JP2006089828A - ボトル缶用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 強度、しごき成形性、トリミング性、ネッキング性及び飲み口部の曲げ性に優れたボトル形状の飲料缶用のアルミニウム合金板及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】 缶底部・胴部・飲み口部が一体成形され、胴部にネッキング部を有するとともに、飲み口部にカール加工がされてなるボトル形状の飲料缶に用いられるアルミニウム合金板において、Ｍｇ：0.8〜1.5質量％、Ｍｎ：0.7〜1.5質量％、Ｃｕ：0.10〜0.25質量％、Ｓｉ：0.1〜0.4質量％、Ｆｅ：0.2〜0.6質量％を含有し残部Ａｌと不可避不純物からなり、結晶粒径の板幅方向の平均値が40μｍ以下であり、さらにランクフォード値（ｒ値）の式（１）による平均値が0.7以上であり、かつｒ値の式（２）による面内異方性Δｒが−0.15以上、＋0.05以下であるアルミニウム合金板。
ｒ_ave＝（ｒ_0°＋ｒ_90°＋２ｒ_45°）/４ 式（１）
Δｒ＝（ｒ_0°＋ｒ_90°）/２−ｒ_45° 式（２）
【選択図】 なし

Description

本発明は、缶底部・胴部・飲み口部が一体成形されてなるリシール可能な飲料用ボトル缶に用いられるアルミニウム合金板及びその製造方法に係るものである。

飲料用の缶として、従来は缶蓋と缶胴よりなるいわゆる２ピース缶が主流であったが、近年、リシールが可能なボトル形状のものが開発されている。このボトル缶は、従来の２ピース缶の缶胴と同様に素板を円形にブランキングし、これを一次絞りカップとした後、再絞り加工・しごき加工により胴体部と底部を有する形状に成形する。これをトリミングして缶高さを揃えた後、胴部にネッキング（縮径化）加工を行って口絞りをし、さらにこの部分にねじ部の加工をした後、飲み口部に口当たりをよくするためのカール加工を施す。このようにして、缶底部・胴部・飲み口部が一体成形された飲料用ボトル缶が製造される。

ボトル缶の製造におけるネッキング加工は、従来の２ピース缶の場合に比べて極めて高い絞り比で加工されるため、通常の材料を用いたのでは、皺が発生し易いという問題があった。また、通常の材料では、板材の集合組織に起因する面内異方性により、深絞り加工後の縁に山型の突起、いわゆる「耳」が発生し、この耳が大きい（耳率が悪い）ことにより、しごき加工後のトリミング時にトリミングしろを多く必要としていた。言い換えれば、トリミング性が悪かった。

さらに、飲み口部のカール加工においては曲げ加工に近い厳しい加工を受けることになるが、ボトル缶用のアルミニウム合金は２ピース缶用のそれに比べて板厚が厚めであるため、飲み口部のカール加工が極めて難しく、曲げ部にくびれが生じ易いという問題があった。

このような問題に対して、特許文献１及び２には、ネッキング性に優れたボトル缶用アルミニウム板が開示されている。特許文献１に記載のボトル缶用アルミニウム板は、Ｆｅを0.2〜0.7質量％、Ｓｉを0.1〜0.3質量％、Ｍｎを0.5〜1.2質量％、Ｍｇを0.5〜1.2質量％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、かつベーキング後の耐力（0.2％耐力）が200〜250Ｎ/ｍｍ^２であるように構成されたものである。また、特許文献２に記載のボトル缶用アルミニウム板は、Ｆｅを0.2〜0.7質量％、Ｓｉを0.1〜0.3質量％、Ｍｎを0.5〜1.2質量％、Ｍｇを0.5〜1.2質量％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、かつベーキング後の耐力（0.2％耐力）が200〜250MPaであり、ボトル缶の成形に供する素材の加工硬化指数が0.07以下であるように構成されたものである。しかしながら、特許文献１及び２に記載のアルミニウム合金板においては、飲み口部のカール加工を行うための曲げ加工性を向上させるためには、更に製造条件を詳細に制限し、また、その他の特性を制御する必要があるという問題があった。

