JP6336434B2 - 缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム缶の胴体部の材料として用いられる缶ボディ用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缶ボディには、アルミニウム合金板にＤＩ（Drawing ＆ Ironing）加工を施すことにより成形されるものがある。ＤＩ加工により成形される缶ボディには、絞り加工やしごき加工における成形性の良好な３０００系アルミニウム合金が使用されている。

近年、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とのコスト競争力などの観点から、缶ボディの薄肉化が従来にも増して求められている。缶ボディの薄肉化を達成するためには、素材のアルミニウム合金板を高強度化する必要がある。このようなアルミニウム合金板としては、例えば特許文献１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２００８−２４８２８９号公報

しかしながら、特許文献１のアルミニウム合金板は、製造工程において、均質化処理後に鋳塊を冷却した後、再度加熱してから圧延を行っている。このように、従来の成分範囲を有する３０００系アルミニウム合金を高強度化するためには、製造工程において追加の熱処理を行う必要があり、製造コストの低減が困難であった。

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、高強度かつ製造容易な缶ボディ用アルミニウム合金板を提供しようとするものである。

本発明の一態様は、Ｍｇ：１．０〜１．５％（質量％、以下同様）、Ｍｎ：０．８〜１．２％、Ｃｕ：０．２０〜０．３０％、Ｆｅ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．２０〜０．４０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を有し、
導電率が３７．０〜４０．０％ＩＡＣＳであり、
圧延方向における耐力が３００ＭＰａ以上であり、
加工硬化指数が０．０７以上であり、
ブランク径が５５ｍｍであり、かつ、絞り比を１．６７とした条件で絞り成形を行った成形カップの下記式（１）より算出される耳率Ｒが４％以下であることを特徴とする缶ボディ用アルミニウム合金板にある。
Ｒ＝（Ｍ _４５ −Ｖ _４５ ）／（（Ｍ _４５ ＋Ｖ _４５ ）／２）×１００ ・・・（１）
（上記式（１）において、Ｍ _４５ は下記式（２）より算出される値であり、Ｖ _４５ は下記式（３）より算出される値である。
Ｍ _４５ ＝（Ａ＋Ｂ＋Ｃ＋Ｄ）／４ ・・・・（２）
上記式（２）において、Ａは４５°（圧延方向を０°としたときの角度、以下同様）耳高さであり、Ｂは１３５°耳高さであり、Ｃは２２５°耳高さであり、Ｄは３１５°耳高さである。
Ｖ _４５ ＝（Ｅ＋Ｆ＋Ｇ＋Ｈ）／４ ・・・（３）
上記式（３）において、Ｅは４５°方向と１３５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｆは１３５°方向と２２５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｇは２２５°方向と３１５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｈは３１５°方向と４５°方向との間の谷の最小高さである。）

また、本発明の他の態様は、前記の態様の缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法であって、Ｍｇ：１．０〜１．５％（質量％、以下同様）、Ｍｎ：０．８〜１．２％、Ｃｕ：０．２０〜０．３０％、Ｆｅ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．２０〜０．４０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を有するスラブを作製し、
該スラブの両圧延面及び両側面を面削し、
その後、上記スラブを６００〜６２０℃で１〜２４時間加熱する均質化処理を行い、
上記均質化処理後の上記スラブを４０℃／時間以上の冷却速度で５００〜５５０℃まで冷却した後に熱間粗圧延を行い、
次いで、出側温度が３３０〜３６０℃となるように熱間仕上圧延を行って熱延板とし、
該熱延板を４０℃／時間以下の冷却速度で１５０℃まで冷却する処理または上記熱延板を３００℃以上の温度で１時間以上保持する処理のいずれか一方を行い、
その後、温度を８０℃以下とした上記熱延板を冷間圧延して温度が１４０℃以上の中間冷延板とし、
次いで、該中間冷延板を１２０℃以上の温度で２時間以上保持し、
その後、冷間圧延の最終パスを圧下率４８〜５６％となるように行い、冷間圧延の総圧下率が８７〜９０％であり、かつ、温度が１５０℃以上である冷延板とし、
該冷延板を冷却速度１５〜３０℃／時間で８０℃まで冷却することを特徴とする缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法にある。

上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、上記特定の化学成分と、上記特定の範囲の導電率と、上記特定の範囲の特性とを有している。そのため、上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、従来の３０００系アルミニウム合金と同等の成形性を有するとともに、より強度の高いものとなる。

また、上記缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法を用いることにより、上記缶ボディ用アルミニウム合金板をより容易に製造でき、製造コストをより低減する効果も期待することができる。

実施例１における、ボトムしわ高さ測定に用いる再絞りカップの斜視図。 実施例１における、しわ高さ測定により得られるしわ高さ測定チャート。

上記缶ボディ用アルミニウム合金板について、以下詳説する。

＜Ｍｇ＞
上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、１．０〜１．５％のＭｇを含有している。Ｍｇはアルミニウムに固溶し、固溶強化により上記アルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。また、ＭｇとＣｕやＳｉとが共存することにより、冷間圧延の途中において温度が１５０℃前後となっている間に、ＭｇとＣｕやＳｉとの化合物を微細に析出させることができる。上記アルミニウム合金板は、これらの微細な析出物による析出強化のため、より強度の高いものとなりやすい。

また、Ｍｇを含有するアルミニウム合金は、冷間圧延やＤＩ加工等の冷間加工における加工硬化による強度向上を大きくしやすいものとなる。そのため、上記アルミニウム合金板は、ＤＩ加工における絞りしわやボトムしわを抑制しやすいものとなる。また、上記アルミニウム合金板から形成した缶ボディは、缶壁強度、つまり缶胴突き刺し強度や座屈強度についても強度が高いものとなりやすい。

Ｍｇの含有量は、上記アルミニウム合金板の強度を向上させるため１．０％以上であり、１．２％以上がより好ましい。Ｍｇの含有量が１．０％以上の場合には、上記アルミニウム合金板の強度が十分に高いものとなり、缶ボディの薄肉化をより容易に行うことができる。また、この場合には、ＤＩ加工の際の加工硬化を大きくしやすいため、絞りしわやボトムしわの発生を低減しやすくなる。

Ｍｇの含有量が１．０％未満の場合には、アルミニウム合金板の強度が低下するおそれがある。また、この場合には、ＤＩ加工の際の加工硬化が不十分となりやすく、絞りしわやボトムしわが発生しやすくなる場合がある。

