JP2007270281A - ボトル型飲料缶用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】生産性良くしごき成形性を向上させ、カール部およびネジ部の肌荒れを防ぐことができるボトル型飲料缶用アルミニウム合金板の製造方法を提供する。
【解決手段】５５０〜６２０℃で２時間以上均質化処理を施した後、熱間粗圧延工程において総圧下量を９４〜９６％、ラスト２パスの圧下量の合計を４５〜６０％とし、熱間仕上げ圧延での総圧下量を９０〜９３％、とし、熱間仕上げ圧延の終了温度を３００〜４００℃とすることによって、結晶粒が十分に微細化され、粒子径０．１〜１．０μｍの析出物の分散密度が２４００個／ｍｍ^３以下、熱間圧延板における板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径の平均値が４５μｍ以下の再結晶組織を得て、特には中間焼鈍を行わなくても効率良くしごき成形性を向上させ、カール部およびネジ部の肌荒れを防ぐことができるボトル型飲料缶用アルミニウム合金板を得ることができる。
【選択図】なし

Description

本発明は清涼飲料等の各種飲料缶に使用される飲料缶用アルミニウム合金板およびその製造方法に関し、特に缶底部、胴部、飲み口部が一体成形され、リシール可能なボトル型飲料缶に用いられるボトル型飲料缶用アルミニウム合金板およびその製造方法に関するものである。

アルミニウム合金からなる飲料缶としては、缶胴に飲料を充填して缶蓋の巻き締めを行った２ピース缶が多く用いられている。
このアルミニウム合金板は、アルミニウム合金鋳塊に均質化処理を施した後に熱間圧延を行い、その後必要に応じて焼鈍処理を施し、次いで冷間圧延を行うことで製造される。 通常はこれに加えて焼鈍、脱脂、洗浄、潤滑油塗布等の仕上処理が施される。
この２ピース缶は、リシール性がないという点が樹脂ボトルと比較した場合の難点であるとされていた。

この様な課題の認識に基づき、近年、リシール可能なボトル形状のアルミニウム合金からなる飲料缶（以下、「ボトル型飲料缶」とする。）が開発された。このボトル型飲料缶は従来の２ピース缶と同様に絞り・しごき加工によって缶の形状に成形した後、これをトリミングして缶高さをそろえ、さらにその後胴部にネッキング加工を行って口絞りをし、さらにこの口絞りした部分にネジ部の加工をした後、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という工程を経て製造される。このような工程を経て缶底部・胴部・飲み口部が一体成形されたボトル型飲料缶が製造される。

以上のボトル型飲料缶の製造工程で、絞り・しごき加工によって缶の形状に成形した胴部に施されるネッキング加工は胴体部の径よりもはるかに狭小な口径の飲み口部を成形するための厳しい成形加工であり、さらにその様に厳しい成形加工を施して得られた飲み口部に対してネジ加工やカール加工が施される過程で、得られるネジ部およびカール部に肌荒れが生じることがある。

この様に肌荒れが生じると、その肌荒れによる凹凸のために飲み口部のネジ加工部分とキャップとの密着性が低下し、係るボトル型飲料缶をその用途に供した場合には、特に開封後にリシールした際に中身の液体が漏れ出す恐れが生じる。また肌荒れは缶壁の塗装性に影響し最終製品缶の外観を損なう。

係るボトル型飲料缶に関し、特許文献１にはネッキングによりエンド部の開口部の口径を縮径化させる比率をより高めても、エンド部および開口部で縦スジの発生が抑制される包装容器用アルミニウム合金板を提供するという課題の下に、最大長が８〜１５μｍであるＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の単位面積当たりの個数密度が１７９個／ｍｍ^２以下であると共に、前記アルミニウム合金板の表面に形成される酸化皮膜の平均膜厚が３０ｎｍ以下であり、かつ前記アルミニウム合金板の表面の中心線平均粗さＲａが０．３０〜０．４５μｍであることを特徴とする包装容器用アルミニウム合金板が開示された。

