WO2018003927A1 - アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金板及びその製造方法 Download PDF

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WO2018003927A1
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alloy plate
heat treatment
aluminum alloy
strength
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和代 小川
亮平 小林
峰光 岡田
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株式会社Uacj
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • This disclosure relates to an aluminum alloy plate and a method for manufacturing the same.
  • the body of an aluminum beverage can (hereinafter also referred to as a can body) is subjected to drawing and DI processing (that is, redrawing and ironing) on an aluminum alloy plate, and then trimming the can opening. Processed, washed, dried, painted and baked, and then canned through neck processing and flange processing.
  • a can body for example, aluminum alloy plates described in Patent Document 1 and Patent Document 2 have been proposed.
  • rupture of a can body part may generate
  • chime wrinkles may occur.
  • a chime wrinkle is a wrinkle generated in the taper portion of the can bottom, and remains as a pattern after being crushed by dome molding.
  • the buckling of the can may occur during neck molding or flange molding. Further, when gas is generated from the contents as the temperature rises and the internal pressure rises, the bottom of the can is easily reversed.
  • an aluminum alloy plate that is excellent in canability and excellent in can body strength and a method for manufacturing the same.
  • One aspect of the present disclosure is an aluminum alloy plate, Mg: 0.75 to 1.40% by mass, Cu: 0.05 to 0.25% by mass, Si: 0.10 to 0.60% by mass, It contains Mn: 0.75 to 1.30% by mass and Fe: 0.15 to 0.70% by mass, and the balance is made of aluminum and inevitable impurities.
  • the aluminum alloy plate has an endothermic peak calorie of 0.005 to 0.270 J / g which appears in the temperature range of 180 to 240 ° C. in differential scanning calorimetry. Further, in this aluminum alloy plate, the difference between the endothermic amount before the heat treatment and the endothermic amount after the heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes is ⁇ 0.200 to 0.190 J / g.
  • the aluminum alloy plate has a tensile strength of 270 to 340 MPa. Further, in this aluminum alloy plate, the difference between the tensile strength and the yield strength after heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes is 30 to 60 MPa.
  • One embodiment of the present disclosure is a method for producing an aluminum alloy plate, which includes Mg: 0.75 to 1.40 mass%, Cu: 0.05 to 0.25 mass%, and Si: 0.10 to 0.
  • the coil end face temperature T (° C.) other than the final pass is 70 ° C.
  • the time t (h) until the next pass is 0 ⁇ t ⁇ 8760
  • the coil winding end face temperature T (° C.) other than the final pass and the time t (h) until the next pass are T + (50/7) t ⁇ 180, or
  • the coil winding end face temperature T (° C.) other than the final pass is T ⁇ 130, and the coil winding end face temperature of the final pass is 130 to 170 ° C.
  • an aluminum alloy plate having excellent canability and can body strength can be produced.
  • Mg Mg contributes to solid solution strengthening.
  • Mg, together with Cu and Si, is a Mg—Si compound, Al—Mg—Cu compound, Al—Mg—Cu—Si compound, and a precursor phase thereof in a temperature range of 70 to 200 ° C. during cold rolling.
  • these Mg-Si compounds, Al-Mg-Cu compounds, Al-Mg-Cu-Si compounds, and precursor phases thereof are collectively referred to as a precipitate group).
  • the said precipitate group also increases the work-hardening property by subsequent cold work. Further, the precipitate group is re-dissolved during the heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes simulating the coating baking process, and the strength is lowered.
  • Mg is preferably in the range of 0.75 to 1.40% by mass.
  • the solid solution strengthening amount and the precipitation strengthening amount are increased as compared with the case where Mg is less than 0.75 mass%, and sufficient can body strength can be obtained.
  • Mg is 1.4 mass% or less, compared with the case where Mg exceeds 1.4 mass%, the intensity
  • the Mg content is 1.4% by mass or less
  • the difference between the tensile strength of the alloy plate and the proof stress after the heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes becomes smaller than when Mg exceeds 1.4% by mass.
  • the Mg content is 1.4% by mass or less
  • the amount of Mg diffusing to the slab surface during the homogenization treatment is reduced as compared with the case where Mg exceeds 1.4% by mass. Therefore, it can suppress that Mg oxide film becomes thick. Therefore, the plate surface quality can be improved.
  • Cu Cu contributes to solid solution strengthening. Moreover, Cu precipitates finely during cold rolling together with Mg and Si and contributes to an increase in strength. Furthermore, Cu also increases work hardening by subsequent cold working.
  • Cu is preferably in the range of 0.05 to 0.25% by mass. When Cu is 0.05 mass% or more, compared with the case where Cu is less than 0.05 mass%, the solid solution strengthening amount and the precipitation strengthening amount are increased, and sufficient can body strength is obtained. On the other hand, when Cu is 0.25% by mass or less, the strength of the alloy plate is lowered and work hardening during DI molding is reduced as compared with the case where Cu exceeds 0.25% by mass.
  • the tensile force acting on the can wall during DI molding is reduced, and the risk of breakage is reduced. Further, when Cu is 0.25% by mass or less, the difference between the tensile strength of the alloy plate and the proof stress after heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes becomes smaller than when Cu exceeds 0.25% by mass. Furthermore, when Cu is 0.25% by mass or less, the corrosion resistance is higher than when Cu exceeds 0.25% by mass.
  • (1-C) Si Si precipitates finely during cold rolling together with Mg and Cu and contributes to an increase in strength. Further, Si forms an ⁇ -Al (Mn, Fe) Si compound together with Mn and Fe, and has an action of preventing seizure during ironing (during DI molding). Si is preferably in the range of 0.10 to 0.60 mass%. When Si is 0.10% by mass or more, precipitation strengthening due to Al, Mg, Si, and Cu compounds during cold rolling is obtained compared to the case where Si is less than 0.10% by mass, and sufficient can body strength is obtained. can get. Moreover, when Si is 0.10% by mass or more, the ⁇ phase is sufficiently formed as compared with the case where Si is less than 0.10% by mass.
  • Mn Mn has the effect of increasing the strength of the material by solid solution strengthening. Further, solute Mn has the effect of delaying the recovery of dislocations during heat treatment at 205 ° C. and suppressing the strength reduction. Further, Mn forms an ⁇ -Al (Mn, Fe) Si compound together with Fe and Si, and has an action of preventing seizure during ironing (DI molding). In addition, ⁇ -Al (Mn, Fe) Si compounds and Al 6 (Mn, Fe) compounds of several hundred nm to several tens of ⁇ m have a cup height (hereinafter referred to as ear height) in the rolling direction when cylindrical drawing is performed. Also has the effect of reducing. Thereby, the trouble at the time of conveying the molded product after cup molding and DI molding can be reduced.
