above steps, by making the above-described conditions as essential conditions, an aluminum alloy plate for can ends having the ear ratio defined as described above can be manufactured without performing intermediate annealing. It is.
By providing the ear rate and characteristics specified as described above, the resulting aluminum alloy plate for can ends can be made without the need for new equipment investment at the can manufacturer, as described above, and is thin. Even if it becomes, it has strength and toughness.
Further, by omitting the intermediate annealing, the production cost can be reduced, and the environmental load can be reduced by suppressing the emission of CO 2 gas due to the combustion of fossil fuel.

このように、第２の発明によれば、薄肉化が可能な程十分に高強度でかつ靱性に優れ、中間焼鈍を省略しても中間焼鈍材用の金型を変えることなく製蓋に適した異方性に制御した缶エンド用アルミニウム合金板を、低いコスト及び環境負荷で製造することができる。   Thus, according to the second aspect of the invention, the strength is high enough to enable thinning and excellent toughness, and even if the intermediate annealing is omitted, it is suitable for making a lid without changing the mold for the intermediate annealing material. In addition, an aluminum alloy plate for can ends controlled to be anisotropic can be manufactured at low cost and environmental load.

実施例にかかる、ブランクの形状を示す説明図。Explanatory drawing which shows the shape of the blank concerning an Example. 実施例にかかる、シェルの断面形状を示す説明図。Explanatory drawing which shows the cross-sectional shape of the shell concerning an Example. 実施例にかかる、シングルアクションによるフルフォーム法によってシェルを形成する様子を示す説明図であって、ブランクの断面形状を示す説明図（ａ）、パネル部の形成途中の断面形状を示す説明図（ｂ）、カウンタシンク部を形成する絞り加工を行う様子を示す説明図（ｃ）。It is explanatory drawing which shows a mode that a shell is formed by the full-form method by a single action concerning an Example, Comprising: (a) which shows sectional shape of a blank, Explanatory drawing which shows sectional shape in the middle of formation of a panel part ( b) Explanatory drawing (c) which shows a mode that the drawing process which forms a counter sink part is performed. 実施例にかかる、シェルの外周端部を内側にカーリングさせる工程を示す説明図（ａ）、シェルの外周部の内側にシーリングコンパウンドを塗布した状態を示す説明図（ｂ）、シェルに対してスコア成形及びリベット成形を行ってタブを取り付けた缶エンドの断面構造を示す説明図（ｃ）。Explanatory drawing (a) which shows the process of curling the outer peripheral edge part of a shell inside according to an Example, explanatory drawing (b) which shows the state which applied sealing compound inside the outer peripheral part of a shell, and a score with respect to a shell Explanatory drawing (c) which shows the cross-section of the can end which performed shaping | molding and rivet shaping | molding, and attached the tab.

本発明の缶エンド用アルミニウム合金板は、上述したように、熱間圧延後に中間焼鈍を行うことなく冷間圧延を施して作製してなる缶エンド用アルミニウム合金板である。
そのため、上記缶エンド用アルミニウム合金板は、低コストで、環境負荷を抑えて製造することができる。 As described above, the aluminum alloy plate for can end of the present invention is an aluminum alloy plate for can end which is produced by performing cold rolling without performing intermediate annealing after hot rolling.
Therefore, the aluminum alloy plate for can end can be manufactured at low cost and with reduced environmental load.

すなわち、上記缶エンド用アルミニウム合金板は、例えば、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程とを施すことにより得ることができる。均質化熱処理工程におけるアルミニウム合金鋳塊は、例えば半連続鋳造法により製造することができる。
なお、上記缶エンド用アルミニウム合金板の化学組成は、上記アルミニウム合金鋳塊の化学組成からほとんど変化することがない。 That is, the aluminum alloy plate for can ends can be obtained, for example, by performing a homogenization heat treatment step, a hot rolling step, and a cold rolling step. The aluminum alloy ingot in the homogenization heat treatment step can be produced by, for example, a semi-continuous casting method.
In addition, the chemical composition of the aluminum alloy plate for can ends hardly changes from the chemical composition of the aluminum alloy ingot.

上記均質化熱処理工程においては、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物、及びＭｇ2Ｓｉを析出させることができる。これにより、熱間圧延工程でのＣｕｂｅ方位粒の成長を抑制することができ、上記缶エンド用アルミニウム合金板を上述の耳率特性にすることができる。 In the homogenization heat treatment step, Al—Fe, Al—Mn, an Al—Mn—Fe intermetallic compound, and Mg 2 Si can be precipitated. Thereby, the growth of Cube-oriented grains in the hot rolling process can be suppressed, and the above-mentioned aluminum alloy sheet for can ends can be made to have the above-mentioned ear rate characteristics.

しかし、上述の金属間化合物の析出量が多くなり過ぎて、熱間圧延工程でのＣｕｂｅ方位粒の成長が著しく抑制されると、冷間圧延工程において冷間圧延集合組織が発達しすぎ、所望の異方性を得ることができなくなる。従って、熱間圧延工程でのＣｕｂｅ方位粒の発達の程度は、厳密に制御する必要がある。   However, if the amount of precipitation of the above-mentioned intermetallic compound becomes too large and the growth of Cube-oriented grains in the hot rolling process is significantly suppressed, the cold rolling texture develops too much in the cold rolling process, and the desired The anisotropy cannot be obtained. Therefore, it is necessary to strictly control the degree of development of Cube-oriented grains in the hot rolling process.

そこで、本発明においては、上記缶エンド用アルミニウム合金板を、Ｓｉ：０．０４〜０．３０％（質量％、以下同様）、Ｆｅ：０．１２〜０．４０％、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ：いずれも０．１４％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．２５〜０．５０％、Ｍｇ：４．１〜５．０％を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなるものとする。   Therefore, in the present invention, the aluminum alloy plate for can end is made of Si: 0.04 to 0.30% (mass%, hereinafter the same), Fe: 0.12 to 0.40%, Cu, Cr, Zn. : All contain 0.14% or less, Ti: 0.10% or less, Mn: 0.25 to 0.50%, Mg: 4.1 to 5.0%, the balance from inevitable impurities and aluminum Shall be.

Ｓｉの含有量が０．３０％を超える場合には、鋳造凝固過程で晶出するＭｇ2Ｓｉ金属間化合物、及びＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の生成と粗大化を引き起こし、冷間圧延工程において耳割れが発生するおそれがある。また、缶エンドの重要な特性である落下強度が低下するおそれがある。さらに、製蓋後、缶エンドがバックリングしたとき、亀裂の発生位置及び伝播経路となり、バックリング亀裂が発生し易くなるおそれがある。 When the Si content exceeds 0.30%, the formation of Mg 2 Si intermetallic compounds crystallized during the casting solidification process, and Al-Mn-Si, Al-Mn-Fe-Si intermetallic compounds It may cause coarsening and may cause ear cracks in the cold rolling process. Moreover, there exists a possibility that the drop strength which is an important characteristic of a can end may fall. Furthermore, when the can end buckles after the lid is formed, it becomes a crack generation position and a propagation path, and buckling cracks are likely to occur.

特に、製品の板厚が薄い場合、製品板の強度が高い場合、また、缶内容物の内圧が高い場合は、よりバックリング亀裂が発生し易くなるため、これらの場合は、Ｓｉを０．２０％以下に規制するのが良い。
ここで、上記落下強度とは、内容物充填後の缶を地面等に落とした場合における開口し難さを示す指標である。 In particular, when the thickness of the product is thin, when the strength of the product plate is high, or when the internal pressure of the can contents is high, buckling cracks are more likely to occur. It is good to regulate to 20% or less.
Here, the drop strength is an index indicating the difficulty of opening when the can after the contents are filled is dropped on the ground or the like.

一方、Ｓｉの含有量が０．０４％未満の場合には、地金のコストが増加し、また、鋳造時の規制が厳しくなり、生産性を低下させるおそれがある。また、均質化熱処理中にＭｇ2Ｓｉの析出が抑制されるため、熱間圧延工程において得られる熱延板のＣｕｂｅ方位の発達を抑制することができず、耳率制御が困難になる。そのため、缶エンド用アルミニウム合金板の０°−１８０°耳を抑制し、４５°耳を発達させることができなくなるおそれがある。 On the other hand, if the Si content is less than 0.04%, the cost of the metal increases, and the regulations during casting become strict, which may reduce productivity. Moreover, since precipitation of Mg 2 Si is suppressed during the homogenization heat treatment, the development of the Cube orientation of the hot-rolled sheet obtained in the hot rolling process cannot be suppressed, and the ear rate control becomes difficult. Therefore, there is a possibility that the 0 ° -180 ° ears of the aluminum alloy plate for can ends can be suppressed and the 45 ° ears cannot be developed.

Ｆｅの含有量が０．４０％を超える場合には、鋳造凝固過程で晶出するＡｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、及びＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の生成と粗大化を引き起こし、冷間圧延工程における耳割れが発生するおそれがある。また、缶エンドの重要な特性である落下強度が低下するおそれがある。さらに、製蓋後、缶エンドがバックリングしたとき、亀裂の発生位置及び伝播経路となり、バックリング亀裂が発生し易くなるおそれがある。また、板厚が薄い場合、強度が高い場合、また缶内容物の内圧が高い場合は、よりバックリング亀裂が発生し易くなるため、これらの場合はＦｅを０．３６％以下に規制することが好ましい。   When the Fe content exceeds 0.40%, generation and coarsening of Al—Fe, Al—Mn—Fe, and Al—Mn—Fe—Si intermetallic compounds that crystallize during the casting solidification process are performed. This may cause an ear crack in the cold rolling process. Moreover, there exists a possibility that the drop strength which is an important characteristic of a can end may fall. Furthermore, when the can end buckles after the lid is formed, it becomes a crack generation position and a propagation path, and buckling cracks are likely to occur. Also, when the plate thickness is thin, when the strength is high, or when the internal pressure of the can contents is high, buckling cracks are more likely to occur. In these cases, Fe is regulated to 0.36% or less. Is preferred.

一方、Ｆｅの含有量が０．１２％未満の場合には、均質化熱処理中に、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物が十分に析出しなくなるおそれがある。そのため、熱間圧延工程でのＣｕｂｅ方位粒の成長を抑制することができず、缶エンド用アルミニウム合金板の０°−１８０°耳を抑制し、４５°耳を発達させることができなくなるおそれがある。より厳密に異方性を制御するためには、Ｆｅは０．１４％以上に規制することが好ましい。   On the other hand, when the Fe content is less than 0.12%, the Al—Fe and Al—Mn—Fe intermetallic compounds may not sufficiently precipitate during the homogenization heat treatment. Therefore, the growth of Cube orientation grains in the hot rolling process cannot be suppressed, and the 0 ° -180 ° ear of the aluminum alloy plate for can ends may be suppressed, and the 45 ° ear may not be developed. is there. In order to control the anisotropy more strictly, Fe is preferably regulated to 0.14% or more.

Ｍｎには、これが固溶することによる強度向上効果があり、缶エンド用アルミニウム合金板の強度を得るために必要不可欠な元素である。
Ｍｎの含有量が０．５０％を超える場合には、鋳造凝固過程で晶出するＡｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、及びＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の生成と粗大化を引き起こし、冷間圧延工程において耳割れが発生するおそれがある。また、缶エンドの重要な特性である落下強度が低下するおそれがある。さらに、製蓋後、缶エンドがバックリングしたとき、亀裂の発生位置及び伝播経路となり、バックリング亀裂が発生し易くなるおそれがある。そのため、板厚が薄い場合、強度が高い場合、また、缶内容物の内圧が高い場合は、よりバックリング亀裂が発生し易くなるため、これらの場合は、Ｍｎを０．４３％以下に規制するのが良い。 Mn has an effect of improving strength due to its solid solution, and is an indispensable element for obtaining the strength of the aluminum alloy plate for can ends.
When the content of Mn exceeds 0.50%, generation and coarsening of Al—Mn, Al—Mn—Fe, and Al—Mn—Fe—Si intermetallic compounds that crystallize in the casting solidification process are performed. This may cause ear cracks in the cold rolling process. Moreover, there exists a possibility that the drop strength which is an important characteristic of a can end may fall. Furthermore, when the can end buckles after the lid is formed, it becomes a crack generation position and a propagation path, and buckling cracks are likely to occur. Therefore, when the plate thickness is thin, when the strength is high, or when the internal pressure of the can contents is high, buckling cracks are more likely to occur. In these cases, Mn is regulated to 0.43% or less. Good to do.

一方、Ｍｎの含有量が０．２５％未満の場合には、缶エンド用アルミニウム合金板の強度が不十分になり、陽圧缶の缶エンドに用いることが困難になるおそれがある。そして、缶エンド用アルミニウム合金板の板厚が薄い場合には、Ｍｎは０．３７％以上とすることが好ましい。   On the other hand, when the content of Mn is less than 0.25%, the strength of the aluminum alloy plate for can end becomes insufficient, and it may be difficult to use it for the can end of a positive pressure can. And when the plate | board thickness of the aluminum alloy plate for can ends is thin, it is preferable that Mn shall be 0.37% or more.

さらに、Ｍｎは、他の添加元素と比べて熱間圧延工程でのＣｕｂｅ方位粒の成長を抑制する効果が高い。そのため、Ｍｎの含有量が０．２５％未満の場合又は０．５０％を超える場合には、所望の異方性に制御することができなくなるおそれがある。   Furthermore, Mn has a higher effect of suppressing the growth of Cube-oriented grains in the hot rolling process than other additive elements. Therefore, when the Mn content is less than 0.25% or exceeds 0.50%, it may not be possible to control the desired anisotropy.

また、Ｍｇの添加は、Ｍｇ自体の固溶による強度向上効果があり、また転位との相互作用による加工硬化量が大きく、内圧の掛かる陽圧用缶エンドに用いるアルミニウム合金板の強度を得るため、必要不可欠な元素である。また、熱間圧延工程であっても安定した転位組織を形成するため、Ｃｕｂｅ方位粒の成長を安定して抑制することができ、異方性を制御する上でも必要不可欠な元素である。   In addition, the addition of Mg has an effect of improving the strength due to solid solution of Mg itself, and the work hardening amount due to the interaction with dislocation is large, in order to obtain the strength of the aluminum alloy plate used for the positive pressure can end where internal pressure is applied. It is an indispensable element. In addition, since a stable dislocation structure is formed even in the hot rolling process, the growth of Cube-oriented grains can be stably suppressed, and this element is indispensable for controlling anisotropy.