さらに係るボトル型飲料缶に関し、特許文献２には口頸部開口端のカール加工性に優れたボトル型飲料缶用アルミニウム合金板を提供するという課題の下に、重量％でＳｉ：０．１〜０．５％、Ｆｅ：０．３〜０．７％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｍｇ：０．４〜１．５％、Ｃｒ：０．００１〜０．０５％、Ｚｎ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％を含有し、残部が不可避的不純物を含むＡｌからなる組成を有するボトル型飲料缶用アルミニウム合金板が開示された。

しかし、以上の特許文献１及び特許文献２のいずれもネジ部およびカール部の肌荒れを防止し、飲み口部とキャップとの密着性を高めるという要請には着目しておらず、その様な課題に向けた技術的な構成は行われていない。

一方、特許文献３及び特許文献４には特にボトル型飲料缶ということではなく一般的な缶用素材としてのアルミニウム合金硬質板に関し、深絞り加工における肌荒れ防止という課題に関し、熱間粗圧延終了後に高温短時間焼鈍を行うことによって再結晶粒が成長することを抑制し、さらに冷間圧延後焼鈍することによって再結晶粒を微細化することを骨子とした深絞りアルミニウム合金硬質板の製造法が開示された。

しかしこの特許文献３及び特許文献４では、特にボトル型飲料缶を対象として検討したものではなく、しかも冷間圧延の前後に２回の中間焼鈍を必要としコスト的に不利であることは明らかである。そこで、ボトル型飲料缶の今後のさらなる普及を図るためにはその様な中間焼鈍を必要としないコスト的に有利である製法が望まれていた。
特開２００４−１２４２５０号公報 特開２００４−１０９４１号公報 特開昭５７−５４２５８号公報 特開昭６０−１５５６５４号公報

本発明は以上の従来技術における問題に鑑み、ネジ部およびカール部の肌荒れを防止し、飲み口部とキャップとの密着性を高めることができ、かつ生産効率向上にも寄与することができるボトル型飲料缶用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため本発明者らは鋭意研究を行った結果、飲み口部とキャップとの密着性を高めるために製造方法を規定し、製造工程特には熱間圧延工程の条件を規定することによって析出物分布および板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径、板厚方向のＡｌマトリックス再結晶粒数を制御し、熱間圧延後のＡｌマトリックス再結晶粒径を効率良く微細化して、しごき成形性を向上させることによりネジ部とカール部に肌荒れのないボトル型飲料缶用アルミニウム合金板を得られることを見いだした。

本発明のボトル型飲料缶用アルミニウム合金板は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、Ｍｎ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．８〜１．５％、Ｃｕ０．１０〜０．３５％、Ｓｉ０．１〜０．４％、Ｆｅ０．２〜０．６％を含有し、さらにＴｉ０．０１％〜０．１５％を単独であるいはＢ０．０００１％〜０．０５％とともに含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなり、粒子径０．１〜１．０μｍの析出物の分散密度が２４００個／ｍｍ^３以下であり、熱間圧延板における板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径の平均値が４５μｍ以下であり、かつ最終板の板厚断面に垂直な直線が通るＡｌマトリックス再結晶粒の数が８０個以上であることを特徴とする。

また、本発明のボトル型飲料缶用アルミニウム合金板の製造方法はＭｎ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．８〜１．５％、Ｃｕ０．１０〜０．３５％、Ｓｉ０．１〜０．４％、Ｆｅ０．２〜０．６％を含有し、さらにＴｉ０．０１％〜０．１５％を単独であるいはＢ０．０００１％〜０．０５％とともに含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を５５０〜６２０℃で２時間以上均質化処理を施した後、冷却速度６０℃／ｈ以下で熱間圧延開始温度の４００〜５５０℃まで冷却し、熱間粗圧延工程において総圧下量を９４〜９６％、ラスト２パスの圧下量を４５〜６０％とし、熱間仕上げ圧延での総圧下量を９０〜９３％、熱間仕上げ圧延の終了温度を３００〜４００℃とし、中間焼鈍は行わずに、続いて冷間圧延を行う工程を含むことを特徴とする。

