(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉを０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅを０．３〜０．５ｗｔ％、Ｃｕを０．１〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎを０．９〜１．２ｗｔ％、Ｍｇを０．９〜１．４ｗｔ％、Ｔｉを０．００５〜０．０５ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、前記Ｓｉの固溶量が０．０２〜０．０６ｗｔ％、前記Ｃｕの固溶量が０．０４〜０．１２ｗｔ％であることを特徴とするＤＩ成形性に優れた缶胴用アルミニウム合金板。
【請求項２】
Ｓｉを０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅを０．３〜０．５ｗｔ％、Ｃｕを０．１〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎを０．９〜１．２ｗｔ％、Ｍｇを０．９〜１．４ｗｔ％、Ｔｉを０．００５〜０．０５ｗｔ％、Ｂを０．０００１〜０．０１ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、前記Ｓｉの固溶量が０．０２〜０．０６ｗｔ％、前記Ｃｕの固溶量が０．０４〜０．１２ｗｔ％であることを特徴とするＤＩ成形性に優れた缶胴用アルミニウム合金板。
【請求項３】
Ｓｉを０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅを０．３〜０．５ｗｔ％、Ｃｕを０．１〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎを０．９〜１．２ｗｔ％、Ｍｇを０．９〜１．４ｗｔ％、Ｔｉを０．００５〜０．０５ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金をＤＣ鋳造し、得られた鋳塊に面削、均質化処理、熱間圧延をこの順に施して厚さ１．６〜２．４ｍｍの板材とし、この板材を連続焼鈍炉により４２０〜５２０℃の所定温度に急速加熱し、所定温度に到達後直ちにあるいは１２０秒以下の時間保持後、前記所定温度から３８０℃までの温度域をノズル噴射圧力０．５〜３．０ｋｇ／ｃｍ2 のミスト冷却により２００〜８００℃／秒の冷却速度で冷却し、その後冷間圧延を行うことを特徴とするＤＩ成形性に優れた缶胴用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】
Ｓｉを０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅを０．３〜０．５ｗｔ％、Ｃｕを０．１〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎを０．９〜１．２ｗｔ％、Ｍｇを０．９〜１．４ｗｔ％、Ｔｉを０．００５〜０．０５ｗｔ％、Ｂを０．０００１〜０．０１ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金をＤＣ鋳造し、得られた鋳塊に面削、均質化処理、熱間圧延をこの順に施して厚さ１．６〜２．４ｍｍの板材とし、この板材を連続焼鈍炉により４２０〜５２０℃の所定温度に急速加熱し、所定温度に到達後直ちにあるいは１２０秒以下の時間保持後、前記所定温度から３８０℃までの温度域をノズル噴射圧力０．５〜３．０ｋｇ／ｃｍ2 のミスト冷却により２００〜８００℃／秒の冷却速度で冷却し、その後冷間圧延を行うことを特徴とするＤＩ成形性に優れた缶胴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、ＤＩ（絞り・しごき）成形性に優れ、かつ高い缶胴強度が得られ、缶胴の薄肉化に十分対応し得る缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