  • ear height cup height
  • Mn is preferably in the range of 0.75 to 1.30% by mass.
  • Mn is 0.75% by mass or more, sufficient strength is obtained as compared with the case where Mn is less than 0.75% by mass, and there is a difference between the tensile strength of the alloy plate and the proof stress after heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes. Get smaller.
  • Mn is made 0.75 mass% or more, compared with the case where Mn is less than 0.75 mass%, the ⁇ phase is sufficiently formed. For this reason, it is difficult for the surface of the can body to become cloudy due to seizure between the ironing die and the mold, and the streaks due to aluminum built up in the mold. Therefore, it is possible to improve the appearance quality of the can body.
  • Mn is 0.75% by mass or more, compared with the case where Mn is less than 0.75% by mass, the height in the rolling direction at the time of cylindrical drawing is lowered.
  • Mn is 1.30% by mass or less, it is possible to suppress the formation of a coarse Al 6 (Mn, Fe) compound during casting, as compared with the case where Mn exceeds 1.30% by mass. Therefore, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the can body at the time of DI molding or flange molding starting from such a coarse compound.
  • (1-E) Fe Fe forms an ⁇ -Al (Mn, Fe) Si compound together with Mn and Si and has an action of preventing seizure during ironing (DI molding).
  • ⁇ -Al (Mn, Fe) Si compounds and Al 6 (Mn, Fe) compounds of several hundred nm to several tens of ⁇ m have a cup height (ear height) in the rolling direction when cylindrical drawing is performed. Make it smaller.
  • Fe is preferably in the range of 0.15 to 0.70 mass%. When Fe is 0.15% by mass or more, the ⁇ phase is sufficiently formed as compared with the case where Fe is less than 0.15% by mass.
  • the surface of the can body becomes cloudy due to seizure between the ironing die and the mold, and the streaks due to aluminum built up in the mold. Therefore, it is possible to improve the appearance quality of the can body.
  • the Fe content is 0.15% by mass or more, the height in the rolling direction at the time of cylindrical drawing is reduced as compared with the case where Fe is less than 0.15% by mass.
  • the Fe below 0.70 wt% Fe is compared with the 0.70 mass% excess, coarse Al 6 (Mn, Fe) during casting the compound is formed can be suppressed. Therefore, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the can body at the time of DI molding or flange molding starting from such a coarse compound.
  • the endothermic amount of the alloy plate In the differential scanning calorimetry, the endothermic reaction appearing in the temperature range of 180 to 240 ° C. is finely deposited on the alloy plate when measured at a rate of temperature increase of 20 ° C./min. This reaction is caused by re-dissolution of Mg—Si, Al—Mg—Cu, and Al—Mg—Cu—Si compounds. Therefore, the amount of heat at the endothermic peak corresponds to the amount of precipitation in the precipitate group.
  • the endothermic amount of the alloy plate is preferably in the range of 0.005 to 0.270 J / g.
  • the precipitation strengthening by the precipitate group is not excessively small as compared with the case where the endothermic amount is less than 0.005 J / g. Therefore, sufficient can body strength is obtained.
  • the endothermic amount of the alloy plate is 0.270 J / g or less, precipitation strengthening by the precipitate group does not become excessive as compared with the case where the endothermic amount exceeds 0.270 J / g. Therefore, it can suppress that the tensile strength of an alloy plate becomes high too much.
  • the range of the difference in the endothermic amount is preferably in the range of ⁇ 0.200 to 0.190 J / g.
  • the difference in endothermic amount is ⁇ 0.200 J / g or more, compared to the case where the difference in endothermic amount is less than ⁇ 0.200 J / g, the above precipitate group is less likely to precipitate in the paint baking process after DI molding. Becomes difficult to rise (bake hard). Therefore, deformation resistance at the time of subsequent neck molding or flange molding becomes low, and it is possible to suppress the occurrence of buckling at the neck or the can body.
  • the difference in the endothermic amount is 0.1900 J / g or less
  • the difference between the tensile strength of the alloy plate and the proof stress after the heat treatment at 205 ° C.-10 min compared to the case where the difference in the endothermic amount exceeds 0.1900 J / g. Can be suppressed.
  • the tensile strength of the alloy plate affects the DI formability.
  • the tensile strength of the alloy plate is preferably in the range of 270 to 340 MPa.
  • the tensile strength of the alloy plate is set to 270 MPa or more, the strength after the coating baking process is achieved even if the strength is not increased (baked hard) by the heat treatment in the coating baking process, compared to the case where the tensile strength of the alloy sheet is less than 270 MPa. Increases and sufficient can strength is obtained.
  • the tensile strength of the alloy plate is set to 340 MPa or less, the deformation resistance during DI molding becomes lower than when the tensile strength of the alloy plate exceeds 340 MPa. For this reason, the tensile force acting on the can wall during DI molding is reduced, and the risk of breakage is reduced.
  • the difference between the tensile strength of the alloy plate before the heat treatment and the proof stress after the heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes is preferably in the range of 30 to 60 MPa.
  • the difference is 30 MPa or more, compared to the case where the difference is less than 30 MPa, the precipitate group is less likely to be deposited in the paint baking process after DI molding, and the strength is less likely to increase (bake hard). Therefore, deformation resistance at the time of subsequent neck molding or flange molding becomes low, and it is possible to suppress the occurrence of buckling at the neck or the can body.
  • the difference is 60 MPa or less, it is easier to achieve both DI moldability and can bottom pressure resistance than when the difference exceeds 60 MPa.
  • the temperature T other than the final pass in cold rolling and the time t to the next pass satisfy 70 (° C.) ⁇ T and 0 ⁇ t ⁇ 8760 (h), and T + (50/7) t ⁇ It is preferable that 180 or T ⁇ 130.
  • T is set to 70 ° C. or higher, the amount of the precipitate group precipitated before the next pass in cold rolling is larger than when T is less than 70 ° C. Therefore, the endothermic amount of the alloy plate is large and sufficient strength can be obtained.
  • the amount of Mg, Cu, and Si dissolved in the alloy plate is small. For this reason, precipitation is difficult to proceed during the heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes, and the difference between the heat absorption amount of the alloy plate and the heat absorption after the heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes becomes ⁇ 0.200 J / g or more.
  • the coil end face temperature at the end of one pass was 108 ° C.
  • the time from the end of one pass to the start of two passes is 0.8h.
  • the coil end face temperature at the end of the second pass was 150 ° C.
  • the time from the end of the second pass to the start of the third pass is 1.2h.
  • the coil end face temperature at the end of the third pass was 155 ° C.