以上の様に本発明のボトル型飲料缶用アルミニウム合金板は、ネッキング加工によって成形された飲み口部に対してネジ加工やカール加工を施してもネジ部およびカール部に肌荒れが生じることはなく、ボトル型飲料缶として用途に供した場合に飲み口部とキャップとの密着性を高めたボトル型飲料缶を製造するための素材となし得る。
また本発明のボトル型飲料缶用アルミニウム合金板の製造方法によれば本発明のボトル型飲料缶用アルミニウム合金板を中間焼鈍の手間を省き効率よく生産することができる。

以下に本発明のボトル型飲料缶用アルミニウム合金板に関して、合金組成の限定理由を示す。
［Ｍｎの成分範囲：０．７〜１．５％］
Ｍｎは強度ならびにＤＩ成形性の向上に有効な元素であるとともに、しごき成形時に金型との間で固体潤滑作用を生じる高硬度な金属間化合物Ａｌ_１２（Ｍｎ，Ｆｅ）_３Ｓｉ相（α相）を形成させ、ダイスクリーニング効果を得るために必要な元素である。その成分範囲を０．７〜１．５％とする。０．７％未満ではその効果は十分に得られず、潤滑不足によりダイス金型にアルミニウム合金板が凝着する不具合が発生する。さらには、金属間化合物が十分形成されないため、缶胴強度が向上しない。逆に１．５％を超えて含有されると晶出物が粗大化するためにしごき成形性が悪化して、ネッキング性および飲み口部の成形性が低下する。望ましい含有量は０．８〜１．２％である。

［Ｍｇの成分範囲：０．８〜１．５％］
Ｍｇは母相に固溶して再Ａｌマトリックス再結晶粒を微細にして、強度向上に寄与する元素であり、その成分範囲を０．８〜１．５％に設定する。０．８％未満では必要とされる強度を十分に得ることは難しい。また、１．５％を超えて含有されると強度が上昇しすぎてしごき成形性、ネッキング性および飲み口部の成形性が低下する。望ましい含有量は１．０〜１．４％である。

［Ｃｕの成分範囲：０．１０〜０．３５％］
Ｃｕは強度向上に寄与する元素であるが、０．１％未満ではその効果が十分に得られず、０．３５％を超えると強度が上昇しすぎてＣｕはそれ自体の固溶により缶胴体の強度向上に寄与する元素であるとともに、製缶時の塗装焼付処理において、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の析出硬化によって強度向上に寄与する元素である。これにより缶胴強度、特にボトム部の強度向上が得られる。 成分範囲は０．１〜０．３５％とする。０．１％未満では十分な強度は得られず、０．３５％を超えて含有されると強度が高くなり過ぎるため、しごき成形性、ネッキング性および飲み口部の成形性が低下する。

［Ｓｉの成分範囲：０．１〜０．４％］
ＳｉはＡｌ_１２（Ｍｎ，Ｆｅ）_３Ｓｉ相（α相）を形成してしごき成形を向上させる元素である。 その含有量が０．１未満ではしごき成形を向上させる効果が十分に得られず、０．４％を超えると晶出物が粗大化し、しごき成形性、ネッキング性および飲み口部の成形性が低下することに加え、析出物が微細に生じ、熱間圧延後の再結晶を阻害する。

［Ｆｅの成分範囲：０．２〜０．６％］
ＦｅはＭｎやＭｇとともに強度向上に寄与する元素である。Ｆｅの含有量が０．２％未満では強度を向上する効果が十分に得られない。一方、０．６％を超えると晶出物が粗大化するためにしごき成形性、ネッキング性および飲み口部の成形性が低下する。

ＴｉおよびＢは鋳塊組織を微細にするために添加する。Ｔｉ添加量が０．１％を超え、かつＢ添加量が０．０１％を超えると粗大な晶出物が生じ、しごき成形時に割れやピンホールを生じやすくなる。一方、Ｔｉが０．０１％未満で、かつＢ０．０００１％未満である場合には、鋳塊の組織微細化の効果が少ない。また、Ｔｉが０．１５％を超えるとＴｉＡｌ_３が晶出し成形性を害し、Ｂが０．０５％を超えるとＴｉＢ_２の粗大粒子が混入し成形性を害する。

［不可避的不純物］
その他の不可避的不純物として、Ｚｎは０．３％以下、Ｃｒは０．３％以下、Ｚｒは０．１％以下、Ｖは０．１％以下であれば、本発明の効果を損なわない程度で許容できる。

