(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇを  ０．８〜１．４wt％、Ｍｎを０．７〜１．３wt％、Ｆｅを０．２〜０．５wt％、Ｓｉを０．１〜０．５wt％、Ｃｕを０．１〜０．３wt％、Ｔｉ０．００５〜０．０５wt％を単独で或いはＢ０．０００１〜０．０１wt％とともに含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に、５６０〜６２０℃の温度範囲で１時間以上の均質化処理を施し、次いで均質化処理温度から２０℃／時間以上の冷却速度で４５０〜５５０℃まで冷却して熱間粗圧延を施すか、或いは均質化処理後そのまま室温まで冷却したのち３０℃／時間以上の昇温速度で４５０〜５５０℃まで再加熱して熱間粗圧延を施し、前記熱間粗圧延を終了板厚が１２〜５０ｍｍ、終了温度が３００〜４５０℃、最終パス圧下率ＲがＲ≦７０−０．２Ｓ（Ｓ：圧延速度ｍ／分）の条件で施し、熱間粗圧延終了後ｔ秒（ｔ＝２．８×１０4exp（−０．０１２Ｔ），Ｔ：熱間粗圧延終了温度℃) 以内に熱間仕上圧延を開始し、前記熱間仕上圧延をスタンド数３以上のタンデム式熱間仕上圧延機を用い、総圧下率８０％以上、各スタンドでの圧下率３０％以上、終了板厚１．６〜３．０ｍｍ、終了温度２９０℃以上の条件で施し、熱間仕上圧延後室温まで冷却し、続いて箱型焼鈍炉を用いて３００〜４５０℃で３０分以上保持して焼鈍するか、連続焼鈍炉を用いて１００℃／分以上の昇温速度で３６０〜５６０℃の温度に保持して焼鈍し、前記温度に到達後直ちに或いは１２０秒以下の時間保持後１００℃／分以上の冷却速度で７０℃以下に冷却して焼鈍した後、圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、或いは熱間仕上圧延後焼鈍しないで圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、その後必要に応じ１００〜１５０℃の温度で仕上焼鈍を施すことを特徴とする耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に飲料缶胴材に適した、高強度で、しごき加工性、塗装焼付け後のフランジ成形性に優れた、耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、飲料缶胴材は、ＪＩＳ−３００４合金鋳塊を均質化処理し、その後、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、冷間圧延して製造されている。冷間圧延後、必要に応じ、仕上焼鈍、脱脂、洗浄、カッピング用潤滑油塗布などが施される。
【０００３】
飲料缶用胴材をカップ（円筒）状に絞るとカップの周縁部に凹凸が生じる場合がある。前記凸部と凹部高さのカップ高さに対する比率を耳率と言うが、前記耳率が高いと、カップ成形およびしごき成形時に耳先端からチップが飛び込んでピンホールやティアーオフが発生したり、フランジ成形後の缶の寸法精度が低下したりする。そこで耳率が高い場合は、缶ボディ成形後のトリミング量を増やすが、トリミング後も凹部が残ってしまうという問題がある。また最近増えだした缶径の小さい缶の場合、耳率の高い材料を用いると、フランジングやネッキング加工の際、フランジ長さのばらつきが大きくなり、蓋との巻締めに支障をきたすという新たな問題が生じている。このようなことから、飲料缶胴材には、これまで以上に低耳率の材料が要求されるようになってきている。
【０００４】
ところで、耳は、圧延材の結晶学的異方性に起因して生じるものであり、その高低は、熱延終了後或いは焼鈍中に進行する再結晶により形成される立方体方位の再結晶粒の集合組織成分（主に０°−９０°耳）と、圧延加工（冷間圧延）により形成される圧延集合組織成分（４５°耳）とのバランスによって決まる。