２ピース型飲料缶は、缶胴と缶蓋の２つのパーツから構成されている。そして前記缶胴は、アルミニウム合金硬質板を、絞り加工→ＤＩ成形→開口端トリミング→洗浄→塗装・焼付け→開口部のネッキング・フランジ加工の各工程を経て製造される。その後、缶胴に飲料物が充填され、缶胴の開口端に缶蓋が巻締められる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、最近、アルミニウム合金缶には、コスト低減を目的として、アルミニウム合金缶には、薄肉化（ゲージダウン）が強く求められている。
しかし、薄肉化すると、ＤＩ成形時に胴体割れ（ティアオフ）が発生し易くなり、胴体割れが発生すると、その都度機械を止めて割れ破片を除去するため生産性が著しく低下するという問題がある。また薄肉化すると、缶形状が保持され難くなるためアルミニウム合金板の強度を高める必要がある。
しかし、従来のアルミニウム合金板では、ＤＩ成形性と強度の両方を満足させることができず、缶胴の薄肉化が困難な状況にあった。
本発明は、ＤＩ成形性に優れ、かつ高い缶胴強度が得られ、缶胴の薄肉化に十分対応し得る缶胴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。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
請求項１記載の発明は、Ｓｉを０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅを０．３〜０．５ｗｔ％、Ｃｕを０．１〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎを０．９〜１．２ｗｔ％、Ｍｇを０．９〜１．４ｗｔ％、Ｔｉを０．００５〜０．０５ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、前記Ｓｉの固溶量が０．０２〜０．０６ｗｔ％、前記Ｃｕの固溶量が０．０４〜０．１２ｗｔ％であることを特徴とするＤＩ成形性に優れた缶胴用アルミニウム合金板である。
【０００５】
請求項２記載の発明は、Ｓｉを０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅを０．３〜０．５ｗｔ％、Ｃｕを０．１〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎを０．９〜１．２ｗｔ％、Ｍｇを０．９〜１．４ｗｔ％、Ｔｉを０．００５〜０．０５ｗｔ％、Ｂを０．０００１〜０．０１ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、前記Ｓｉの固溶量が０．０２〜０．０６ｗｔ％、前記Ｃｕの固溶量が０．０４〜０．１２ｗｔ％であることを特徴とするＤＩ成形性に優れた缶胴用アルミニウム合金板である。
【０００６】
請求項３記載の発明は、Ｓｉを０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅを０．３〜０．５ｗｔ％、Ｃｕを０．１〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎを０．９〜１．２ｗｔ％、Ｍｇを０．９〜１．４ｗｔ％、Ｔｉを０．００５〜０．０５ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金をＤＣ鋳造し、得られた鋳塊に面削、均質化処理、熱間圧延をこの順に施して厚さ１．６〜２．４ｍｍの板材とし、この板材を連続焼鈍炉により４２０〜５２０℃の所定温度に急速加熱し、所定温度に到達後直ちにあるいは１２０秒以下の時間保持後、前記所定温度から３８０℃までの温度域をノズル噴射圧力０．５〜３．０ｋｇ／ｃｍ2 のミスト冷却により２００〜８００℃／秒の冷却速度で冷却し、その後冷間圧延を行うことを特徴とするＤＩ成形性に優れた缶胴用アルミニウム合金板の製造方法である。
【０００７】