Ｍｇの含有量が５．０％を超える場合には、熱間圧延時の割れを引き起こし易く、安定して製造することが困難である。
一方、Ｍｇの含有量が４．１％未満の場合には、強度が不十分になり、缶エンド用アルミニウム合金板を陽圧缶用の缶エンドに用いることが困難になるおそれがある。さらに、上述のように熱間圧延工程でのＣｕｂｅ方位粒の成長を抑制させることができず、缶エンド用アルミニウム合金板の０°−１８０°耳を抑制し、４５°耳を発達させることができなくなるおそれがある。 If the Mg content exceeds 5.0%, it is easy to cause cracks during hot rolling, and it is difficult to produce stably.
On the other hand, when the content of Mg is less than 4.1%, the strength becomes insufficient, and it may be difficult to use the aluminum alloy plate for can end for the can end for positive pressure can. Furthermore, as described above, the growth of Cube-oriented grains in the hot rolling process cannot be suppressed, the 0 ° -180 ° ears of the aluminum alloy plate for can ends can be suppressed, and the 45 ° ears can be developed. There is a risk that it will not be possible.

また、Ｍｇの含有量を［Ｍｇ］、Ｍｎの含有量を［Ｍｎ］とすると、［Ｍｇ］≧−１．９６×［Ｍｎ］＋５．０という関係を満足する。
この場合には、高い強度を得ることができる。
［Ｍｇ］＜−１．９６×［Ｍｎ］＋５．０である場合には、薄肉化した場合に所望の耐圧が得られなくなるおそれがある。 Further, when the Mg content is [Mg] and the Mn content is [Mn], the relationship [Mg] ≧ −1.96 × [Mn] +5.0 is satisfied.
In this case, high strength can be obtained.
When [Mg] <− 1.96 × [Mn] +5.0, there is a possibility that a desired breakdown voltage cannot be obtained when the thickness is reduced.

また、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎは、Ａｌマトリクスへの固溶による強度上昇に効果があるが、本発明では必須元素ではない。これらの積極的添加は、溶解原料のコストアップ要因となるばかりか、これら元素いずれかの含有量が０．１４％を超える場合には、鋳造凝固過程で晶出する金属間化合物の粗大化を引き起こし、冷間圧延工程における耳割れが発生するおそれがある。また、缶エンドの重要な特性である落下強度が低下するおそれがある。さらに、製蓋後、缶エンドがバックリングしたとき、亀裂の発生位置及び伝播経路となり、バックリング亀裂が発生し易くなるおそれがある。また、板厚が薄い場合、強度が高い場合、また、缶内容物の内圧が高い場合は、よりバックリング亀裂が発生し易くなるため、これらの場合は、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎの含有量をいずれも０．１２％以下に規制するのが良い。   Further, Cu, Cr, and Zn are effective in increasing the strength due to solid solution in the Al matrix, but are not essential elements in the present invention. These aggressive additions not only increase the cost of the melting raw material, but also increase the intermetallic compounds crystallized during the casting solidification process when the content of any of these elements exceeds 0.14%. This may cause an ear crack in the cold rolling process. Moreover, there exists a possibility that the drop strength which is an important characteristic of a can end may fall. Furthermore, when the can end buckles after the lid is formed, it becomes a crack generation position and a propagation path, and buckling cracks are likely to occur. Also, when the plate thickness is thin, when the strength is high, or when the internal pressure of the can contents is high, buckling cracks are more likely to occur. In these cases, the content of Cu, Cr, Zn is reduced. In any case, it is preferable to regulate to 0.12% or less.

また、Ｔｉの添加は、上記缶エンド用アルミニウム合金板の製造時に、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を細かくすることができるという効果を有し、組織を均一にすることができる。即ち、ミクロ偏析を軽減させ、金属間化合物を細かく分散させることができる。
Ｔｉ含有量が０．１％を超える場合には、Ａｌ−Ｔｉ化合物が介在物として残存してしまうおそれがある。また、Ｔｉによる上述の効果を得るためには、Ｔｉの含有量は０．０１％以上が好ましい。 Further, the addition of Ti has an effect that the crystal grains of the aluminum alloy ingot can be made fine at the time of producing the aluminum alloy plate for can end, and the structure can be made uniform. That is, microsegregation can be reduced and the intermetallic compound can be finely dispersed.
If the Ti content exceeds 0.1%, the Al-Ti compound may remain as inclusions. Moreover, in order to acquire the above-mentioned effect by Ti, the Ti content is preferably 0.01% or more.

上記缶エンド用アルミニウム合金板の耳率特性は、０°−１８０°耳率（Ａ）が５．０〜７．０％であり、４５°耳率（Ｂ）が６．０〜９．０％であり、かつ、上記（Ａ）と上記（Ｂ）との関係が、１５．６≦１．３３×（Ａ）＋（Ｂ）≦１６．６である。
このような耳率特性を有するように、缶エンド用アルミニウム合金板（中間焼鈍省略材）の異方性を制御することにより、現状のブランク金型（従来の中間焼鈍材に調整された金型）に適合させて製蓋することができる。
つまり、良好な異方性を有し、製缶メーカーで新たな設備投資をすることなく、製蓋することができる。 The ear ratio characteristics of the aluminum alloy plate for can ends are as follows: 0 ° -180 ° ear ratio (A) is 5.0 to 7.0%, and 45 ° ear ratio (B) is 6.0 to 9.0. %, And the relationship between (A) and (B) is 15.6 ≦ 1.33 × (A) + (B) ≦ 16.6.
By controlling the anisotropy of the aluminum alloy plate for can ends (intermediate annealing omitted material) so as to have such ear ratio characteristics, the current blank mold (mold adjusted to the conventional intermediate annealing material) ) To make a lid.
In other words, it has good anisotropy and can be made without making new capital investment by a can manufacturer.

上記（Ａ）が５．０％未満の場合には、缶エンドの４５°、１３５°、２２５°、３１５°の４山が高くなりすぎ、均一な巻締め形状が得られず、また積層性が低下するおそれがある。
また、上記（Ａ）が７．０％を超える場合又は上記（Ｂ）が６．０％未満の場合には、缶エンドの０°、１８０°の２山が高くなりすぎ、やはり均一な巻締め形状が得られず、また積層性が低下するおそれがある。
また、上記（Ｂ）が９．０％を超える場合には、缶エンドの４５°、１３５°、２２５°、３１５°の４山が高くなりすぎ、かつ９０°、２７０°の２谷が低くなりすぎ、やはり均一な巻締め形状が得られず、また積層性が低下するおそれがある。 When the above (A) is less than 5.0%, the four ridges of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° of the can end become too high, and a uniform winding shape cannot be obtained. May decrease.
In addition, when the above (A) exceeds 7.0% or the above (B) is less than 6.0%, the two peaks at 0 ° and 180 ° at the can end become too high, and the uniform winding is also performed. There is a possibility that the tightening shape cannot be obtained and the lamination property is lowered.
When the above (B) exceeds 9.0%, the four peaks of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° of the can end become too high, and the two valleys of 90 ° and 270 ° are low. As a result, the uniform winding shape cannot be obtained, and the laminate property may be deteriorated.

また、１．３３×（Ａ）＋（Ｂ）＜１５．６である場合には、缶エンドの４５°、１３５°、２２５°、３１５°位置に比べて、０°、１８０°及び９０°、２７０°の４山が高くなりすぎ、均一な巻締め形状が得られず、また積層性が低下するおそれがある。
一方、１．３３×（Ａ）＋（Ｂ）＞１６．６である場合には、缶エンドの０°、１８０°の２山、及び４５°、１３５°、２２５°、３１５°の４山が高くなりすぎ、均一な巻締め形状が得られず、また積層性が低下するおそれがある。 In addition, when 1.33 × (A) + (B) <15.6, it is 0 °, 180 ° and 90 ° as compared to the 45 °, 135 °, 225 ° and 315 ° positions of the can end. The four peaks at 270 ° are too high, and a uniform winding shape cannot be obtained, and the laminate property may be deteriorated.
On the other hand, when 1.33 × (A) + (B)> 16.6, two peaks of 0 ° and 180 ° of the can end and four peaks of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° Becomes too high, a uniform winding shape cannot be obtained, and the lamination property may be deteriorated.

ここで、上記耳率は、缶エンド用アルミニウム合金板より切り出した、直径５５ｍｍの真円形状のブランクを、絞り比１．６７でカップ状に成形したときの成形カップの開口部に発生する耳の耳率である。
０°−１８０°耳率（Ａ）（％）＝１００×｛（０°、１８０°の山高さの平均）−（９０°、２７０°の谷高さの平均）｝／［｛（０°、１８０°の山高さの平均）＋（９０°、２７０°の谷高さの平均）｝／２］、４５°耳率（％）＝１００×｛（４５°、１３５°、２２５°、３１５°の山高さの平均）−（９０°、２７０°の谷高さの平均）｝／［｛（４５°、１３５°、２２５°、３１５°の山高さの平均）＋（９０°、２７０°の谷高さの平均）｝／２］で定義する。 Here, the above-mentioned ear rate is an ear generated at the opening of the forming cup when a 55 mm diameter perfect circle blank cut out from the aluminum alloy plate for can ends is formed into a cup shape with a drawing ratio of 1.67. The ear rate.
0 ° -180 ° ear ratio (A) (%) = 100 × {(0 °, average of 180 ° peak height) − (90 °, average of 270 ° valley height)} / [{(0 ° , Average of 180 ° peak height) + (average of 90 °, 270 ° valley height)} / 2], 45 ° ear ratio (%) = 100 × {(45 °, 135 °, 225 °, 315 Average of peak height of °) − (average of peak height of 90 °, 270 °)} / [{(average of peak height of 45 °, 135 °, 225 °, 315 °) + (90 °, 270 ° Of the valley height)} / 2].

なお、上記０°−１８０°耳率において、上記（０°、１８０°の山高さの平均）とは、圧延方向に対して０°と１８０°方向のカップ壁高さの最大値を足して２で割った値であり、上記（９０°、２７０°の谷高さの平均）とは、圧延方向に対して９０°、２７０°方向のカップ壁高さの最小値を足して２で割った値である。
また、４５°耳率において、上記（４５°、１３５°、２２５°、３１５°の山高さの平均）とは、圧延方向に対して４５°、１３５°、２２５°、及び３１５°方向のカップ壁高さの最大値を足して４で割った値であり、また、上記（９０°、２７０°の谷高さの平均）とは、圧延方向に対して９０°、２７０°方向のカップ壁高さの最小値を足して２で割った値である。
ここで、上記の角度については、それぞれ±５°の範囲を許容する。 In the above 0 ° -180 ° ear rate, the above (average of 0 °, 180 ° peak height) is the sum of the maximum values of the 0 ° and 180 ° cup wall heights relative to the rolling direction. The above value (average of 90 °, 270 ° valley height) is the value obtained by adding the minimum value of the cup wall height in the 90 °, 270 ° direction to the rolling direction and dividing by 2. Value.
In the 45 ° ear ratio, the above (average of the peak heights of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 °) is the cups in the 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° directions with respect to the rolling direction. It is a value obtained by adding the maximum value of the wall height and dividing by 4 and the above (average of valley height of 90 °, 270 °) is the cup wall in the direction of 90 °, 270 ° with respect to the rolling direction. It is the value obtained by adding the minimum height and dividing by 2.
Here, a range of ± 5 ° is allowed for each of the above angles.

耳率を求める定義式としては、耳率（％）＝１００×｛（山高さの平均）−（全測定点の平均）｝／（全測定点の平均）か、もしくは、耳率（％）＝１００×｛（山高さの平均）−（谷高さの平均）｝／［｛（山高さの平均）＋（谷高さの平均）｝／２］で求めるのが一般的である。ここでいう全測定点の平均は、絞りカップを回転させながら変位計により連続的に絞りカップの壁高さを測定する場合、１００〜１０００点程度の測定点を得て、これらの平均をコンピューターで計算して求めることができるが、仮に２２．５°ずつ手作業で１６点測定してそれらを平均して求めても、連続的に測定して求めた平均と大差なく、耳率の値には殆ど影響しない。   The definition formula for obtaining the ear rate is: ear rate (%) = 100 × {(average of peak height) − (average of all measurement points)} / (average of all measurement points) or ear rate (%) = 100 × {(average peak height) − (average peak height)} / [{(average peak height) + (average peak height)} / 2]. The average of all the measurement points mentioned here is about 100 to 1000 measurement points when measuring the wall height of the throttle cup continuously with a displacement meter while rotating the throttle cup. However, even if 16 points are manually measured at 22.5 ° and averaged, the value of the ear rate is not significantly different from the average obtained by continuous measurement. Has little effect.

しかし、上述の１つ目の定義式のように全測定点の平均を基準として耳率を算出すると、例えば４５°−１３５°−２２５°−３１５°−４山と、９０°−２７０°−２谷の絞りカップ耳形状を有する材料で、９０°、２７０°の２谷の高さが低すぎて製蓋したエンドのリップハイト分布が均一でなくなり不具合の生じる場合でも、４箇所の４５°山が高いため、全測定点の平均は小さくならず、リップハイト分布の良否を耳率で表すことができなくなる。すなわち全測定点の平均を基準とした耳率では、中間焼鈍省略材の異方性を正確に反映することができない。   However, when the ear rate is calculated based on the average of all measurement points as in the first definition formula described above, for example, 45 ° −135 ° −225 ° −315 ° −4 peaks and 90 ° −270 ° − Even if the lip height distribution at the end of the lid that is made of a material having a two-valley drawn cup ear shape is too low at 90 ° and 270 °, the four 45 ° Since the mountain is high, the average of all measurement points is not small, and the quality of the lip height distribution cannot be expressed by the ear rate. In other words, the ear ratio based on the average of all measurement points cannot accurately reflect the anisotropy of the intermediate annealing material.