  • each test material obtained as described above the tensile properties, ear ratio, and endothermic amount were evaluated by the methods described below. Further, each prototype material was canned, and DI moldability, neck moldability, flange moldability, can bottom pressure resistance, and maximum wrinkle height of the redraw cup can bottom taper portion were evaluated by the methods described below.
  • ⁇ Tensile test> JIS-Z-2201 No. 5 test pieces extending from the prototype material in a direction forming an angle of 0 ° with respect to the rolling direction were cut out and tensioned in accordance with JIS-Z-2241. Tests were conducted to measure tensile strength, 0.2% proof stress, and elongation at break. Further, the measurement was performed in the same manner with respect to a prototype material immersed in an oil bath maintained at 205 ° C. for 10 minutes and then air-cooled for 10 minutes.
  • the ear ratio was calculated by the following [Equation 1] from the height of a cup cut out from a prototype material with a diameter of 55 mm and drawn under the condition of a drawing ratio of 1.67.
  • Ear rate (%) [ ⁇ (average of peak heights at 0 ° and 180 °) ⁇ (average of overall height) ⁇ / (average of overall height)] ⁇ 100
  • 0 ° and 180 ° represent positions where a straight line passing through the center of the disk and parallel to the rolling direction intersects the periphery of the disk.
  • the ear rate is preferably 4% or less.
  • the can is smoothly die-necked to 204 diameters ((2 + 4/16) inches) (neck-shaped can), and then a flange with a flange thickness of 157 ⁇ m and a flange width of 2.4 mm is formed at the end of the opening. did.
  • the can bottom pressure resistance of the cans was measured by 10 cans. Water pressure was applied at a pressure increase rate of 20 kPa / s, and the water pressure when the can bottom was inverted was defined as the can bottom pressure resistance.
  • the bottom pressure resistance of the can is preferably 600 kPa or more.
  • “ ⁇ ” is a symbol indicating that the average value of the can bottom withstand pressure was 600 kPa or more
  • “X” is a symbol indicating that the average value of the can bottom withstand pressure was less than 600 kPa. Yes ("-" is not subject to evaluation).
  • Table 2 shows the above evaluation results.
  • Sample No. as a comparative example. About 5, Mg content exceeds 1.4 mass%. Therefore, the strength of the alloy plate was high, the work hardening at the time of DI molding became too large, and it was broken. Sample No. On the other hand, for Mg 6, the Mg content was less than 0.75% by mass, the solid solution strengthening amount was reduced, and the strength of the alloy plate was reduced. As a result, the can bottom pressure resistance decreased. Sample No. For No. 7, the Cu content exceeds 0.25% by mass. Therefore, the strength of the alloy plate was high, the work hardening at the time of DI molding became too large, and it was broken.
  • Sample No. 8 the Cu content was less than 0.25% by mass, the amount of solid solution strengthening and the amount of precipitation strengthening during cold rolling (the above precipitate group) were reduced, and the strength of the alloy plate was lowered. As a result, the can bottom pressure resistance decreased.
  • Sample No. 9 the Si content exceeds 0.60% by mass. Therefore, Mg 2 Si crystallized substances increase, the amount of solid solution Mg decreases, and the amount of solid solution strengthening by solid solution Mg decreases. Sample No. In No. 9, precipitation of the precipitate group during cold rolling decreased, and the strength of the alloy sheet decreased. As a result, the can bottom pressure resistance decreased.
  • Sample No. About 10 Si content is less than 0.10 mass%. For this reason, the ⁇ phase was not sufficiently formed, and an appearance defect occurred during ironing molding.
  • the alloy symbol A in the first embodiment was ingot-formed by semi-continuous casting, and after the surface cutting, homogenization heat treatment and hot rolling were continued. Thereafter, cold rolling of 3 passes was performed to a plate thickness of 0.28 mm using a single rolling mill. In this cold rolling step, conditions such as the temperature other than the final pass, the time until the next pass, and the end face temperature after coil winding of the final pass were set to be the conditions shown in Table 3.
  • the cold rolling conditions employed in 16 to 20 are included in the numerical range defined in the present disclosure. For this reason, the material properties such as tensile strength and endothermic amount showed values within the numerical range defined in the present disclosure, and had excellent can-making properties and can body strength.
  • Sample No. as a comparative example.
  • the coil end face temperature T2 after two passes exceeds 130 ° C.
  • T2 + (50/70) t2 determined from T2 and the time t2 from the end of the second pass to the start of the next pass exceeds 180. Therefore, precipitation of the precipitate group progressed until the next cold rolling pass, precipitation hardening and work hardening in the subsequent cold working increased, the strength of the alloy plate increased, and the cylinder broke.
  • the coil end face temperature after one pass and the coil end face temperature after two passes are less than 70 ° C. Therefore, the precipitation strengthening amount (the above-mentioned precipitate group) is small, the endothermic amount of the alloy plate is small, the above-mentioned precipitate group is deposited and the strength is increased (baked hard) by the heat treatment equivalent to coating baking after DI molding, and the neck Buckling was observed in the molding.
  • sample no. In the case of 26 the coil end face temperature after the final pass is less than 130 ° C. Therefore, the recovery was insufficient, and a large wrinkle was observed in the taper bottom portion of the redraw cup cup.
  • the aluminum alloy plate of the present disclosure has excellent can manufacturing performance and can body performance.
  • the precipitation state of the precipitate group can be optimally controlled by the cold rolling conditions. Thereby, the aluminum alloy plate which has the outstanding can manufacturing property and can body performance can be manufactured.
  • the present disclosure can be realized in various forms such as a can manufacturing method using the above-described aluminum alloy plate and a can body manufactured using the above-described aluminum alloy plate. it can.