たとえば、缶強度を重視する場合は、冷間加工を高圧下率で行うため圧延集合組織が強く形成される。そこで、この場合は、熱間圧延または焼鈍条件を厳密に規定して立方体方位再結晶粒を優先成長させて対処している（特開平4-228551号、特開平6-158244号）。
しかし、近年は、缶径の縮小に伴って、耳率に対するユーザーの要求が益々厳しくなり、熱間圧延条件または焼鈍条件を規定するだけではユーザーの要求する低耳率は実現できず、耳率をさらに低くするには、熱間圧延条件に加え、その上工程の均質化処理条件などについても広く検討する必要がでてきた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、縮径管に対しても、耳率を十分安定して低くでき、かつ成形性と強度に優れたキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法の提供を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｍｇを  ０．８〜１．４wt％、Ｍｎを０．７〜１．３wt％、Ｆｅを０．２〜０．５wt％、Ｓｉを０．１〜０．５wt％、Ｃｕを０．１〜０．３wt％、Ｔｉ０．００５〜０．０５wt％を単独で或いはＢ０．０００１〜０．０１wt％とともに含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に、５６０〜６２０℃の温度範囲で１時間以上の均質化処理を施し、次いで均質化処理温度から２０℃／時間以上の冷却速度で４５０〜５５０℃まで冷却して熱間粗圧延を施すか、或いは均質化処理後そのまま室温まで冷却したのち３０℃／時間以上の昇温速度で４５０〜５５０℃まで再加熱して熱間粗圧延を施し、前記熱間粗圧延を終了板厚が１２〜５０ｍｍ、終了温度が３００〜４５０℃、最終パス圧下率ＲがＲ≦７０−０．２Ｓ（Ｓ：圧延速度ｍ／分）の条件で施し、熱間粗圧延終了後ｔ秒（ｔ＝２．８×１０4exp（−０．０１２Ｔ），Ｔ：熱間粗圧延終了温度℃) 以内に熱間仕上圧延を開始し、前記熱間仕上圧延をスタンド数３以上のタンデム式熱間仕上圧延機を用い、総圧下率８０％以上、各スタンドでの圧下率３０％以上、終了板厚１．６〜３．０ｍｍ、終了温度２９０℃以上の条件で施し、熱間仕上圧延後室温まで冷却し、続いて箱型焼鈍炉を用いて３００〜４５０℃で３０分以上保持して焼鈍するか、連続焼鈍炉を用いて１００℃／分以上の昇温速度で３６０〜５６０℃の温度に保持して焼鈍し、前記温度に到達後直ちに或いは１２０秒以下の時間保持後１００℃／分以上の冷却速度で７０℃以下に冷却して焼鈍した後、圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、或いは熱間仕上圧延後焼鈍しないで圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施し、その後必要に応じ１００〜１５０℃の温度で仕上焼鈍を施すことを特徴とする耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板の製造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に本発明にて製造するアルミニウム合金板の合金組成について説明する。
Ｍｇは強度向上に寄与し、特に缶底部の高強度化に有効である。その含有量を０．８〜１．４wt％に限定する理由は、０．８wt％未満ではその効果が十分に得られず、１．４wt％を超えるとＤＩ成形時に加工硬化し易くなり、しごき加工時の割れの発生頻度が増加するためである。Ｍｇの最適含有量は、他元素の添加量や製造条件によりやや変化するが、強度とＤＩ(Drawn and Ironing) 成形性のバランスが良好な組成範囲は１．０〜１．３５wt％で、さらに望ましくは１．1 〜１．３wt％の範囲である。
【０００８】
Ｍｎは強度とＤＩ成形性の向上に寄与する。