また、特許文献３には、ネッキングした口頸部の強度が高く、かつカール加工性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板の製造方法が開示されている。即ち、この方法は、特定組成のアルミニウム合金を溶製し、半連続鋳造して得た鋳塊を均質化処理し、仕上げ温度が280〜480℃となる熱間圧延を行ってから冷間圧延を行った後、加熱速度10〜200℃／秒、保持温度330〜380℃、保持時間1〜30秒、冷却速度10〜200℃／秒なる条件で第１段中間焼鈍を行ない、さらに圧延率５〜４０％で冷間圧延を行った後、加熱速度10〜200℃／秒、保持温度500〜560℃、保持時間1〜30秒、冷却速度10〜200℃／秒なる条件で第２段中間焼鈍を行ない、さらに最終板厚まで圧延率45〜80％で最終冷間圧延を行うというものである。しかしながら、この方法では、冷間圧延中に２回の中間焼鈍が必要であるため、コスト的に不利であるという問題があった。
特開２００２−２５６３６６号公報 特開２００３−８２４２９号公報 特開２００３−３０６７５０号公報

本発明は、かかる問題点に鑑みてなされたものであり、缶として必要な強度を維持しつつ、しごき成形性及びトリミング性が良好で、特に、ネッキング性及び飲み口部の曲げ性に優れたボトル形状の飲料缶用のアルミニウム合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。

上記の課題を解決するため、本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、合金成分範囲及び熱間・冷間圧延条件を規定し、再結晶粒径及び最終板のランクフォード値（ｒ値）を制御することで、ボトル缶の製造に適したしごき成形性・トリミング性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性・強度を備えたアルミニウム合金板が得られることを見出した。

すなわち、本発明の請求項１に記載の発明は、缶底部・胴部・飲み口部が一体成形され、胴部にネッキング部を有するとともに、飲み口部にカール加工がされてなるボトル形状の飲料缶に用いられるアルミニウム合金板において、前記アルミニウム合金板は、Ｍｇ：0.8〜1.5質量％、Ｍｎ：0.7〜1.5質量％、Ｃｕ：0.10〜0.25質量％、Ｓｉ：0.1〜0.4質量％、Ｆｅ：0.2〜0.6質量％を含有し残部Ａｌと不可避不純物からなり、結晶粒径の板幅方向の平均値が40μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金板である。

また、本発明の請求項２に記載の発明は、請求項１に記載のアルミニウム合金板において、さらに、ランクフォード値（ｒ値）の式（１）により算出された平均値が0.7以上であり、かつ、ｒ値の式（２）により算出された面内異方性Δｒが−0.15以上、＋0.05以下であることを特徴とするアルミニウム合金板である。
ｒ_ａｖｅ＝（ｒ_０°＋ｒ_９０°＋２ｒ_４５°）/４ 式（１）
Δｒ＝（ｒ_０°＋ｒ_９０°）/２−ｒ_４５° 式（２）

さらに、本発明の請求項３に記載の発明は、缶底部・胴部・飲み口部が一体成形され、胴部にネッキング部を有するとともに、飲み口部に曲げ加工がされてなるボトル形状の飲料缶に用いられるアルミニウム合金板の製造方法において、Ｍｇ：0.8〜1.5質量％、Ｍｎ：0.7〜1.5質量％、Ｃｕ：0.10〜0.25質量％、Ｓｉ：0.1〜0.4質量％、Ｆｅ：0.2〜0.6質量％を含有し残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に580〜620℃で4時間以上の均質化処理を施す工程と、前記均質化処理を行った鋳塊に熱間粗圧延を行う工程と、該熱間粗圧延後の圧延板に３スタンド以上のタンデム圧延機を用いて開始温度350〜450℃、終了温度300〜340℃、総圧下率90〜93％、最終圧延パスでの歪み速度80〜120sec^−１なる条件で熱間仕上げ圧延を行うことによって結晶粒径の板幅方向の平均値を40μｍ以下とする工程と、総圧下率80〜87％で冷間圧延を行う工程と、を含み、前記冷間圧延後のｒ値の式（１）により算出された平均値ｒ_ａｖｅを0.7以上とし、かつ、ｒ値の式（２）により算出された面内異方性Δｒを−0.15以上、＋0.05以下とすることを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法である。
ｒ_ａｖｅ＝（ｒ_０°＋ｒ_９０°＋２ｒ_４５°）/４ 式（１）
Δｒ＝（ｒ_０°＋ｒ_９０°）/２−ｒ_４５° 式（２）