Ｍｇの含有量は、多いほどアルミニウム合金板の強度を向上させやすくなるが、Ｍｇの含有量が１．５％を超える場合には、アルミニウム合金板をカップ状にプレス加工する際の圧延方向の耳（０−１８０°耳）が過度に大きくなるおそれがある。そのため、プレス加工後やＤＩ加工後の上記アルミニウム合金板を次工程に搬送する際に搬送トラブルが発生しやすくなるおそれがある。

また、この場合には、冷間加工の際の加工硬化が過度に大きくなるおそれがある。そのため、例えばＤＩ加工の際に上記アルミニウム合金板に加わる力が過度に大きくなるおそれがあり、場合によってはＤＩ加工中に上記アルミニウム合金板が破断したり、スコアリングが発生したりすることが考えられる。

また、この場合には、均質化処理の際にスラブ表面へ拡散するＭｇの量が増大する。そのため、スラブ表面に形成されるＭｇ酸化皮膜が厚くなりやすく、フローマークの発生等の表面品質の低下を招来するおそれがある。さらに、この場合には、マトリクスとの電位差の大きいＭｇ_２Ｓｉ相が析出しやすくなるため、アルミニウム合金板の耐食性を低下させるおそれがある。

以上のように、Ｍｇの含有量は、強度の向上と、成形性や耐食性の向上とを両立させる観点から、１．０〜１．５％であり、１．２〜１．５％がより好ましい。

＜Ｍｎ＞
上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、０．８〜１．２％のＭｎを含有している。Ｍｎはアルミニウムに固溶し、固溶強化により上記アルミニウム合金板の強度を高める作用を有する。また、Ｍｎは、塗装焼付け工程等における加熱により冷間加工の際に生成した加工組織が回復することを遅延させ、軟化を抑制する作用を有する。また、ＭｎはＦｅやＳｉと共存することにより、Ａｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）の微細な晶出物やα相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系）を生成し、ＤＩ加工の際に上記アルミニウム合金板とダイスとが焼き付くことを防止する作用を有する。

Ｍｎの含有量は、上記アルミニウム合金板の強度向上及び焼き付き防止効果を得やすくするため、０．８％以上であり、１．０％以上がより好ましい。Ｍｎの含有量が０．８％以上の場合には、上記アルミニウム合金板の強度が十分に高いものとなりやすい。また、この場合には、Ａｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）の微細な晶出物やα相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系）が十分多く生成されるため、ＤＩ加工の際に上記アルミニウム合金板とダイスとが焼き付くことをより確実に防止できる。

Ｍｎの含有量が０．８％未満の場合には、アルミニウム合金板の強度が低下するおそれがあるほか、焼き付き防止効果が低くなるおそれがある。

Ｍｎの含有量は、ＤＩ加工等の冷間加工における成形性を向上させるとともに、冷間加工後の回復を遅延させる効果を得やすくするため、１．２％以下である。Ｍｎの含有量が１．２％以下の場合には、アルミニウム合金中のＭｎの固溶量を十分多くさせやすくなる。そのため、上記アルミニウム合金板は、固溶Ｍｎの効果により塗装焼付け工程等における加熱による加工組織の回復を遅延させ、軟化を抑制しやすいものとなる。

Ｍｎの含有量が１．２％を越える場合には、Ａｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）晶出物が粗大なものとなりやすく、ＤＩ加工における成形性や、ＤＩ加工の後工程であるネッキングやフランジ加工における成形性を低下させるおそれがある。また、この場合には、アルミニウム合金中にＭｎが過度に多く含まれるため、Ｍｎがアルミニウム合金中に晶出あるいは析出しやすくなる。Ｍｎの晶出物や析出物が増加すると、相対的にＭｎの固溶量が減少するため、冷間加工後の回復を遅延させる効果が不十分となる。そのため、空焼き時の回復サイトの増加が起こるおそれがあり、場合によっては製缶工程中に強度が低下することが考えられる。また、Ｍｎの晶出や析出に伴って、Ｓｉや、固溶限の低いＦｅが晶出や析出しやすくなることが考えられ、アルミニウム合金板の強度の低下を招来するおそれがある。

以上のように、Ｍｎの含有量は、上記アルミニウム合金板の強度向上と、冷間加工時の成形性や軟化抑制効果との双方を両立させる観点から０．８〜１．２％であり、１．０〜１．２％がより好ましい。

＜Ｃｕ＞
上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、０．２０〜０．３０％のＣｕを含有している。Ｃｕはアルミニウムに固溶し、固溶強化により上記アルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。また、ＣｕはＭｇと共存することにより、冷間圧延時の加工発熱等により温度が１５０℃前後となっている間に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の微細な析出物を生成する。上記アルミニウム合金板は、これらの微細な析出物による析出強化のため、より強度の高いものとなりやすい。また、Ｃｕは、塗装焼付け工程等における加熱による加工組織の回復を遅延させ、軟化を抑制する作用を有する。

Ｃｕの含有量は、上記アルミニウム合金板の強度向上の観点から、０．２０％以上である。この場合には、固溶強化や析出強化により、上記アルミニウム合金板の強度を十分に向上させることができる。

Ｃｕの含有量が０．２０％未満の場合には、析出強化による強度向上効果が不十分となるおそれがあり、アルミニウム合金板の強度が低くなるおそれがある。

Ｃｕの含有量は、多いほどアルミニウム合金板の強度を向上させやすくなるが、Ｃｕの含有量が０．３０％を超える場合には、冷間加工の際の加工硬化が過度に大きくなるおそれがある。そのため、ＤＩ加工の際にアルミニウム合金板に加える力を大きくする必要が生じ、場合によってはＤＩ加工中にアルミニウム合金板が破断したり、スコアリングが発生したりすることが考えられる。また、Ｃｕの含有量が０．３０％を超える場合には、アルミニウム合金板の耐食性が低下するおそれがある。

以上のように、Ｃｕの含有量は、上記アルミニウム合金板の強度向上と加工硬化の制御との双方を両立させるとともに、耐食性を向上させる観点から０．２０〜０．３０％である。