また、上述の２つ目の定義式中の（山高さの平均）とは、中間焼鈍省略材では、０°、４５°、１３５°、１８０°、２２５°、３１５°の６山の平均となるが、この定義式では４５°、１３５°、２２５°、３１５°の４山と比べて０°、１８０°の２山が高い耳形状の場合でも、逆に、０°、１８０°の２山と比べて４５°、１３５°、２２５°、３１５°の４山が高い形状の場合でも同じような耳率となり、両者が区別できない可能性がある。従って、本発明は、０°、１８０°の２山と、４５°、１３５°、２２５°、３１５°の４山のいずれも現行の中間焼鈍材にあわせる技術であるため、本発明ではそれぞれ個別に耳率を定義する必要がある。   In the second definition formula described above, (average peak height) is the average of six peaks of 0 °, 45 °, 135 °, 180 °, 225 °, and 315 ° in the intermediate annealing omitted material. However, in this definition formula, even when the two peaks of 0 ° and 180 ° are higher than the four peaks of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 °, conversely, 2 of 0 ° and 180 °. Even in the case where the four peaks of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° are higher than the peaks, the ear ratio is similar, and there is a possibility that the two cannot be distinguished. Therefore, since the present invention is a technique that matches the two peaks of 0 ° and 180 ° and the four peaks of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° with the current intermediate annealing material, the present invention individually It is necessary to define the ear rate.

また、上記缶エンド用アルミニウム合金板においては、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°方向に引張試験をした引張強さの最低値が３５０ＭＰａ以上である。
缶エンド用アルミニウム合金板に求められる要求性能のひとつに耐圧がある。耐圧は、缶内圧の上昇により、本来内側に向かって凸状のカウンターシンク部が、外側に凸状に変形するバックリングが生じるときの缶内圧をいう。缶エンドのバックリングは、素材であるアルミニウム合金板の強度が低い位置から生じる。すなわち、素材の圧延方向に対して、０°、４５°、９０°方向に引張試験をしたときの引張強さのうち、仮に４５°方向に引張試験をした時の引張強さが最も低かった場合、そのアルミニウム合金板から製蓋した缶エンドも、素材の圧延方向に対して４５°位置でバックリングする確率が高い。 Moreover, in the said aluminum alloy plate for can ends, the minimum value of the tensile strength which carried out the tensile test in 0 degree, 45 degrees, and 90 degrees directions with respect to the rolling direction is 350 Mpa or more.
One of the required performances required for aluminum alloy plates for can ends is pressure resistance. The pressure resistance refers to the internal pressure of the can when a buckling is generated in which the counter-sink portion, which is originally convex toward the inside, is deformed outwardly due to an increase in the internal pressure of the can. The buckling of the can end occurs from a position where the strength of the aluminum alloy plate that is the raw material is low. That is, the tensile strength when the tensile test was performed in the 45 ° direction was the lowest among the tensile strengths when the tensile test was performed in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions with respect to the rolling direction of the material. In this case, the can end made of the aluminum alloy plate has a high probability of buckling at a 45 ° position with respect to the rolling direction of the material.

そして、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°方向に引張試験をした引張強さの最低値が３５０ＭＰａ以上であることにより、上記缶エンド用アルミニウム合金板より製蓋した缶エンドは、例えば０．２５ｍｍ以下に薄肉化した場合であっても、陽圧缶用の缶エンドとして用いるために必要な耐圧を得ることができる。すなわち、薄肉化が可能であるため、低いコスト及び環境負荷とすることができる。
上記圧延方向に対して、０°、４５°、９０°方向に引張試験をした引張強さの最高値が３５０ＭＰａ未満の場合には、陽圧缶用缶エンドの耐圧を維持することができない。 And the can end covered with the aluminum alloy plate for the can end is the minimum value of the tensile strength that has been subjected to a tensile test in the direction of 0 °, 45 °, 90 ° with respect to the rolling direction is 350 MPa or more. For example, even when the thickness is reduced to 0.25 mm or less, a pressure resistance necessary for use as a can end for a positive pressure can can be obtained. That is, since the thickness can be reduced, the cost and the environmental load can be reduced.
When the maximum value of the tensile strength obtained by the tensile test in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions with respect to the rolling direction is less than 350 MPa, the pressure resistance of the positive pressure can end cannot be maintained.

なお、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°方向に引張試験をした引張強さの最高値が４００ＭＰａを超えると、素材の成形能が劣り、最も過酷な成形であるリベット成形で割れが生じたり、またバックリング時に亀裂が発生するおそれもある。そのため、引張強さの最高値は４００ＭＰａ以下であることが好ましい。   If the maximum tensile strength tested in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions with respect to the rolling direction exceeds 400 MPa, the forming ability of the material is inferior, and rivet forming is the most severe forming. There is also a risk of cracking or cracking during buckling. Therefore, the maximum tensile strength is preferably 400 MPa or less.

また、本発明において、上記缶エンド用アルミニウム合金板は、中間焼鈍を行うことなく作製する中間焼鈍省略材である。かかる缶エンド用アルミニウム合金板においては、結晶粒の長さ幅比が大きくなる傾向にあり、結晶粒の長さ／幅比は２０以上になる。
上記結晶粒の長さ／幅比は、圧延方向に平行でかつ圧延面に垂直な断面を２００倍で偏光子を用いた光学顕微鏡で観察し、２０個以上の結晶粒の長さと幅を測定して長さ／幅の値を平均した値である。なお、結晶粒の長さは圧延方向に測定し、幅は圧延方向に垂直な方向に測定する。
上記結晶粒の長さ／幅比が２０未満の場合には、冷間圧延による加工が不十分で、冷間圧延集合組織を十分に発達させることができない。そのため、本発明のような中間焼鈍省略材では上記のような耳率特性を得難くなる。
また、中間焼鈍を行って作製した缶エンド用アルミニウム合金板においては、結晶粒の長さ／幅比が小さくなる傾向にあり、結晶粒の長さ／幅比は２０未満になる。 Moreover, in this invention, the said aluminum alloy plate for can ends is an intermediate annealing omitted material produced without performing intermediate annealing. In such an aluminum alloy plate for can ends, the length-width ratio of crystal grains tends to increase, and the length / width ratio of crystal grains becomes 20 or more.
The length / width ratio of the crystal grains was observed with an optical microscope using a polarizer at 200 times the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface, and the length and width of 20 or more crystal grains were measured. Thus, the length / width values are averaged. The length of the crystal grains is measured in the rolling direction, and the width is measured in the direction perpendicular to the rolling direction.
When the length / width ratio of the crystal grains is less than 20, the processing by cold rolling is insufficient and the cold rolling texture cannot be sufficiently developed. Therefore, it is difficult to obtain the above-described ear rate characteristics with the intermediate annealing material as in the present invention.
Moreover, in the aluminum alloy plate for can ends produced by performing the intermediate annealing, the crystal grain length / width ratio tends to be small, and the crystal grain length / width ratio is less than 20.

上記結晶粒の長さ／幅比は、熱間圧延板の再結晶粒の形状と冷間圧延率から幾何学的に決まるものであり、容易に推定が可能である。そのため、熱間圧延終了時点で再結晶組織となりほぼ球状の再結晶粒を得て、且つ高々９３％の冷間圧延率で冷間圧延する工程で製造した場合には、上記結晶粒の長さ／幅比は５００を超えるものではない。   The length / width ratio of the crystal grains is determined geometrically from the shape of the recrystallized grains of the hot rolled sheet and the cold rolling rate, and can be easily estimated. Therefore, the length of the above-mentioned crystal grains is obtained when a recrystallized structure is obtained at the end of hot rolling to obtain a substantially spherical recrystallized grain and is produced by a cold rolling process at a cold rolling rate of 93% at most. The width ratio does not exceed 500.

上記缶エンド用アルミニウム合金板は、真円形状のブランクに比べて、圧延方向に対して４５°、１３５°、２２５°、及び３１５°の角度をなす方向の半径が小さく、圧延方向に対して０°、９０°、１８０°、及び２７０°の角度をなす方向の半径が大きくなる形状の上記ブランクに適用することが好ましい（請求項２）。
この場合には、上記缶エンド用アルミニウム合金板からブランクを打ち抜いて、該ブランクに成形を施す際に、中間焼鈍材用の現行の金型を用いることができるという本発明の作用効果を顕著に得ることができる。 The aluminum alloy plate for can ends has a smaller radius in the direction forming 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° with respect to the rolling direction as compared with the perfect circle blank, and with respect to the rolling direction. It is preferably applied to the blank having a shape in which the radius in the direction forming the angles of 0 °, 90 °, 180 °, and 270 ° is increased (Claim 2).
In this case, when the blank is punched out from the aluminum alloy plate for the can end and the blank is molded, the effect of the present invention that the current mold for the intermediate annealing material can be used is remarkable. Can be obtained.

また、上記缶エンド用アルミニウム合金板は、板厚が０．２１５〜０．２５ｍｍである。
板厚が０．２５ｍｍを超える場合には、薄肉化しても強度に優れるという本発明の作用効果を示すことが困難になる。また、軽量化の効果が少なくなる。一方、０．２１５ｍｍ未満の場合には、陽圧缶用の缶エンドとして十分な耐圧を得ることが困難になるおそれがある。 Moreover, the plate | board thickness of the said aluminum alloy plate for can ends is 0.215-0.25 mm.
When the plate thickness exceeds 0.25 mm, it is difficult to show the effect of the present invention that the strength is excellent even if the thickness is reduced. Moreover, the effect of weight reduction decreases. On the other hand, if it is less than 0.215 mm, it may be difficult to obtain sufficient pressure resistance as a can end for a positive pressure can.

第２の発明の缶エンド用アルミニウム合金板の製造方法は、上述したように、均質化熱処理工程と、粗熱間圧延工程と、仕上げ熱間圧延工程と、冷却・保持工程と、冷間圧延工程とを行う。
上記均質化熱処理工程においては、まず、上記特定組成のアルミニウム合金鋳塊を準備する（鋳造工程）。上記アルミニウム合金鋳塊は、例えば半連続鋳造法により作製することができる。
上記半連続鋳造方法は、断面矩形の鋳型内に溶湯を供給し、該鋳型内で鋳塊表面を凝固させる一次冷却と、上記凝固した鋳塊を鋳型から引き出しながら冷却水を鋳塊表面に直接供給して冷却する二次冷却とを行って、連続的に板材用の鋳塊を鋳造する方法である。 As described above, the method for producing an aluminum alloy plate for can ends according to the second invention includes a homogenization heat treatment step, a rough hot rolling step, a finishing hot rolling step, a cooling / holding step, and a cold rolling. Process.
In the homogenization heat treatment step, first, an aluminum alloy ingot having the specific composition is prepared (casting step). The aluminum alloy ingot can be produced, for example, by a semi-continuous casting method.
In the semi-continuous casting method, the molten metal is supplied into a mold having a rectangular cross section, primary cooling is performed to solidify the ingot surface in the mold, and cooling water is directly applied to the ingot surface while drawing the solidified ingot from the mold. This is a method of continuously casting an ingot for a plate material by performing secondary cooling to be supplied and cooled.

また、上記均質化熱処理工程においては、上記アルミニウム合金鋳塊を４００〜４６０℃の温度域での昇温速度が３０℃／ｈ以上となるよう加熱し、保持温度４６０〜５４０℃に２〜２４時間保持する。かかる均質化熱処理工程により、熱延板のＣｕｂｅ方位粒の成長を抑制するのに有効な析出物の大きさと分布にすることができる。その結果、上述の耳率特性に制御することができる。   Moreover, in the said homogenization heat processing process, the said aluminum alloy ingot is heated so that the temperature increase rate in a 400-460 degreeC temperature range may be 30 degrees C / h or more, and it is 2-24 at a holding temperature of 460-540 degreeC. Hold for hours. By such a homogenizing heat treatment step, the size and distribution of precipitates effective in suppressing the growth of Cube-oriented grains of the hot-rolled sheet can be obtained. As a result, it is possible to control to the above-described ear rate characteristic.

すなわち、熱延板のＣｕｂｅ方位粒の成長を抑制するために最も効果を示す析出物は、母相との界面エネルギーが他の金属間化合物と比べて高く、かつ微細な球状の形態に析出するＡｌ−Ｍｎ及びＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物である。これらの析出物は、温度４８０℃付近で最も多く析出し、またその析出形態もＣｕｂｅ方位粒の成長を抑制するのに有効な大きさと分布になる。   In other words, the precipitate that is most effective for suppressing the growth of Cube-oriented grains in the hot-rolled sheet has a higher interfacial energy with the parent phase than other intermetallic compounds and precipitates in a fine spherical form. Al-Mn and Al-Mn-Fe intermetallic compounds. Most of these precipitates are deposited around a temperature of 480 ° C., and the form of the precipitates has an effective size and distribution for suppressing the growth of Cube-oriented grains.

上記均質化熱処理工程の保持温度が４６０℃未満の場合には、拡散速度が遅いため、上記析出物の析出形態は、粒径０．５μｍに満たない大きさで、密に分布した形態となる。このため、熱間圧延時の熱間圧延板の再結晶が阻害され、上記缶エンド用アルミニウム合金板の４５°耳が大きくなりすぎて耳率制御が困難になるおそれがある。さらに、強度が強くなりすぎて、冷間圧延工程で耳割れが発生するおそれがある。
同様の理由により、４００〜４６０℃という上記温度域における昇温速度を３０℃／ｈ以上にすることがよい。
３０℃／ｈ未満の場合には、上記温度域で保持される時間が長くなりすぎて、結局は、上記析出物の析出形態が粒径０．５μｍに満たない大きさで、密に分布した形態となってしまうおそれがある。 When the holding temperature in the homogenization heat treatment step is less than 460 ° C., the diffusion rate is slow, so that the precipitation form of the precipitate is a size less than 0.5 μm in particle size and a densely distributed form. . For this reason, recrystallization of the hot-rolled sheet during hot rolling is hindered, and the 45 ° ears of the aluminum alloy plate for can ends become too large, making it difficult to control the ear rate. Furthermore, the strength becomes too strong, and there is a risk that ear cracks may occur in the cold rolling process.
For the same reason, the rate of temperature increase in the above temperature range of 400 to 460 ° C is preferably 30 ° C / h or more.
When the temperature is less than 30 ° C./h, the time held in the temperature range becomes too long. Eventually, the precipitation form of the precipitate is less than 0.5 μm in particle size and densely distributed. There is a risk of becoming a form.