ここで、ｒ値は塑性歪み比とも呼ばれ、引張試験のような単軸引張を与えた時の幅変化、板厚変化により求められるものであり、以下のように定義される。
ｒ＝ ln(W₀/W)／ln(t₀/t) 式（３）
但し、W₀及びWはそれぞれ変形前及び後の板幅であり、t₀及びtはそれぞれ変形前及び後の板厚である。ただし、板厚変化を正確に求めるのは困難であるため、以下の式より求めるものとする。
ｒ＝−ln(W₀/W)／（lnl₀/l＋lnW₀/W） 式（４）
ここで、l₀及びlはそれぞれ変形前および変形後の長さ（標点間距離）である。

本発明によれば、ネッキング性及び飲み口部の曲げ性に優れ、かつ、しごき成形性・トリミング性・強度が良好なボトル缶の製造に適したアルミニウム合金板を得ることができる。

以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。

まず、本発明のアルミニウム合金板の合金組成及びその選定理由について説明する。本発明のアルミニウム合金板の組成は、Ｍｇ：0.8〜1.5質量％、Ｍｎ：0.7〜1.5質量％、Ｃｕ：0.10〜0.25質量％、Ｓｉ：0.1〜0.4質量％、Ｆｅ：0.2〜0.6質量％を含有し残部Ａｌと不可避不純物からなるものである。

Ｍｇは、強度を付与するとともに、熱間圧延時に歪みを蓄え、再結晶粒を微細化させる働きを持つ元素であるが、その含有量が0.8質量％未満では上記の効果が十分に得られず、また、1.5質量％を超えると強度が上昇し過ぎてしごき成形性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が低下する。従って、Ｍｇの含有量は0.8質量％以上、1.5質量％以下とする。

Ｍｎは、強度を付与するとともに、（Ｆｅ，Ｍｎ）系晶出物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。特に、Ａｌ_１２(Ｆｅ，Ｍｎ)_３Ｓｉ相（α相）晶出物は、しごき成形時に固体潤滑作用を奏し、焼付き防止に寄与する役割を持つ。しかし、Ｍｎの含有量が0.7質量％未満では、上記の効果が十分に得られず、また、1.5質量％を超えると晶出物が粗大化するためしごき成形性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は0.7質量％以上、1.5質量％以下とする。

Ｃｕは、強度を付与する元素であるが、その含有量が0.10質量％未満ではその効果が得られず、また、0.25質量％を超えると強度が上昇し過ぎてしごき成形性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が低下する。

Ｓｉは、（Ｆｅ，Ｍｎ）系晶出物をα相に変態させることによってしごき成形性を向上させる元素であるが、その含有量が0.1質量％未満ではその効果が十分に得られず、また、0.4質量％を超えると晶出物が粗大化するためしごき成形性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が低下する。また、この場合、析出も促進され微細な析出物（α相）が密に存在することになり、再結晶が阻害されるため熱間圧延後の板を再結晶組織とすることが困難となる。

Ｆｅは、（Ｆｅ，Ｍｎ）系晶出物を形成し、結晶粒の微細化及びしごき成形性の向上に寄与する元素であるが、その含有量が0.2質量％未満ではその効果が十分に得られず、また、0.6質量％を超えると、晶出物が粗大化するためしごき成形性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が低下する。

Ｔｉ及びＢは、鋳塊の結晶粒を均一微細化させる元素であるが、それぞれ0.1％及び0.01％を超えると、粗大な晶出物を形成することにより、しごき成形性を低下させ、缶側壁のピンホールを生じさせ易くなる。

尚、不純物については、本発明の効果が損なわれない程度であれば許容される。たとえば、Ｚｎは1％以下、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはそれぞれ0.1％以下であれば含有されていても問題はない。

次に、本発明のアルミニウム合金板の結晶粒径およびその規定理由について説明する。結晶粒径は、強度と飲み口部の曲げ性に影響し、結晶粒径が40μｍを超えると飲み口部の曲げ性が低下し、飲み口部のカール加工の際に曲げ部にくびれが生じ易くなる。従って、熱間圧延後の時点での圧延面における結晶粒径の板幅方向の値を40μｍ以下とする。但し、板幅方向とは、圧延方向と板厚方向の両方に対して垂直な方向をいう。本発明においては、熱間圧延以降において再結晶処理を一切行わないため、結晶粒径は合金成分と熱間圧延条件により決定される。また、熱間圧延後の冷間圧延において板幅の変化がほとんどないため、最終板における結晶粒径は熱間圧延後における結晶粒径とほぼ同じである。なお、板幅方向は以下のようにして特定することができる。すなわち、熱間圧延の際に圧延ロール表面の凹凸が転写されることにより所謂圧延目ができ、これにより最終板においても圧延方向と平行に微小な凹凸の筋が存在することから、圧延方向及び板幅方向を特定することができる。また、圧延後の結晶粒は圧延方向に引き伸ばされた形状をしているため、結晶粒を観察することによっても圧延方向及び板幅方向を特定することができる。