＜Ｆｅ＞
上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、０．２５〜０．６０％のＦｅを含有している。Ｆｅは、ＭｎやＳｉと共存することにより、Ａｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）の微細な晶出物やα相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系）を生成し、ＤＩ加工の際に上記アルミニウム合金板とダイスとが焼き付くことを防止する作用を有する。

Ｆｅの含有量は、焼き付き防止効果を得やすくするとともに成形性を向上させるため、０．２５％以上であり、０．４０％以上がより好ましい。Ｆｅが０．２５％以上含有されている場合には、上述したＡｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）の微細な晶出物やα相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系）が十分多く生成されるため、ＤＩ加工の際の焼き付きをより確実に防止することができる。また、上述した金属間化合物が生成されることにより、上記アルミニウム合金板をカップ状にプレス加工する際の圧延方向の耳（０−１８０°耳）を小さくしやすくなる。その結果、プレス加工後やＤＩ加工後の上記アルミニウム合金板を次工程に搬送する際のトラブルを低減しやすくなる。また、Ｆｅが０．２５％以上含有されている場合には、ネッキング工程におけるしわの発生を抑制しやすくなる。

Ｆｅの含有量が０．２５％未満の場合には、焼き付き防止効果が得られにくくなるおそれがある。また、この場合には、圧延方向の耳が過度に大きくなり、これに起因する搬送時のトラブルが起こりやすくなるおそれがあるほか、ネッキング工程においてしわが発生しやすくなるおそれがある。また、Ｆｅの含有量が０．２５％未満の場合には、アルミニウム合金板の製造に用いる地金に純度の高いものを用いる必要が生じるため、コストアップを招くおそれがある。

また、Ｆｅの含有量は、上述した金属間化合物の制御の観点から０．６０％以下である。Ｆｅの含有量が０．６０％を超える場合には、Ｍｎとの間に粗大な金属間化合物が生成されやすくなる。当該金属間化合物は、成形加工の際に破断の起点となり得るため、好ましくない。

このように、Ｆｅの含有量は、ＤＩ加工時の成形性やコスト、焼き付き防止効果のいずれも満足させるため、０．２５〜０．６０％であり、０．４０％〜０．６０％がより好ましい。

＜Ｓｉ＞
上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、０．２０〜０．４０％のＳｉを含有している。Ｓｉは、ＭｎやＦｅと共存することによりα相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系）を生成し、ＤＩ加工の際に上記アルミニウム合金板とダイスとが焼き付くことを防止する作用を有する。また、Ｓｉは、ＭｇやＣｕと共存することにより、冷間圧延の途中において温度が１５０℃前後となっている間に微細な金属間化合物を析出させ、析出強化により上記アルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。

Ｓｉの含有量は、強度を向上させるため０．２０％以上である。Ｓｉが０．２０％以上含有されている場合には、ＭｇやＣｕとの微細な金属間化合物が十分多く析出するため、上記アルミニウム合金板の強度を向上させやすくなる。

Ｓｉの含有量が０．２０％未満の場合には、上述した金属間化合物の析出が不十分となるおそれがあり、アルミニウム合金板の強度が低下するおそれがある。また、この場合には、アルミニウム合金板の製造に用いる地金に純度の高いものを用いる必要が生じるため、コストアップを招くおそれがある。

また、Ｓｉの含有量は、多いほど焼き付き防止効果を得やすくなるが、０．４０％を超える場合には、オストワルド成長により粒径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ相が析出しやすくなる。これに伴い、ＳｉとＭｇやＣｕとの微細な金属間化合物の析出が不十分となるおそれがあり、アルミニウム合金板の強度が低下するおそれがある。また、この場合には、Ｍｎの固溶量も低下しやすくなるため、空焼き等の加熱による加工組織の回復が起こりやすくなり、製缶工程中に強度が低下するおそれがある。

また、Ｓｉの含有量が０．４０％を超える場合において、さらにＭｇの含有量が多い場合には、Ｍｇ_２Ｓｉ相の粗大な晶出物が形成されるおそれがある。この粗大な晶出物が形成されると、ＳｉとＭｇやＣｕとの微細な金属間化合物が析出しにくくなる。これにより、強度低下や耐食性の低下を招来するおそれがあるため、好ましくない。このように、Ｓｉの含有量は、上記アルミニウム合金板の強度、コスト、焼き付き防止効果や耐食性のいずれも満足させるため、０．２０〜０．４０％である。

＜導電率＞
また、上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、導電率が３７．０〜４０．０％ＩＡＣＳである。導電率はＭｎの固溶量の指標として利用される測定値であり、導電率が低いほどＭｎの固溶量が多くなることを示す。上記アルミニウム合金板は、２５℃の温度条件で測定して得られる導電率を上記特定の範囲に制御することにより、Ｍｎの固溶強化による強度向上効果を得やすく、かつ、α相化合物等の析出による焼き付き防止効果を得やすいものとなる。

導電率が４０．０％ＩＡＣＳを超える場合には、Ｍｎの固溶量が不十分となるため、アルミニウム合金板の強度が低下するおそれがある。一方、導電率が３７．０％ＩＡＣＳ未満の場合には、Ｍｎの固溶量が多くなるため、アルミニウム合金板の強度は向上するものの、α相化合物の析出が不十分となりやすく、焼き付き防止効果を得にくくなるおそれがある。

導電率は、例えば、熱間圧延の開始温度や、均質化処理の後、熱間圧延を開始するまでの冷却条件を調節することにより上記特定の範囲に制御することができる。

また、導電率が上記特定の範囲である場合には、さらにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物の密度及びサイズを制御することにより、より大きな強度向上効果を得ることができる。すなわち、上記アルミニウム合金板は、０．１〜２．０μｍのＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物が１００００個／ｍｍ^３以下含まれていることが好ましい。Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物は、冷間加工の際に転位を蓄積する作用を有する。そのため、上記アルミニウム合金板は、上記特定の密度及びサイズに制御されたＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物を含むことにより、加工硬化によって強度をより向上させやすくなる。

Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物のサイズが０．１μｍ未満の場合には、冷間圧延や冷間加工（プレス加工、ＤＩ加工等）の際に転位の蓄積が起こりにくくなるため、強度向上効果が得られにくくなる。一方、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物のサイズが２．０μｍより大きい場合には、製缶工程における加熱により加工組織の回復が起こりやすくなるため、強度向上効果が得られにくくなる。

