JPH09268355A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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、且つ耳率の低いキャンボディ用アルミ
ニウム合金板を製造する。 【解決手段】 Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.8〜1.4wt%、
Feを 0.2〜0.6wt%、Siを0.1〜0.5wt%、Cuを 0.1〜0.3wt
%含有し、さらに Ti0.005〜0.05wt% を単独で或いは B
0.0001〜0.01wt% 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、均質化処理、
熱間粗圧延、熱間仕上圧延、焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍
の諸工程をそれぞれ所定の条件で施す。 【効果】 熱間仕上圧延後の熱延板は、立方体方位がよ
り優先的に生じた集合組織となり、これを冷間圧延して
得られるアルミニウム合金板は耳率の低いものとなる。

Description

【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。 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。 フランジ成形後の缶の寸法精度が低下する。 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】

【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.8〜1.4wt%、Feを 0.2〜0.6w
t%、Siを 0.1〜0.5wt%、Cuを 0.1〜0.3wt%含有し、さら
にTi 0.005〜0.05wt%を単独で或いはB 0.0001〜0.01wt%
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、下記 (a)〜(d) の諸工程を順
に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。 (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〜の条件を満足する熱間仕上圧延工程。 (d)圧延率60〜90% の冷間圧延工程。

【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。 箱型焼鈍炉を用いて 300〜450 ℃で30分以上保持する
焼鈍方法。 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、 6
30℃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、スタンド数が３以上のタンデム式の熱
間圧延機を用い、各スタンドでの圧下率を30% 以上と
し、歪速度の対数和を８以上とし、各スタンド間の
パス時間を５秒以内とし、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、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〜
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、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 1
00℃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３記載の発明は、請求項１または２
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（Y
S）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】

【００２４】

【表２】

【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.9,10,15,1
6 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】

【００２９】

【表４】

【００３０】

【表５】

【００３１】

【表６】

【００３２】

【表７】

【００３３】

【表８】

【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、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エッジ割れを生じ、しか
もF1、F2、F3スタンドの圧下率が低いため、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
き等）が悪化した。No.45,57 は熱間粗圧延終了から熱
間仕上圧延開始までの時間が長すぎたために、テーブル
上で歪が回復してしまい、耳率が基準値を上回った。N
o.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、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.48,60は熱間仕上圧延での終了温度低く、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、熱延板が冷え過ぎてエッジ割れが生じ、しかも仕
上げ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。No.65 は熱間仕上げ圧延各スタンド入側
で板冷却装置を使用しなかったために、仕上げ圧延の終
了温度がかなり高くなり、表面性状（肌荒れ、焼付き
等）が悪化した。No.66 は板冷却装置のクーラント油の
流量が少なかったために各パス間において歪が回復して
しまい耳率が基準値を上回った。

【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。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Mgを 0.8〜1.4wt%、Mnを 0.8〜1.4wt%、
   Feを 0.2〜0.6wt%、Siを 0.1〜0.5wt%、Cuを 0.1〜0.3w
   t%含有し、さらにTi 0.005〜0.05wt% を単独で或いはB
   0.0001〜0.01wt% 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、下記 (a)〜
   (d) の諸工程を順に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。 (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〜の条件を満足する熱間仕上圧延工程。 (d)圧延率60〜90％の冷間圧延工程。
2. 【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、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。 (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
   鈍工程を入れる。 箱型焼鈍炉を用いて 300〜450 ℃で30分以上保持する
   焼鈍方法。 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。
3. 【請求項３】 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。