請求項４記載の発明は、Ｓｉを０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｆｅを０．３〜０．５ｗｔ％、Ｃｕを０．１〜０．２５ｗｔ％、Ｍｎを０．９〜１．２ｗｔ％、Ｍｇを０．９〜１．４ｗｔ％、Ｔｉを０．００５〜０．０５ｗｔ％、Ｂを０．０００１〜０．０１ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金をＤＣ鋳造し、得られた鋳塊に面削、均質化処理、熱間圧延をこの順に施して厚さ１．６〜２．４ｍｍの板材とし、この板材を連続焼鈍炉により４２０〜５２０℃の所定温度に急速加熱し、所定温度に到達後直ちにあるいは１２０秒以下の時間保持後、前記所定温度から３８０℃までの温度域をノズル噴射圧力０．５〜３．０ｋｇ／ｃｍ2 のミスト冷却により２００〜８００℃／秒の冷却速度で冷却し、その後冷間圧延を行うことを特徴とするＤＩ成形性に優れた缶胴用アルミニウム合金板の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明は、ＳｉおよびＣｕを所定量固溶させることによりアルミニウム合金板の強度を低く抑えてＤＩ成形を良好に行い、前記固溶ＳｉおよびＣｕを缶胴の塗装・焼付時に析出させて缶胴の強度を高めることを特徴の１つとしている。また固溶Ｓｉには固溶Ｆｅを析出させる作用があり、Ｆｅが析出すると結晶学的異方性が緩和され、ＤＩ成形時の耳率が小さくなる。
【０００９】
以下に本発明のアルミニウム合金板（以下、適宜、素板と記す）の合金組成について説明する。
ＳｉはＭｇ2 Ｓｉ化合物として析出して強度向上に寄与し、また固溶Ｓｉは缶胴の塗装・焼付時に析出して缶胴の強度を高める。
Ｓｉの固溶量を０．０２〜０．０６ｗｔ％に規定する理由は、０．０２ｗｔ％未満では、その缶胴の強度を高める効果が十分に得られず、０．０６ｗｔ％を超えるとＳｉのＦｅを析出させる作用が低下し耳率が大きくなるためである。
Ｓｉの含有量を０．２５〜０．３５ｗｔ％に規定する理由は、０．２５ｗｔ％未満ではＳｉを所定量固溶させることができず、０．３５ｗｔ％を超えるとＳｉの固溶量が増加してＦｅを析出させる効果が逆に減少して耳率が大きくなるためである。
【００１０】
ＣｕはＡｌ−Ｃｕ系化合物として析出して強度向上に寄与し、また固溶Ｃｕは缶胴の塗装・焼付時に析出して缶胴の強度を高める。
Ｃｕの固溶量を０．０４〜０．１２ｗｔ％に規定する理由は、０．０４ｗｔ％未満では、その缶胴の強度を高める効果が十分に得られず、０．１２ｗｔ％を超えると塗装・焼付後の缶胴の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。
Ｃｕの含有量を０．１〜０．２５ｗｔ％に規定する理由は、０．１ｗｔ％未満ではＣｕを所定量固溶させることができず、０．２５ｗｔ％を超えるとＣｕの固溶量が増加してフランジ成形性が低下するためである。
【００１１】
Ｍｎは、強度向上に寄与する。またＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系などの固体潤滑作用を有する晶出物を生成してＤＩ成形性を改善する。つまり、ＤＩ成形ではエマルジョン型潤滑剤が使用されているが、この潤滑剤だけでは十分な潤滑性が得られず、金型との凝着（ビルトアップ）により素板には擦り傷や焼付き（所謂ゴーリングまたはスコアリング）が生じることが多い。Ｍｎは素板自体に潤滑性を持たせて前記凝着を抑制するのである。
Ｍｎの含有量を０．９〜１．２ｗｔ％に規定する理由は、０．９ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、１．２ｗｔ％を超えるとその効果が飽和するうえ、溶解鋳造時に巨大なＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系晶出物が生成し、これがＤＩ成形時に割れやピンホールを誘発するためである。
【００１２】
