(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇを０．８〜１．４ｍａｓｓ％、Ｍｎを０．８〜１．４ｍａｓｓ％、Ｆｅを０．２から０．６ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃｕを０．１〜０．３ｍａｓｓ％を含有し、さらにＴｉを０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％を単独で或いはＢ０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％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、下記（ａ）〜（ｄ）の諸工程を順に施し、更に下記（イ）、（ロ）、（ハ）のうち少なくとも１つを付加する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。
（ａ）５３０〜６３０℃の温度で１時間以上加熱する均質化処理工程。
（ｂ）開始温度５８０℃以下、終了温度３８０〜４６０℃、終了板厚１２〜６０ｍｍの熱間粗圧延工程。
（ｃ）下記（１）〜（７）の条件を満足する熱間仕上圧延工程。
（１）使用圧延機がスタンド数が３以上のタンデム式熱間圧延機。
（２）各スタンドでの圧下率が３０％以上。
（３）各スタンドでの歪速度の対数和〔Σ〕
（４）圧延材の各スタンドパス間の通過所要時間が５秒以内。
（５）総圧下率が８０％以上。
（６）終了板厚が１．６〜３．０ｍｍ。
（７）終了温度が２９０℃以上
（ｄ）圧延率が６０〜９０％の冷間圧延工程
（イ）（ｃ）工程でクーラント油を噴出して熱延板を冷却する。
（ロ）（ｃ）工程と（ｄ）工程の間に下記いずれかの方法で焼鈍工程を入れる。
（１）箱型焼鈍炉を用いて３００〜４５０℃で３０分以上保持する焼鈍方法。
（２）連続焼鈍炉を用いて１００℃／分以上の加熱速度で３６０〜５６０℃の温度範囲の所定温度に急速加熱し、前記所定温度に到達後直ちに或いは１２０秒以内保持後、冷却速度１００℃／分以上で７０℃以下の温度に冷却する焼鈍方法。
（ハ）（ｄ）工程後に１００〜１６０℃の温度で加熱する仕上焼鈍工程を入れる。
【請求項２】
請求項１記載の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おいて、熱間粗圧延終了から熱間仕上圧延開始までの時間を２４０秒以内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、強度、しごき加工性、フランジ成形性に優れ、かつ耳率が低くキャンボディ（飲料缶胴）用などとして好適なアルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
キャンボディ用のアルミニウム合金板には、缶形状を維持する為の強度（耐圧強度）、板材を円筒状にしごくときのしごき加工性、塗装焼付後のフランジ加工性、フランジ加工時における低い耳率が要求される。
前記耳率とは、板材を円筒状に絞ったカップの周縁部に生じる凸部と凹部の高さの差をカップ高さで徐した比率のことで、耳率が高いと次の弊害が生じる。
▲１▼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散し、ピンホールやティアーオフ等の欠陥が生じる。
▲２▼フランジ成形後の缶の寸法精度が低下する。
▲３▼缶ボディ成形後のトリミング量が増し、トリミング後も缶周縁部の凹部が除去できない場合がある。
ところで、キャンボディ用のアルミニウム合金板は、例えば、ＪＩＳ−３００４合金鋳塊を均質化処理後、熱間圧延し、次いで冷間圧延と焼鈍を繰返す常法により製造されており、耳率は、冷間圧延後に冷間圧延集合組織が増加すると高くなることが知られている。
耳率を低くする方法として、熱延終了後の再結晶組織を耳率を低下させる立方体方位が優先的に生じた集合組織とし、耳率を高くする冷間圧延集合組織に抵抗させる方法が採られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記の従来法では耳率を十分に低くすることができなかった。
本発明者等は、その原因について鋭意研究を行い、従来の熱間圧延条件では、熱間圧延終了後において、前記の立方体方位が優先した集合組織が十分に生じていないことを知見し、前記集合組織が十分に安定して生じる製造条件、特に熱間仕上圧延条件を詳細に検討して本発明を完成させるに到った。
本発明は、高強度で、しごき加工性とフランジ成形性に優れ、かつ耳率が低いキャンボディ用などとして好適なアルミニウム合金板の製造方法の提供を目的とする。