ＭｎがＤＩ成形性を向上させるのは、Ｍｎが固体潤滑作用を有するＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系等の晶出物を形成するためである。すなわち、ＤＩ成形には、通常エマルジョン型の潤滑剤が使用されるが、これだけでは潤滑が不十分であり、アルミニウム合金板と金型との凝着によるビルトアップが発生してゴーリング又はスコアリングと呼ばれる擦り傷や焼付きが発生することがある。Ｍｎは前記晶出物を形成することでビルトアップの発生を抑制する。  Ｍｎの含有量を０．７〜１．３wt％に限定する理由は、０．７wt％未満ではＤＩ成形性の改善効果が不十分なばかりか強度も不足し、１．３wt％を超えるとＤＩ成形性および強度向上効果が飽和する上、溶解鋳造時に、後述するＦｅと反応してＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大な（時として数ｍｍ程度のサイズの）初晶化合物を形成してＤＩ成形時に割れやピンホールを誘発するためである。Ｍｎの望ましい含有量は０．９〜１．２wt％、さらに望ましくは１．０〜１．２wt％である。
【０００９】
Ｆｅは前記Ｍｎの晶出物の生成を促進するとともにその分布状態を均一化してＤＩ成形性をより一層向上させる。Ｆｅの含有量を０．２〜０．５wt％に限定する理由は、０．２wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．５wt％を超えると前述のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大初晶化合物が発生し易くなるためである。Ｆｅの望ましい含有量は０．３〜０．５wt％、さらに望ましくは０．３５〜０．４５wt％である。
【００１０】
Ｓｉは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の晶出物に相変態を起こさせ、より硬度の高いＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系析出物を形成して、しごき加工性を向上させる。Ｓｉの含有量を０．１〜０．５wt％に限定する理由は、０．１wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．５wt％を超えると晶出物が巨大化して、逆にしごき加工性が低下するためである。
【００１１】
ＣｕはＭｇと同じように缶底部の高強度化に有効である。
Ｃｕの含有量を０．１〜０．３wt％に限定する理由は、０．１wt％未満ではその効果が十分に得られず、また耐圧強度を確保するために必要な最終冷間圧延での圧下率が大きくなってＤＩ成形性が低下し、０．３wt％を超えると合金板は加工硬化し易くなり、しごき加工時に硬化して、逆にしごき加工性が低下するためである。
【００１２】
Ｔｉ、又はＴｉおよびＢは、鋳塊の結晶粒を均一に微細化して成形加工性を改善する。
Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０５wt％に限定する理由は、０．００５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．０５wt％を超えるとＡｌ−Ｔｉ系の巨大双晶化合物が溶解鋳造時に発生し易くなり、これが圧延後も残存してＤＩ成形時に割れやピンホールの発生原因になるためである。
【００１３】
ＢはＴｉの結晶粒微細化効果を助長する。Ｂが０．０００１wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．０１wt％を超えるとＴｉ−Ｂ系の巨大な双晶化合物が溶解鋳造時に発生し易くなり、これが圧延後も残存して成形時における割れやピンホールの発生頻度が増加する原因になる。
不純物については、本発明を損なわない程度で許容できる。例えばＺｎは０．３wt％以下、Ｃｒは０．３wt％以下、Ｚｒは０．１wt％以下、Ｖは０．１wt％以下であれば問題ない。
【００１４】