次に本発明のアルミニウム合金板の熱間圧延板における板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径および板厚方向のＡｌマトリックス再結晶粒数の規定理由について説明する。
熱間圧延板における板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径の平均値が４５μｍを超えると厳しい加工を受けるネジ部およびカール部の表面に肌荒れが生じる。これはＡｌマトリックス再結晶粒が小さいと応力が分散され肌荒れが抑制されるのに対し、Ａｌマトリックス再結晶粒が大きいと変形時の応力が集中して肌荒れが起こるためである。

また、板厚方向のＡｌマトリックス再結晶粒数も肌荒れに影響を及ぼし、冷間圧延後の最終板の板厚断面に垂直な直線が通るＡｌマトリックス再結晶粒の数が８０個未満であると肌荒れが生じやすくなることがわかった。よって熱間圧延板における板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径の平均値を４５μｍ以下、最終板の板厚断面を鉛直方向に横切るＡｌマトリックス再結晶粒の数が８０個以上と規定する。

本発明の製造工程において熱間圧延以降では再結晶処理を行わないため、冷間圧延において板幅の変化はほとんどなく、冷間圧延後の最終板における板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径は熱間圧延後とほぼ同じである。板幅方向の特定は板表面の圧延のロールが転写された圧延目を見ることにより判別できる。また、圧延によりＡｌマトリックス再結晶粒は圧延方向に引き伸ばされることから、Ａｌマトリックス再結晶粒を観察することでも判別できる。

次に本発明のアルミニウム合金板の析出物の分散密度の規定理由について説明する。
粒子径０．１〜１．０μｍの析出物の分散密度が２４００個／ｍｍ^３以下である場合には特に板幅方向のマトリックスのＡｌマトリックス再結晶粒径を小さくすることができる。
析出物はその分布状態により、熱間圧延終了後の再結晶組織に大きな影響を及ぼす。析出物が高密度に存在すると再結晶を阻害し、最終的に熱間圧延終了後に再結晶するときはきわめて粗大な再結晶粒を形成する。このように再結晶は析出物分布に大きく影響されるため、これらの分布を制御することでＡｌマトリックス再結晶粒径を制御することができる。

次に本発明のアルミに合金板の製造工程について説明する。
均質化処理
アルミニウム鋳塊を５５０〜６２０℃で２時間以上均質化処理を施す。この均質化処理は鋳造時に生じた偏析の均質化の他に過飽和に固溶した溶質元素を析出させるとともに析出物分布を整えて、熱間圧延時にＡｌマトリックスが再結晶しやすくするために行う。均質化温度が５５０℃未満、または保持時間が１時間未満ではその効果が十分ではなく、６２０℃を超えると局所的に溶融が起こり、表面品質が低下する。均質化保持時間についてはある程度長時間保持するべきであり、工業的には生産性やコストの兼ね合いから１〜１２ｈｒ程度が適当といえる。

均質化処理から熱間圧延開始温度までの冷却
一般に、均質化処理後のアルミニウム鋳塊はいったん常温まで冷却される。
しかしこのように、均質化処理後、室温まで冷却するとその冷却中に新たな過剰な析出物の析出が起こり、その結果、析出物の分散密度、すなわちＡｌマトリックスの単位容積当たりの析出物の密度が増し、その結果、マトリックスの再結晶粒径が大きくなって強度、成形性共に悪化する。
そこで、本発明のアルミニウム合金板の製造方法では均質化処理後のアルミニウム鋳塊を冷却速度６０℃／ｈ以下で熱間圧延開始温度の４００〜５５０℃まで冷却し、引き続き、熱間粗圧延を施す。
冷却速度を６０℃／ｈ以下としたのは、冷却中に適度な析出を生じさせて析出物を成長させるためであり、６０℃／ｈより早く冷却すると析出物の適度な成長が得られない。