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Abstract

アルミニウム合金板は、Mg:0.75～1.40質量%、Cu:0.05～0.25質量%、Si:0.10～0.60質量%、Mn:0.75～1.30質量%、及びFe:0.15～0.70質量%を含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなり、示差走査熱量測定において180～240℃の温度域に現れる吸熱ピークの熱量は0.005～0.270J/g、熱処理前の吸熱量と205℃-10minの熱処理後の吸熱量との差は-0.200～0.190J/g、引張強さは270～340MPa、引張強さと205℃-10minの熱処理後の耐力との差は30～60MPaである。

Description

アルミニウム合金板及びその製造方法 関連出願の相互参照
　本国際出願は、２０１６年６月２９日に日本国特許庁に出願された日本国特許出願第２０１６－１２８９３８号に基づく優先権を主張するものであり、日本国特許出願第２０１６－１２８９３８号の全内容を参照により本国際出願に援用する。
　本開示は、アルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
　アルミニウム製の飲料缶の胴体部（以下、缶ボディとも称する。）は、アルミニウム合金板に対して絞り加工とＤＩ加工（すなわち、再絞り及びしごき加工。）を施した後に、缶開口部をトリミング加工し、洗浄、乾燥、塗装焼付処理を施し、更にネック加工とフランジ加工を経て製缶される。このような缶ボディ用のアルミニウム合金板としては、例えば特許文献１や特許文献２に記載されたアルミニウム合金板が提案されている。
特開２０１１－２０８２８３号公報 特開２００４－２３８６５３号公報
　ところで、材料の使用量低減や、輸送コストの低減、あるいはアルミニウム缶以外の飲料容器に対するコスト競争力向上を図る観点から、缶ボディ用アルミニウム合金板の薄肉化が求められている。
　しかしながら、缶ボディ用アルミニウム合金板の薄肉化が進むと、製缶不具合が起こりやすくなる。具体例を挙げれば、ＤＩ成形の際には缶胴部の破断（以下、破胴とも称する。）が発生することがある。また、再絞り工程では、チャイムしわが発生することがある。チャイムしわは、缶底テーパー部に発生した座屈しわが、ドーム成形で潰された後も模様として残るしわである。また、ネック成形やフランジ成形の際には、缶の座屈が発生することがある。さらに、気温上昇に伴って内容物からガスが発生して内圧が上昇した際には、缶底が反転しやすくなる。
　したがって、本開示の一側面では、製缶性に優れかつ缶体強度にも優れるアルミニウム合金板及びその製造方法を提供することが望ましい。
　本開示の一態様は、アルミニウム合金板であって、Ｍｇ：０．７５～１．４０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｓｉ：０．１０～０．６０質量％、Ｍｎ：０．７５～１．３０質量％、及びＦｅ：０．１５～０．７０質量％を含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなる。このアルミニウム合金板は、示差走査熱量測定において１８０～２４０℃の温度域に現れる吸熱ピークの熱量が、０．００５～０．２７０Ｊ／ｇである。また、このアルミニウム合金板は、熱処理前の吸熱量と２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の吸熱量との差が、－０．２００～０．１９０Ｊ／ｇである。また、このアルミニウム合金板は、引張強さが、２７０～３４０ＭＰａである。さらに、このアルミニウム合金板は、前記引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差が、３０～６０ＭＰａである。
　このように構成されたアルミニウム合金板によれば、製缶性に優れかつ缶体強度にも優れるアルミニウム合金板となる。
　また、本開示の一態様は、アルミニウム合金板の製造方法であって、Ｍｇ：０．７５～１．４０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｓｉ：０．１０～０．６０質量％、Ｍｎ：０．７５～１．３０質量％、及びＦｅ：０．１５～０．７０質量％を含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を半連続鋳造によって作製する工程と、前記鋳塊を面削して第一中間材を得る工程と、第一中間材に対して均質化熱処理を施して第二中間材を得る工程と、前記第二中間材に対して熱間圧延を施して第三中間材を得る工程と、前記第三中間材に対して複数パスの冷間圧延を施して合金板を得る工程とを有する。前記冷間圧延を施して合金板を得る工程では、最終パス以外のコイル巻取後端面温度Ｔ（℃）が７０℃以上、かつ次のパスまでの時間ｔ（ｈ）が０＜ｔ≦８７６０とされ、しかも、前記最終パス以外のコイル巻取後端面温度Ｔ（℃）及び前記次のパスまでの時間ｔ（ｈ）がＴ＋（５０／７）ｔ≦１８０とされるか、もしくは、前記最終パス以外のコイル巻取後端面温度Ｔ（℃）がＴ≦１３０とされ、さらに、最終パスのコイル巻取後端面温度が１３０～１７０℃とされている。
　このように構成されたアルミニウム合金板の製造方法によれば、製缶性に優れかつ缶体強度にも優れるアルミニウム合金板を製造することができる。
　上述のアルミニウム合金板及びその製造方法について、更に詳細に説明する。
　（１）構成の詳細
　　（１－Ａ）Ｍｇ
　Ｍｇは、固溶強化に寄与する。また、Ｍｇは、ＣｕやＳｉとともに冷間圧延中の７０～２００℃の温度域でＭｇ－Ｓｉ系化合物、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ系化合物、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ－Ｓｉ系化合物、及びその前駆相として微細に析出し強度上昇に寄与する（以下、これらＭｇ－Ｓｉ系化合物、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ系化合物、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ－Ｓｉ系化合物、及びその前駆相を総称して析出物群とも称する。）。さらに、上記析出物群は、その後の冷間加工による加工硬化性も増大させる。また、上記析出物群は、塗装焼付処理を模擬した２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理中に再固溶し、強度が低下する。
　Ｍｇは、０．７５～１．４０質量％の範囲内にされていると好適である。Ｍｇを０．７５質量％以上にすると、Ｍｇが０．７５質量％未満の場合に比べ、固溶強化量及び析出強化量が増大し、十分な缶体強度を得ることができる。一方、Ｍｇを１．４質量％以下にすると、Ｍｇが１．４質量％超過の場合に比べ、合金板の強度が低くなり、ＤＩ成形中の加工硬化も小さくなる。そのため、Ｍｇが１．４質量％超過の場合に比べ、ＤＩ成形時の缶壁部に働く引張力は低くなり、破胴リスクが低くなる。また、Ｍｇを１．４質量％以下にすると、Ｍｇが１．４質量％超過の場合に比べ、合金板の引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差が小さくなる。加えて、Ｍｇを１．４質量％以下にすると、Ｍｇが１．４質量％超過の場合に比べ、均質化処理時にスラブ表面へ拡散するＭｇ量が減少する。そのため、Ｍｇ酸化被膜が厚くなるのを抑制できる。よって、板面品質を良好にすることができる。