Ｆｅは前記Ｍｎ晶出物の生成を促進するとともにその分布を均一にしてＤＩ成形性をより向上させる。その含有量を０．３〜０．５ｗｔ％に規定する理由は、０．３ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．５ｗｔ％を超えると巨大なＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系晶出物が生成してＤＩ成形性を低下するためである。
【００１３】
Ｍｇは強度向上、特に缶底の強化に寄与する。その含有量を０．９〜１．４ｗｔ％に規定する理由は、０．９ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、１．４ｗｔ％を超えると加工硬化し易くなり、ＤＩ成形性が低下するためである。
【００１４】
Ｔｉは鋳塊の結晶粒を均一微細化して、製造加工性および缶胴の表面品質を高める。その含有量を０．００５〜０．０５ｗｔ％に規定する理由は、０．００５ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．０５ｗｔ％を超えると溶解鋳造時に巨大なＡｌ−Ｔｉ系双晶化合物が生成し、これがＤＩ成形時に割れやピンホールを誘発するためである。
【００１５】
ＢはＴｉ結晶粒の均一微細化効果を助長して、製造加工性および缶胴の表面品質をより高める。その含有量を０．０００１〜０．０１ｗｔ％に規定する理由は、０．０００１ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．０１ｗｔ％を超えると溶解鋳造時に巨大なＴｉ−Ｂ系双晶化合物が発生し、これがＤＩ成形時に割れやピンホールを誘発するためである。
本発明において、不純物は、本発明の効果を損なわない範囲で許容できる。例えば、Ｚｎは０．３ｗｔ％以下、Ｃｒは０．３ｗｔ％以下、Ｚｒは０．１ｗｔ％以下であれば問題ない。
【００１６】
本発明のアルミニウム合金板は、例えば、溶解、鋳造、面削、均質化処理、熱間圧延、連続焼鈍処理とその後の急速冷却、冷間圧延をこの順に施して製造される。本発明では、前記連続焼鈍処理後の急速冷却工程で、合金元素のＳｉおよびＣｕが過飽和に固溶されてＤＩ成形性および耳率が改善される。また前記の過飽和に固溶したＳｉおよびＣｕは塗装・焼付時に析出して缶胴の強度を高める。
【００１７】
本発明方法において、熱間圧延後の合金板の板厚を１．６〜２．４ｍｍに規定する理由は、前記板厚が１．６ｍｍ未満では熱間圧延板に焼付きや肌荒れが生じ易くなり、また板厚プロフィールが悪化するためである。一方板厚が２．４ｍｍを超えると冷間圧延率（加工硬化量）が大きくなり、素板は、ＤＩ成形性が低下しまた圧延集合組織が発達して耳率が大きくなるためである。
【００１８】
本発明方法では、熱間圧延後の連続焼鈍処理を急速加熱して施す理由は、生産性を高めるためであり、その処理温度を４２０〜５２０℃に規定する理由は、４２０℃未満では十分な再結晶組織が得られないためＤＩ成形性が低下し、５２０℃を超えるとＳｉおよびＣｕの過飽和固溶量が多くなりすぎてフランジ成形性や耳率が悪化し、また結晶粒が粗大化してＤＩ成形性が低下するためである。
なお、本発明において急速加熱とは、１００℃／分以上の平均昇温速度で加熱することを言う。
前記連続焼鈍処理における保持時間は０秒でも良く、長すぎるとＳｉおよびＣｕの過飽和固溶量が多くなりすぎるので１２０秒以下とする。
【００１９】
本発明方法において、前記連続焼鈍処理（４２０〜５２０℃）後の３８０℃までの温度域での冷却速度を速める理由は、４００℃近傍にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系析出物およびＡｌ−Ｃｕ系析出物の析出ノーズが存在していて、前記温度域ではＳｉおよびＣｕが析出し易いためである。
【００２０】
本発明方法において、前記温度域での冷却速度を２００〜８００℃／秒に規定する理由は、冷却速度が２００℃／秒未満ではＳｉおよびＣｕが十分な量固溶せず、冷却速度が８００℃／秒を超えるとＳｉおよびＣｕの固溶量が多すぎてフランジ成形性や耳率が悪化するためである。
【００２１】