熱間粗圧延
熱間圧延は熱間粗圧延機を用いて行なわれる。本発明の熱間粗圧延の開始温度は３８０〜５００℃である。熱間粗圧延の開始温度が４００℃未満では熱間仕上げ圧延温度の終了温度を目標範囲にすることができずＡｌマトリックスを再結晶させることができない。熱間粗圧延の開始温度が５００℃を超えると熱間仕上げ圧延開始温度を適正範囲にするためには加工発熱させないよう軽圧下で多パスの圧延を施したり、長時間熱間仕上げ圧延開始まで空冷する必要が生じコスト的に不利である上、表面性状が悪化する恐れがある。

熱間粗圧延工程においては総圧下量を９４〜９６％、ラスト２パスを４５〜６０％という条件で行う。ラスト２パスの圧下量を４５〜６０％とするのは、最後の２パスをこの様に強圧下とすることによって特に板厚方向の結晶粒が微細化するためである。

熱間粗圧延の終了温度は結晶粒径制御に非常に重要な条件となる。この発明では低温での熱間圧延を行いかつこれと後述するタンデム式の熱間仕上げ圧延の条件との適合を図ることによって熱間圧延後の再結晶粒径を微細化して、効率良くしごき成形性を向上させ、さらにはネジ加工やカール加工を施してもネジ部およびカール部に肌荒れが生じることを防ぐことができる。

係る低温での熱間圧延の具体的条件として、熱間粗圧延の終了温度の範囲を３４０℃以上４００℃未満とした。熱間粗圧延の終了温度が３４０℃未満ではいかにその後の圧下率を調整しても再結晶状態とすることができない。一方、４００℃以上であると熱間粗圧延過程で蓄積されて熱間仕上げ圧延過程で再結晶粒径を微細化するための駆動力となる残留歪みが不充分となって、結晶粒が十分に微細化しないためしごき成形性が低下し、さらにはネッキング加工後にネジ加工やカール加工を施した場合、ネジ部およびカール部に肌荒れが生じる。

熱間仕上げ圧延
さらに本発明では低温での熱間圧延を行うと共にこれと相俟ってタンデム式の熱間仕上げ圧延の条件を適宜に設定することによって熱間圧延後の再結晶粒径を微細化して、効率良くしごき成形性を向上させ、さらにはネジ加工やカール加工を施してもネジ部およびカール部に肌荒れが生じないようにすることを実現している。そのための熱間仕上げ圧延の条件として、（３タンデム以上のタンデム式の）熱間仕上げ圧延（を施す際のタンデム式圧延機）の総圧下量を９０〜９３％とする。これによって熱間圧延中に歪みを蓄積し、再結晶を微細化させ、熱間圧延板での板幅方向での再結晶粒を４５μｍ以下とすることができる。

この熱間仕上げ圧延は３タンデム以上のタンデム式圧延機で行い総圧下率を９０〜９３％としておこなうことができる。この様に３スタンド以上のタンデム式圧延機を用いることによって、パス間の回復を抑えながら９０％以上の大圧下を加える事ができる。この場合に総圧下率が９０％未満では仕上げ圧延前の熱間粗圧延の終了温度の範囲を３４０℃以上４００℃未満として低温の熱間圧延を行った場合には、Ａｌマトリックスを十分な再結晶組織とすることができない。またこの場合に熱間仕上げ圧延終了温度を高めにして再結晶組織を得ることができたとしても立方体方位が十分に発達せず耳率の悪化を招く。

またこの発明ではタンデム式圧延機を用いて行う熱間仕上げ圧延の最終パスの圧下量を６０％以上とする。最終パスの圧下量を６０％以上とするのはＡｌマトリックスを再結晶組織とするのに十分な歪みを与えるためである。最終パスの圧下量が６０％未満では仕上げ圧延前の熱間粗圧延の終了温度の範囲を３５０℃以上３８０℃未満として低温の熱間圧延を行った場合には、熱間圧延後に得られるアルミニウム合金板のＡｌマトリックスを再結晶組織とすることができない。

熱間仕上げ圧延の終了温度を３００〜３３０℃とし、好ましくは３００〜３１５℃とする。熱間仕上げ圧延終了温度が３００℃未満では熱間仕上げ圧延における圧下量をいかに大きくしてもＡｌマトリックスを再結晶組織とすることができない。一方熱間仕上げ圧延終了温度が３１５℃を超えるとＡｌマトリックス再結晶後の結晶粒が粗大化し、しごき成形性が低下する。また、３３０℃を超えるとネッキング加工後にネジ加工やカール加工を施した場合、ネジ部およびカール部に肌荒れが生じ、表面性状が低下する。