　　（１－Ｂ）Ｃｕ
　Ｃｕは、固溶強化に寄与する。また、Ｃｕは、ＭｇやＳｉとともに冷間圧延中に微細に析出し、強度上昇に寄与する。さらに、Ｃｕは、その後の冷間加工による加工硬化性も増大させる。Ｃｕは、０．０５～０．２５質量％の範囲内にされていると好適である。Ｃｕを０．０５質量％以上にすると、Ｃｕが０．０５質量％未満の場合に比べ、固溶強化量及び析出強化量が増大し、十分な缶体強度が得られる。一方、Ｃｕを０．２５質量％以下にすると、Ｃｕが０．２５質量％超過の場合に比べ、合金板の強度が低くなり、ＤＩ成形中の加工硬化が小さくなる。そのため、Ｃｕが０．２５質量％超過の場合に比べ、ＤＩ成形時の缶壁部に働く引張力が低くなり、破胴リスクが低くなる。また、Ｃｕを０．２５質量％以下にすると、Ｃｕが０．２５質量％超過の場合に比べ、合金板の引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差が小さくなる。さらに、Ｃｕを０．２５質量％以下にすると、Ｃｕが０．２５質量％超過の場合に比べ、耐食性が高くなる。
　　（１－Ｃ）Ｓｉ
　Ｓｉは、ＭｇやＣｕとともに冷間圧延中に微細に析出し、強度上昇に寄与する。また、Ｓｉは、ＭｎとＦｅとともにα－Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓｉ化合物を形成し、しごき加工時（ＤＩ成形時）の焼き付きを防止する作用を有する。Ｓｉは、０．１０～０．６０質量％の範囲内にされていると好適である。Ｓｉを０．１０質量％以上にすると、Ｓｉが０．１０質量％未満の場合に比べ、冷間圧延中のＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ化合物による析出強化が得られ、十分な缶体強度が得られる。また、Ｓｉを０．１０質量％以上にすると、Ｓｉが０．１０質量％未満の場合に比べ、α相が十分に形成される。そのため、しごきダイスと金型間の焼き付きによる缶体表面のくもりや、金型にビルドアップしたアルミによる筋などが発生しにくくなる。よって、外観品質の向上を図ることができる。一方、Ｓｉを０．６０質量％以下にすると、Ｓｉが０．６０質量％超過の場合に比べ、Ｍｇ２Ｓｉ晶出物が減少し、固溶Ｍｇ量が増大する。そのため、固溶Ｍｇによる固溶強化量が増大する。また、冷間圧延中の上記析出物群の析出が増大し、十分な強度を得ることができる。
　　（１－Ｄ）Ｍｎ
　Ｍｎは、固溶強化により材料の強度を高める作用を有する。また、固溶Ｍｎは、２０５℃熱処理中の転位の回復を遅延させ、強度低下を抑制させる効果がある。更に、Ｍｎは、ＦｅとＳｉとともにα－Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓｉ化合物を形成し、しごき加工時（ＤＩ成形時）の焼き付きを防止する作用を有する。加えて、数百ｎｍ～十数μｍのα－Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓｉ化合物やＡｌ６（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物は、円筒絞り成形したときの圧延方向のカップ高さ（以下、耳高さとも称する。）を小さくする作用を有する。これにより、カップ成形及びＤＩ成形後の成形品を搬送するときのトラブルを低減できる。
　Ｍｎは、０．７５～１．３０質量％の範囲内にされていると好適である。Ｍｎを０．７５質量％以上にすると、Ｍｎが０．７５質量％未満の場合に比べ、十分な強度が得られ、合金板の引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差が小さくなる。また、Ｍｎを０．７５質量％以上にすると、Ｍｎが０．７５質量％未満の場合に比べ、α相が十分に形成される。そのため、しごきダイスと金型間の焼き付きによる缶体表面のくもりや、金型にビルドアップしたアルミによる筋などが発生しにくくなる。よって、缶体の外観品質の向上を図ることができる。加えて、Ｍｎを０．７５質量％以上にすると、Ｍｎが０．７５質量％未満の場合に比べ、円筒絞り成形時の圧延方向耳高さが低くなる。一方、Ｍｎを１．３０質量％以下にすると、Ｍｎが１．３０質量％超過の場合に比べ、鋳造時に粗大なＡｌ６（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物が形成されるのを抑制できる。よって、そのような粗大な化合物が起点となってＤＩ成形時やフランジ成形時に缶体に割れが発生するのを抑制することができる。
　　（１－Ｅ）Ｆｅ
　Ｆｅは、ＭｎとＳｉとともにα－Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓｉ化合物を形成し、しごき加工時（ＤＩ成形時）の焼き付きを防止する作用を有する。加えて、数百ｎｍ～十数μｍのα－Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓｉ化合物やＡｌ６（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物は、円筒絞り成形したときの圧延方向のカップ高さ（耳高さ）を小さくする。Ｆｅは、０．１５～０．７０質量％の範囲内にされていると好適である。Ｆｅを０．１５質量％以上にすると、Ｆｅが０．１５質量％未満の場合に比べ、α相が十分に形成される。そのため、しごきダイスと金型間の焼き付きによる缶体表面のくもりや、金型にビルドアップしたアルミによる筋などが発生しにくくなる。よって、缶体の外観品質の向上を図ることができる。加えて、Ｆｅを０．１５質量％以上にすると、Ｆｅが０．１５質量％未満の場合に比べ、円筒絞り成形時の圧延方向耳高さが低くなる。一方、Ｆｅを０．７０質量％以下にすると、Ｆｅが０．７０質量％超過の場合に比べ、鋳造時に粗大なＡｌ６（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物が形成されるのを抑制できる。よって、そのような粗大な化合物が起点となってＤＩ成形時やフランジ成形時に缶体に割れが発生するのを抑制することができる。
　　（１－Ｆ）合金板の吸熱量
　示差走査熱量測定において、昇温速度２０℃／ｍｉｎで測定した際、１８０～２４０℃の温度域に現れる吸熱反応は、合金板に微細に析出しているＭｇ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ系、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ－Ｓｉ系化合物が再固溶することによって起こる反応である。したがって、吸熱ピークの熱量は上記析出物群の析出量と対応する。合金板の吸熱量は、０．００５～０．２７０Ｊ／ｇの範囲内にされていると好適である。合金板の吸熱量を０．００５Ｊ／ｇ以上にすると、吸熱量が０．００５Ｊ／ｇ未満の場合に比べ、上記析出物群による析出強化が過小にならない。よって、十分な缶体強度が得られる。一方、合金板の吸熱量を０．２７０Ｊ／ｇ以下にすると、吸熱量が０．２７０Ｊ／ｇ超過の場合に比べ、上記析出物群による析出強化が過大にならない。よって、合金板の引張強さが過度に高くなるのを抑制できる。