また、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物の密度が１００００個／ｍｍ^３を超える場合には、均質化処理が十分でなく、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物が偏析している可能性がある。そのため、後述する耳率の制御や製缶工程における成形性の制御のために必要な異方性が得られにくくなる。また、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系析出物が偏析している場合には、化合物の相互関係により冷間加工における転位の蓄積はなされるものの、転位が蓄積された析出物が密に配置された領域と、疎に配置された領域とが混在することとなる。そのため、加熱による加工組織の回復が過大なものとなることが考えられ、強度向上効果が得られにくくなるおそれがある。

＜時効特性＞
また、上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、冷間圧延の最終パス直前における材料を１５０℃の温度で１０時間時効処理したときの引張強さσ _{Ｂ（１０）} 及び耐力σ _{０．２（１０）} と、１５０℃の温度で１時間時効処理したときの引張強さσ _Ｂ（１） 及び耐力σ _{０．２（１）} とが、
σ _{Ｂ（１０）} −σ _Ｂ（１） ≧５（ＭＰａ）、σ _{０．２（１０）} −σ _{０．２（１）} ≧１（ＭＰａ）となる特定の時効特性を有している。上記時効特性は、析出強化による強度向上効果の指標として用いられる値であり、主としてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の析出に起因する強度向上効果の指標である。Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物は、プレス加工における耳率の変化を伴わず、また、熱処理等の工程を追加することなく強度向上効果を得やすい性質を有する。そのため、当該析出物を利用することにより上記アルミニウム合金板の生産性を容易に向上させることができる。

冷間圧延の最終パス直前における材料を１５０℃の温度で１０時間時効処理したときの引張強さσ_{Ｂ（１０）}及び耐力σ_{０．２（１０）}と、１５０℃の温度で１時間時効処理したときの引張強さσ_Ｂ（１）及び耐力σ_{０．２（１）}とが、
σ_{Ｂ（１０）}−σ_Ｂ（１）≧５（ＭＰａ）、σ_{０．２（１０）}−σ_{０．２（１）}≧１（ＭＰａ）
の関係を満たす場合には、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物を含めた種々の析出物によって、上記アルミニウム合金板を用いて製造された缶ボディの強度をより向上させることができる。

また、上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、圧延方向における耐力が３００ＭＰａ以上である。そのため、上記アルミニウム合金板を用いて作製した缶ボディにおける缶底耐圧や座屈強度、缶胴突き刺し強度等の各種強度をより向上させることができる。その結果、上記アルミニウム合金板を用いることにより、得られる缶ボディをより薄肉化することが容易となる。

また、上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、加工硬化指数が０．０７以上である。加工硬化指数の値は、圧延方向における引張試験により得ることができる。加工硬化指数が０．０７以上の場合には、上記アルミニウム合金板を用いて缶ボディを製造する際のしわ（プレス加工時の口部しわ、ＤＩ加工時の口部しわ及び缶底部しわ）の発生をより低減することができる。

すなわち、この場合には、冷間加工における加工硬化が大きくなるため、材料強度の低い状態で冷間加工を開始することができる。冷間加工により発生するしわは、材料とダイス等の加工具との間に生じる力により材料が座屈することが原因となる場合が多く、材料強度が低いほど発生しにくくなる。そのため、加工硬化指数を０．０７以上とすることにより、強度の低い状態で冷間加工を行うことができ、しわの発生をより低減することができる。

また、ブランク径が５５ｍｍであり、かつ、絞り比を１．６７とした条件で絞り成形を行った成形カップの下記式（１）より算出される耳率Ｒが４％以下である。
Ｒ＝（Ｍ_４５−Ｖ_４５）／（（Ｍ_４５＋Ｖ_４５）／２）×１００ ・・・（１）

上記式（１）において、Ｍ_４５は下記式（２）より算出される値であり、Ｖ_４５は下記式（３）より算出される値である。

Ｍ_４５＝（Ａ＋Ｂ＋Ｃ＋Ｄ）／４ ・・・・（２）

上記式（２）において、Ａは４５°（圧延方向を０°としたときの角度、以下同様）耳高さであり、Ｂは１３５°耳高さであり、Ｃは２２５°耳高さであり、Ｄは３１５°耳高さである。

Ｖ_４５＝（Ｅ＋Ｆ＋Ｇ＋Ｈ）／４ ・・・（３）

上記式（３）において、Ｅは４５°方向と１３５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｆは１３５°方向と２２５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｇは２２５°方向と３１５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｈは３１５°方向と４５°方向との間の谷の最小高さである。

耳率Ｒが４％を超える場合には、アルミニウム合金板をプレス加工した後に形成される耳部の大きさが過度に大きくなる場合がある。耳部の大きさが過度に大きいと、搬送中のトラブルや、ＤＩ加工後のトリミング高さ不足、あるいはネッキング工程におけるフランジ部のばらつきに起因する巻き締め不良等、製缶工程における種々のトラブルの原因となることが考えられ、好ましくない。

耳率Ｒは、熱間圧延後の再結晶状態及び冷間圧延の総圧下率により制御することができる。熱間圧延後の再結晶が不十分な場合は、圧延集合組織が残存しやすくなる。この場合には、その後の冷間圧延により圧延集合組織がさらに成長するため、耳率Ｒが過大となりやすい。また、冷間圧延の総圧下率は、アルミニウム合金板の強度を向上させる観点からは高い方が好ましいが、総圧下率を過度に高くすると耳率Ｒが過大となるおそれがある。

次に、上記缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法について詳説する。まず、上記特定の化学成分を有するアルミニウム合金を鋳造し、スラブを作製する。スラブの鋳造方法としては、連続鋳造や半連続鋳造等の公知の方法を採用することができる。

次いで、上記スラブの両圧延面及び両側面を面削し、スラブ表層の不均質部を除去する。不均質部の厚みはアルミニウム合金の化学成分によって変化するが、通常は５ｍｍ程度である。不均質部がスラブ表面に残留する場合には、残留した不均質部が原因となって表面品質の低下や圧延時の耳割れが起こるおそれがあるため、好ましくない。