【０００４】
【発明が解決するための手段】
請求項１記載の発明は、Ｍｇを０．８〜１．４ｍａｓｓ％、Ｍｎを０．８〜１．４ｍａｓｓ％、Ｆｅを０．２から０．６ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃｕを０．１〜０．３ｍａｓｓ％を含有し、さらにＴｉを０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％を単独で或いはＢ０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％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、下記（ａ）〜（ｄ）の諸工程を順に施し、更に下記（イ）、（ロ）、（ハ）のうち少なくとも１つを付加する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。
（ａ）５３０〜６３０℃の温度で１時間以上加熱する均質化処理工程。
（ｂ）開始温度５８０℃以下、終了温度３８０〜４６０℃、終了板厚１２〜６０ｍｍの熱間粗圧延工程。
（ｃ）下記（１）〜（７）の条件を満足する熱間仕上圧延工程。
（１）使用圧延機がスタンド数が３以上のタンデム式熱間圧延機。
（２）各スタンドでの圧下率が３０％以上。
（３）各スタンドでの歪速度の対数和〔Σ〕
（４）圧延材の各スタンドパス間の通過所要時間が５秒以内。
（５）総圧下率が８０％以上。
（６）終了板厚が１．６〜３．０ｍｍ。
（７）終了温度が２９０℃以上
（ｄ）圧延率が６０〜９０％の冷間圧延工程
（イ）（ｃ）工程でクーラント油を噴出して熱延板を冷却する。
（ロ）（ｃ）工程と（ｄ）工程の間に下記いずれかの方法で焼鈍工程を入れる。
（１）箱型焼鈍炉を用いて３００〜４５０℃で３０分以上保持する焼鈍方法。
（２）連続焼鈍炉を用いて１００℃／分以上の加熱速度で３６０〜５６０℃の温度範囲の所定温度に急速加熱し、前記所定温度に到達後直ちに或いは１２０秒以内保持後、冷却速度１００℃／分以上で７０℃以下の温度に冷却する焼鈍方法。
（ハ）（ｄ）工程後に１００〜１６０℃の温度で加熱する仕上焼鈍工程を入れる。
【請求項２】
請求項１記載の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おいて、熱間粗圧延終了から熱間仕上圧延開始までの時間を２４０秒以内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。
【０００５】
請求項２記載の発明は、請求項１記載の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おいて、下記（イ），（ロ），（ハ）  のうちの少なくとも１つを付加する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。
（イ）    （ｃ）工程でクーラント油を噴射して熱延板を冷却する。
（ロ）    （ｃ）工程と  （ｄ）工程の間に下記いずれかの方法で焼鈍工程（ｙ）  を入れる。
▲１▼箱型焼鈍炉を用いて  ３００〜４５０  ℃で３０分以上保持する焼鈍方法。
▲２▼連続焼鈍炉を用いて  １００℃／分以上の加熱速度で  ３６０〜５６０  ℃の温度範囲の所定温度に急速加熱し、前記所定温度に到達後直ちに或いは  １２０秒以内保持後、冷却速度  １００℃／分以上で７０℃以下の温度に冷却する焼鈍方法。
（ハ）    （ｄ）工程後に  １００〜１６０  ℃の温度で加熱する仕上焼鈍工程（ｚ）  を入れる。
【０００６】
請求項３記載の発明は、請求項１または請求項２記載の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おいて、熱間粗圧延終了から熱間仕上圧延開始までの時間を  ２４０秒以内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】
以下に本発明にて用いるアルミニウム合金板の合金成分について説明する。
Ｍｇは強度向上に寄与し、缶底部の高強度化に有効である。