上記昇温速度を確保するためには、例えば鋳塊温度が４００℃に達した時点で、目標とする均質化熱処理の保持温度よりも均質化熱処理炉の雰囲気温度が３０〜５０℃高くなるように温度制御する方法を採用することができる。そして、鋳塊温度が４６０℃に達した時点で、均質化熱処理炉の雰囲気温度を均質化熱処理の保持温度に低下させれば、鋳塊温度がオーバーシュートすることなく、昇温速度を３０℃／ｈ以上に維持することができる。
ただし、鋳塊の昇温速度が１００℃／ｈを超える場合には、工業的な規模を有する均質化熱処理炉の雰囲気制御が難しく、鋳塊温度が目標の保持温度をオーバーシュートするおそれがあるため、望ましくない。即ち、昇温速度は１００°／ｈ以下がよい。 In order to ensure the temperature increase rate, for example, when the ingot temperature reaches 400 ° C., the atmosphere temperature of the homogenization heat treatment furnace is 30 to 50 ° C. higher than the target holding temperature of the homogenization heat treatment. A method of controlling the temperature can be employed. When the ingot temperature reaches 460 ° C., if the atmosphere temperature in the homogenization heat treatment furnace is lowered to the holding temperature of the homogenization heat treatment, the ingot temperature does not overshoot and the temperature increase rate is 30 ° C. / H or more.
However, when the temperature rise rate of the ingot exceeds 100 ° C./h, it is difficult to control the atmosphere of the homogenization heat treatment furnace having an industrial scale, and the ingot temperature may overshoot the target holding temperature. Therefore, it is not desirable. That is, the heating rate is preferably 100 ° / h or less.

上記保持温度が５４０℃を超える場合には、平衡状態で存在する金属間化合物の量が減少するため、析出量が不十分になるおそれがある。また、これらの析出物は母相との界面エネルギーが比較的低く、析出物サイズが大きくなりやすく、また析出物形態が棒状又は板状となり易い。そのため、Ｃｕｂｅ方位粒の成長抑制効果が低下するおそれがある。
結局、上記保持温度が上記範囲から外れた場合には、いずれの場合についても、Ｃｕｂｅ方位粒の成長を抑制することができなくなり、所望の異方性に制御することが困難になるおそれがある。 When the holding temperature exceeds 540 ° C., the amount of intermetallic compounds existing in an equilibrium state decreases, so that the amount of precipitation may be insufficient. In addition, these precipitates have a relatively low interface energy with the parent phase, the precipitate size tends to be large, and the precipitate form tends to be rod-shaped or plate-shaped. Therefore, the effect of suppressing the growth of Cube-oriented grains may be reduced.
Eventually, when the holding temperature is out of the above range, in any case, the growth of Cube-oriented grains cannot be suppressed, and it may be difficult to control to the desired anisotropy. .

また、上記保持時間が２時間未満の場合には、析出物量が不十分となる。一方、上記保持時間が２４時間を超える場合には、析出物の粗大化が生じる。そのため、保持時間が２〜２４時間という上記範囲から外れる場合には、いずれもＣｕｂｅ方位粒の成長を抑制することができなくなり、所望の異方性に制御することができなくなるおそれがある。   Moreover, when the holding time is less than 2 hours, the amount of precipitates becomes insufficient. On the other hand, when the holding time exceeds 24 hours, the precipitates become coarse. For this reason, when the holding time is out of the above range of 2 to 24 hours, it is impossible to suppress the growth of Cube-oriented grains, and it may not be possible to control the desired anisotropy.

また、上記保持温度が４９０℃未満の場合には、鋳造工程に起因するミクロ偏析の影響を完全に取り除くことができず、製品板の板厚が薄い場合、製品板の強度が高い場合、また、缶内容物の内圧が高い場合は、よりバックリング亀裂が発生し易くなる。よって好ましくは上記保持温度は４９０℃以上がよい。また、上記保持時間が４時間未満の場合も、同様の問題が発生するおそれがあるため、これらの場合には、均質化熱処理工程における保持温度を４９０〜５４０℃にし、保持時間を４〜２４時間にすることが好ましい。   In addition, when the holding temperature is less than 490 ° C., the influence of microsegregation due to the casting process cannot be completely removed, and when the thickness of the product plate is thin, the strength of the product plate is high, When the internal pressure of the can contents is high, buckling cracks are more likely to occur. Therefore, the holding temperature is preferably 490 ° C. or higher. Moreover, since the same problem may occur when the holding time is less than 4 hours, in these cases, the holding temperature in the homogenization heat treatment step is set to 490 to 540 ° C., and the holding time is set to 4 to 24. Time is preferred.

次に、上記粗熱間圧延工程においては、上記均質化熱処理工程を施した鋳塊を、パスごとの圧延率を５〜３５％とし、４６０〜５４０℃の温度範囲で１５分以内に終了するよう圧延を行う。即ち、粗熱間圧延工程においては、圧延率５〜３５％、温度４６０〜５４０℃での圧延を行うと共に、圧延の開始、即ち、圧延ロールに鋳塊が挟まれて圧延が開始された時点から、粗熱間圧延板が所望の厚みになる完了時点までの時間を１５分以内で行う。   Next, in the rough hot rolling step, the ingot subjected to the homogenization heat treatment step is completed within 15 minutes at a temperature range of 460 to 540 ° C. with a rolling rate of 5 to 35% for each pass. Roll like so. That is, in the rough hot rolling step, rolling is performed at a rolling rate of 5 to 35% and a temperature of 460 to 540 ° C., and at the start of rolling, that is, when the ingot is sandwiched between rolling rolls and rolling is started. Until the completion time when the rough hot-rolled sheet reaches the desired thickness is performed within 15 minutes.

上記粗熱間圧延工程は、リバース式の粗圧延機で熱間圧延するのが良い。上記粗熱間圧延の圧延率は、製品板の板厚から逆算して、冷間圧延率８６〜９３％、仕上げ圧延機による熱間圧延率８５〜９５％となるようにしたときの、粗熱間圧延終了板厚と鋳塊厚さから決定される。   The rough hot rolling step may be hot rolled with a reverse type rough rolling mill. The rolling rate of the above rough hot rolling is calculated by calculating backward from the plate thickness of the product plate, when the cold rolling rate is 86 to 93% and the hot rolling rate by the finish rolling mill is 85 to 95%. It is determined from the hot rolling finished plate thickness and ingot thickness.

上記粗熱間圧延工程における圧延温度が５４０℃を超える場合には、圧延素材の一部が圧延ロールに凝着し、ロール表面が荒れるという問題がある。
そのため、熱間圧延板の面質が劣化し、缶エンド用アルミニウム合金板の板面品質にまで悪影響を及ぼすおそれがある。 When the rolling temperature in the rough hot rolling process exceeds 540 ° C., there is a problem that a part of the rolling material adheres to the rolling roll and the roll surface becomes rough.
Therefore, the surface quality of the hot-rolled sheet is deteriorated, and there is a possibility that the surface quality of the aluminum alloy sheet for can ends may be adversely affected.

また、熱間加工中は、Ａｌ−Ｍｎ及びＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物の析出サイトが逐次導入されるため、短時間でもこれら金属間化合物が密に析出する。そのため、上記粗熱間圧延の温度が４６０℃未満の場合は、均質化熱処理工程の保持温度を４６０℃未満とした場合と同じ不具合が生じるおそれがある。また、粗熱間圧延時間が１５分を超えると、これら析出物が析出する時間が増加するため、同様の不具合が生じるおそれがある。   In addition, during hot working, precipitation sites of Al-Mn and Al-Mn-Fe intermetallic compounds are sequentially introduced, so that these intermetallic compounds precipitate densely even in a short time. Therefore, when the temperature of the rough hot rolling is less than 460 ° C., the same problem as when the holding temperature in the homogenization heat treatment step is less than 460 ° C. may occur. In addition, if the rough hot rolling time exceeds 15 minutes, the time during which these precipitates precipitate increases, so that the same problem may occur.

さらに、粗熱間圧延工程でのパスごとの圧延率が５％未満では、圧延で発生する加工発熱量が少なく、粗熱間圧延板の温度が４６０℃を下回るおそれがある。逆に圧延率が３５％を超える場合には、加工ひずみが大きいため、圧延で発生する加工発熱量が多く、粗熱間圧延板の温度が５４０℃を上回るおそれがある。   Furthermore, if the rolling rate for each pass in the rough hot rolling process is less than 5%, there is a small amount of processing heat generated by rolling, and the temperature of the rough hot rolled sheet may be lower than 460 ° C. On the other hand, when the rolling rate exceeds 35%, the processing strain is large, so that the amount of processing heat generated by rolling is large, and the temperature of the rough hot-rolled sheet may exceed 540 ° C.

次に、上記仕上げ熱間圧延工程においては、終了温度が３００〜３７０℃となるように上記粗熱間圧延板をさらに圧延して熱間圧延板を得る。上記仕上げ熱間圧延工程においては、熱間圧延率８５〜９５％となるように圧延を行う。   Next, in the finishing hot rolling step, the rough hot rolled plate is further rolled so that the end temperature is 300 to 370 ° C. to obtain a hot rolled plate. In the finish hot rolling step, rolling is performed so that the hot rolling rate is 85 to 95%.

仕上げ熱間圧延工程における終了温度が３００℃未満の場合には、十分な再結晶組織が得られず、４５°耳が大きくなりすぎて缶エンド用アルミニウム合金板の耳率制御が困難になるおそれがある。さらにこの場合には、強度が強くなりすぎ、冷間圧延工程で耳割れが発生するおそれがある。
また、上記仕上げ熱間圧延工程の終了温度が高すぎる場合には、圧延素材の一部が圧延ロールに凝着し、ロール表面が荒れるという問題がある。そのため、熱間圧延板の面質が劣化し、缶エンド用アルミニウム合金板の板面品質にまで悪影響を及ぼすおそれがある。そのため、上記仕上げ熱間圧延工程における終了温度は３７０℃以下であることが好ましい。 When the finishing temperature in the finish hot rolling process is less than 300 ° C., a sufficient recrystallization structure cannot be obtained, and the 45 ° ear becomes too large, making it difficult to control the ear rate of the aluminum alloy plate for can ends. There is. Further, in this case, the strength becomes too strong, and there is a possibility that an ear crack may occur in the cold rolling process.
Moreover, when the completion | finish temperature of the said finish hot rolling process is too high, there exists a problem that a part of rolling raw material adheres to a rolling roll and a roll surface becomes rough. Therefore, the surface quality of the hot-rolled sheet is deteriorated, and there is a possibility that the surface quality of the aluminum alloy sheet for can ends may be adversely affected. Therefore, it is preferable that the finishing temperature in the said finish hot rolling process is 370 degrees C or less.

また、上記圧延終了温度が高いほど、鋳造工程に起因するミクロ偏析の影響を緩和することができ、バックリング亀裂の発生を抑制することができる。従って、板厚が薄い場合、強度が高い場合、また、缶内容物の内圧が高い場合は、上記圧延終了温度を３２０〜３７０℃とすることが好ましい。
上記仕上げ熱間圧延工程は、３スタンド以上のタンデム式仕上げ圧延機で熱間圧延するのが良い。 Moreover, the higher the rolling end temperature, the more the influence of microsegregation due to the casting process can be reduced, and the occurrence of buckling cracks can be suppressed. Therefore, when the plate thickness is thin, the strength is high, or the internal pressure of the can contents is high, the rolling end temperature is preferably set to 320 to 370 ° C.
The finish hot rolling step is preferably hot-rolled with a tandem finish rolling mill having three or more stands.

次に、上記冷却・保持工程においては、上記仕上げ熱間圧延工程における圧延直後の上記熱間圧延板を冷却速度２０℃／ｈ以下で冷却するか、あるいは上記熱間圧延板を温度３００℃以上で１時間以上に保持するよう制御する。これにより、再結晶組織を得ることができる。   Next, in the cooling / holding step, the hot rolled plate immediately after rolling in the finishing hot rolling step is cooled at a cooling rate of 20 ° C./h or less, or the hot rolled plate is heated to a temperature of 300 ° C. or higher. Control to hold for 1 hour or more. Thereby, a recrystallized structure can be obtained.

上記冷却速度が２０℃／ｈを超える場合や、３００℃以上に１時間以上保持されない場合には、熱間圧延板の再結晶組織を十分に得ることができず、耳率特性を上記範囲にすることができなくなるおそれがある。   When the cooling rate exceeds 20 ° C / h, or when the cooling rate is not maintained at 300 ° C or higher for 1 hour or longer, the recrystallized structure of the hot-rolled sheet cannot be sufficiently obtained, and the ear ratio characteristics are within the above range. You may not be able to do it.

そして、上記冷間圧延工程においては、上記仕上げ熱間圧延工程後に、焼鈍することなく、圧延率８６〜９３％となるように冷間圧延を行う。すなわち、熱間圧延後は焼鈍を一切行わず、缶エンド用アルミニウム合金板の板厚まで冷間圧延を施す。   And in the said cold rolling process, it cold-rolls so that it may become a rolling rate 86-93%, without annealing after the said finishing hot rolling process. That is, after hot rolling, no annealing is performed, and cold rolling is performed up to the thickness of the aluminum alloy plate for can ends.

上記冷間圧延工程における圧延率が８６％未満の場合には、冷間圧延集合組織が十分に発達しないため、０°−１８０°山を十分に小さくすることができず、且つ４５°山を十分大きくすることができないため、所望の異方性を得ることができない。一方、上記圧延率が９３％を超える場合には、４５°山が大きくなりすぎ、所望の異方性を得ることができなくなるおそれがある。また、この場合には、加工硬化が大きくなり、成形性に劣るばかりでなく、冷間圧延工程で耳割れが発生するおそれがある。   When the rolling rate in the cold rolling process is less than 86%, the cold rolling texture is not sufficiently developed, so the 0 ° -180 ° mountain cannot be made sufficiently small, and the 45 ° mountain is Since it cannot be made sufficiently large, the desired anisotropy cannot be obtained. On the other hand, when the rolling rate exceeds 93%, the 45 ° peak is too large, and there is a possibility that desired anisotropy cannot be obtained. Moreover, in this case, work hardening becomes large, and not only the moldability is inferior, but also there is a possibility that ear cracks may occur in the cold rolling process.