次に、本発明のアルミニウム合金板におけるランクフォード値（ｒ値）の範囲及びその定理由について説明する。本発明のアルミニウム合金板におけるｒ値の式（１）により算出された平均値ｒ_ａｖｅは0.7以上とする。その理由は、ボトル缶の製造におけるネッキング加工は従来の２ピース缶の場合に比べて極めて高い絞り比で加工されるため、ｒ値が0.7以下ではボトル缶製造に特有のネッキング加工工程において皺が発生しやすくなるためである。また、ｒ値の式（２）により算出された面内異方性Δｒは−0.15以上、＋0.05以下とする。その理由は、Δｒは板材の面内異方性と非常に大きな相関があるためであり、Δｒの絶対値が大きいほど絞り加工やネッキング加工時に耳を生じ易いからである。耳率が悪いと、しごき成形後のトリミングしろが大きくなる、多段ネッキング時に余計なトリミング工程を挿入する必要が生じる、などの問題となる。特に、Δｒがプラス側に大きくなると、０°位置の耳が極端に高くなるいわゆる２点耳となり、好ましくない。ｒ値を制御するためには、後述する製造工程、特に熱間仕上げ圧延の条件を適切に選ぶことが重要である。

次に、本発明のアルミニウム合金板の製造工程について説明する。本発明のアルミニウム合金板の製造においては、アルミニウム合金鋳塊に580〜620℃で4時間以上の均質化処理を施すものとするが、この均質化は、過飽和に固溶した溶質元素を排出すると共に微細な析出物を整理し、熱間圧延時の再結晶をし易くするために行うものである。均質化温度が580℃未満あるいは４時間未満ではその効果が十分に得られず、620℃を超えると局所的に融解が起こり表面品質が低下する。

前記均質化処理の後に、熱間粗圧延を経て熱間仕上げ圧延を行うが、この熱間仕上げ圧延は、３スタンド以上のタンデム圧延機を用いて開始温度350〜450℃、終了温度300〜340℃、総圧下率90〜93％、最終圧延パスでの歪み速度80〜120sec^−１なる条件で行う。熱間仕上げ圧延工程は、熱間圧延板の結晶粒微細化、及び、冷間圧延後の最終板のｒ値の制御に重要な工程である。特にｒ値の制御については、立方体方位と圧延集合組織を適度に発達させる必要がある。熱間仕上げ圧延を３スタンド以上のタンデム圧延機を用いて行うのは、熱間圧延時の再結晶において歪みを十分に蓄積した状態とすることによって結晶粒の微細化を図り、結晶粒径の板幅方向の平均値を40μｍ以下とするためである。また、前述の立方体方位は、圧延方向に長く引き伸ばされた立方体方位の結晶粒（キューブバンド）から核生成し成長するが、その際に歪みを蓄えた方がキューブバンドからの再結晶粒（立方体方位）の成長をより促進でき、結果としてより立方体方位の占める割合の大きい再結晶集合組織とすることができる。一方、仕上げ圧延にシングルミルの圧延機を用いたのでは、歪を十分に蓄積できないため、結晶粒の微細化が難しく、また、立方体方位の成長が十分でないためｒの平均値は高くできてもΔｒが-0.15よりもマイナス側に外れてしまう。

熱間仕上げ圧延の開始温度を350〜450℃としたのは、350℃未満では後述の熱間仕上げ圧延終了温度を所定の範囲に入れることが工業上困難となるからである。また、450℃を超えると、熱間粗圧延板の再結晶が進み、熱間粗圧延での歪を熱間仕上げ圧延に十分に持ち込むことができなくなるため、結晶粒が十分に微細化されず結晶粒径の板幅方向の平均値が40μｍを超えてしまい、また、立方体方位の成長が十分でないためｒの平均値は高くできてもΔｒが-0.15よりもマイナス側に外れてしまう。