次に本発明の製造方法について説明する。
前記組成のアルミニウム合金を、例えば、通常のＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳造し、得られた鋳塊を所定温度で均質化処理する。この均質化処理条件を５６０〜６２０℃で１時間以上に限定する理由は、均質化処理温度が５６０℃未満でも１時間未満でも十分に均質化されず、６２０℃を超えると鋳塊表面に膨れが生じるためである。生産性とその効果を勘案した最も望ましい均質化処理条件は５６０〜６２０℃で３〜１２時間加熱する条件である。
【００１５】
本発明では、均質化処理後、放冷し鋳塊表面に存在する偏析層、酸化膜等を切削除去した後、再び適当な温度に加熱して熱間粗圧延と仕上圧延を施す。
この熱間粗圧延と熱間仕上圧延工程で歪み（再結晶駆動力）を多く蓄積させることにより、マトリクス中の遷移帯(transition band) から核生成し成長する１種の再結晶集合組織である立方体方位が優先的に生じた組織を形成させる。
熱間粗圧延を４５０〜５５０℃に加熱して行う理由は、４５０℃未満では十分な圧延加工性が得られず、５５０℃を超えると粗圧延板の表面が酸化したり、再結晶粒が粗大化して成形性が低下するためである。
本発明では均質化処理後、２０℃／時間以上の冷却速度で４５０〜５５０℃まで冷却し、続いて熱間粗圧延を施すか、或いはそのまま室温まで冷却後３０℃／時間以上の昇温速度で４５０〜５５０℃に再加熱して熱間粗圧延を施す。
【００１６】
前記均質化処理後熱間粗圧延温度までの冷却速度を２０℃／時間以上にするのは、表面酸化や結晶粒が成長し易い５５０℃を超える温度域を素早く通過させて表面酸化などを抑えるためである。
また室温から熱間粗圧延までの昇温速度を３０℃／時間以上にするのは、析出物の個数密度（単位体積当たりの析出物の個数）が急激に増加する４５０℃未満の温度域を素早く通過させて前記析出物の増加を抑えるためである。前記均質化処理温度から室温までの間、および室温から４５０℃に達するまでの間に生成する析出物は微細で耳率に悪影響を及ぼす。すなわちこの微細析出物は後の焼鈍過程において、０°−９０°耳成分となる立方体方位再結晶粒の成長を妨げる。
【００１７】
本発明において、熱間粗圧延を終了板厚１２〜５０ｍｍに限定する理由は、熱間粗圧延終了板厚が１２ｍｍ未満では熱間仕上圧延に入る前に熱延板が冷えてしまい、所望の粗圧延終了温度（３００〜４５０℃) が得難くなり、５０ｍｍを超えると熱延板の表面性状（焼付き、肌荒れ等）を悪化させずに熱間仕上圧延での最終板厚を１．６〜３．０ｍｍにすることが難しくなるためである。
また熱間粗圧延終了温度は３００〜４５０℃に規定する理由は、熱間粗圧延終了温度が３００℃未満では熱間仕上圧延開始温度が低くなりすぎて仕上圧延時にエッジ部が割れる等の問題が生じ、前記終了温度が４５０℃を超えると粗圧延終了時の再結晶率が３０％を超える程度に多くなり、後の工程で仕上圧延を行っても歪を十分蓄積できず、仕上圧延後室温まで冷却した後の再結晶で立方体方位を優先的に生じた組織にすることができないためである。特に望ましい粗圧延終了温度は３３０〜３８０℃である。
また熱間粗圧延の最終パス圧下率Ｒを〔７０−０．２Ｓ（Ｓ：圧延速度ｍ／分) 〕％以下にする理由は、前記圧下率Ｒが前記圧下率を超えると、圧延材が加工発熱して４５０℃を超えるとともに、粗圧延での歪み（再結晶駆動力）が大きくなって、熱間粗圧延終了後に再結晶率が３０％を超えてしまうためである。
また熱間粗圧延終了後熱間仕上圧延開始までの時間ｔ秒〔ｔ＝２．８×１０4exp（−０．０１２Ｔ），Ｔ：熱間粗圧延終了温度℃) 〕以内に行う理由は、ｔ秒を超えると歪みが回復し、再結晶率が３０％を超えてしまうためである。
【００１８】
本発明において、熱間仕上圧延を、スタンド数３以上のタンデム式熱間仕上圧延機を用い、総圧下率を８０％以上とし、各スタンドでの圧下率を３０％以上の条件で行う理由は、前記仕上圧延機のスタンド数が３未満でも、総圧下率が８０％未満でも、各スタンドでの圧下率が３０％未満でも、歪みの蓄積が不十分であり、熱間仕上圧延後に立方体方位再結晶粒を得るための駆動力が不足し耳率が増加するためである。