（実施例１）
本例においては、後述の表１に示す種々の化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊（合金試料Ｍ１〜Ｍ２３）を用いて、本発明の実施例及び比較例にかかる缶エンド用アルミニウム合金板（試料Ｘ１〜Ｘ２４）を作製し、特性を評価した。
本例においては、均質化熱処理工程と、粗熱間圧延工程と、仕上げ熱間圧延工程と、冷却・保持工程と、冷間圧延工程とを行って缶エンド用アルミニウム合金板を作製した。 Example 1
In this example, aluminum alloy ingots for can ends according to examples and comparative examples of the present invention (samples) using aluminum alloy ingots (alloy samples M1 to M23) having various chemical components shown in Table 1 described later. X1 to X24) were prepared and the characteristics were evaluated.
In this example, a homogenized heat treatment step, a rough hot rolling step, a finishing hot rolling step, a cooling / holding step, and a cold rolling step were performed to produce an aluminum alloy plate for can end.

均質化熱処理工程においては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｎ、及びＴｉを表１に示す割合で含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなるアルミニウム合金鋳塊を準備し、少なくとも温度域４００〜４６０℃における昇温速度が３０℃／ｈ以上となるように上記アルミニウム合金鋳塊を加熱し、保持温度４６０〜５４０℃で２〜２４ｈ保持した。
粗熱間圧延工程においては、均質化熱処理工程後のアルミニウム合金鋳塊を、パスごとの圧延率５〜３５％、温度４６０〜５４０℃で１５分以内に終了するように圧延して粗熱間圧延板を得た。 In the homogenization heat treatment step, an aluminum alloy ingot containing Si, Fe, Cu, Mn, Mg, Cr, Zn, and Ti in the proportions shown in Table 1 and the balance of inevitable impurities and aluminum is prepared. The aluminum alloy ingot was heated so that the temperature rising rate at least in the temperature range of 400 to 460 ° C. was 30 ° C./h or more, and held at a holding temperature of 460 to 540 ° C. for 2 to 24 h.
In the rough hot rolling step, the aluminum alloy ingot after the homogenization heat treatment step is rolled so as to finish within 15 minutes at a rolling rate of 5 to 35% and a temperature of 460 to 540 ° C. for each pass. A rolled plate was obtained.

仕上げ熱間圧延工程においては、終了温度が３００〜３７０℃となるように上記粗熱間圧延板をさらに圧延して熱間圧延板を得た。
冷却・保持工程においては、仕上げ熱間圧延工程における圧延直後の上記熱間圧延板を冷却速度２０℃／ｈ以下で冷却するか、あるいは上記熱間圧延板を温度３００℃以上で１時間以上に保持した。
冷間圧延工程においては、冷却・保持工程後の熱間圧延板を、焼鈍することなく、圧延率８６〜９３％となるように冷間圧延した。 In the finish hot rolling step, the above rough hot rolled plate was further rolled so that the end temperature was 300 to 370 ° C. to obtain a hot rolled plate.
In the cooling / holding step, the hot rolled plate immediately after rolling in the finish hot rolling step is cooled at a cooling rate of 20 ° C./h or less, or the hot rolled plate is heated to a temperature of 300 ° C. or higher for 1 hour or longer. Retained.
In the cold rolling process, the hot-rolled sheet after the cooling / holding process was cold-rolled so that the rolling rate was 86 to 93% without annealing.

具体的には、まず、半連続鋳造法により、表１に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊（試料Ｍ１〜試料Ｍ２３）を準備した。ただし、表１においては、Ａｌ及び不可避的不純物を除く合金組成を示してある。   Specifically, first, aluminum alloy ingots (samples M1 to M23) having respective compositions shown in Table 1 were prepared by a semi-continuous casting method. However, Table 1 shows the alloy composition excluding Al and inevitable impurities.

Figure 0005432642
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次いで、各試料のアルミニウム合金鋳塊を温度域４００〜４６０℃における昇温速度が３５〜５１℃／ｈとなるように温度５００℃まで加熱し、この温度５００℃で６時間保持した（均質化熱処理工程）。アルミニウム合金鋳塊としては、厚みが５００ｍｍのものを採用した。   Next, the aluminum alloy ingot of each sample was heated to a temperature of 500 ° C. so that the temperature rising rate in the temperature range of 400 to 460 ° C. was 35 to 51 ° C./h, and held at this temperature of 500 ° C. for 6 hours (homogenization). Heat treatment step). An aluminum alloy ingot having a thickness of 500 mm was used.

次に、均質化熱処理工程後のアルミニウム合金鋳塊に対して粗熱間圧延を行った。粗熱間圧延は、パスごとの圧延率が６〜３２％となり、アルミニウム合金鋳塊が圧延ロールに挟まれて圧延が開始されてから１２分以内に完了するように実施した（粗熱間圧延工程）。なお、粗熱間圧延中の材料温度は、最高で５０５℃であり、最低で４６５℃あった。この粗熱間圧延により、厚み２５ｍｍの粗熱間圧延板を得た。   Next, rough hot rolling was performed on the aluminum alloy ingot after the homogenization heat treatment step. Rough hot rolling was performed so that the rolling rate for each pass was 6 to 32%, and the aluminum alloy ingot was sandwiched between rolling rolls and completed within 12 minutes after starting rolling (rough hot rolling). Process). The material temperature during the rough hot rolling was 505 ° C. at the maximum and 465 ° C. at the minimum. By this rough hot rolling, a rough hot rolled sheet having a thickness of 25 mm was obtained.

次に、粗熱間圧延板に対して仕上げ熱間圧延を行った。仕上げ熱間圧延は、４スタンドのタンデム式圧延機を用いて、圧延の終了温度が３２１〜３４８℃となるように行った（仕上げ熱間圧延工程）。これにより、厚み２．５ｍｍの熱間圧延板を得た。   Next, finish hot rolling was performed on the rough hot rolled sheet. The finish hot rolling was performed using a 4-stand tandem rolling mill so that the end temperature of the rolling was 321 to 348 ° C. (finish hot rolling step). Thereby, a hot-rolled sheet having a thickness of 2.5 mm was obtained.

次に、熱間圧延板を冷却速度１１〜１８℃／ｈで冷却した（冷却・保持工程）。その後、総圧下率９０．０％の冷間圧延を実施した（冷間圧延工程）。これにより、板厚０．２５ｍｍの缶エンド用アルミニウム合金板を得た。
本例においては、上記表１に示す試料Ｍ１〜Ｍ２３という２３種類のアルミニウム合金鋳塊をそれぞれ用いて２３種類の缶エンド用アルミニウム合金板（試料Ｘ１〜試料Ｘ２３）を製造した。 Next, the hot rolled sheet was cooled at a cooling rate of 11 to 18 ° C./h (cooling / holding step). Then, cold rolling with a total rolling reduction of 90.0% was performed (cold rolling step). This obtained the aluminum alloy plate for can ends with a plate thickness of 0.25 mm.
In this example, 23 types of aluminum alloy plates for can ends (sample X1 to sample X23) were manufactured using 23 types of aluminum alloy ingots of samples M1 to M23 shown in Table 1 above.

さらに本例においては、表１に示す試料Ｍ４のアルミニウム合金鋳塊を用いて、冷間圧延時に中間焼鈍を行って作製した缶エンド用アルミニウム合金板（試料Ｘ２４）を製造した。具体的には、まず、上記試料Ｘ１〜試料Ｘ２３と同様に、均質化熱処理工程、粗熱間圧延工程、仕上げ熱間圧延工程、及び冷却・保持工程を行った。
次いで、冷間圧延により板厚０．７２ｍｍの冷間圧延板を得て、連続焼鈍炉により、温度４５０℃で中間焼鈍を実施した。その後、再度冷間圧延を実施して、厚み０．２５ｍｍの缶エンド用アルミニウム合金板（試料Ｘ２４）を得た。 Further, in this example, an aluminum alloy plate for a can end (sample X24) produced by performing intermediate annealing during cold rolling using the aluminum alloy ingot of sample M4 shown in Table 1. Specifically, first, the homogenization heat treatment process, the rough hot rolling process, the finishing hot rolling process, and the cooling / holding process were performed in the same manner as the samples X1 to X23.
Next, a cold rolled sheet having a thickness of 0.72 mm was obtained by cold rolling, and intermediate annealing was performed at a temperature of 450 ° C. by a continuous annealing furnace. Thereafter, cold rolling was performed again to obtain a can end aluminum alloy plate (sample X24) having a thickness of 0.25 mm.

このようにして得られた各試料（試料Ｘ１〜試料Ｘ２４）の缶エンド用アルミニウム合金板に、エポキシアクリルフェノール樹脂の塗料を焼付けた。
各試料について、製造時における不具合を後述の表２に示す。なお、表２における「冷延耳割れ」とは、冷間圧延工程の途中で板幅方向の端部に発生する微小な耳割れのことをいう。また、「熱延耳割れ」とは、熱間圧延工程の途中で板幅方向の端部に発生する微小な耳割れのことをいう。 An epoxy acrylic phenol resin paint was baked on the aluminum alloy plate for can end of each sample (sample X1 to sample X24) thus obtained.
For each sample, the defects during production are shown in Table 2 below. In addition, the “cold rolling edge crack” in Table 2 refers to a minute edge crack that occurs at the end in the sheet width direction during the cold rolling process. “Hot-rolled edge cracking” refers to minute edge cracking that occurs at the end in the sheet width direction during the hot rolling process.

次いで、各試料について、下記の各種特性について評価した。
「引張強さ」
まず、各試料から、圧延方向に対して０°、４５°、及び９０°の角度をなす方向に引張試験を行うための試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）「金属材料引張試験片」の５号試験片）を作製した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４１「金属材料引張試験方法」（１９９８年）に準拠して引張試験を行った。引張強さ（ＭＰａ）の測定結果を後述の表２に示す。 Next, the following various characteristics were evaluated for each sample.
"Tensile strength"
First, from each sample, a test piece (JIS Z 2201 (1998) “Metal Material Tensile Test Specimen”) for performing a tensile test in directions that form angles of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. No. 5 test piece) was prepared. And the tension test was done based on JISZ2241 "Metallic material tension test method" (1998). The measurement results of the tensile strength (MPa) are shown in Table 2 described later.

「耳率」
各試料から、直径５５ｍｍの真円形状の試験用のブランクを切り出し、このブランクを絞り比１．６７でカップ状に成形し、その開口部に発生する耳の耳率（０°−１８０°耳率（Ａ）及び４５°耳率（Ｂ））を測定した。 `` Ear rate ''
From each sample, a test blank having a perfect circle shape with a diameter of 55 mm was cut out, this blank was molded into a cup shape with a drawing ratio of 1.67, and the ear ratio (0 ° -180 ° ear) generated at the opening portion thereof. The rate (A) and 45 ° ear rate (B)) were measured.

耳率（Ａ）、即ち、圧延方向に対して０°方向と１８０°方向に発生する耳（０°耳及び１８０°耳）の耳率（Ａ）の測定にあたっては、まず、ブランクから成形したカップについて、０°耳高さＰ１（圧延方向に対して０°方向の位置におけるカップ壁の高さＰ１）、１８０°耳高さＰ２（圧延方向に対して１８０°方向の位置におけるカップ壁の高さＰ２）、９０°高さＱ１（圧延方向に対して９０°方向の位置におけるカップ壁の高さＱ１）、及び２７０°高さＱ２（圧延方向に対して２７０°方向の位置におけるカップ壁の高さＱ２）を測定した。次いで、次の式から耳率（Ａ）を算出した。その結果を後述の表２に示す。
耳率（Ａ）＝１００×（Ｐ−Ｑ）／（Ｐ＋Ｑ）／２
（ただし、Ｐ＝（Ｐ１＋Ｐ２）／２、Ｑ＝（Ｑ１＋Ｑ２）／２） In measuring the ear rate (A), that is, the ear rate (A) of the ears (0 ° ears and 180 ° ears) generated in the 0 ° direction and 180 ° direction with respect to the rolling direction, first, a blank was molded. For the cup, 0 ° ear height P1 (the height P1 of the cup wall at a position of 0 ° direction with respect to the rolling direction), 180 ° ear height P2 (the cup wall at a position of 180 ° direction with respect to the rolling direction) Height P2), 90 ° height Q1 (the height Q1 of the cup wall at a position 90 ° with respect to the rolling direction), and 270 ° height Q2 (the cup wall at a position 270 ° with respect to the rolling direction). The height Q2) was measured. Next, the ear rate (A) was calculated from the following equation. The results are shown in Table 2 below.
Ear rate (A) = 100 × (P−Q) / (P + Q) / 2
(However, P = (P1 + P2) / 2, Q = (Q1 + Q2) / 2)

また、４５°耳率（Ｂ）、即ち、圧延方向に対して４５°方向、１３５°方向、２２５°方向、及び３１５°方向に発生する耳（４５°耳、１３５°耳、２２５°耳、及び３１５°耳）の耳率（Ｂ）の測定にあたっては、まず、ブランクから成形したカップについて、４５°耳高さＲ１（圧延方向に対して４５°方向の位置におけるカップ壁の高さＲ１）、１３５°耳高さＲ２（圧延方向に対して１３５°方向の位置におけるカップ壁の高さＲ２）、２２５°耳高さＲ３（圧延方向に対して２２５°方向の位置におけるカップ壁の高さＲ３）、３１５°耳高さＲ４（圧延方向に対して３１５°方向の位置におけるカップ壁の高さＲ４）、９０°高さＱ１（圧延方向に対して９０°方向の位置におけるカップ壁の高さＱ１）、及び２７０°高さＱ２（圧延方向に対して２７０°方向の位置におけるカップ壁の高さＱ２）を測定した。次いで、次の式から耳率（Ｂ）を算出した。その結果を後述の表２に示す。
耳率（Ｂ）＝１００×（Ｒ−Ｑ）／（Ｒ＋Ｑ）／２
（ただし、Ｒ＝（Ｒ１＋Ｒ２＋Ｒ３＋Ｒ４）／４、Ｑ＝（Ｑ１＋Ｑ２）／２） Also, 45 ° ear rate (B), that is, ears that occur in the 45 ° direction, 135 ° direction, 225 ° direction, and 315 ° direction with respect to the rolling direction (45 ° ear, 135 ° ear, 225 ° ear, In the measurement of the ear rate (B) of 315 ° ear), first, for a cup formed from a blank, 45 ° ear height R1 (cup wall height R1 at a position in the 45 ° direction relative to the rolling direction). , 135 ° ear height R2 (cup wall height R2 at a position in the 135 ° direction with respect to the rolling direction), 225 ° ear height R3 (cup wall height at the position in the 225 ° direction with respect to the rolling direction) R3) 315 ° ear height R4 (cup wall height R4 at a position 315 ° direction with respect to the rolling direction), 90 ° height Q1 (cup wall height at a position 90 ° direction with respect to the rolling direction) Length Q1) and 270 ° height Q2 (rolling direction) The height Q2) of the cup wall at a position in the 270 ° direction was measured. Next, the ear rate (B) was calculated from the following equation. The results are shown in Table 2 below.
Ear rate (B) = 100 × (R−Q) / (R + Q) / 2
(However, R = (R1 + R2 + R3 + R4) / 4, Q = (Q1 + Q2) / 2)

また、上述の耳率（Ａ）及び耳率（Ｂ）の値から１．３３×耳率（Ａ）＋耳率（Ｂ）の値を算出した。その結果を後述の表２に示す。   Moreover, the value of 1.33 × ear rate (A) + ear rate (B) was calculated from the values of the above-mentioned ear rate (A) and ear rate (B). The results are shown in Table 2 below.