Ｍｇの含有量を  ０．８〜１．４ｗｔ％に限定した理由は、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。強度とＤＩ成形性とのバランスを考慮したＭｇの最適含有量は、他元素の添加量や製造条件にもよるが、  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。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、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またはスコアリングと呼ばれる擦傷や焼付が発生することがある。Ｍｎを所定量含有させることにより、前記ビルトアップの発生が阻止される。    Ｍｎの含有量を  ０．８〜１．４ｗｔ％に限定した理由は、０．８ｗｔ％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、１．４ｗｔ％を超えるとＤＩ成形性および強度向上効果が飽和する上、後述するＦｅと結合してＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の巨大（時として数ｍｍ程度）な初晶化合物が溶解鋳造時に発生して、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原因になるためである。Ｍｎの含有量は  ０．９〜１．３ｗｔ％、さらには  １．０〜１．２ｗｔ％が望ましい。
【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  ０．２〜０．６ｗｔ％に限定した理由は、０．２ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．６ｗｔ％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の含有量は望ましくは  ０．３〜０．５ｗｔ％、さらに望ましくは  ０．３〜０．４５ｗｔ％  である。
【００１０】
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％に限定した理由は、０．１ｗｔ％未満では強度が不十分で、耐圧強度を確保するために必要な最終冷間圧延での圧延率が大きくなってＤＩ成形性が低下し、０．３ｗｔ％を超えると強度が高くなりすぎてフランジ成形性が低下するためである。
【００１１】
Ｓｉは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物に相変態を起こさせ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ  系析出物を形成してその硬度を高め、しごき加工性の向上に寄与する。
Ｓｉの含有量を  ０．１〜０．５ｗｔ％に限定した理由は、０．１ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．３ｗｔ％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。
【００１２】
Ｔｉ、またはＴｉおよびＢ  は、鋳塊の結晶粒を均一微細化する。
Ｔｉの含有量を  ０．００５〜０．０５ｗｔ％  に限定した理由は、Ｔｉが０．００５ｗｔ％未満では鋳塊の結晶粒を均一微細化する効果が得られず、  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、これが圧延後も残存してＤＩ成形時に割れやピンホールを発生させるためである。
Ｂ  はＴｉの結晶粒を均一微細化させる効果を助長する。
Ｂ  の含有量が  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フランジ成形時での割れやピンホールの発生原因になる。
不純物は、本発明の効果が損なわれない程度の量であれば許容される。
例えば、Ｚｎは０．５ｗｔ％以下、Ｃｒは０．３％以下、Ｚｒは０．１ｗｔ％以下、Ｖ  は０．１ｗｔ％以下であれば問題ない。
【００１３】
次に本発明の製造方法について説明する。
前述の組成のアルミニウム合金を通常のＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）によりスラブ（板状鋳塊）に鋳造する。このスラブに先ず均質化処理を施す。この均質化処理は得られるアルミニウム合金板の強度、靱性、深絞り加工性の向上および耳率のばらつきの減少等に寄与する。
この均質化処理温度は  ５３０℃未満では十分に均質化されず、  ６３０℃を超えると鋳塊表面に膨れが生じたりする。また保持時間が１時間未満では十分に均質化されない。従って均質化処理は  ５３０〜６３０  ℃で１時間以上保持して行う。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  ５３０〜６３０  ℃で３〜１２時間の条件である。
【００１４】