また熱間仕上圧延の終了板厚１．６〜３．０ｍｍとする理由は、前記終了板厚が１．６ｍｍ未満では、熱延板の表面性状（焼付き、肌荒れなど）および板厚分布が悪化し、３．０ｍｍを超えると後工程の最終冷間圧延で圧下率が高くなって、耳率の低いアルミニウム合金板を得ることが困難になるためである。
また熱間仕上圧延の終了温度を２９０℃以上に限定する理由は、前記終了温度が２９０℃未満では、熱間仕上圧延終了後の再結晶率が８０％未満となって立方体方位優先の再結晶集合組織が十分発達しないためである。
なお、その後に仕上焼鈍を施して再結晶率を８０％以上に高めても０°−９０°耳を低下させる立方体方位以外の方位（例えばＲ方位）も発達するため効果がない。この傾向は焼鈍を施さずに最終冷間圧延を行う場合に一層強く現れる。
【００１９】
本発明では、熱間仕上圧延後、そのまま、または中間焼鈍（箱型焼鈍、連続焼鈍）後に、圧下率６０〜９０％の最終冷間圧延を施す。
この最終冷間圧延により缶胴材として必要な缶強度が付与される。前記冷間圧延の圧下率を６０〜９０％に限定する理由は、６０％未満では十分な耐圧強度が得られず、９０％を超えると深絞り成形時の４５°耳の耳率が高くなるとともに、強度が高くなりすぎてＤＩ成形性が低下し、カッピング割れ、缶底割れの発生頻度が高くなるためである。この最終冷間圧延の終了板厚は０．２８〜０．４ｍｍである。
【００２０】
本発明において、箱型焼鈍炉を用いて行う焼鈍を、３００〜４５０℃の温度に３０分以上保持して行う理由は、前記焼鈍温度が３００℃未満でも、焼鈍時間が３０分未満でも、完全再結晶組織が十分得られず、４５０℃を超えると再結晶した結晶粒が粗大に成長し、この粗大再結晶組織は加工性を低下させる危険があると同時に、特定方位の結晶粒が優先的に成長して冷間圧延板の４５°耳を大きくする場合があるためである。
【００２１】
本発明において、連続焼鈍炉を用いて行う焼鈍を、１００℃／分以上の加熱速度で３６０〜５６０℃の温度に加熱し、前記温度に到達後直ちに或いは１２０秒以下の時間保持後１００℃／分以上の冷却速度で７０℃以下に冷却して行う理由は、前記焼鈍温度が３６０℃未満では、再結晶が不十分なため冷間圧延板の強度が上がりすぎてＤＩ成形性が低下し、５６０℃を超えるとＣｕやＳｉ等の析出物が再固溶しすぎて、これが塗装焼付け時に析出してフランジ成形性が低下し、また保持時間が１２０秒を超えると、焼鈍温度が５６０℃以下でも析出物が再固溶しすぎ、この再固溶元素（ＣｕやＳｉなど）が塗装焼付け時に析出してフランジ成形性を低下させる。保持時間は０でも良い。すなわち目標温度に到達後直ちに冷却してもよい。
加熱および冷却速度をともに１００℃／分以上にしたのは生産性を高めるためである。冷却速度の場合は、１００℃／分未満では、固溶したＣｕおよびＳｉが析出して次の最終冷間圧延で十分な強度が得られなくなるためでもある。
【００２２】
熱間圧延終了後直ちに、或いは焼鈍後に最終冷間圧延を施す理由は、この最終冷間圧延により、缶胴材として必要な強度を付与するためである。この最終冷間圧延の終了板厚は通常０．２８〜０．４ｍｍである。この最終冷間圧延での圧下率を６０〜９０％に限定する理由は、６０％未満では合金板の強度が低く耐圧強度が不足し、９０％を超えると、深絞り成形時の４５°耳の耳率が高くなるとともに、冷間圧延板強度が高くなりすぎてＤＩ成形性が低下し、カッピング割れ、缶底割れの発生頻度が高くなるためである。
【００２３】
最終冷間圧延後、必要に応じて、仕上焼鈍を施す。
この仕上焼鈍により加工組織に回復が起きて、カッピング成形性や缶底成形性が向上する。前記仕上焼鈍を１００〜１５０℃の温度で行う理由は、１００℃未満ではその効果が十分に得られず、１５０℃を超えると、固溶元素が析出しすぎてＤＩ成形性やフランジ成形性が低下するようになる。最も望ましい仕上焼鈍条件は１１５〜１５０℃である。前記仕上焼鈍時間は８時間以下、特に望ましくは１〜４時間である。