熱間仕上げ圧延の終了温度を300〜340℃としたのは、300℃未満では熱間圧延板を再結晶状態とすることができないためであり、また、340℃以上では表面性状が悪化するためである。尚、再結晶率は95％以上であることが望ましい。その理由は、95％未満では、強度が高すぎて耳率が悪化し、また、しごき成形性・トリミング性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が低下するからである。

熱間仕上げ圧延での総圧下率を90〜93％としたのは、適度に立方体方位を形成すると共に、熱間仕上げ圧延における再結晶時に歪を十分に蓄積して結晶粒を微細化するためである。総圧下率が90％未満では、十分に結晶粒を微細化することができず、また、立方体方位の発達が不十分でΔｒが悪化する。また、総圧下率が93％を超えると、結晶粒は微細となるが、立方体方位が過度に発達し、ｒ_ａｖｅが低下すると共にΔｒが+0.05よりもプラス側にずれる。

熱間仕上げ圧延の最終圧延パスにおける歪み速度を80〜120sec^−１としたのは、当該歪速度が80sec^−１未満では、結晶粒を十分微細化することができず、また、立方体方位の発達が不十分でΔｒが増加し、その結果、耳率が悪くなりトリミングしろが大きくなり、そのため歩留まりの低下を招くためである。また、120sec^−１以上では、結晶粒は微細となるが、立方体方位が過度に発達し、ｒ_ａｖｅの平均値が低下して、しわが発生しやすくなると共にΔｒが+0.05よりもプラス側にずれ、同様に耳率が悪くなり、歩留まりの低下を招くためである。
熱間仕上げ圧延を３スタンド以上のタンデム圧延機を用いて行うことにより、歪み速度を80〜120sec^−１とすることができる。

冷間圧延における総圧下率を80〜87％としたのは、80％未満では最終板の強度が十分でないためである。また、87％を超えると、強度が高すぎて耳率が悪化し、さらに、しごき成形性・トリミング性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が低下するからである。

また、冷間圧延後に、通常、120〜160℃で仕上げ焼鈍を施すが、冷間圧延の最終パスを120℃以上の高温で行って仕上げ焼鈍を省略することとしてもよく、この方がコスト的に有利である。

以下、実施例を用いて本発明を具体的に説明する。

種々の組成を持つアルミニウム合金を常法により溶解鋳造し、厚さ500mmのスラブ（板状鋳塊）を得た。合金組成を表１に示す。合金No.Ａ〜Ｄは本発明の規定内の組成を有し、合金No.Ｅ〜Ｋは本発明の規定外の組成を有している。次に、このスラブを490mm厚さに面削し、600℃において４時間の均質化処理を行い、シングルリバースミルによる熱間粗圧延（開始温度480℃）を行った。その後、４スタンドのタンデム圧延機を用いて種々の条件で熱間仕上げ圧延を行った。続いて、常法により冷間圧延を行い、厚さ0.4ｍｍの冷間圧延板を得た。熱間仕上げ圧延の条件及び冷間圧延の総圧下率を表２に示す。最後に、130℃において２時間の仕上げ焼鈍を行って最終板を得た。

〔特性評価〕このようにして得られたアルミニウム合金板No.1〜18について、引張試験・耳率・熱間圧延後の再結晶粒径・しごき成形性・トリミング性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性・座屈強度の各特性の評価を行った。評価結果を表３及び表４に示す。各特性の評価方法は以下のとおりである。

引張試験：200℃、20分の加熱前後の引張強さ及び耐力を測定した。

耳率：上記のアルミニウム合金板から、57ｍｍφのブランク径で直径33mm、肩Ｒ2.5mmのポンチを用いて、皺押さえ力300kgfの条件で行った。計算式は以下のとおりとし、符号は、最大山が45°位置のときをマイナス、0°又は90°位置のときをプラスとして表記した。
耳率（％）＝（山平均−谷平均）／谷平均 × 100 式（３）

熱間圧延板の再結晶率および再結晶粒径：まず最初に熱間圧延板の縦断面をバーカー法にて観察し、板厚方向で９５％以上の再結晶率を求め、９５％以上のものについては、圧延面において同様にバーカー法により観察し板幅方向の結晶粒径を線分法で求めた。再結晶率が充分でなく、圧延組織が混在してしまい、板幅方向の結晶粒径が測定できなかったものは結晶粒径を「−」とした。