均質化処理後、熱間で粗圧延と仕上圧延を行う。
粗圧延の開始温度が  ５８０℃より高温では、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。
粗圧延終了時の板厚が１２ｍｍ未満では、仕上圧延に入る前に板が冷えてしまい所望の仕上圧延温度が得られなくなる。前記板厚が６０ｍｍを超えると、仕上圧延での加工率が高すぎて板の表面性状（焼付き、肌荒れ等）が悪化する。
また粗圧延の終了温度が  ３８０℃未満では、その後の仕上圧延の開始温度が低くなりエッジ割れ等が生じる。また  ４６０℃を超えると仕上圧延での終了温度が高くなり、板の表面性状が悪化する。
【００１５】
本発明は、熱間仕上圧延の条件を厳密に規定して、熱間仕上圧延後の組織が立方体方位がより優先的に生じた集合組織になるようにしたものである。
前記立方体方位優先の集合組織は、マトリックスの歪みが多く蓄積されている部分（変形集中帯）から核生成し成長した１種の再結晶集合組織である。従ってこの熱間仕上圧延工程では、マトリックスに歪を十分蓄積させる必要がある。
本発明では、熱間仕上圧延工程で歪を十分に蓄積させる為に、▲１▼スタンド数が３以上のタンデム式の熱間圧延機を用い、▲２▼各スタンドでの圧下率を３０％  以上とし、▲３▼歪速度の対数和を８以上とし、▲４▼各スタンド間のパス時間を５秒以内とし、▲５▼総圧下率を８０％  以上とすることにより、歪みを多く発生させ、かつ各スタンドでの歪みが回復しないようにしている。
さらに、▲６▼熱間仕上圧延での終了板厚を  １．６〜３．０ｍｍ  にして、  １．６ｍｍ未満での熱延板の表面性状の悪化、および  ３．０ｍｍ超での冷間圧延率の増大に伴う耳率の増加を防ぎ、また▲７▼熱間仕上圧延での終了温度を  ２９０℃以上にして、熱間圧延終了から室温にまで冷却した後の再結晶率の低下による耳率の増加を防止している。
本発明は、熱間仕上圧延を前記▲１▼〜▲７▼の条件で行うことにより、熱延板の室温冷却後の再結晶率を８０％  以上、望ましくは９０％以上とし、しかもそれを耳率を低く抑える立方体方位が優先的に生じた再結晶集合組織にしたものである。
なお、▲２▼の各スタンドの圧下率は、焼付防止を考慮すると  ６５％以下が望ましい。また▲７▼での終了温度は  ３１０℃以上が特に望ましい。
【００１６】
熱間仕上圧延後に施す冷間圧延はキャンボディに必要な耐圧強度を付与するために行う。この冷間圧延での圧延率を６０〜９０％  に限定した理由は、  ６０％未満では合金板の耐圧強度が不足し、  ９０％を超えると深絞り成形時の耳率が高くなる上、強度が高くなりすぎてＤＩ成形性が低下し、しごき割れの発生頻度が高くなるためである。この冷間圧延の上がり材の厚さは、通常０．２８〜０．４ｍｍ  程度である。
【００１７】
請求項１記載の発明において、熱間仕上圧延をクーラント油を噴射して熱延板を冷却しながら行うと、歪みがより十分に蓄積され、熱間仕上圧延終了後室温にまで冷却された熱延板は、立法体方位がより優先的に生じた再結晶集合組織となる。
クーラント油は、各スタンド毎か、最終スタンドを除く各スタンドにて噴射するのが望ましい。クーラント油は板幅全体に均一に噴射すると、得られる熱延板の特性が安定する。熱延板に歪みをより多く蓄積させるには、クーラント油の総噴射量を１０００ｍｌ／ｍｉｎ．  以上にするのが望ましい。
クーラント油を噴射すると熱延板が良好に冷却され、高速圧延しても熱延板表面の性状が悪化するようなことがなくなり生産性が向上する。
なお、クーラント油を噴射する場合、各スタンド間のパス時間が５秒を超えると冷却が効きすぎて熱延板にエッジ割れが生じる。
【００１８】
請求項１記載の発明において、熱間仕上圧延後に焼鈍工程を入れると、十分に軟質化してＤＩ成形性が向上し望ましい。
焼鈍方法には箱型焼鈍または連続焼鈍のいずれかの方法が選ばれる。
箱型焼鈍の場合、焼鈍温度が  ３００℃未満では、十分な軟質材（完全再結晶組織）が得られず、  ４５０℃を超えると再結晶した結晶粒が粗大化し、この粗大な再結晶粒組織は加工性を低下させると同時に、特定方位の結晶粒が優先的に成長して耳率に悪影響（硬質板の４５°耳率を大きくする）を及ぼす。また保持時間が３０分未満では、前記の効果が十分に得られない。