　　（１－Ｇ）熱処理前の合金板の吸熱量と２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の合金板の吸熱量との差
　熱処理前の吸熱量と２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の吸熱量との差が大きいことは、２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理中に再固溶した上記析出物群の量が多いことを示す。したがって、２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理による強度低下量が大きいことを意味する。一方、吸熱量の差が負の値であることは、２０５℃－１０ｍｉｎ熱処理によって新たにＡｌ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓｉ化合物が析出していることを示す。したがって、２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理により強度が上昇していることを意味する。
　吸熱量の差の範囲は、－０．２００～０．１９０Ｊ／ｇの範囲内にされていると好適である。吸熱量の差を－０．２００Ｊ／ｇ以上にすると、吸熱量の差が－０．２００Ｊ／ｇ未満の場合に比べ、ＤＩ成形後の塗装焼付工程で上記析出物群が析出しにくく、強度が上昇（ベイクハード）しにくくなる。そのため、その後のネック成形やフランジ成形時の変形抵抗が低くなり、ネックや缶胴で座屈が発生するのを抑制できる。一方、吸熱量の差を０．１９００Ｊ／ｇ以下にすると、吸熱量の差が０．１９００Ｊ／ｇ超過の場合に比べ、合金板の引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差が過大になるのを抑制できる。
　　（１－Ｈ）合金板の引張強さ
　合金板の引張強さは、ＤＩ成形性に影響する。合金板の引張強さは、２７０～３４０ＭＰａの範囲内にされていると好適である。合金板の引張強さを２７０ＭＰａ以上にすると、合金板の引張強さが２７０ＭＰａ未満の場合に比べ、塗装焼付工程の熱処理で強度が上昇（ベイクハード）しなくても、塗装焼付工程後の強度が高くなり、十分な缶体強度が得られる。一方、合金板の引張強さを３４０ＭＰａ以下にすると、合金板の引張強さが３４０ＭＰａ超過の場合に比べ、ＤＩ成形中の変形抵抗が低くなる。そのため、ＤＩ成形時の缶壁部に働く引張力が低くなり、破胴リスクが低くなる。
　　（１－Ｉ）熱処理前の合金板の引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差
　ＤＩ成形性は、合金板の引張強さが低い方が良好である。一方で、缶底耐圧は、２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力が高いと上昇する。したがって、合金板の引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差が小さい程、ＤＩ成形性に優れ、十分な缶底耐圧を得られると考えられる。
　熱処理前の合金板の引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差は３０～６０ＭＰａの範囲内にされていると好適である。上記差を３０ＭＰａ以上にすると、上記差が３０ＭＰａ未満の場合に比べ、ＤＩ成形後の塗装焼付工程で上記析出物群が析出しにくく、強度が上昇（ベイクハード）しにくくなる。そのため、その後のネック成形やフランジ成形時の変形抵抗が低くなり、ネックや缶胴で座屈が発生するのを抑制できる。一方、上記差を６０ＭＰａ以下にすると、上記差が６０ＭＰａ超過の場合に比べ、ＤＩ成形性と缶底耐圧を両立させることが容易になる。
　　（１－Ｊ）冷間圧延における最終パス以外の温度Ｔと次のパスまでの時間ｔ
　析出強化に寄与する微細な上記析出物群の析出状態は、冷間圧延における先のパスから次のパスまでに保持される温度と時間によって敏感に変化する。１５０℃付近を境に、低温域では、析出までに長い時間を要する。また、高温域では、ピーク時効までの時間は短いが、化合物の数密度が減少する。そのため、ピーク強度は低くなる。
　冷間圧延における最終パス以外の温度Ｔと次のパスまでの時間ｔは、７０（℃）≦Ｔかつ０＜ｔ≦８７６０（ｈ）であることを満たし、更にＴ＋（５０／７）ｔ≦１８０であるか、もしくはＴ≦１３０であると好適である。Ｔを７０℃以上にすると、Ｔが７０℃未満の場合に比べ、冷間圧延における次のパスまでに析出する上記析出物群の量が多い。そのため、合金板の吸熱量が大きく、十分な強度が得られる。また、合金板中に固溶しているＭｇやＣｕ、Ｓｉ量が少ない。そのため、２０５℃－１０ｍｉｎ熱処理中に析出が進みにくく、合金板の吸熱量と２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の吸熱量との差が－０．２００Ｊ／ｇ以上となる。
　ちなみに、ｔが０（ｈ）とは、熱延後１パスで最終板厚まで冷延することを意味する。そのため、合金板を製造するために大型設備が必要となり、製造コストが高くなる。また、熱延板厚を薄くする必要があり、冷延での加工硬化量が減少し、強度低下につながる。ｔが８７６０（ｈ）を超えると、コイル端部からの酸素の供給により、板面に付着した冷延油又はアルミ表面が酸化する。よって、反応生成物により板面に模様が残り、外観品質が劣る恐れがある。Ｔ＋（５０／７）ｔ＞１８０かつＴ＞１３０では、冷間圧延における次のパスまでに上記析出物群の析出が進む、よって、析出強化とその後の冷間加工での加工硬化が増大し、合金板強度の上昇につながる。
　　（１－Ｋ）冷間圧延における最終パスのコイル巻取後端面温度
　最終パスのコイル巻取後から室温まで冷却される過程では、冷間加工によって形成された加工組織を回復させておく必要がある。ここでの回復が不十分であると、冷間加工をした際の均一変形能が小さくなる。よって、絞り成形や再絞り成形における圧縮変形によって座屈が起こりやすい。また、回復が不十分で合金板の強度が高いと、ＤＩ成形中の変形抵抗が高くなる。そのため、ＤＩ成形時の缶壁部に働く引張力が高くなり、破胴リスクが高くなる。このような観点から、最終パスのコイル巻取後端面温度については、１３０～１７０℃にすると好適である。上記温度を１３０℃以上にすると、上記温度が１３０℃未満の場合に比べ、回復が十分になる。よって、ＤＩ成形中の再絞り工程において、缶底テーパー部で半径方向に沿った座屈が発生するのを抑制できる。一方、上記温度を１７０度以下にすると、上記温度が１７０℃超過の場合に比べ、回復が急速に進むのを抑制できる。よって、十分な強度が得られる。
　（２）実施形態
　　（２－Ａ）第一実施形態