その後、上記スラブを６００〜６２０℃で１〜２４時間加熱する均質化処理を行う。均質化処理を行うことにより、スラブの鋳造時に晶出あるいは偏析したＭｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ等の添加元素を固溶させる。また、均質化処理により、Ａｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）晶出物をα相化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物）へ変態させることができる。α相化合物は、Ａｌ_６（Ｍｎ，Ｆｅ）晶出物に比べてより優れた焼き付き防止効果を有する。そのため、上記特定の範囲の温度で均質化処理を行うことにより、焼き付き防止効果をより向上させることができる。添加元素を固溶させ、α相化合物を生成させるためには、均質化処理を高温かつ長時間行うことが好ましい。

均質化処理の温度が６００℃未満の場合には、スラブの中心部まで均質化を行うために処理時間が長くなり、生産性が低下しやすくなる。一方、均質化処理の温度が６２０℃を超える場合には、スラブの一部に共晶融解が生じるおそれがあり、スラブ表面の品質が低下するおそれがある。また、均質化処理の処理時間が１時間未満の場合には、均質化が十分になされず、得られるアルミニウム合金板の強度低下や焼き付き防止効果の低下等を招来するおそれがある。均質化処理の処理時間は、通常１０時間以下で均質化が十分なされた状態となり、２４時間を越えて行ってもそれに見合った効果を得ることが難しい。

均質化処理の後、上記スラブを４０℃／時間以上の冷却速度で５００〜５５０℃まで冷却した後に熱間粗圧延を行う。熱間粗圧延の開始温度が５００℃未満の場合には、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の析出が促進されるため、Ｍｎの固溶量が減少し、得られるアルミニウム合金板の強度が低下するおそれがある。一方、熱間粗圧延の開始温度が５５０℃を超える場合には、Ｍｇの酸化が促進されるため、表面品質の低下を招来するおそれがある。また、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の析出は、均質化処理後の高温状態が長時間継続されることによっても起こる。そのため、冷却速度を４０℃／時間以上とすることが好ましく、均質化処理後にできるだけ早く冷却を開始することがより好ましい。なお、冷却速度を４０℃／時間以上とするためには、水冷やシャワー冷却等の冷却手段を採用することができる。

熱間粗圧延の後、出側温度が３３０〜３６０℃となるように熱間仕上圧延を行って熱延板を作製する。熱間仕上圧延の出側温度が３３０℃未満の場合には、再結晶が不十分となるおそれがある。これにより、得られるアルミニウム合金板をプレス加工した際に４５°耳が大きくなりすぎたり、耳がちぎれたりするおそれがあり、搬送トラブルの原因となるおそれがある。また、この場合には、ＤＩ加工後のトリミング工程において耳欠け等が発生するおそれがあり、生産性の低下を招来するおそれがある。一方、出側温度が３６０℃を超える場合には、熱延中の素材の一部が圧延ロールに凝着するおそれがある。そのため、熱延板の表面品質の低下や、外観異常が起こるおそれがある。

なお、熱間仕上圧延は、例えば、３スタンド以上のタンデム式熱間圧延機を用いて行うことができる。この場合には、熱間仕上圧延における圧下率を８８〜９４％とすることが好ましい。該圧下率が８８％未満の場合には、熱間仕上圧延中に蓄積されるひずみ量が少なく、圧延終了後の再結晶が不十分となるおそれがある。一方、上記圧下率が９４％を超える場合には、熱延中の素材の一部が圧延ロールに凝着するおそれがあり、熱延板の表面品質の低下や外観異常が起こるおそれがある。

次いで、熱延板を４０℃／時間以下の冷却速度で１５０℃まで冷却する処理または熱延板を３００℃以上の温度で１時間以上保持する処理のいずれか一方を行う。これらの処理は、いずれも、熱延板を再結晶させる作用を有している。つまり、熱延板を４０℃／時間以下の冷却速度で１５０℃まで冷却する処理または熱延板を３００℃以上の温度で１時間以上保持する処理のいずれの処理を選択しても、熱延板を十分に再結晶させることができ、耳率Ｒが上記特定の範囲に入るよう制御しやすくなる。上述のいずれの処理も行われない場合には、熱延板の再結晶が不十分となり、耳率Ｒの制御が困難となるおそれがある。

上述のいずれかの処理を行った後、冷間圧延時の温度制御を的確に行うために得られた熱延板を温度が８０℃以下となるまで冷却する。この時の冷却速度は特に制限されるものではないが、過度に冷却が遅くなると、次の工程までの時間を要するため生産性の悪化を招来するおそれがある。従ってファン冷却などの強制的な冷却手段を用いて冷却することが望ましい。

その後、温度を８０℃以下とした上記熱延板を冷間圧延して温度が１４０℃以上の中間冷延板を作製する。これにより、上記中間冷延板は、冷間圧延中に析出するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物を含むものとなる。Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物は、冷間加工による加工ひずみが付与され、かつ、温度が９０℃以上である状態で析出し始める化合物であり、析出強化により得られるアルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。さらに、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物は、その後の冷間加工によって付与される加工ひずみを蓄積する性質を有するため、得られるアルミニウム合金板の強度をより向上させることができる。

Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物を上記中間冷延板中に十分に析出させるためには、中間冷延板の温度が１４０℃以上となるように冷間圧延の途中パスを設定することが好ましい。中間冷延板の温度が１４０℃以上であれば、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物を析出させることができる。中間冷延板の温度が１７０℃を超える場合には、強度低下につながる加工組織の回復が起こるおそれがある。

次いで、得られた中間冷延板を１２０℃以上の温度で２時間以上保持することにより、中間冷延板中にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物を十分に時効析出させることができる。上記中間冷延板を１２０℃以上に保持する時間が１０時間を超える場合には、過時効となり、得られるアルミニウム合金板の強度が低下するおそれがあるほか、生産性の低下を招くため、好ましくない。

その後、得られた中間冷延板に対して、冷間圧延の最終パスを圧下率４８〜５６％となるように行う。これにより、冷間圧延の総圧下率が８７〜９０％であり、かつ、温度が１５０℃以上である冷延板を得る。該冷延板の温度を１５０℃以上とすることにより、得られるアルミニウム合金板の加工ひずみを適度に回復させ、その後のプレス加工やＤＩ加工等における成形性を向上させることができる。得られる冷延板の温度に上限はないが、少なくとも１９０℃までは製品特性上の問題は生じず、成形性がより向上する。