【００２４】
【実施例】
以下に本発明を実施例により詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す本発明組成のＡｌ合金組成Ａ〜Ｅ、および比較例として本発明と組成の異なるＡｌ合金Ｆ〜Ｍを常法により溶解鋳造して、厚さ５００ｍｍの鋳塊（スラブ）を得た。次にこの鋳塊を厚さ４９０ｍｍに面削し、次いで６００℃で６時間の均質化処理を施し、その後３５０℃まで放冷し、そこから室温まで水冷し、次いで昇温速度５０℃／時間で５２０℃まで再加熱して熱間粗圧延を行った。前記熱間粗圧延は終了板厚２５ｍｍ、最終パスの圧下率２５％、圧延速度１２０ｍ／分、圧延終了温度３６０℃の条件で行った。
熱間粗圧延が終了した１８０秒後に熱間仕上圧延を開始し、厚さ２．２ｍｍの熱延板を得た。熱間仕上圧延は４スタンドの仕上圧延機を用い、総圧下率９０．４％、各スタンドでの圧下率Ｆ1:５３％、Ｆ2:４７％、Ｆ3:４４％、Ｆ4:３７％、圧延終了温度３３０℃の条件で行った。再結晶率は熱間仕上圧延前が５％、圧延終了後が１００％であった。前記再結晶率とは熱延板断面に占める再結晶粒の面積比率である。
熱間仕上圧延終了後、連続焼鈍炉により４００℃で０分（材料４００℃に到達後直ちに空冷）焼鈍した。このときの加熱速度は８５０℃／分、冷却速度は１０００℃／分とした。続いて常法により板厚０．３ｍｍまで最終冷間圧延 (最終冷間圧下率８７．５％）し、次いで１１５℃で２時間の仕上焼鈍を施して缶胴用Ａｌ合金板を製造した。
【００２５】
このようにして得られた各々のＡｌ合金板について、耳率、引張強度（引張強さ（ＴＳ）と0.2%耐力（ＹＳ））、ＤＩ成形性、フランジ成形性を調査した。
耳率は、直径３３ｍｍ、肩Ｒ２．５ｍｍのポンチを用いて５７ｍｍφの円板をクリアランス３０％で深絞りして測定した。
引張強度は、２００℃で２０分間加熱（塗装焼付け条件）後にも測定した。
ＤＩ成形性は、炭酸飲料用のＤＩ缶胴（内径６６ｍｍφ、側壁板厚１０３μｍ、側壁先端部板厚１６５μｍ) に成形して調査した。
フランジ成形性は、前記成形したＤＩ缶をトリミングと洗浄後、２００℃で２０分間加熱し、次いで４段ネッキング加工を施して開口部の内径ｄを５７ｍｍφに縮小し、最後に頂角９０°の円錐状の治具の頂部を割れが発生するまで押し込み、割れが発生した時の開口部の径Ｄを測定し、開口部の径の増加率Ｐを、Ｐ＝〔（Ｄ−ｄ）／ｄ〕×１００％の式により計算して評価した。
結果を表２に示す。
【００２６】
【表１】
0003657738.tif 000002
【００２７】
【表２】
0003657738.tif 000003
【００２８】
表２より明らかなように、本発明例品の No.Ａ〜Ｅは耳率が２．５％以下と低く、フランジ成形での口径の限界増加率が１．５％以上と大きくフランジ成形性が良好であった。また２００℃で２０分間加熱後の耐力（ＹＳ）も２５０ＭＰａ以上あり、缶底部の耐圧強度も問題のない水準であった。またＤＩ成形性も良好であった。
これに対し、比較例品の No.Ｆと No.ＧはそれぞれＭｇまたはＭｎの含有量が多かったために２００℃で２０分間の加熱により引張強さが高くなり、このため缶胴側壁先端部の塗装焼付け加熱による軟化が不十分となりＤＩ成形でしごき割れが生じた。No. ＨはＳｉ、Ｃｕが多いためフランジ成形性が劣った。 No.ＩはＭｇの含有量が少ないため強度が低下し、 No.ＪはＭｎの含有量が少ないためＤＩ成形において焼付きが生じた。 No.ＫはＣｕとＳｉの含有量が少ないため強度が低下した。No. Ｌ、Ｍは不純物のＺｎまたはＣｒが多いため強度が高くなり、ＤＩ成形でしごき割れが生じた。
【００２９】
（実施例２）