　下記表１に示す組成のアルミニウム合金を、半連続鋳造により造塊し、面削後に均質化熱処理と熱間圧延を続けて行った。その後、シングル圧延機を用いて板厚０．２８ｍｍまで３パスの冷間圧延を行った。１パス終了時のコイル端面温度は１０８℃であった。１パス終了から２パス開始までの時間は０．８ｈである。２パス終了時のコイル端面温度は１５０℃であった。２パス終了から３パス開始までの時間は１．２ｈである。３パス終了時のコイル端面温度は１５５℃であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　上述のようにして得られた各試験材について、以下に説明する方法で、引張特性、耳率、及び吸熱量を評価した。また、各試作材を製缶して、以下に説明する方法で、ＤＩ成形性、ネック成形性、フランジ成形性、缶底耐圧、及び再絞りカップ缶底テーパー部最大しわ高さを評価した。
　　　《引張試験》
　試作材から、圧延方向に対して０°の角度をなす方向に伸びるＪＩＳ－Ｚ－２２０１の５号試験片を、切り出し加工して、それら試験片について、ＪＩＳ－Ｚ－２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強さ及び０．２％耐力、破断伸びを測定した。また、２０５℃に均熱保持したオイルバスに１０ｍｉｎ浸漬した後、１０ｍｉｎ空冷した試作材についても、同様に測定した。
　　　《耳率の測定》
　試作材から直径が５５ｍｍの円板を切り出し、かつ絞り比が１．６７という条件で絞り成形したカップの高さから、以下の［数式１］によって耳率を計算した。
　［数式１］
　耳率（％）＝［｛（０°及び１８０°での山高さの平均）－（全体の高さ平均）｝／（全体の高さ平均）］×１００
　ここで０°及び１８０°とは、前述の円板の中心を通る圧延方向に平行な直線が、円板の周縁と交わる位置を表している。耳率は、４％以下であることが好ましい。
　　　《吸熱量の測定》
　試作材から打ち抜いた直径５ｍｍの円板を３枚重ね、Ｐｅｒｋｉｎｅｌｍｅｒ製入力保証型示差走査熱量測定装置ＤＳＣ８５００もしくはＰｙｒｉｓ　１　ＤＳＣを用いて、純度９９．９９９％のアルミニウムを基準物質とし、２０℃／ｍｉｎの速度で昇温した時の熱量の変化を測定し、１８０℃から２４０℃に現れる吸熱ピークの熱量を算出した。
　　　《製缶条件》
　上記試作材を、カップ成形した後、缶内径が６６ｍｍ、缶壁の最も薄い部分の板厚が０．１０５ｍｍ、缶底接地径が４８ｍｍ、ドーム深さが９．８ｍｍとなるようにＤＩ成形した（ＤＩ缶）。その後、ＤＩ缶の上端部をトリミングし、大気炉で塗装焼付処理相当の２０５℃－１０ｍｉｎ熱処理を行った（熱処理後缶）。熱処理後缶を、２０４径（（２＋４／１６）インチ）までスムースダイネック成形を行い（ネック成形缶）、その後、開口部端にフランジ厚が１５７μｍ、フランジ幅が２．４ｍｍとなるフランジを成形した。
　　　《ＤＩ成形性の評価》
　各試作材を上記ＤＩ条件で１００缶ずつ成形し、その時の破胴数と外観の目視観察により評価した。なお、表２中、「○」は全缶（１００缶）成形が成功して外観不良の無いことを示す記号であり、「△」は全缶（１００缶）成形は成功したが外観不良が生じたことを示す記号であり、「×」は破胴が認められたことを示す記号である。ＤＩ成形性は、全缶成形が成功して外観不良の無いこと（「○」にて表示。）が好ましい。
　　　《ネック成形性の評価》
　上記ネック成形条件で、熱処理後缶を５０缶ずつネック成形し、その時のネックや缶胴の座屈の有無を目視観察により評価した。なお、表２中、「○」は全缶（５０缶）成形が成功したことを示す記号であり、「×」はネックや缶胴での座屈が認められたことを示す記号である（「－」は評価対象外。）。ネック成形性は、全缶成形が成功すること（「○」にて表示。）が好ましい。
　　　《フランジ成形性の評価》
　上記フランジ成形条件で、ネック成形缶を５０缶ずつフランジ成形し、その時のフランジ端部の割れの有無を目視観察により評価した。なお、表２中、「○」は全缶（５０缶）成形が成功したことを示す記号であり、「×」はフランジ端部に割れが認められたことを示す記号であり、－はネック成形でネックや缶胴に座屈が発生し、フランジ成形を行えなかったことを示す記号である（「－」は評価対象外。）。フランジ成形性は、全缶成形が成功すること（「○」にて表示。）が好ましい。
　　　《缶底耐圧の測定》
　熱処理後缶の缶底耐圧を、１０缶ずつ測定した。２０ｋＰａ／ｓの昇圧速度で水圧を付与し、缶底が反転したときの水圧を缶底耐圧とした。缶底耐圧は、６００ｋＰａ以上であることが好ましい。なお、表２中、「○」は缶底耐圧の平均値が６００ｋＰａ以上であったことを示す記号であり、「×」は缶底耐圧の平均値が６００ｋＰａ未満であったことを示す記号である（「－」は評価対象外。）。
　　　《再絞りカップ缶底テーパー部最大しわ高さの測定》
　ＤＩ成形途中の再絞りカップ（ドーム成形無し）を、各試験材７缶ずつ作製した。缶底テーパー部に発生した座屈しわの凹凸を形状測定器で測定し、隣り合う最大の山谷差を、最大しわ高さとした。なお、表２中、「○」は最大しわ高さの平均値が３００μｍ未満であったことを示す記号であり、「×」は最大しわ高さの平均値が３００μｍ以上であったことを示す記号である（「－」は評価対象外。）。最大しわ高さは、３００μｍ未満であること（「○」にて表示。）が望ましい。
　以上の評価結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表２の結果から明らかなように、本開示の実施例に相当する試料Ｎｏ．１～４については、合金板の引張強さ、２０５℃－１０ｍｉｎ熱処理後耐力との差、合金板吸熱量、合金板吸熱量と２０５℃－１０ｍｉｎ熱処理後吸熱量との差は、本開示で規定する数値範囲内となった。また、試料Ｎｏ．１～４については、耳率、ＤＩ成形性、ネック成形性、フランジ成形性、缶底耐圧、及び再絞りカップ缶底テーパー部の最大しわ高さに関し、優れていることが認められた。
　これに対し、比較例となる試料Ｎｏ．５については、Ｍｇ含有量が１．４質量％を超えている。そのため、合金板の強度が高く、ＤＩ成形時の加工硬化が大きくなり過ぎ、破胴した。また、試料Ｎｏ．６については、逆にＭｇ含有量が０．７５質量％未満となり、固溶強化量が減少し、合金板の強度が低下した。そのため、缶底耐圧が低下した。試料Ｎｏ．７については、Ｃｕ含有量が０．２５質量％を超えている。そのため、合金板の強度が高く、ＤＩ成形時の加工硬化が大きくなり過ぎ、破胴した。
　試料Ｎｏ．８については、Ｃｕ含有量が０．２５質量％未満となり、固溶強化量および冷延中の析出強化量（上記析出物群）が減少し、合金板の強度が低下した。そのため、缶底耐圧が低下した。試料Ｎｏ．９については、Ｓｉ含有量が０．６０質量％を超えている。そのため、Ｍｇ２Ｓｉ晶出物が増加し、固溶Ｍｇ量が減少し、固溶Ｍｇによる固溶強化量が低減する。また、試料Ｎｏ．９においては、冷間圧延中の上記析出物群の析出が減少し、合金板の強度が低下した。そのため、缶底耐圧が低下した。