また、冷間圧延における上記冷延板の総圧下率を上記特定の範囲とすることにより、加工硬化を十分大きくすることができ、上記アルミニウム合金板の強度を向上させることができる。総圧下率が８７％未満の場合には、加工硬化が不十分となり、得られるアルミニウム合金板の強度が低下するおそれがある。一方、総圧下率が９０％を超える場合には、耳率Ｒが増加するおそれがあるため、好ましくない。

上記冷延板は、上記中間冷延板の温度及び冷間圧延の最終パスにおける圧下率により最終パス後の温度を制御することができる。すなわち、圧下率が４８％未満の場合には、加工発熱が小さくなるため、冷延板の温度が１５０℃未満となるおそれがある。一方、圧下率が５６％を超える場合には、圧延後の圧延面のひずみが過度に大きくなり、板切れの発生や、塗油ムラの発生、あるいは製缶工程におけるカップ成形時の通板で引っ掛かるなどの問題の原因となるおそれがある。

このように、冷間圧延の最終パスにおける圧下率は、上記冷延板の温度の制御と、圧延面ひずみの低減との双方を満足させるため、４８〜５６％であり、５０〜５４％がより好ましい。

その後、上記冷延板を冷却速度１５〜３０℃／時間で８０℃まで冷却することにより、上記缶ボディ用アルミニウム合金板を得ることができる。上記冷延板の冷却を上述の条件にて行うことにより、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物を時効析出させ、上記アルミニウム合金板の加工硬化をより大きくすることができる。また、この場合には、加工組織の回復が起こるため、その後の製缶工程における成形性をより向上させることができる。冷却速度が１５℃／時間未満の場合には、加工組織の回復が過剰となりやすく、また、過時効となるため得られるアルミニウム合金板の強度が低下するおそれがある。一方、冷却速度が３０℃／時間を超える場合には、加工組織の回復が不十分となりやすく、成形性が低下するおそれがある。

以上の方法により製造された上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、引張矯正を行わずに製缶工程へ供給されることが好ましい。上記缶ボディ用アルミニウム合金板は、上述したように、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物等の作用により、冷間加工の際に起こる加工硬化が大きなものとなる。そのため、製缶工程に供給される前に引張矯正を行うことにより、プレス加工やＤＩ加工に供給する素材の強度が意図せず高くなるおそれがあり、これらの工程においてしわが発生しやすくなるおそれがある。

（実施例１）
上記缶ボディ用アルミニウム合金板の実施例について、以下説明する。

＜スラブ作製＞
まず、ＤＣ鋳造により表１に示す化学成分を含有するアルミニウム合金（合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９）を用いてスラブを作製した。次いで、該スラブの両圧延面を１０ｍｍ面削し、両側面を５ｍｍ面削した。その後、上記スラブを６０５℃で２時間加熱して均質化処理を行った。均質化処理の後、上記スラブを４５℃／時間の冷却速度で５１５℃まで冷却し、この温度を２時間保持してスラブ全体の温度を均一化させた。

＜熱間圧延＞
次いで、スラブの温度が５１５℃である状態からリバース式の圧延機を用いて上記スラブの熱間粗圧延を開始し、複数回の圧延パスにより板厚を３０ｍｍとした状態で熱間粗圧延を完了した。熱間粗圧延完了時の上記スラブの温度は４６５℃であった。熱間粗圧延の後、４タンデムの熱間仕上圧延機を用いて、圧下率を９２％として熱間仕上圧延を行った、これにより、板厚２．４ｍｍの熱延板を作製した。熱延板の出側温度は３４０℃であった。

＜冷間圧延＞
上述のようにして得られた熱延板を２５℃／時間の冷却速度で１５０℃まで冷却した後、さらにファン冷却により５５℃まで冷却した。その後、シングル圧延機を用いた２パスの冷間圧延を行って中間冷延板を得た。得られた中間冷延板の板厚は０．５８ｍｍであり、温度は１５５℃であった。

次いで、上記中間冷延板を、温度が１２０℃以上の状態に１４０分間保持した。その後、シングル圧延機を用いて、上記中間冷延板の温度が１１８℃の状態から、圧下率５３．４％として冷間圧延の最終パスを行い、冷延板を得た。得られた冷延板は、板厚が０．２７ｍｍであり、温度が１６５℃であった。また、冷間圧延における総圧下率は８８．８％であった。

＜仕上げ＞
その後、上記冷延板を２２℃／時間の冷却速度で８０℃まで冷却し、引張矯正を行うことなく圧延油の洗浄及びリオイル油の塗布を行い、表２及び表３に示すアルミニウム合金板（試験材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９）を得た。なお、リオイル油の塗布は静電塗布により行い、その塗布量は１００ｍｇ／ｍ^２であった。

上述のようにして得られた各試験材について、導電率測定及び時効特性の評価を行った結果を表２に示す。なお、時効特性の評価には、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して測定した圧延方向の引張強さ及び耐力の値を用いた。具体的には、冷間圧延の最終パス直前における材料（中間冷延板）を採取し、これを１５０℃の温度で１０時間時効処理したときの引張強さσ_{Ｂ（１０）}及び耐力σ_{０．２（１０）}を測定した。同様に、冷間圧延の最終パス直前における材料を採取し、これを１５０℃の温度で１時間時効処理したときの引張強さσ_Ｂ（１）及び耐力σ_{０．２（１）}を測定した。そして、σ_{Ｂ（１０）}とσ_Ｂ（１）との差及びσ_{０．２（１０）}とσ_{０．２（１）}との差を算出した。また、導電率測定は、導電率測定器（フェルスター社製「シグマテスト２．０６９」）を用いて行い、測定時の試験材の温度は２５℃とした。

表３に、以下の方法により評価した各試験材の機械的特性及び耳率Ｒを示した。

＜機械的特性＞
ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して圧延方向の引張試験を行い、各試験材の引張強さσ_Ｂ及び耐力σ_０．２を測定した。耐力σ_０．２の値は３００ＭＰａ以上であることが好ましい。耐力σ_０．２が３００ＭＰａ未満となる試験材については、表３において下線を付して示した。

また、この引張試験結果から加工硬化指数（ｎ値）を算出した。ｎ値は０．０７以上であることが好ましい。ｎ値が０．０７未満となる試料については、表３において下線を付して示した。

＜耳率Ｒ＞
各試験材から５５ｍｍ径のブランクを採取し、絞り比を１．６７とした条件で絞り成形を行ってカップ状に成形した。このカップの耳率Ｒを上記式（１）〜式（３）を用いて算出した。耳率Ｒは４％以下であることが好ましい。耳率Ｒが４％を超える試験材については、表３において下線を付して示した。