この発明では以上の様に仕上げ圧延前の熱間粗圧延の終了温度の範囲を３４０℃以上４００℃未満として低温の熱間圧延を行い、さらに３タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延を施すにあたり仕上げ圧延終了温度を３００〜３３０℃とし、その際のタンデム式圧延機の総圧下量を９０％以上でかつ最終パスの圧下量を６０％以上とすることによって、熱間圧延後の再結晶粒径を微細化し、引き続き特には焼鈍を施すことなく熱間圧延後の素材を室温に放置した後冷間圧延を行い、アルミニウム合金板を製造することによって効率良くしごき成形性を向上させることを実現した。
したがって、冷間圧延前の中間焼鈍を行うことなく冷間圧延工程が行われる。冷間圧延後最終的に必要に応じて焼鈍が行われる。

冷間圧延
上述の様にこの発明では、熱間圧延後引き続いて焼鈍を施すことなく熱間圧延後の素材を室温に放置した後冷間圧延を施し最終板厚とする。その際その冷間圧延における圧延率は８３〜８８％とする。冷間圧延における圧延率が８３％未満では強度が不足し、８８％を超えると強度が上昇しすぎしごき成形性やボトムしわ性が低下する。

焼鈍
冷間圧延後の圧延材の残留歪みを加熱により除去し、軟化することを目的として仕上げ焼鈍を行う。この仕上げ焼鈍を施すにあたりその温度範囲は１２０〜１６０℃とする。この仕上げ焼鈍の温度範囲が１２０℃未満では材料の回復が十分ではなくボトムしわ性が低下する。また１６０℃を超えると材料の回復が大きくなりボトムしわ性は良好になるが同時にＡｌマトリックスに析出するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の析出物の影響で加工硬化性が大きくなりしごき成形性が低下する。
処理時間を１ｈｒ以上としたのは１ｈｒ未満ではその効果が十分ではないためであり、工業的には生産性、コスト面から１〜６ｈｒ程度が適当である。

また、この発明では最終冷間圧延のラストパスを１２０〜１６０℃の高温で仕上げることによってその過程で残留歪みを除去し、仕上げ焼鈍は省略してもよく、そのような仕上げ焼鈍の省略は生産効率上有利となる。

以下に本発明を実施例に基づき、具体的に説明する。
表１に示す組成の合金を常法により溶解鋳造し、厚さ５００ｍｍとし、鋳塊を作製した。

次にこの鋳塊を面削後、６００℃にて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およびタンデム圧延機による仕上げ圧延、冷間圧延を表２に示す条件で行い、中間焼鈍を行わずに最終板を作製した。

最終板の析出物分布密度、熱間圧延板の板幅方向でのＡｌマトリックス再結晶粒径、最終板の板厚方向でのＡｌマトリックス再結晶粒数およびボトル形状に製缶した際の肌荒れ発生の有無を表３に示す。

最終板の析出物分布密度はＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察の１万倍で１０視野より算出した。試料の厚みは等厚干渉縞から求めた。熱間圧延板の板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径と最終板の板厚方向のＡｌマトリックス再結晶粒数は光学顕微鏡写真より測定した。肌荒れの発生具合はネジ部とカール部のそれぞれの面積に占める肌荒れ発生部分の面積率を示した。

１〜４番は本発明例であり、板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒のサイズが小さく、板厚方向のＡｌマトリックス再結晶粒数が多いために肌荒れは発生していない。
５番では合金組成が本発明の範囲外であり、Ｍｎ量が多く添加されているため、微細な析出物が存在しＡｌマトリックス再結晶粒が微細化されず、カール部でのみ肌荒れが生じた。
６番では均質化温度が低いために、析出物が微細なままであり、再結晶しづらかったために、最終的なＡｌマトリックス再結晶粒は粗大化し、カール部で肌荒れが生じた。