本発明方法では、前記温度域での急速冷却を、ノズル噴射圧が０．５〜３．０ｋｇ／ｃｍ2 のミスト冷却により行う。前記ノズル噴射圧が０．５ｋｇ／ｃｍ2 未満では十分な冷却速度が得られず、３．０ｋｇ／ｃｍ2 を超えると冷却面に部分的核沸騰が起きて十分な冷却速度が得られなくなる。
なお、噴射圧をさらに高めていくと冷却速度は上昇するが、板材の平坦度が低下する。平坦度が低下すると冷間圧延時に板材表面に擦り傷などが生じる。
【００２２】
【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に示す本発明規定組成のアルミニウム合金をＤＣ鋳造法により厚さ５００ｍｍの鋳塊（スラブ）に鋳造し、この鋳塊を厚さ４９０ｍｍに面削後、６００℃で６時間加熱して均質化処理を施したのち室温まで冷却した。次に４９０℃で熱間圧延して厚さ２．２ｍｍの熱延板材とし、これをコイルに巻き取り室温まで冷却し、次いでこの熱延板材を連続焼鈍炉（ＣＡＬ）により急速加熱し、４６０℃に到達後、直ちに（保持時間０秒）３８０℃までミスト冷却し（ノズル噴射圧１．５ｋｇ／ｃｍ2 、冷却速度４００℃／秒）、引き続き７０℃までファン冷却し、その後、冷間圧延して厚さ０．３ｍｍの素板（アルミニウム合金板）を製造した。  前記素板のＳｉおよびＣｕの固溶量は、前記素板をフェノール溶液に溶解し、この溶液を濾過し、析出物を分離した濾液中に溶解したＳｉおよびＣｕの量を誘導結合プラズマ発光分析により測定して求めた。Ｓｉの固溶量は表１に示すように０．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｃｕの固溶量は０．０５〜０．１０ｗｔ％の範囲であった。
【００２３】
（比較例１）
表１に示す本発明規定組成外のアルミニウム合金を用いた他は、実施例１と同じ方法により素板を製造した。
【００２４】
実施例１および比較例１で製造した各々の素板について機械的性質を調べた。また前記素板をカップ状に成形して耳率を調べた。また前記カップ状成形体をＤＩ成形（同時に底をドーム状に成形）してＤＩ成形性を調べた。さらに前記ＤＩ成形後の缶胴（内径６６ｍｍφの３５０ｍｌ缶用）にトリミング加工、洗浄、加熱処理（塗装焼付条件）をこの順に施したものについて、フランジ成形性および耐圧強度を測定した。
【００２５】
機械的性質は、加熱処理（塗装焼付条件、２００℃×２０分）前後のアルミニウム合金板を引張試験して求めた。加熱処理前の素板は、引張強さ（ＴＳ）が３１５Ｎ／ｍｍ2 以下を合格、３１５Ｎ／ｍｍ2 超えを不合格と判定し、加熱処理後は、０．２％耐力が２６０Ｎ／ｍｍ2 以上を合格、２６０Ｎ／ｍｍ2 未満を不合格と判定した。
【００２６】
耳率は、素板を小型深絞り試験機によりカップ状に成形し、カップ状成形体の開口部に生じる山と谷の高低差から常法に基づき算出し、耳率が２％以下を合格、２％を超えたら不合格と判定した。
ＤＩ成形性は、各素板を缶胴に５０００個づつ連続的にＤＩ成形し、割れ個数が０の場合は合格（◎）、１〜５の場合は準合格（○）、６以上の場合は不合格（×）と判定した。
【００２７】
フランジ成形性は、前記ＤＩ成形した缶胴（開口部径ｄ）を加熱処理（２００℃×２０分）したのち、その開口端をネッキング加工し、その開口端に角度９０度の円錐状治具をフランジ割れが発生するまで押し込み、割れが発生したときの開口部の径Ｄを測定し、このＤを、Ｐ＝｛（Ｄ−ｄ）／ｄ｝×１００％の式に代入してＰ（径の増加率）を算出し、Ｐが１５．０％以上を合格、１５．０％未満を不合格と判定した。
耐圧強度は、前記加熱処理後の缶胴の内部に窒素ガスを缶底ドームが反転するまで加圧充満させ、缶底ドームが反転するときのガス圧（耐圧値）が６５０ｋＰａ以上を合格、６５０ｋＰａ未満を不合格と判定した。
【００２８】
【表１】
0004255602.tif 000002
【００２９】
【表２】
0004255602.tif 000003
【００３０】
表２より明らかなように、本発明例のＮｏ．１〜５はいずれも、引張強さが低く、ＤＩ成形性に優れ、耳率も低かった。また加熱処理（塗装・焼付）後の缶胴は、固溶ＳｉおよびＣｕが析出して耐力が高まり、耐圧強度が向上した。フランジ成形性も良好であった。