　試料Ｎｏ．１０については、Ｓｉ含有量が０．１０質量％未満である。そのため、α相が十分に形成せず、しごき成形時に外観不良が発生した。試料Ｎｏ．１１については、Ｍｎ含有量が１．３０質量％を超えている。そのため、鋳造時に粗大なＡｌ６（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物が形成し、破胴した。試料Ｎｏ．１２については、Ｍｎ含有量が０．７５質量％未満である。そのため、固溶強化量が減少し、合金板の強度が低下し、缶底耐圧が低下した。さらに、試料Ｎｏ．１２においては、晶出物が少ないため、耳率が高くなった。加えて、試料Ｎｏ．１２の場合は、α相も十分に形成しない。そのため、しごき成形時に外観不良が発生した。
　試料Ｎｏ．１３については、Ｆｅ含有量が０．７０質量％を超えている。そのため、鋳造時に粗大なＡｌ６（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物が形成し、破胴した。試料Ｎｏ．１４については、Ｆｅ含有量が０．１５質量％未満である。そのため、晶出物が少なく、耳率が高くなった。加えて、試料Ｎｏ．１４の場合は、α相も十分に形成しない。そのため、しごき成形時に外観不良が発生した。試料Ｎｏ．１５については、ＭｇとＣｕ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの含有量が、本発明で規定した範囲よりも少ない。そのため、耳率やＤＩ成形性、缶底耐圧などが劣った。
　　（２－Ｂ）第二実施形態
　第二実施形態では、第一実施形態における合金記号Ａを半連続鋳造により造塊し、面削後に均質化熱処理と熱間圧延を続けて行った。その後、シングル圧延機を用いて板厚０．２８ｍｍまで、３パスの冷間圧延を行った。この冷間圧延工程では、最終パス以外の温度、次のパスまでの時間、及び最終パスのコイル巻取後端面温度などの諸条件を、表３に示す条件となるように設定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　第一実施形態と同様の方法により、各試作材の材料特性と製缶性、缶体強度を評価した。その評価結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　本開示の実施例に相当する試料Ｎｏ．１と試料Ｎｏ．１６～２０において採用した冷間圧延条件は、本開示で規定する数値範囲内に含まれている。そのため、引張強さや吸熱量などの材料特性は、本開示で規定する数値範囲内となる値を示し、かつ、優れた製缶性と缶体強度を有していた。
　これに対し、比較例となる試料Ｎｏ．２１，２２，２５については、２パス後コイル端面温度Ｔ２が１３０℃を超えている。加えて、Ｔ２と２パス終了後から次パス開始までの時間ｔ２から決まるＴ２＋（５０／７０）ｔ２が１８０を超えている。そのため、次の冷間圧延パスまでに上記析出物群の析出が進み、析出強化とその後の冷間加工での加工硬化が増大し、合金板の強度が上昇し、破胴した。
　試料Ｎｏ．２３については、最終パス後コイル端面温度が１７０℃を超えている。そのため、回復が急速に進み、合金板の強度が低下し、缶底耐圧が低下した。試料Ｎｏ．２４については、最終パス後のコイル端面温度が１３０℃未満である。そのため、回復が不十分となり、合金板の強度が高くなり、破胴した。
　試料Ｎｏ．２６については、１パス後コイル端面温度と２パス後コイル端面温度が７０℃未満である。そのため、析出強化量（上記析出物群）が少なく、合金板の吸熱量が小さくなり、ＤＩ成形後の塗装焼付相当の熱処理で上記析出物群が析出し強度が上昇（ベイクハード）し、ネック成形で座屈が認められた。加えて、試料Ｎｏ．２６の場合は、最終パス後コイル端面温度が１３０℃未満である。そのため、回復が不十分となり、再絞りカップ缶底テーパー部に大きなしわが認められた。
　　（２－Ｃ）効果
　以上説明した第一実施形態及び第二実施形態から明らかなように、本開示のアルミニウム合金板は、優れた製缶性と缶体性能を有する。本開示のアルミニウム合金板の製造方法によれば、冷間圧延条件により上記析出物群の析出状態を最適に制御することができる。これにより、優れた製缶性と缶体性能を有するアルミニウム合金板を製造することができる。
　　（２－Ｄ）他の実施形態
　以上、アルミニウム合金板及びその製造方法について、例示的な実施形態を挙げて説明したが、上述の実施形態は本開示の一態様として例示されるものに過ぎない。すなわち、本開示は、上述の例示的な実施形態に限定されるものではなく、本開示の技術的思想を逸脱しない範囲内において、様々な形態で実施することができる。
　例えば、上記実施形態では、本開示で規定する条件に関し、特定の数値を設定した例を示したが、それらの数値は本開示で規定する数値範囲内において適宜変更することが可能である。
　また、上述したアルミニウム合金板及びその製造方法の他、上述したアルミニウム合金板を用いた製缶方法、上述したアルミニウム合金板によって製造された缶ボディなど、種々の形態で本開示を実現することもできる。

Claims (2)

  1. 　Ｍｇ：０．７５～１．４０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｓｉ：０．１０～０．６０質量％、Ｍｎ：０．７５～１．３０質量％、及びＦｅ：０．１５～０．７０質量％を含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなり、
    　示差走査熱量測定において１８０～２４０℃の温度域に現れる吸熱ピークの熱量が、０．００５～０．２７０Ｊ／ｇであり、
    　熱処理前の吸熱量と２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の吸熱量との差が、－０．２００～０．１９０Ｊ／ｇであり、
    　引張強さが、２７０～３４０ＭＰａであり、
    　前記引張強さと２０５℃－１０ｍｉｎの熱処理後の耐力との差が、３０～６０ＭＰａである
    　アルミニウム合金板。
  2. 　Ｍｇ：０．７５～１．４０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｓｉ：０．１０～０．６０質量％、Ｍｎ：０．７５～１．３０質量％、及びＦｅ：０．１５～０．７０質量％を含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を半連続鋳造によって作製する工程と、
    　前記鋳塊を面削して第一中間材を得る工程と、
    　前記第一中間材に対して均質化熱処理を施して第二中間材を得る工程と、
    　前記第二中間材に対して熱間圧延を施して第三中間材を得る工程と、
    　前記第三中間材に対して複数パスの冷間圧延を施して合金板を得る工程と
    　を有し、
    　前記冷間圧延を施して合金板を得る工程では、
    　最終パス以外のコイル巻取後端面温度Ｔ（℃）が７０℃以上、かつ次のパスまでの時間ｔ（ｈ）が０＜ｔ≦８７６０とされ、
    　しかも、前記最終パス以外のコイル巻取後端面温度Ｔ（℃）及び前記次のパスまでの時間ｔ（ｈ）がＴ＋（５０／７）ｔ≦１８０とされるか、もしくは、前記最終パス以外のコイル巻取後端面温度Ｔ（℃）がＴ≦１３０とされ、
    　さらに、最終パスのコイル巻取後端面温度が１３０～１７０℃とされている
    　アルミニウム合金板の製造方法。
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