表１に示した No.ＡのＡｌ合金を常法により溶解鋳造して厚さ５００ｍｍの鋳塊（スラブ）を得た。次にこの鋳塊を厚さ４９０ｍｍまで面削し、次いで均質化処理、冷却、加熱処理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延を順に施して熱延コイルを得た。この熱延コイルを室温まで冷却した後、箱型焼鈍または連続焼鈍により焼鈍し、または焼鈍を行わずに、引続き常法により冷間圧延して缶胴用Ａｌ合金板を製造した。均質化処理、熱延、焼鈍、最終冷間圧延の条件は表３、５に示すように種々に変化させた。なお、本発明と異なる条件で実施した比較例を表４、６に示す。
【００３０】
【表３】
0003657738.tif 000004
【００３１】
【表４】
0003657738.tif 000005
【００３２】
【表５】
0003657738.tif 000006
【００３３】
【表６】
0003657738.tif 000007
【００３４】
このようにして得られた各々のＡｌ合金板について、実施例１と同じ方法により、耳率、引張強度、ＤＩ成形性、フランジ成形性を調査した。耳率（％）は、直径３３ｍｍ、肩Ｒ２．５ｍｍのポンチを用いて５７ｍｍφの円板をクリアランス３０％で深絞りして測定した。表３〜６に製造条件、表７、８に測定結果を示す。評価基準は、耳率２．５％以内、加熱処理（２００℃×２０分) 後の耐力２６０ＭＰａ以上、フランジ成形での口径の限界増加率１５％以上を良好とした。
【００３５】
【表７】
0003657738.tif 000008
【００３６】
【表８】
0003657738.tif 000009
【００３７】
表７より明らかなように本発明例 (No.1〜11) は耳率が２．５％以下と低く、フランジ成形性も良好であった。また塗装焼付けに相当する加熱処理後の強度（耐力）も２５０ＭＰａ以上で、缶底部の耐圧性にも問題のない強度水準を有し、更にＤＩ成形性も良好であった。
【００３８】
これに対し、比較例はいずれも、表８より明らかなように、何らかの特性が不良であった。
すなわち、比較例のNo.1は均質化処理温度が低かったため、均質化が不十分で耳率が高くなった。
No.2は均質化処理温度が高く鋳塊表面に膨れが生じ、仕上圧延終了後の表面性状が悪化した。
No.3,4は冷却速度または昇温速度が遅かったために、析出物の個数密度が増加し耳率が基準値を上回った。
No.5は昇温温度が低かったために、析出物の個数密度が増加し耳率が基準値を上回った。
No.6,7は熱間粗圧延最終パスＲ、熱間粗圧延終了後熱間仕上圧延開始までの時間ｔ秒が本発明の規定値から外れており、粗圧延終了から仕上圧延開始までの再結晶率が３０％を超えたため歪みの蓄積が不十分で耳率が基準値を上回った。
No.8は終了板厚が厚かったため、最終冷間圧下率が高くなり、その結果ＤＩ成形で絞り割れが発生し、耳率が基準値を上回った。
No.9は終了板厚が薄く熱間仕上圧延後に焼付きが生じ、缶に成形したときの缶表面にキズが発生した。
No.10 は熱間仕上圧延終了温度が低すぎたために、終了後の再結晶率が低く、耳率が基準値を上回った。
No.11,12は熱間仕上圧延での各パス圧下率が３０％未満であり、熱間仕上げ圧延での総圧下率が８０％未満であるために、歪みの蓄積が不十分で耳率が基準値を上回った。
No.13 は最終冷間圧下率が高くなったためにＤＩ成形で絞り割れが発生し、耳率が基準値を上回った。
No.14 は仕上焼鈍温度が高いために析出により強度（焼付け前の耐力）が高くなり、しごき割れが発生した。
No.15 は中間焼鈍温度が本発明の条件より高かったため２００℃で２０分の焼付けによる引張強さが向上し、従って缶胴側壁先端部分の塗装焼付け加熱による熱軟化が起こらないので、フランジ成形での口径の限界増加率が小さくフランジ成形性が劣った。
【００３９】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明によれば、強度、しごき加工性、塗装焼付け後のフランジ成形性に優れた耳率の低いキャンボディ用Ａｌ合金板が得られ、工業上顕著な効果を奏する。