「結晶粒の長さ／幅比」
各試料において圧延方向に平行でかつ圧延面に垂直な断面を、倍率２００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。そして、２０個以上の結晶粒について、長さと幅を測定してその比を算出し、これらを平均した値をもって結晶粒の長さ／幅比とした。その結果を後述の表２に示す。 "Crystal grain length / width ratio"
In each sample, a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface was observed using an optical microscope with a magnification of 200 times. And about 20 or more crystal grains, length and width were measured, the ratio was computed, and the value which averaged these was made into length / width ratio of a crystal grain. The results are shown in Table 2 below.

次に、各試料について、中間焼鈍用に調整されたブランク金型を用いて２０４径シェルを成形した。即ち、ブランク金型を用いて、各試料から真円形１００に比べて、圧延方向Ｚに対して４５°、１３５°、２２５°、及び３１５°の角度をなす方向の半径が小さく、圧延方向に対して０°、９０°、１８０°、及び２７０°の角度をなす方向の半径が大きくなる形状１０のブランク１（図１参照）を打ち抜き、このブランク１から２０４径シェル２０を成形した（図２参照）。図３（ａ）〜（ｃ）に示すごとく、２０４径シェル２０の成形は、所謂「フルフォーム法（シングルアクション）」により行った。このシングルアクションプレスのフルフォーム法においては、同図に示すごとく、缶エンド用アルミニウム合金板（各試料）のブランク１（図３（ａ）参照）に、パネル部２１を形成し（図３（ｂ）参照）、次いでカウンタシンク部２２を形成する絞り加工行った（図３（ｃ）参照）。そして、２０４径シェル２０に形成されるリップハイト２５を測定した（図２参照）。   Next, for each sample, a 204-diameter shell was formed using a blank mold adjusted for intermediate annealing. That is, by using a blank mold, the radius in the direction forming 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° with respect to the rolling direction Z is smaller than that of the perfect circle 100 from each sample, and in the rolling direction. On the other hand, the blank 1 (see FIG. 1) having a shape 10 in which the radius in the direction forming angles of 0 °, 90 °, 180 °, and 270 ° is increased is punched, and a 204-diameter shell 20 is formed from the blank 1 (see FIG. 2). As shown in FIGS. 3A to 3C, the 204-diameter shell 20 was formed by a so-called “full-form method (single action)”. In the full-form method of this single action press, as shown in the figure, the panel portion 21 is formed on the blank 1 (see FIG. 3A) of the aluminum alloy plate for can ends (each sample) (see FIG. 3 ( b)), and then a drawing process for forming the counter sink portion 22 was performed (see FIG. 3C). And the lip height 25 formed in the 204 diameter shell 20 was measured (refer FIG. 2).

「リップハイト分布」
リップハイトの測定にあたっては、まず、圧延方向に対して０°、４５°、９０°、１３５°１８０°、２２５°２７０°、３１５°という８点の位置にあるリップハイトを測定し、その最大値と最小値を調べた。最大値と最小値との差が０．１ｍｍ以下の場合を「○」として判定し、０．１ｍｍを超えた場合を「×」として判定した。その結果を後述の表２に示す。 "Lip height distribution"
In measuring the lip height, first, the lip height at 8 positions of 0 °, 45 °, 90 °, 135 ° 180 °, 225 ° 270 °, and 315 ° with respect to the rolling direction is measured, and the maximum Values and minimum values were examined. The case where the difference between the maximum value and the minimum value was 0.1 mm or less was determined as “◯”, and the case where it exceeded 0.1 mm was determined as “x”. The results are shown in Table 2 below.

次に、カーラーを用いてシェル２０（２０４径シェル２０）の外周部２６を内側にカーリングさせ（図４（ａ）参照）、コンパウンドライナーを用いて、カーリングさせたシェル２の外周部２６の内側に巻締め密封用の合成ゴム系のシーリングコンパウンド２７を塗布した（図４（ｂ）参照）。次いで、図４（ｃ）に示すごとく、コンバージョンプレスにて、シェル２にスコア成形、リベット成形を行い、別成形により作製したタブ２８をリベット部２９で取り付けた。スコアは、等間隔に１０点測定したスコアレシデュアルの平均が７０μｍとなるように成形した。このようにして缶エンド２（蓋２）を作製した。
次いで、内容物（ビール）を充填した缶ボディと缶エンドとを巻締めて、内容物を含んだ缶製品を作製した。 Next, the outer peripheral portion 26 of the shell 20 (204 diameter shell 20) is curled inward using a curler (see FIG. 4A), and the inner side of the outer peripheral portion 26 of the shell 2 curled using a compound liner is used. A synthetic rubber sealing compound 27 for wrapping and sealing was applied to the substrate (see FIG. 4B). Next, as shown in FIG. 4 (c), score conversion and rivet molding were performed on the shell 2 with a conversion press, and a tab 28 produced by separate molding was attached with a rivet portion 29. The score was formed so that the average of score-residuals measured at 10 points at equal intervals was 70 μm. Thus, can end 2 (lid 2) was produced.
Next, the can body filled with the contents (beer) and the can end were wound up to produce a can product containing the contents.

「落下強度」
上記のようにして作製した缶製品を、その缶底を鉛直方向下向きに向けて、２ｍの高さから落下させた。２０缶の缶製品を落下させたときに、スコア開口が１缶でも認められた場合を「×」として判定し、スコア開口が全く認められなかった場合を「○」として判定した。その結果を後述の表２に示す。 "Drop strength"
The can product produced as described above was dropped from a height of 2 m with the bottom of the can facing downward in the vertical direction. When 20 cans were dropped, the case where a score opening was observed even in one can was determined as “X”, and the case where no score opening was observed was determined as “◯”. The results are shown in Table 2 below.

「耐圧」
また、上記のようにして作製した缶エンドを缶ボディに巻締め、空圧にて内圧を２０ｋＰａ／ｓの昇圧速度にて上昇させ、缶エンドがバックリングしたときの内圧を耐圧として記録した。このバックリング試験を２０回行って、１回でも耐圧が５３９ｋＰａを下回ったものを「×」として判定し、すべて５３９ｋＰａ以上であったものを「○」として判定した。その結果を後述の表２に示す。 "Pressure resistance"
Further, the can end produced as described above was wound around the can body, the internal pressure was increased by air pressure at a pressure increase rate of 20 kPa / s, and the internal pressure when the can end buckled was recorded as the pressure resistance. This buckling test was carried out 20 times, and even if the breakdown voltage was less than 539 kPa, it was determined as “x”, and all those that were 539 kPa or more were determined as “◯”. The results are shown in Table 2 below.

「バックリング亀裂」
また、上記のようにして作製した缶エンドを缶ボディに巻締め、空圧にて内圧を２０ｋＰａ／ｓの昇圧速度にて上昇させ、缶エンドがバックリングしたときに亀裂が発生するかを観察した。このバックリング亀裂試験を２０回行い、１回でも亀裂が発生したものを「×」として判定し、１回も亀裂が発生しなかったものを「○」として判定した。その結果を表２に示す。 "Buckling crack"
In addition, the can end produced as described above is wound around the can body, the internal pressure is increased by air pressure at a pressure increase rate of 20 kPa / s, and it is observed whether a crack occurs when the can end buckles. did. This buckling crack test was performed 20 times, and a crack that occurred even once was determined as “x”, and a crack that did not occur even once was determined as “◯”. The results are shown in Table 2.

Figure 0005432642
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表２より知られるごとく、中間焼鈍を行って作製した試料Ｘ２４は、製造上の不具合もなく製造でき、リップハイト分布のバラツキもなく、十分な落下強度及び耐圧を示し、バックリング亀裂の発生もなかった。しかし、試料Ｘ２４は、中間焼鈍を行って作製しているため、製造コストが高く、製造時の環境負荷が大きいという問題を生じる。
これに対し、試料Ｘ１〜Ｘ２３は、中間焼鈍を行うことなく作製しているため、製造コストを低減できるとともに、製造時の環境負荷を低減させることができる。
また、中間焼鈍を行わずに作製したアルミニウム合金板（試料Ｘ１〜試料Ｘ２３）は、結晶粒の長さ／幅比が２０以上という大きな値を示した。一方、中間焼鈍を行って作製したアルミニウム合金板（試料Ｘ２４）は、結晶粒の長さ／幅比が２０未満（具体的には８．９）という比較的小さな値を示した。 As is known from Table 2, the sample X24 produced by performing the intermediate annealing can be produced without any troubles in production, there is no variation in the lip height distribution, sufficient drop strength and pressure resistance, and buckling cracks are also generated. There wasn't. However, since the sample X24 is manufactured by performing the intermediate annealing, there is a problem that the manufacturing cost is high and the environmental load during the manufacturing is large.
On the other hand, since the samples X1 to X23 are manufactured without performing the intermediate annealing, the manufacturing cost can be reduced and the environmental load during the manufacturing can be reduced.
In addition, the aluminum alloy plates (Sample X1 to Sample X23) produced without intermediate annealing showed a large value such that the crystal grain length / width ratio was 20 or more. On the other hand, the aluminum alloy plate (sample X24) produced by performing the intermediate annealing exhibited a relatively small value of the crystal grain length / width ratio of less than 20 (specifically, 8.9).

また、表２より知られるごとく、中間焼鈍を行わずに作製した各試料（試料Ｘ１〜試料Ｘ２３）のうち、試料Ｘ１〜Ｘ４、試料Ｘ６〜Ｘ９、試料Ｘ１１〜Ｘ１３、試料Ｘ１５，試料Ｘ１９、及び試料Ｘ２１〜Ｘ２３は、製造上の不具合を発生することなく製造することができた。
これに対し、試料Ｘ５、試料Ｘ１０、及び試料Ｘ１６〜Ｘ１８は、それぞれＦｅ量、Ｓｉ量、及びＭｎ量が多すぎて、冷間圧延工程の途中で板端部に微小な耳割れが発生した。そのため、その後の冷間圧延を低速で行わざるを得ず、生産性が著しく低下したため、工業製品の製造に適用することは困難であった。 Further, as is known from Table 2, among the samples (samples X1 to X23) produced without intermediate annealing, samples X1 to X4, samples X6 to X9, samples X11 to X13, samples X15, and samples X19, In addition, Samples X21 to X23 could be manufactured without causing manufacturing problems.
On the other hand, Sample X5, Sample X10, and Samples X16 to X18 each had too much Fe, Si, and Mn, and minute edge cracks occurred at the end of the plate during the cold rolling process. . Therefore, the subsequent cold rolling must be performed at a low speed, and the productivity is remarkably lowered, so that it is difficult to apply it to the manufacture of industrial products.

また、試料Ｘ１４及び試料Ｘ２０は、Ｍｇ量が多すぎて、粗熱間圧延工程の途中で板端部に耳割れが発生した。そのため、熱間圧延終了後、かつ冷間圧延開始前に、板端部を切り落とすトリミング幅を大きく取らざるを得なくなった。したがって、所定の製品幅を確保するために、予め鋳造時にトリミング幅の増加分だけ幅広の鋳塊を造塊しなければならず、歩留まりが低下してしまうこととなり、工業製品としての製造が困難であった。   Further, Sample X14 and Sample X20 contained too much Mg, and ear cracks occurred at the end of the plate during the rough hot rolling process. For this reason, after the end of hot rolling and before the start of cold rolling, it is necessary to increase the trimming width for cutting off the end portion of the plate. Therefore, in order to secure a predetermined product width, a wide ingot must be formed in advance by an increase in the trimming width at the time of casting, resulting in a decrease in yield, making it difficult to manufacture as an industrial product. Met.

また、中間焼鈍を行わずに作製した各試料のうち、試料Ｘ２〜Ｘ５、試料Ｘ７〜Ｘ１０、試料Ｘ１２〜Ｘ２１、及び試料Ｘ２３は、圧延方向に対して０°、４５°、及び９０°のいずれの方向に引張試験を実施しても３５０ＭＰａ以上という高い引張強度を示した。その結果、陽圧缶用の缶エンド用アルミニウム合金板として十分な耐圧を示した（表２参照）。
これに対し、試料Ｘ１、試料Ｘ６、試料Ｘ１１、及び試料Ｘ２２は、Ｍｎ量に比べてＭｇ量が少なく、［Ｍｇ］≧−１．９６×［Ｍｎ］＋５．０という関係式を満足していない（表１参照）。その結果、表２に示すごとく、引張強度が不十分であり、陽圧缶用の缶エンド用アルミニウム合金板としての耐圧が不十分であった。 Of the samples prepared without intermediate annealing, Samples X2 to X5, Samples X7 to X10, Samples X12 to X21, and Sample X23 are 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. Even if the tensile test was carried out in any direction, a high tensile strength of 350 MPa or more was exhibited. As a result, it showed a sufficient pressure resistance as a can end aluminum alloy plate for a positive pressure can (see Table 2).
On the other hand, Sample X1, Sample X6, Sample X11, and Sample X22 have a smaller amount of Mg than the amount of Mn and satisfy the relational expression [Mg] ≧ −1.96 × [Mn] +5.0. None (see Table 1). As a result, as shown in Table 2, the tensile strength was insufficient, and the pressure resistance as a can end aluminum alloy plate for a positive pressure can was insufficient.