ｒ値：各方向のJIS５号試験片を作製し、これに引張方向と垂直にケガキ線を入れ、３％の引張歪を加えた後の幅変化から計算した。

しごき成形性：内径66mmとなるようにＤＩ(deep-drawing ironing）成形を行った。その結果、3000缶の製缶で全く缶切れしないものを○、連続製缶はできるが１缶以上缶切れしたもの又は缶切れせずともしごきダイスにアルミニウムが焼き付いて外観不良（ゴーリングなど）を起こしたものを△、缶切れが多発して全く連続製缶できなかったものを×とした。尚、×の場合は、サンプル缶の確保が難しく、その後の評価を行うことができなかった。

トリミング性：上記のＤＩ加工後の缶高さにおいて、最大高さと最小高さの差が2mm以下であるものを○、2mmを超えるものを×とした。

ネッキング性：上記のトリミング後のＤＩ缶に、200℃において20分の加熱を行い、40％のネッキング加工により口絞りを行った。その際、ネック皺が全くないものを○、軽微な皺が発生したものを△、極度の皺が発生したものを×とした。

座屈強度：上記のネッキング加工後の缶に軸方向の圧縮荷重を与えて座屈時の荷重を測定した。座屈時の荷重が1500Ｎ以上のものを○、1500Ｎ未満のものを×とした。

〔結果〕表３及び表４から明らかなように、本発明の合金組成を用いたアルミニウム合金板No.1〜４は、熱間圧延後の結晶粒径が40μm以下、r_ａｖｅが0.7以上、Δｒが-0.15〜+0.05であり、かつ耳率が良好であった。また、しごき成形性・トリミング性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性・座屈強度が全て良好であった。

一方、本発明規定外の組成の合金を用いたアルミニウム合金板No.5〜11は、以下のように、十分な特性が得られなかった。

すなわち、No.5は、Sｉ量が過多のため、熱間圧延板の再結晶率が低くなり、そのために強度が高過ぎとなり、耳率も悪い。そのため、しごき成形性・トリミング性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が悪い。
No.6は、Fe量が過多のため、しごき成形性・飲み口部の曲げ性が悪い。
No.7は、Cu量が過多のため、しごき成形性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が悪い。
No.8は、Mn量が過少のため、しごき時にゴーリングが発生した。また、結晶粒径も十分微細化されていないが、強度が低いため、飲み口部の曲げ性は○となっている。但し、座屈強度は低い。
No.9は、Mn量が過多のため、しごき成形性が悪く、正常に製缶が行えなかった。
No.10は、Mg量が過少のため、結晶粒径が十分微細化されていないが、強度が低いため、飲み口部の曲げ性は○となっている。但し、座屈強度は低い。
No.11は、Mg量が過多のため、しごき成形性が悪く、正常に製缶が行えなかった。

またNo.12〜14は、合金は請求項１の範囲に入るが、結晶粒径の板幅方向の平均値が40μｍ以下の条件を満たしていないものであり、いずれも十分な特性が得られなかった。
No.12は、熱間仕上げ圧延の開始温度が高過ぎたため、耳率が悪く、Δｒが-0.15よりもマイナス側に外れており、トリミング性が悪い。また、結晶粒径も十分に微細化されておらず、飲み口部の曲げ性も悪い。
No.13は、熱間仕上げ圧延の終了温度が低過ぎたため、熱間圧延板の再結晶率が低く、そのため強度が高すぎて耳率が悪い。また、Δｒも-0.15よりもマイナス側に外れている。また、しごき成形性・トリミング性・ネッキング性・飲み口部の曲げ性が悪い。
No.14は、熱間仕上げ圧延における総圧下率が低過ぎ、また、熱間仕上げ圧延の最終パスにおける歪速度が不足したため、耳率が悪く、トリミング性が悪い。また、Δｒも-0.15よりもマイナス側に外れている。また、結晶粒が十分に微細化されておらず、飲み口部の曲げ性が悪い。

またNo.15〜16は、合金成分、結晶粒径とも請求項１の条件を満たしおり、飲み口部の曲げ性は良好である。ただし、請求項２のｒ値の各条件を満たしていないため、トリミング性、ネッキング性の点で十分な特性が得られなかった。
No.15は、熱間仕上げ圧延における総圧下率が高過ぎたため、耳率が悪く、また、ｒ_ａｖｅが小さく、ネッキング性が悪い。また、Δｒが+0.05よりもプラス側に外れており、耳率が悪く、トリミング性も悪い。
No.16は、熱間仕上げ圧延の最終パスにおける歪速度が大き過ぎため、ｒ_ａｖｅが小さく、ネッキング性がやや悪い。また、Δｒが+0.05よりもプラス側に外れており、トリミング性が悪い。