次に、各試験材からＤＩ缶を成形し、２０５℃で１０分の空焼きを施して缶状の試験体を作製した。この試験体を用いて、以下の方法により缶底耐圧、ＤＩ成形性、フランジ成形性の評価を行った結果を表３に示した。

＜缶底耐圧＞
上記試験体（ＤＩ缶）の缶底形状を缶底接地径が４８ｍｍ、ドーム深さが９．８ｍｍとし、このときの缶底耐圧を測定した。缶底耐圧は６００ｋＰａ以上であることが好ましい。缶底耐圧が６００ｋＰａ未満となる試験材については、表３において下線を付して示した。

＜ＤＩ成形性＞
上記試験体を壁厚０．１０５ｍｍ狙いで１００缶ずつ製缶し、その時の製缶成功率と外観の目視観察により評価した。なお、表３中、◎は全缶（１００缶）成形が成功して外観不良のないことを示す記号であり、○は全缶（１００缶）成形が成功したが外観不良が生じたことを示す記号であり、△は１〜５缶破断したことを示す記号であり、×は６缶以上破断し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ないこと（◎にて表示）が好ましい。外観不良が生じたり（○にて表示）、破断が起こった（△及び×にて表示）試験材については、表３において下線を付して示した。

＜フランジ成形性＞
上記試験体を１００缶ずつ成形した後、耳部のトリミングを行い、２０４径までスムースダイネック成形を行った。その後、開口端部にフランジ厚が１５７μｍ、フランジ幅が２．４ｍｍとなるフランジを形成し、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３中、○は全缶（１００缶）成功してフランジ割れのないものを示し、×は１缶以上フランジ割れが発生したものを示す。フランジ成形性は、全缶成形が成功してフランジ割れのないこと（○にて表示）が好ましい。フランジ割れが発生した（×にて表示）試験材については、表３において下線を付して示した。

次に、図１に示すＤＩ加工途中の再絞りカップ１（ドーム成形無し）を各試験材から５缶ずつ作製した。この再絞りカップ１を用いて、以下の方法によりボトムしわ高さの評価を行った結果を表３に示した。

＜ボトムしわ高さ＞
図１に示すように、真円度計２（株式会社ミツトヨ製、型式ＥＣ−１０１０Ａ）を用いて個々の再絞りカップ１におけるチャイム部１１のしわ１２を測定し、しわ高さ測定チャートを得た。しわ高さ測定チャートの一例を図２に示す。このチャートは、点Ｏを中心とした円座標であり、周方向に角度を、径方向にしわ１２の凹凸をとったものである。得られたチャートにおいて、隣り合う山部３と谷部４について、（点Ｏから山部３の頂点までの距離３１の値−点Ｏから谷部４の頂点までの距離４１の値）により算出される値をしわ高さＨとした。このしわ高さＨをチャイム部１１の全周における各々の山部３について算出し、そのうち最大の値を最大しわ高さＨ_ｍａｘとした。そして、同一の試験材から作製した５缶のそれぞれについて求めた最大しわ高さＨ_ｍａｘの平均値を算出し、この値をボトムしわ高さＨ_ｂとして表３に示した。ボトムしわ高さＨ_ｂは、２００μｍ以下であることが好ましい。ボトムしわ高さＨ_ｂが２００μｍを超える試験体については、表３において下線を付して示した。

表１より知られるように、試験材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３は、上記特定の化学成分を有する合金（合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３）から形成されている。また、表２より知られるように試験材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３は上記特定の範囲の導電率を示し、かつ、上記特定の時効特性を備えている。そのため、試験材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３は、表３より知られるように、機械的特性や成形性に優れるとともに、当該試料を用いて作製した試験体の製品特性が優れたものとなる。一方、試験材Ｎｏ．４〜Ｎｏ．９は、表１に示すように、化学成分のうち少なくとも１つの添加元素が上記特定の範囲外となっているため、表３に示すように機械的特性等において劣る点があった。

（実施例２）
本例は、実施例１における合金Ｎｏ．１を用いてスラブを作製した後、製造条件を種々変更して上記缶ボディ用アルミニウム合金板を作製した例である。すなわち、本例においては、実施例１の製造条件に替えて表４に示す種々の製造条件（製造条件Ａ〜Ｍ）を用いてスラブ作製、熱間圧延、冷間圧延及び仕上げの各工程を順次行い、表５及び表６に示すアルミニウム合金板（試験材Ｎｏ．１１〜２３）を作製した。

実施例１と同様の方法により、各試験材の導電率測定及び時効特性の評価を行った結果を表５に示す。

実施例１と同様の方法により、各試験材の機械的特性等を評価した結果を表６に示す。

試験材Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１３において採用した製造条件（製造条件Ａ〜Ｃ）は、上記特定の範囲に含まれている。また、表５より知られるように試験材Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１３は上記特定の範囲の導電率を示し、かつ、上記特定の時効特性を備えている。そのため、試験材Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１３は、表６より知られるように、機械的特性や成形性に優れるとともに、当該試験材を用いて作製した試験体の製品特性が優れたものとなる。

また、本例の製造方法によれば、スラブに均質化処理を行った後、追加の熱処理工程を行うことなく上記缶ボディ用アルミニウム合金板を製造することができる。そのため、上記缶ボディ用アルミニウム合金板をより容易に製造できるとともに、製造コストをより低減する効果も期待することができる。

試験材Ｎｏ．１４は、上記特定の範囲に含まれる製造条件を用いて作製したものであるが、引張矯正を行ったため、加工硬化が起こり、成形性に劣るものとなった。これは、引張矯正における矯正力が大きすぎたためと考えられ、矯正力を調節することにより成形性の改善が可能と推測される。

試験材Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．２３は、表４に示すように、製造条件の各項目のうち少なくとも１つの項目が上記特定の範囲外となっているため、表６に示すように機械的特性等において劣る点があった。

（実施例３）
本例は、実施例２における熱間仕上圧延の後、得られた熱延板に熱処理を行って作成したアルミニウム合金板の例である。本例における製造方法を以下に説明する。