また、表２より知られるごとく、中間焼鈍を行わずに作製した各試料のうち、試料Ｘ４、試料Ｘ５、試料Ｘ７、試料Ｘ９〜試料Ｘ１２、試料Ｘ１４、試料Ｘ１５、試料Ｘ１８〜試料Ｘ２３は、耳率（Ａ）が５〜７％の範囲内にあり、耳率（Ｂ）が６〜９％の範囲内にあり、さらに耳率（Ａ）と耳率（Ｂ）とが、１５．６≦１．３３×（Ａ）＋（Ｂ）≦１６．６という関係を満足している。そのため、中間焼鈍省略材である各試料を中間焼鈍材用のブランク金型を用いて成形を行った場合においても、中間焼鈍材である試料Ｘ２４と同様に、リップハイト分布の小さな缶エンドが得られる缶エンド材を製造することができた。
これに対し、試料Ｘ１〜Ｘ３、試料Ｘ６、試料Ｘ８、試料Ｘ１３、試料Ｘ１６、及び試料Ｘ１７は、化学成分が適切でなく、リップハイト分布のバラツキが大きくなっていた。なお、試料Ｘ２４は中間焼鈍を施して作製したため、本発明において規定する耳率範囲から外れていたが、金型が適合しているためリップハイト分布のバラツキは小さかった。 Further, as is known from Table 2, among the samples prepared without intermediate annealing, sample X4, sample X5, sample X7, sample X9 to sample X12, sample X14, sample X15, sample X18 to sample X23 are The ear rate (A) is in the range of 5-7%, the ear rate (B) is in the range of 6-9%, and the ear rate (A) and the ear rate (B) are 15.6. The relationship of ≦ 1.33 × (A) + (B) ≦ 16.6 is satisfied. Therefore, even when each sample, which is an intermediate annealing material, is formed using a blank die for the intermediate annealing material, a can end having a small lip height distribution is obtained in the same manner as the sample X24, which is an intermediate annealing material. Can end material.
On the other hand, Samples X1 to X3, Sample X6, Sample X8, Sample X13, Sample X16, and Sample X17 did not have appropriate chemical components and had large variations in lip height distribution. Since sample X24 was manufactured by performing intermediate annealing, it was out of the ear rate range defined in the present invention, but the lip height distribution was small because the mold was suitable.

また、中間焼鈍を行わずに作製した各試料のうち、試料Ｘ１〜試料Ｘ４、試料Ｘ６〜試料Ｘ９、試料Ｘ１１〜試料Ｘ１５、及び試料Ｘ１９〜Ｘ２３は、良好な落下強度を示したが、Ｆｅ量及びＳｉ量がそれぞれ多い試料Ｘ５及び試料Ｘ１０、Ｍｎ量が多い試料Ｘ１６〜Ｘ１８は、落下強度が不十分であった。
さらに、中間焼鈍を行わずに作製した各試料のうち、試料Ｘ１〜試料Ｘ４、試料Ｘ６〜試料Ｘ９、試料Ｘ１１〜試料Ｘ１５、及び試料Ｘ１９〜Ｘ２３は、バックリング亀裂が発生しなかったが、Ｆｅ量、Ｓｉ量、及びＭｎ量がそれぞれ多い試料Ｘ５、試料Ｘ１０、及び試料Ｘ１６〜１８は、バックリング亀裂が発生した。 Of the samples prepared without intermediate annealing, sample X1 to sample X4, sample X6 to sample X9, sample X11 to sample X15, and sample X19 to X23 showed good drop strength, but Fe Samples X5 and X10 with a large amount and Si amount, and samples X16 to X18 with a large amount of Mn had insufficient drop strength.
Furthermore, among the samples prepared without performing the intermediate annealing, the sample X1 to sample X4, the sample X6 to sample X9, the sample X11 to sample X15, and the sample X19 to X23 did not generate buckling cracks, Buckling cracks occurred in Sample X5, Sample X10, and Samples X16-18, which had a large amount of Fe, Si, and Mn, respectively.

このように、本例によれば、Ｓｉ：０．０４〜０．３０％（質量％、以下同様）、Ｆｅ：０．１２〜０．４０％、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ：いずれも０．１４％以下、Ｍｎ：０．２５〜０．５０％、Ｍｇ：４．１〜５．０％を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなり、［Ｍｇ］≧−１．９６×［Ｍｎ］＋５．０（［Ｍｇ］及び［Ｍｎ］はそれぞれＭｇ含有量（％）及びＭｎ含有量（％））という関係を満足する組成を有し、０°−１８０°耳率（Ａ）が５．０〜７．０％であり、４５°耳率（Ｂ）が６．０〜９．０％であり、上記（Ａ）と上記（Ｂ）との関係が、１５．６≦１．３３×（Ａ）＋（Ｂ）≦１６．６であり、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の角度をなす方向に引張試験をしたときの引張強さがいずれの方向についても３５０ＭＰａ以上である缶エンド用アルミニウム合金板（試料Ｘ４、試料Ｘ７、試料Ｘ９、試料Ｘ１２、試料Ｘ１５、試料Ｘ１９、試料Ｘ２１、及び試料Ｘ２３）は、高強度でかつ靱性に優れ、中間焼鈍を省略しても中間焼鈍用の金型を変えることなく製蓋に適した異方性に制御できたことがわかる。   Thus, according to this example, Si: 0.04 to 0.30% (mass%, the same applies hereinafter), Fe: 0.12 to 0.40%, Cu, Cr, Zn: all 0.14 % Or less, Mn: 0.25 to 0.50%, Mg: 4.1 to 5.0%, with the balance being inevitable impurities and aluminum, [Mg] ≧ −1.96 × [Mn] +5.0 ([Mg] and [Mn] are Mg content (%) and Mn content (%), respectively), and the 0 ° -180 ° ear ratio (A) is 5. 0 to 7.0%, 45 ° ear ratio (B) is 6.0 to 9.0%, and the relationship between (A) and (B) is 15.6 ≦ 1.33 × (A) + (B) ≦ 16.6, and the tensile strength when the tensile test is performed in the direction of 0 °, 45 °, 90 ° with respect to the rolling direction in any direction. Aluminum alloy plates for can ends (Sample X4, Sample X7, Sample X9, Sample X12, Sample X15, Sample X19, Sample X21, and Sample X23) that are 350 MPa or higher have high strength and excellent toughness, eliminating intermediate annealing Even so, it can be seen that the anisotropy suitable for the lid making could be controlled without changing the mold for intermediate annealing.

（実施例２）
本例においては、缶エンド用アルミニウム合金板の製造条件を変えてこれを作製し、その特性を評価する。
本例においては、下記の表３に示す化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊（合金試料Ｍ２４〜Ｍ２６）を用い、下記の表４に示す製造条件により、２０種類の缶エンド用アルミニウム合金板（試料Ｘ２５〜Ｘ４４）を作製した。各試料（試料Ｘ２５〜Ｘ４４）は表４に示す製造条件を適用した点を除いては実施例１と同様にして作製した。なお、各試料のうち、試料Ｘ４２のみは、実施例１の上記試料Ｘ２４と同様に、冷間圧延により板厚０．６５ｍｍの冷間圧延板を得て、連続焼鈍炉により、温度４５０℃で中間焼鈍を実施した後、再度冷間圧延により厚み０．２１ｍｍに圧延して得られた缶エンド用アルミニウム合金板（試料Ｘ４２）である。各試料について、実施例１と同様に、製造上の不具合の有無、引張強さ、耳率の判定、結晶粒の長さ／幅比、リップハイト分布、落下強度、耐圧、バックリング亀裂の発生の有無を調べた。その結果を表５に示す。 (Example 2)
In this example, the production conditions of the aluminum alloy plate for can end are changed and the characteristics are evaluated.
In this example, aluminum alloy ingots (alloy samples M24 to M26) having chemical components shown in Table 3 below are used, and 20 types of aluminum alloy plates for can ends (samples) are manufactured according to the manufacturing conditions shown in Table 4 below. X25 to X44) were prepared. Each sample (samples X25 to X44) was produced in the same manner as in Example 1 except that the production conditions shown in Table 4 were applied. Of the samples, only sample X42 was obtained by cold rolling to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.65 mm by cold rolling in the same manner as sample X24 in Example 1, and at a temperature of 450 ° C. using a continuous annealing furnace. This is an aluminum alloy plate for a can end (sample X42) obtained by performing intermediate annealing and then rolling again to a thickness of 0.21 mm by cold rolling. For each sample, as in Example 1, presence or absence of defects in production, determination of tensile strength, ear rate, crystal grain length / width ratio, lip height distribution, drop strength, pressure resistance, occurrence of buckling cracks The presence or absence of was investigated. The results are shown in Table 5.

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表３〜表５より知られるごとく、本発明の実施例にかかる試料Ｘ２５、試料Ｘ３３、及び試料Ｘ４０は、いずれも製造上の不具合なく、また、規定の範囲内に耳率が制御され、リップハイト分布が小さく、陽圧用の缶エンドに必要な強度を有し、バックリング亀裂の発生もなかった。
これに対し、均質化熱処理時の昇温速度を小さくして作製した試料Ｘ２６（表４参照）は、４５°耳率（Ｂ）が高くなりすぎて、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。
また、均質化熱処理時の昇温速度を大きくして作製した試料Ｘ３４（表４参照）は、０°−１８０°耳率（Ａ）及び４５°耳率（Ｂ）のそれぞれの値については本発明の規定の範囲内に制御できたものの、両者の関係が規定の範囲内を満たさなかった。その結果、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。 As is known from Tables 3 to 5, the sample X25, the sample X33, and the sample X40 according to the examples of the present invention are all free from defects in production, and the ear rate is controlled within a specified range. The height distribution was small, it had the strength required for a positive pressure can end, and there was no occurrence of buckling cracks.
On the other hand, Sample X26 (see Table 4) produced by reducing the heating rate during the homogenization heat treatment had a 45 ° ear ratio (B) that was too high, and the variation in the lip height distribution was large.
Sample X34 (see Table 4) produced by increasing the rate of temperature increase during the homogenization heat treatment shows the values of 0 ° -180 ° ear rate (A) and 45 ° ear rate (B). Although it was possible to control within the specified range of the invention, the relationship between the two did not meet the specified range. As a result, the variation in lip height distribution became large.

均質化熱処理時の保持温度を高くし、それに伴って粗熱間圧延時の最高温度が高くなりすぎた試料Ｘ２７（表４参照）は、粗熱間圧延時に板面が荒れてしまい、製品板に筋状の欠陥が生じていた（表５参照）。また、表５に示すごとく、試料Ｘ２７においては、上記耳率（Ａ）及び上記耳率（Ｂ）のそれぞれの値は規定の範囲内に制御できたものの、両者の関係が規定の範囲内を満たさなかった。その結果、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。
また、均質化熱処理時の保持温度を低くし、それに伴って粗熱間圧延時の最低温度が低くなりすぎた試料Ｘ２８（表４参照）は、耳率（Ａ）が低くなりすぎ、耳率（Ｂ）が高くなりすぎていた（表５参照）。その結果、表５に示すごとく、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。
また、板厚を薄くしすぎた試料Ｘ４１は、均質化熱処理時の保持温度が規定範囲内ながら若干低めであったため（表４参照）、表５に示すごとく、耐圧が不十分であり、またバックリング亀裂が発生した。 Sample X27 (see Table 4), in which the holding temperature during homogenization heat treatment was increased and the maximum temperature during rough hot rolling became too high, the plate surface became rough during rough hot rolling, and the product plate There was a streak defect (see Table 5). Further, as shown in Table 5, in the sample X27, although the values of the ear rate (A) and the ear rate (B) could be controlled within the specified range, the relationship between the two was within the specified range. Did not meet. As a result, the variation in lip height distribution became large.
In addition, the sample X28 (see Table 4) in which the holding temperature during the homogenization heat treatment was lowered and the minimum temperature during the rough hot rolling was too low accompanying this, the ear rate (A) was too low, and the ear rate was too low. (B) was too high (see Table 5). As a result, as shown in Table 5, the variation in the lip height distribution became large.
In addition, the sample X41 whose thickness was made too thin had a slightly lower holding temperature during the homogenization heat treatment while being within the specified range (see Table 4), so that the pressure resistance was insufficient as shown in Table 5, Buckling cracks occurred.

均質化熱処理の保持時間を長くして作製した試料Ｘ３５及び均質化熱処理の保持時間を短くして作製した試料Ｘ３６は（表４参照）、上記耳率（Ａ）が高くなりすぎ、また上記耳率（Ｂ）が小さくなりすぎていた（表５参照）。その結果、表５に示すごとく、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。また、試料Ｘ３５は、耐圧も不十分であった。
また、板厚を薄くしすぎた試料Ｘ３７は、均質化熱処理時の保持温度が規定範囲内ながら若干低めであったため（表４参照）、表５に示すごとく、耐圧が不十分であり、またバックリング亀裂が発生した。 Sample X35 produced with a longer holding time for homogenization heat treatment and Sample X36 produced with a shorter holding time for homogenization heat treatment (see Table 4) have an excessively high ear rate (A). The rate (B) was too small (see Table 5). As a result, as shown in Table 5, the variation in the lip height distribution became large. Sample X35 also had insufficient pressure resistance.
In addition, the sample X37 whose thickness was made too thin had a slightly lower holding temperature during the homogenization heat treatment while being within the specified range (see Table 4), so that the withstand pressure was insufficient as shown in Table 5, Buckling cracks occurred.