連続焼鈍の場合、焼鈍温度が  ３６０℃未満では、強度が高くなりすぎて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、これが塗装焼付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秒でも良い。つまり目標温度に到達後直ちに冷却しても良い。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て好ましくない。加熱速度、冷却速度はともに  １００℃／分以上にして生産性を高めるのが良い。特に冷却の場合、その速度が  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。
【００１９】
請求項１記載の発明において、冷間圧延工程後に仕上焼鈍工程を入れると加工組織が回復して、ＤＩ成形性やフランジ成形性が向上する。またキャンボディの形状（真円度など）がより良好となる。焼鈍温度が  １００℃未満では、その効果が十分に得られず、焼鈍温度が  １５０℃を超えても、また保持時間が８時間を超えても、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。最も望ましい仕上焼鈍条件は  １１５〜１５０  ℃で１〜４時間の条件である。
【００２０】
請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明における熱間粗圧延終了から仕上圧延開始までの時間を規定したもので、この間の時間が２４０秒を超えると熱間粗圧延での歪の回復がかなり進み、熱間仕上圧延でその条件を厳密に規定しても歪を十分蓄積することができず、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。望ましくは１２０秒以内である。
【００２１】
【実施例１】
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に示す組成のアルミニウム合金を常法により溶解鋳造して厚さ５００ｍｍ  のスラブ（板状鋳塊）を得た。次にこのスラブを  ４９０ｍｍの厚さに面削し、次いで均質化処理（６００℃×６時間）  と熱間粗圧延（圧延開始温度  ４８０℃、終了温度  ４３０℃、終了板厚３０ｍｍ）を順に施し、次いで４スタンドの圧延機を用いて熱間仕上圧延を行なって厚さ  ２．２ｍｍの熱延板を得た。
前記熱間仕上圧延では、各スタンドの圧下率を１パス目４５％  、２パス目４５％  、３パス目４５％  、４パス目５５％  、熱間粗圧延終了から熱間仕上圧延開始までの時間を９０秒、各パス間の通過時間を  ０．９秒、圧延終了温度を  ３２０℃にそれぞれ設定した。歪速度の対数和は１４である。熱延板の再結晶率（熱延板断面のすべての視野での再結晶率）は  ９５％であった。クーラント油は、噴射する場合としない場合の両方で行った。クーラント油は各スタンド入側で噴射し、その総量は１８００ｌ／分とした。
次に前記熱延板を  ＣＡＬにより  ４４０℃で０秒（熱延板が  ４４０℃に到達後直ちに空冷）焼鈍した。加熱速度は  ７８０℃／分、冷却速度は１０２０℃／分であった。続いて常法により冷間圧延して厚さ  ０．３ｍｍ（圧延率８６％）の冷延板を得た。これに  １１５℃で２時間の仕上焼鈍を施してキャンボディ用アルミニウム合金板を製造した。
【００２２】
このようにして得られた合金板について、耳率、引張強度、ＤＩ成形性、フランジ成形性を下記方法により調査した。
耳率：前記合金板から５７ｍｍφの円板を切出し、これを直径３３ｍｍ、肩Ｒ２．５ｍｍのポンチを用いてクリアランス３０％  で深絞りした。
引張強度：前記合金板を  ２００℃で２０分間加熱（塗装焼付け条件）し、加熱前後の引張強さ（ＴＳ）と０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。
ＤＩ成形性：炭酸飲料用のＤＩ缶胴（内径６６ｍｍφ、側壁板厚  １００μｍ、側壁先端部板厚  １５０μｍ）に成形した。
フランジ成形性：前記成形したＤＩ缶胴を、トリミングと洗浄を施した後、  ２００℃で２０分間加熱し、次いで４段のネッキング加工を施して開口部の内径ｄを５７ｍｍφに縮小し、最後に角度９０°の円錐状の治具をフランジ割れが発生するまで押し込み、割れの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、次式Ｐ＝〔（Ｄ−ｄ）／ｄ〕×１００％により算出した。結果を表２に示す。
【００２３】
【表１】
0003566448.tif 000002
【００２４】
【表２】
0003566448.tif 000003
【００２５】
表２より明らかなように、本発明例品（Ｎｏ．１  〜８）はいずれも、耳率が低く、フランジ成形での口径の限界増加率も大きかった。また２００  ℃で２０分間加熱（塗装焼付条件）後の強度（ＹＳ）も２６５ＭＰａ以上あり、缶底部の耐圧強度も問題ないものであった。またＤＩ成形性も良好であった。