＜スラブ作製＞
まず、実施例１における合金Ｎｏ．１を用いてＤＣ鋳造によりスラブを作製した。次いで、該スラブの両圧延面を１０ｍｍ面削し、両側面を５ｍｍ面削した。その後、上記スラブを６０５℃で２時間加熱して均質化処理を行った。均質化処理の後、上記スラブを４５℃／時間の冷却速度で５３０℃まで冷却し、この温度を２時間保持してスラブ全体の温度を均一化させた。

＜熱間圧延＞
次いで、スラブの温度が５３０℃である状態からリバース式の圧延機を用いて上記スラブの熱間粗圧延を開始し、複数回の圧延パスにより板厚を３０ｍｍとした状態で熱間粗圧延を完了した。熱間粗圧延完了時の上記スラブの温度は４６５℃であった。熱間粗圧延の後、４タンデムの熱間仕上圧延機を用いて、圧下率を９１．３％として熱間仕上圧延を行った。これにより、板厚２．６ｍｍの熱延板を作製した。熱延板の出側温度は３３５℃であった。

＜冷間圧延前の熱処理＞
上述のようにして得られた熱延板に対し、３３０℃の温度で２時間保持する熱処理を行った後、ファン冷却により７５℃まで冷却した。その後、シングル圧延機を用いた２パスの冷間圧延を行って中間冷延板を得た。得られた中間冷延板の板厚は０．５８ｍｍであり、温度は１６０℃であった。

次いで、上記中間冷延板を、温度が１２０℃以上の状態に４．８時間保持した。その後、シングル圧延機を用いて、圧下率５３．４％として冷間圧延の最終パスを行い、冷延板を得た。得られた冷延板は、板厚が０．２７ｍｍであり、温度が１７２℃であった。また、冷間圧延における総圧下率は８９．６％であった。

＜仕上げ＞
その後、上記冷延板を２４℃／時間の冷却速度で８０℃まで冷却し、引張矯正を行うことなく圧延油の洗浄及びリオイル油の塗布を行い、表７及び表８に示すアルミニウム合金板（試験材Ｎｏ．２４）を得た。なお、リオイル油の塗布は静電塗布により行い、その塗布量は１００ｍｇ／ｍ^２であった。

実施例１と同様の方法により、試験材Ｎｏ．２４の導電率測定及び時効特性の評価を行った結果を表７に示す。

実施例１と同様の方法により、試験材Ｎｏ．２４の機械的特性等を評価した結果を表８に示す。

表７及び表８より知られるように、熱間圧延後の熱延板に対して３００℃以上で１時間以上保持する熱処理を行うことにより、熱延板を４０℃／時間以下の冷却速度で１５０℃まで冷却する場合と同様に、機械的特性や成形性に優れた試験材を得ることができる。また、当該試験材を用いて作製した試験体の製品特性が優れたものとなる。

なお、本例において示した３００℃以上かつ１時間以上の熱処理は、熱間圧延後から冷間圧延前のいずれの時点で行ってもよい。すなわち、例えば４０℃／時間超えの冷却速度で熱延板が冷却された後に、熱延板を再度加熱して上記熱処理を行ってもよく、熱延板の作製直後に上記熱処理を行ってもよい。

Claims (2)

1. ＤＩ成形性及びフランジ成形性に優れた缶ボディ用アルミニウム合金板であって、
   Ｍｇ：１．０〜１．５％（質量％、以下同様）、Ｍｎ：０．８〜１．２％、Ｃｕ：０．２０〜０．３０％、Ｆｅ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．２０〜０．４０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を有し、
   導電率が３７．０〜４０．０％ＩＡＣＳであり、
   圧延方向における耐力が３００ＭＰａ以上であり、
   加工硬化指数が０．０７以上であり、
   ブランク径が５５ｍｍであり、かつ、絞り比を１．６７とした条件で絞り成形を行った成形カップの下記式（１）より算出される耳率Ｒが４％以下であることを特徴とする缶ボディ用アルミニウム合金板。
   Ｒ＝（Ｍ _４５ −Ｖ _４５ ）／（（Ｍ _４５ ＋Ｖ _４５ ）／２）×１００ ・・・（１）
   （上記式（１）において、Ｍ _４５ は下記式（２）より算出される値であり、Ｖ _４５ は下記式（３）より算出される値である。
   Ｍ _４５ ＝（Ａ＋Ｂ＋Ｃ＋Ｄ）／４ ・・・・（２）
   上記式（２）において、Ａは４５°（圧延方向を０°としたときの角度、以下同様）耳高さであり、Ｂは１３５°耳高さであり、Ｃは２２５°耳高さであり、Ｄは３１５°耳高さである。
   Ｖ _４５ ＝（Ｅ＋Ｆ＋Ｇ＋Ｈ）／４ ・・・（３）
   上記式（３）において、Ｅは４５°方向と１３５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｆは１３５°方向と２２５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｇは２２５°方向と３１５°方向との間の谷の最小高さであり、Ｈは３１５°方向と４５°方向との間の谷の最小高さである。）
2. 請求項１に記載の缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法であって、
   Ｍｇ：１．０〜１．５％（質量％、以下同様）、Ｍｎ：０．８〜１．２％、Ｃｕ：０．２０〜０．３０％、Ｆｅ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．２０〜０．４０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を有するスラブを作製し、
   該スラブの両圧延面及び両側面を面削し、
   その後、上記スラブを６００〜６２０℃で１〜２４時間加熱する均質化処理を行い、
   上記均質化処理後の上記スラブを４０℃／時間以上の冷却速度で５００〜５５０℃まで冷却した後に熱間粗圧延を行い、
   次いで、出側温度が３３０〜３６０℃となるように熱間仕上圧延を行って熱延板とし、
   該熱延板を４０℃／時間以下の冷却速度で１５０℃まで冷却する処理または上記熱延板を３００℃以上の温度で１時間以上保持する処理のいずれか一方を行い、
   その後、温度を８０℃以下とした上記熱延板を冷間圧延して温度が１４０℃以上の中間冷延板とし、
   次いで、該中間冷延板を１２０℃以上の温度で２時間以上保持し、
   その後、冷間圧延の最終パスを圧下率４８〜５６％となるように行い、冷間圧延の総圧下率が８７〜９０％であり、かつ、温度が１５０℃以上である冷延板とし、
   該冷延板を冷却速度１５〜３０℃／時間で８０℃まで冷却することを特徴とする缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法。

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