７番では冷却速度が本発明の範囲よりも速く、析出物が十分に成長することができず、Ａｌマトリックス再結晶粒微細化の効果が十分ではなかったため、ネジ部とカール部で肌荒れが生じた。
８番は熱間圧延開始温度が高いため熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延終了温度が高くなり、Ａｌマトリックス再結晶粒の粗大化を招いてしまい、カール部で肌荒れが生じた。
９番は熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延終了温度が低く、再結晶の駆動力が低くなってしまい、わずかに生成したＡｌマトリックス再結晶粒が粗大化してネジ部とカール部で肌荒れが生じた。

１０番はラスト２パスでの圧下量が小さく、板厚方向のＡｌマトリックス再結晶粒の数が少なく、Ａｌマトリックス再結晶粒の微細化が十分ではなかったためネジ部とカール部で肌荒れが生じた。
１１番はラスト２パスでの圧下量が大きく、粗圧延中に再結晶が起こり、仕上げ圧延での再結晶核が少なくなったため、結果的にＡｌマトリックス再結晶粒が粗大化し、ネジ部とカール部で肌荒れが生じた。
１２番はこの発明の条件である熱間仕上げ圧延の最終パスの圧下量を６０％以上とするという条件を充足せず、最終パス圧下量が５２％であって低いため熱間仕上げ圧延終了温度が３３２℃であってこの発明の条件を充足してもＡｌマトリックスを再結晶組織として軟化することができず、必要以上に強度が高く、しごき成形性が悪化し、ネジ部とカール部で肌荒れが生じた。
１３番は冷間圧延の圧下率が低いために結晶粒が十分に微細化されず、ネジ部とカール部で肌荒れが生じた。
１４番は冷間圧延の圧下率が大きいために強度が上昇しすぎてしまい、しごき性の低下を招き、結晶粒は十分に微細化されているにも関らず、ネジ部とカール部で肌荒れが生じた。
以上のように本発明によれば、析出物分布とＡｌマトリックス再結晶粒サイズを制御することでカール部およびネジ部の肌荒れを防ぐことができる。

本発明は清涼飲料等の各種飲料缶の缶胴材として使用されるアルミニウム合金板に関して、ボトル型飲料缶用アルミニウム合金板およびその製造方法として適用することができる。

Claims (2)

1. Ｍｎ０．７〜１．５ｍａｓｓ％（以下単に％）、Ｍｇ０．８〜１．５％、Ｃｕ０．１０〜０．３５％、Ｓｉ０．１〜０．４％、Ｆｅ０．２〜０．６％、さらにＴｉ０．０１％〜０．１５％を単独であるいはＢ０．０００１％〜０．０５％とともに含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなり、粒子径０．１〜１．０μｍの析出物の分散密度が２４００個／ｍｍ^３以下であり、熱間圧延板における板幅方向のＡｌマトリックス再結晶粒径の平均値が４５μｍ以下であり、かつ最終板の板厚断面に垂直な直線が通るＡｌマトリックス再結晶粒の数が８０個以上であることを特徴とするボトル型飲料缶用アルミニウム合金板。
2. Ｍｎ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．８〜１．５％、Ｃｕ０．１０〜０．３５％、Ｓｉ０．１〜０．４％、Ｆｅ０．２〜０．６％を含有し、さらにＴｉ０．０１％〜０．１５％を単独であるいはＢ０．０００１％〜０．０５％とともに含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を５５０〜６２０℃で２時間以上均質化処理を施した後、冷却速度６０℃／ｈ以下で熱間圧延開始温度の３８０〜５００℃まで冷却し、熱間粗圧延工程において総圧下量を９４〜９６％、ラスト２パスの圧下量の合計を４５〜６０％とし、熱間粗圧延の終了温度を３４０℃以上４００℃未満とし、さらに引き続いて３タンデム以上のタンデム式の熱間仕上げ圧延を施すにあたり熱間仕上げ圧延での総圧下量を９０〜９３％、かつ最終パスの圧下量を６０％以上とする熱間仕上げ圧延の終了温度を３００〜３３０℃とし、中間焼鈍は行わずに、続いて圧下量が８３〜８８％の冷間圧延を行う工程を含むボトル型飲料缶用アルミニウム合金板の製造方法。