粗熱間圧延時のパスごとの圧延率の最低値を低くして作製した試料Ｘ２９は、粗熱間圧延中に材料温度が低下した（表４参照）。その結果、上記耳率（Ａ）が低くなりすぎ、さらに上記耳率（Ｂ）が高くなりすぎていた（表５参照）。そのため、表５に示すごとく、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。
また、粗熱間圧延時のパスごとの圧延率の最高値を大きくして作製した試料Ｘ３０は、粗熱間圧延時の最高温度が高くなりすぎていた（表４参照）。その結果、表５に示すごとく、粗熱間圧延時に板面が荒れてしまい、製品板に筋状の欠陥が生じた。 In Sample X29 produced by lowering the minimum rolling reduction rate for each pass during rough hot rolling, the material temperature decreased during rough hot rolling (see Table 4). As a result, the ear rate (A) was too low, and the ear rate (B) was too high (see Table 5). For this reason, as shown in Table 5, the variation in the lip height distribution became large.
Moreover, the sample X30 produced by increasing the maximum value of the rolling rate for each pass during the rough hot rolling had a maximum temperature during the rough hot rolling that was too high (see Table 4). As a result, as shown in Table 5, the plate surface was roughened during rough hot rolling, resulting in streak defects on the product plate.

また、粗熱間圧延時の材料温度を低くして作製した試料Ｘ３１及び粗熱間圧延時の圧延時間を長くして作製した試料Ｘ３２（表４参照）は、上記耳率（Ａ）が低く、上記耳率（Ｂ）が高くなりすぎていた（表５参照）。その結果、表５に示すごとく、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。   Sample X31 produced by lowering the material temperature during rough hot rolling and sample X32 produced by increasing the rolling time during rough hot rolling (see Table 4) have a low ear rate (A). The ear rate (B) was too high (see Table 5). As a result, as shown in Table 5, the variation in the lip height distribution became large.

仕上げ熱間圧延時の終了温度を低くして作製した試料Ｘ３８、及び冷却・保持工程における冷却速度を大きくして作製した試料Ｘ３９（表４参照）は、熱間圧延板の再結晶組織を得ることができず、上記耳率（Ａ）が低く、上記耳率（Ｂ）が高くなりすぎていた（表５参照）。その結果、表５に示すごとく、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。また、試料Ｘ３８及び試料Ｘ３９においては、冷間圧延工程の途中で、板端部に微小な耳割れが発生した。そのため、その後の冷間圧延を低速で行わざるを得ず、生産性が著しく低下したため、工業製品の製造に適用することは困難であった。さらに試料Ｘ３８及び試料Ｘ３９は、バックリング亀裂も発生した。   Sample X38 produced by lowering the finishing temperature during finish hot rolling and Sample X39 produced by increasing the cooling rate in the cooling / holding process (see Table 4) obtain a recrystallized structure of the hot rolled sheet. The ear rate (A) was low and the ear rate (B) was too high (see Table 5). As a result, as shown in Table 5, the variation in the lip height distribution became large. In Sample X38 and Sample X39, minute edge cracks occurred at the end of the plate during the cold rolling process. Therefore, the subsequent cold rolling must be performed at a low speed, and the productivity is remarkably lowered, so that it is difficult to apply it to the manufacture of industrial products. Further, in Sample X38 and Sample X39, buckling cracks also occurred.

中間焼鈍を実施して作製した試料Ｘ４２は、表５に示すごとく、結晶粒の長さ／幅比が２０未満であった。また、上記耳率（Ａ）及び上記耳率（Ｂ）が低くなりすぎていたが、金型が適合しているためリップハイト分布のバラツキは小さかった。また、試料Ｘ４２においては、板厚を薄くしすぎたため耐圧が不十分であった。   As shown in Table 5, the sample X42 produced by performing the intermediate annealing had a crystal grain length / width ratio of less than 20. Moreover, although the said ear rate (A) and the said ear rate (B) were too low, since the metal mold | die was adapted, the variation in lip height distribution was small. In Sample X42, the plate thickness was too thin, so that the pressure resistance was insufficient.

冷間圧延時の圧延率を高くして作製した試料Ｘ４３（表４参照）は、上記耳率（Ａ）及び上記耳率（Ｂ）のそれぞれの値は規定の範囲内に制御できたものの、両者の関係が規定の範囲内を満たさなかった（表５参照）。その結果、表５に示すごとく、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。そして、試料Ｘ４３は、引張強さが高くなりすぎたため、耐圧が不十分であり、またバックリング亀裂が発生した。また、試料Ｘ４３においては、冷間圧延工程の途中で、板端部に微小な耳割れが発生した。そのため、冷間圧延工程の途中で耳切工程を２回以上追加せざるを得ず、生産性が著しく低下するため、工業製品の製造に適用することは困難であった。
また、冷間圧延率を低くして作製した試料Ｘ４４（表４参照）は、上記耳率（Ａ）が高くなりすぎ、また上記耳率（Ｂ）が低くなりすぎていた（表５参照）。その結果、表５に示すごとく、リップハイト分布のバラツキが大きくなった。 Sample X43 (see Table 4) produced by increasing the rolling ratio during cold rolling was able to control the values of the above-mentioned ear ratio (A) and the above-mentioned ear ratio (B) within a specified range. The relationship between the two did not satisfy the prescribed range (see Table 5). As a result, as shown in Table 5, the variation in the lip height distribution became large. And since the tensile strength of the sample X43 became too high, the pressure resistance was insufficient and buckling cracks occurred. In sample X43, minute ear cracks occurred at the end of the plate during the cold rolling process. Therefore, the edge cutting process has to be added twice or more in the middle of the cold rolling process, and the productivity is remarkably lowered, so that it is difficult to apply it to the manufacture of industrial products.
In addition, Sample X44 (see Table 4) produced with a low cold rolling rate had an excessively high ear rate (A) and an excessively low ear rate (B) (see Table 5). . As a result, as shown in Table 5, the variation in the lip height distribution became large.

このように、本例によれば、上記第２の発明において規定する上記均質化熱処理工程、上記粗熱間圧延工程、上記仕上げ熱間圧延工程、上記冷却・保持工程、及び上記冷間圧延工程を行うことにより、例えば陽圧缶用に適した、優れた特性を有する缶エンド用アルミニウム合金板を製造できることがわかる。   Thus, according to this example, the homogenization heat treatment step, the rough hot rolling step, the finish hot rolling step, the cooling / holding step, and the cold rolling step specified in the second invention are performed. It can be seen that an aluminum alloy plate for can ends having excellent characteristics suitable for, for example, a positive pressure can can be manufactured by performing the above.

１ ブランク
２ 缶エンド
２０ シェル
２５ リップハイト 1 Blank 2 Can end 20 Shell 25 Lip height

Claims (3)

ブランクを打ち抜いて該ブランクに成形を施して缶エンドを製造するために用いられ、熱間圧延後に中間焼鈍を行うことなく冷間圧延を施して作製してなる缶エンド用アルミニウム合金板であって、
Ｓｉ：０．０４〜０．３０％（質量％、以下同様）、Ｆｅ：０．１２〜０．４０％、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ：いずれも０．１４％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．２５〜０．５０％、Ｍｇ：４．１〜５．０％を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなり、［Ｍｇ］≧−１．９６×［Ｍｎ］＋５．０（［Ｍｇ］及び［Ｍｎ］はそれぞれＭｇ含有量（％）及びＭｎ含有量（％））という関係を満足する組成を有し、
板厚が０．２１５〜０．２５ｍｍであり、
０°−１８０°耳率（Ａ）が５．０〜７．０％であり、４５°耳率（Ｂ）が６．０〜９．０％であり、
上記（Ａ）と上記（Ｂ）との関係が、１５．６≦１．３３×（Ａ）＋（Ｂ）≦１６．６であり、
圧延方向に対して０°、４５°、９０°の角度をなす方向に引張試験をしたときの引張強さがいずれの方向についても３５０ＭＰａ以上であることを特徴とする缶エンド用アルミニウム合金板。（ただし、耳率は、上記缶エンド用アルミニウム合金板を直径５５ｍｍで切り抜いて試験用のブランクを作製し、該ブランクを絞り比１．６７でカップ状に成形したときにカップの開口部に生じる耳の耳率であり、耳率（％）＝１００×｛（山高さの平均）−（圧延方向に対して９０°及び２７０°の角度をなす位置におけるカップ壁の高さの平均）｝／［｛（山高さの平均＋（圧延方向に対して９０°及び２７０°の角度をなす位置におけるカップ壁の高さの平均））｝／２］という式で定義する。なお、山高さは、０°−１８０°耳率（Ａ）においては圧延方向に対して０°及び１８０°の角度をなす位置におけるカップ壁の高さであり、４５°耳率においては圧延方向に対して４５°、１３５°、２２５°、及び３１５°の角度をなす位置におけるカップ壁の高さである。） An aluminum alloy plate for can end that is used for punching a blank and forming the blank to produce a can end, which is produced by performing cold rolling without intermediate annealing after hot rolling. ,
Si: 0.04 to 0.30% (mass%, the same applies hereinafter), Fe: 0.12 to 0.40%, Cu, Cr, Zn: all 0.14% or less, Ti: 0.10% or less , Mn: 0.25 to 0.50%, Mg: 4.1 to 5.0%, the balance is inevitable impurities and aluminum, and [Mg] ≧ −1.96 × [Mn] +5. 0 ([Mg] and [Mn] have a composition satisfying the relationship of Mg content (%) and Mn content (%), respectively),
The plate thickness is 0.215 to 0.25 mm,
0 ° -180 ° ear rate (A) is 5.0-7.0%, 45 ° ear rate (B) is 6.0-9.0%,
The relationship between (A) and (B) is 15.6 ≦ 1.33 × (A) + (B) ≦ 16.6,
An aluminum alloy plate for a can end, characterized by having a tensile strength of 350 MPa or more in any direction when a tensile test is performed in directions that form angles of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. (However, the ear rate is generated in the opening of the cup when the aluminum alloy plate for can ends is cut out with a diameter of 55 mm to produce a test blank and the blank is molded into a cup shape with a drawing ratio of 1.67. Ear ratio (%) = 100 × {(average peak height) − (average cup wall height at 90 ° and 270 ° angles to the rolling direction)} / [(Average peak height + (average cup wall height at positions forming 90 ° and 270 ° with respect to the rolling direction)}} / 2]. In 0 ° -180 ° ear ratio (A), it is the height of the cup wall at a position that forms an angle of 0 ° and 180 ° with respect to the rolling direction, and at 45 ° ear ratio, 45 ° with respect to the rolling direction. At positions of 135 °, 225 ° and 315 ° The height of the cup wall.) 請求項１において、上記缶エンド用アルミニウム合金板は、真円形状のブランクに比べて、圧延方向に対して４５°、１３５°、２２５°、及び３１５°の角度をなす方向の半径が小さく、圧延方向に対して０°、９０°、１８０°、及び２７０°の角度をなす方向の半径が大きくなる形状の上記ブランクに適用することを特徴とする缶エンド用アルミニウム合金板。   In claim 1, the aluminum alloy plate for the can end has a smaller radius in the direction that makes an angle of 45 °, 135 °, 225 °, and 315 ° with respect to the rolling direction, compared to a perfect circle blank. An aluminum alloy plate for a can end, which is applied to the blank having a shape in which a radius in a direction forming angles of 0 °, 90 °, 180 °, and 270 ° with respect to a rolling direction is increased. 請求項１又は２に記載の缶エンド用アルミニウム合金板の製造方法において、
Ｓｉ：０．０４〜０．３０％（質量％、以下同様）、Ｆｅ：０．１２〜０．４０％、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ：いずれも０．１４％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．２５〜０．５０％、Ｍｇ：４．１〜５．０％を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムからなり、かつ［Ｍｇ］≧−１．９６×［Ｍｎ］＋５．０（［Ｍｇ］及び［Ｍｎ］はそれぞれＭｇ含有量（％）及びＭｎ含有量（％））という関係を満足する組成のアルミニウム合金鋳塊を準備し、少なくとも温度域４００〜４６０℃における昇温速度が３０℃／ｈ以上となるように上記アルミニウム合金鋳塊を加熱し、保持温度４６０〜５４０℃で２〜２４ｈ保持する均質化熱処理工程と、
該均質化熱処理工程後の上記アルミニウム合金鋳塊を、パスごとの圧延率５〜３５％、温度４６０〜５４０℃で１５分以内に終了するように圧延して粗熱間圧延板を得る粗熱間圧延工程と、
終了温度が３００〜３７０℃となるように上記粗熱間圧延板をさらに圧延して熱間圧延板を得る仕上げ熱間圧延工程と、
上記仕上げ熱間圧延工程における圧延直後の上記熱間圧延板を冷却速度２０℃／ｈ以下で冷却するか、あるいは上記熱間圧延板を温度３００℃以上で１時間以上に保持する冷却・保持工程と、
該冷却・保持工程後の上記熱間圧延板を、焼鈍することなく、圧延率８６〜９３％となるように冷間圧延する冷間圧延工程とを有することを特徴とする缶エンド用アルミニウム合金板の製造方法。 In the manufacturing method of the aluminum alloy plate for can ends of Claim 1 or 2,
Si: 0.04 to 0.30% (mass%, the same applies hereinafter), Fe: 0.12 to 0.40%, Cu, Cr, Zn: all 0.14% or less, Ti: 0.10% or less , Mn: 0.25 to 0.50%, Mg: 4.1 to 5.0%, the balance is inevitable impurities and aluminum, and [Mg] ≧ −1.96 × [Mn] +5 0.0 ([Mg] and [Mn] are Mg content (%) and Mn content (%), respectively) are prepared, and an aluminum alloy ingot having a composition satisfying the relationship of at least a temperature range of 400 to 460 ° C. is prepared. A homogenization heat treatment step in which the aluminum alloy ingot is heated so that the temperature rate is 30 ° C./h or more, and held at a holding temperature of 460 to 540 ° C. for 2 to 24 h;
Rough heat obtained by rolling the aluminum alloy ingot after the homogenization heat treatment step so as to be finished within 15 minutes at a rolling rate of 5 to 35% and a temperature of 460 to 540 ° C. per pass. A rolling process,
A finish hot rolling step of further rolling the rough hot-rolled plate to obtain a hot-rolled plate so that the end temperature is 300 to 370 ° C;
Cooling / holding step of cooling the hot rolled plate immediately after rolling in the finishing hot rolling step at a cooling rate of 20 ° C./h or lower, or holding the hot rolled plate at a temperature of 300 ° C. or higher for 1 hour or longer. When,
A cold rolling step in which the hot-rolled sheet after the cooling and holding step is cold-rolled so as to have a rolling rate of 86 to 93% without being annealed. A manufacturing method of a board.
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