これに対し、比較例品のＮｏ．９，１０，１５，１６  はそれぞれＭｇまたはＭｎの添加量が多かった為いずれもＤＩ成形でしごき割れが生じた。Ｎｏ．１１，１７はＣｕとＳｉの添加量が多かった為加熱処理により引張強さが高くなりフランジ成形性が低下した。Ｎｏ．１２，１８はＭｇ添加量が少ない為、またＮｏ．１４，２０はＣｕとＳｉの添加量が少ない為いずれも強度が低下した。Ｎｏ．１３，１９はＭｎの添加量が少ない為ＤＩ成形時に焼付が生じた。
【００２６】
（実施例２）
表１に示したＮｏ．Ａのアルミニウム合金を常法により溶解鋳造して厚さ  ５００ｍｍのスラブを鋳造した。次にこのスラブを  ４９０ｍｍ厚さに面削し、次いで均質化処理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延を行って熱延コイルを作製し、この熱延コイルを室温まで冷却した後、冷間圧延してキャンボディ用アルミニウム合金板を製造した。      （イ）熱間仕上圧延工程でのクーラント油噴射、  （ロ）熱間仕上圧延工程後の  ＣＡＬによる中間焼鈍、  （ハ）冷間圧延後の仕上焼鈍は任意に行った。均質化処理、熱間粗圧延、熱間仕上圧延、冷間圧延、中間焼鈍、仕上焼鈍の条件、クーラント油量は種々に変化させた。
【００２７】
このようにして得られた合金板について、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。
表３、４に製造条件、表５、６に熱間仕上圧延における各スタンドの歪速度の対数および各スタンドの圧下率、表７、８にアルミニウム合金板の特性を示す。特性の評価基準は、耳率２．５％以内、加熱処理（２００  ℃×２０分）後の耐力２６５ＭＰａ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。
【００２８】
【表３】
0003566448.tif 000004
【００２９】
【表４】
0003566448.tif 000005
【００３０】
【表５】
0003566448.tif 000006
【００３１】
【表６】
0003566448.tif 000007
【００３２】
【表７】
0003566448.tif 000008
【００３３】
【表８】
0003566448.tif 000009
【００３４】
表７、８より明らかなように、本発明例品（Ｎｏ．２１  〜４０）は耳率が２．５％以下で低く、フランジ成形性も良好であった。また焼付けに相当する加熱処理後の強度（耐力）も２６５ＭＰａ以上で、缶底部の耐圧性にも問題のない強度水準を有し、さらにＤＩ成形性も良好であった。
特に、熱間仕上圧延でクーラント油を掛けたものは、歪みがより十分に蓄積されて耳率等の特性に優れ、かつ高速圧延でも圧延上がり温度を低く制御できた。熱間仕上げ圧延後に中間焼鈍工程を入れたものはＤＩ成形性が向上し、冷間圧延後に仕上焼鈍工程を入れたものはＤＩ成形性やフランジ成形性が向上した。
【００３５】
これに対して、比較例品のＮｏ．４１、４４、５３、５６は熱間粗圧延終了温度が低いために、歪の蓄積が不十分で耳率が基準値を上回った。Ｎｏ．４２、５４は熱間粗圧延の終了温度が高すぎたために焼付きが生じた。Ｎｏ．４３、５５は粗圧延の終了板厚が厚かったためまたＦ３スタンドの圧下率が６５％を超えたため、熱間仕上圧延時にエッジ割れが生じたり、仕上圧延終了後の表面性状（肌荒れ、焼付きなど）が悪化した。Ｎｏ．４６、５８は２スタンドタンデム式の熱間圧延機を使用したために、歪の蓄積が不十分で耳率が基準値を上回った。Ｎｏ．４７、５９は熱間仕上圧延での終了板厚が厚く、しかも最終圧延率が高いために、ＤＩ成形で絞り割れが発生した。Ｎｏ．６０は熱間仕上圧延での終了温度が低く、仕上圧延終了後の再結晶率が低いために、耳率が基準値を上回った。Ｎｏ．４９、６１は熱間仕上圧延での各パス時間が長かったため、熱延板が冷えすぎてエッジ割れが生じ、しかも仕上圧延終了時の温度が低くなり、耳率が基準値を上回った。Ｎｏ．５０、５１，６２、６３は熱間仕上圧延機の各スタンドでの歪速度の対数和、仕上圧延での総圧下率、Ｆ１スタンドの圧下率がともに低く、歪の蓄積が不十分で耳率が基準値を上回った。Ｎｏ．５２、６４は最終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。
【００３６】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明によれば、高強度で、しごき加工性とフランジ成形性に優れ、且つ耳率の低いキャンボディ用アルミニウム合金板が得られ、工業上顕著な効果を奏する。