これに対し、比較例のＮｏ．６はＳｉの含有量が多いためＳｉの固溶量が上限値を超えたためＦｅが十分析出しなくなり耳率が高くなった。Ｎｏ．７はＣｕの含有量が少なくＣｕの固溶量が下限値未満になったため加熱処理後の耐力が低く耐圧強度が低下した。Ｎｏ．８はＣｕの含有量が多くＣｕの固溶量が上限値を超えたためフランジ成形性が低下した。Ｎｏ．９はＭｇが少ないため素板の引張強さが低く、加熱処理後の缶胴でも耐力および耐圧強度が劣った。Ｎｏ．１０はＭｇが多いため加工硬化し易くなりＤＩ成形性が劣った。
【００３１】
（実施例２）
表１に示すＮｏ．Ａの本発明規定組成のアルミニウム合金を、ＤＣ鋳造法により厚さ５００ｍｍの鋳塊（スラブ）に鋳造し、この鋳塊を厚さ４９０ｍｍに面削後、６００℃で６時間加熱して均質化処理を施したのち室温まで冷却した。次に４９０℃の温度で熱間圧延して熱延板材とし、これをコイルに巻き取り室温まで冷却した。次に、この熱延板材を連続焼鈍炉により急速加熱し、所定温度に到達後、直ちに３８０℃までミスト冷却し、引き続き７０℃までファン冷却し、次いで冷間圧延して厚さ０．３ｍｍの素板（アルミニウム合金板）を製造した。
熱間圧延後の板厚、連続焼鈍処理温度、連続焼鈍処理後の冷却速度、ミスト冷却のノズル噴射圧力を表３に示すように、本発明規定値内で種々に変化させた。
【００３２】
（比較例２）
熱間圧延後の板厚、連続焼鈍処理温度、連続焼鈍処理後の冷却速度、ミスト冷却のノズル噴射圧力のいずれかを、表３に示すように、本発明規定値外とした他は、実施例１と同じ方法により素板を製造した。
【００３３】
実施例２および比較例２で製造した各々の素板について加熱処理前後の機械的性質、耳率、ＤＩ成形（同時に底をドーム状に成形）性、缶胴の耐圧強度、フランジ成形性を測定した。測定方法および判定基準は実施例１と同じにした。この他、アルミニウム合金板の表面性状についても調査した。結果を表３に示した。表３には、製造条件、ＳｉおよびＣｕの固溶量を併記した。
【００３４】
【表３】
0004255602.tif 000004
【００３５】
表３より明らかなように、本発明例のＮｏ．１１〜１４はいずれも、引張強さが低く、素板の表面性状およびＤＩ成形性に優れ、耳率も低かった。また加熱処理（塗装・焼付）後の缶胴は、固溶ＳｉおよびＣｕが析出して耐力が高まり、耐圧強度が向上した。フランジ成形性も良好であった。
これに対し、比較例のＮｏ．１５は熱間圧延後の板厚が薄かったため、冷間圧延率が低下して加熱処理後の耐力および耐圧強度が低下した。また熱間圧延材に肌荒れが生じ、素板の表面性状が劣った。Ｎｏ．１６は熱間圧延後の板厚が厚かったため冷間圧延率が大きくなり素板の引張強さが高くなり、耳率およびＤＩ成形性が劣った。Ｎｏ．１７は連続焼鈍温度が低かったため再結晶組織が得られず、素板の引張強さが高くなり、耳率およびＤＩ成形性が劣った。Ｎｏ．１８は連続焼鈍温度が高かったため結晶粒が粗大化してＤＩ成形性が低下した。またＳｉおよびＣｕの固溶量が増加したためフランジ成形性が低下した。またＮｏ．１９はミスト冷却の際のノズル噴射圧が低いため冷却速度が遅くなりＳｉおよびＣｕの固溶量が減少して、加熱処理後の耐力および耐圧強度が低下した。Ｎｏ．２０はミスト冷却の際のノズル噴射圧が高く冷却速度が速すぎて熱延材の平坦度が低下して素板に傷が発生し、そのためＤＩ成形性も低下した。またＳｉおよびＣｕの固溶量が増加したためフランジ成形性が低下した。
【００３６】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明のアルミニウム合金板は、合金元素のうちのＳｉおよびＣｕが所定量固溶されているため、引張強さが低く抑えられＤＩ成形性に優れ、耳率も低い。また前記固溶ＳｉおよびＣｕはＤＩ成形後の塗装焼付時に析出するので缶胴に必要な強度が十分に得られ、耐圧強度およびフランジ成形性に優れる。本発明のアルミニウム合金板は、通常のアルミニウム合金板の製造方法における熱間圧延後の板厚、連続焼鈍条件、連続焼鈍後の冷却速度などを規定することにより容易に製造できる。依って、缶胴の薄肉化に十分対応することができ、工業上顕著な効果を奏する。