またNo.17〜18は、請求項３の条件を外したものである。
No.17は、冷間圧延の総圧下率が低過ぎたため、強度が低く、座屈強度が低い。
No.18は、冷間圧延の総圧下率が高過ぎたため、強度が高すぎて、しごき成形性・トリミング性・飲み口部の曲げ性が悪い。

以上説明したように、本発明においては、合金成分範囲及び冷間圧延条件を規定し、再結晶粒径及び最終板のランクフォード値（ｒ値）を制御することで、しごき成形性、トリミング性、ネッキング性、飲み口部の曲げ性及び強度に優れ、ボトル缶の製造に適したアルミニウム合金板を得ることができた。

Claims (3)

1. 缶底部・胴部・飲み口部が一体成形され、胴部にネッキング部を有するとともに、飲み口部にカール加工がされてなるボトル形状の飲料缶に用いられるアルミニウム合金板において、前記アルミニウム合金板は、Ｍｇ：0.8〜1.5質量％、Ｍｎ：0.7〜1.5質量％、Ｃｕ：0.10〜0.25質量％、Ｓｉ：0.1〜0.4質量％、Ｆｅ：0.2〜0.6質量％を含有し残部Ａｌと不可避不純物からなり、結晶粒径の板幅方向の平均値が40μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金板。
2. 缶底部・胴部・飲み口部が一体成形され、胴部にネッキング部を有するとともに、飲み口部にカール加工がされてなるボトル形状の飲料缶に用いられるアルミニウム合金板において、前記アルミニウム合金板は、Ｍｇ：0.8〜1.5質量％、Ｍｎ：0.7〜1.5質量％、Ｃｕ：0.10〜0.25質量％、Ｓｉ：0.1〜0.4質量％、Ｆｅ：0.2〜0.6質量％を含有し残部Ａｌと不可避不純物からなり、結晶粒径の板幅方向の平均値が40μｍ以下であり、さらに、ランクフォード値（ｒ値）の式（１）により算出された平均値ｒ_ａｖｅが0.7以上であり、かつ、ｒ値の式（２）により算出された面内異方性Δｒが−0.15以上、＋0.05以下であることを特徴とするアルミニウム合金板。
   ｒ_ａｖｅ＝（ｒ_０°＋ｒ_９０°＋２ｒ_４５°）/４ 式（１）
   Δｒ＝（ｒ_０°＋ｒ_９０°）/２−ｒ_４５° 式（２）
3. 缶底部・胴部・飲み口部が一体成形され、胴部にネッキング部を有するとともに、飲み口部にカール加工がされてなるボトル形状の飲料缶に用いられるアルミニウム合金板の製造方法において、Ｍｇ：0.8〜1.5質量％、Ｍｎ：0.7〜1.5質量％、Ｃｕ：0.10〜0.25質量％、Ｓｉ：0.1〜0.4質量％、Ｆｅ：0.2〜0.6質量％を含有し残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に580〜620℃で4時間以上の均質化処理を施す工程と、前記均質化処理を行った鋳塊に熱間粗圧延を行う工程と、該熱間粗圧延後の圧延板に３スタンド以上のタンデム圧延機を用いて開始温度350〜450℃、終了温度300〜340℃、総圧下率90〜93％、最終圧延パスでの歪み速度80〜120sec^−１なる条件で熱間仕上げ圧延を行うことによって結晶粒径の板幅方向の平均値を40μｍ以下とする工程と、総圧下率80〜87％で冷間圧延を行う工程と、を含み、前記冷間圧延後の板におけるランクフォード値（ｒ値）の式（１）により算出された平均値ｒ_ａｖｅを0.7以上とし、かつ、ｒ値の式（２）により算出された面内異方性Δｒを−0.15以上、＋0.05以下とすることを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
   ｒ_ａｖｅ＝（ｒ_０°＋ｒ_９０°＋２ｒ_４５°）/４ 式（１）
   Δｒ＝（ｒ_０°＋ｒ_９０°）/２−ｒ_４５° 式（２）