JPS6237705B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は成形加工用アルミニウム合金板条及び
その製造方法に関し、さらに詳しくは、特に成形
性に優れたキヤン用焼付硬化型アルミニウム合金
硬質板条及びその製造方法に関するものである。 一般に、アルミニウム合金のキヤン用材料とし
ては、キヤンボデイ用、キヤンエンド用、キヤン
タブ用があり、特にキヤンボデイ用アルミニウム
合金材料の要求される特性は、(1)絞り、再絞り性
に優れていること。(2)しごき加工性に優れている
こと。(3)耐スコーリング性に優れていること。(4)
ドーミング加工性に優れていること。(5)外観が美
しいこと。(6)ネツキング性に優れていること。(7)
フランジング性に優れていこと。(8)深絞り耳が低
いこと。(9)耐圧性に優れていること。(10)座屈強度
に優れていること。(11)耐蝕性に優れていること等
である。 しかして、アルミニウム合金のキヤンボデイ用
材料においては、薄肉化による缶の軽量化をさら
に有効とするためには、缶壁の肉厚を座屈強度等
の缶強度において問題のない範囲で、できるだけ
薄くすることが必要である。そしてそのために
は、(1)しごき性の向上が必要であり、さらに、肉
厚の減少は伸びフランジ性を低下させるので、(2)
フランジング特性の向上が必要であり、また、キ
ヤンエンド用としては薄肉化の効果を上げるため
に、(3)リベツト成形性の向上が必要であり、ま
た、タブ用としてエンド用と同様の効果を上げる
ためには、(4)曲げ性の向上が必要である。 そして、上記の各項目のうちでも特に、フラン
ジング特性の向上とリベツト成形性の向上が必要
であり、この２つの特性は何れも微小範囲の伸
び、即ち、局部伸びが要求される。 本発明者は、以上説明したことから缶製造用の
アルミニウム合金について調査研究を行ない、素
材となるアルミニウム合金において応力集中を避
けるために通常のキヤン素材に含まれる金属間化
合物を制限することが必要であることを知見した
のである。しかしながら、キヤン素材のキヤンボ
デイのしごき加工においては上記金属間化合物は
加工中のダイスヘアルミニウム合金が焼付く（ビ
ルドアツプ）のを防止する優れた効果があり、ま
た、適正なサイズの金属間化合物は再結晶時の核
となるので、結晶粒を例えば25μ以下とするのに
有効であるという点から金属間化合物は一定量以
上が均一に分散していることが望ましいことをも
見出したのである。 本発明は、上記に説明したようなアルミニウム
合金がキヤン用素材として優れていること、及
び、本発明者の数々の知見に基いてなされたもの
であり、即ち、キヤンボデイ用ばかりでなくキヤ
ンエンド用、キヤンタブ用のアルミニウム合金に
おいて特にしごき加工性、フランジング性、リベ
ツト性をより向上させて缶の軽量化をさらに可能
とすることができる成形加工用アルミニウム合金
板条及びその製造方法を提供するものである。 本発明に係る成形加工用アルミニウム合金板条
及びその製造方法は、 (1) Zn0.05〜1wt％、Fe0.25〜0.7wt％、Cu0.05
〜0.5wt％、Mg0.5〜2.5wt％、Mn0.5〜2.0wt％ を含み、かつ、 Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×
0.27）≦3.0であり、残部実質的にAlよりなるア
ルミニウム合金であつて、圧延板表面からみた
金属間化合物の面積占有率が0.5〜５％であ
り、かつ、各金属間化合物の大きさが45μ以下
であり、さらに、圧延板表面からみた結晶粒の
平均幅が25μ以下であることを特徴とする焼付
塗装硬化型キヤン用アルミニウム合金板条を第
１の発明とし、 (2) Zn0.05〜1wt％、Fe0.25〜0.7wt％、Cu0.05
〜0.5wt％、Mg0.5〜2.5wt％、Mn0.5〜2.0wt％ を含み、かつ、 Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×
0.27）≦2.7であり、残部実質的にAlよりなるア
ルミニウム合金を溶解後、100mm以上の厚さに
鋳造し、その鋳塊を530℃以上で均熱処理を施
し、熱間圧延後冷間圧延を行ない、又は、行な
わず、400〜600℃の温度に100℃／分以上の加
熱速度で加熱し、加熱後直ちに、又は、10分以
内保持した後、100℃／時間以上の冷却速度で
150℃以下に冷却し、平均結晶粒径を25μ以下
とすると共に焼付硬化に寄与する成分を固溶状
態に保ち、10％以上の冷間圧延を行ない、熱間
圧延、冷間圧延の合計圧延率を99％以上とし、
圧延板表面からみた金属間化合物の面積占有率
が0.5〜５％であり、かつ、各金属間化合物の
大きさが45μ以下とすることを特徴とする焼付
塗装硬化型キヤン用アルミニウム合金板条の製
造方法を第２の発明とし、 (3) Zn0.05〜1wt％、Fe0.25〜0.7wt％、Cu0.05
〜0.5wt％、Mg0.5〜2.5wt％、Mn0.5〜2.0wt％ を含み、かつ、 Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×
0.27）＝2.0〜3.0であり、残部実質的にAlより
なるアルミニウム合金を溶解後、50mm以下の厚
さに急冷連続鋳造を行ない、この鋳塊に熱間圧
延を行ない、又は、行なわず、このAl合金板
条鋳塊を300℃以上の温度で熱処理を行ない、
又は、行なわず、その後冷間圧延を行ない、又
は、行なわず、次に、400〜600℃の温度に100
℃／分以上の加熱速度で加熱し、加熱後直ち
に、又は、10分以内保持後、100℃／時間以上
の冷却速度で150℃以下に冷却し、平均結晶粒
径を25μ以下とすると共に焼付硬化に寄与する
成分を固溶状態に保ち、さらに、10％以上の冷
間圧延を行ない、熱間圧延、冷間圧延の合計圧
延率を90％以上とし、圧延板表面からみた金属
間化合物の面積占有率が0.5〜５％であり、か
つ、各金属間化合物の大きさが45μ以下とする
ことを特徴とする焼付塗装硬化型キヤン用アル
ミニウム合金板条の製造方法を第３の発明とす
る３つの発明よりなるものである。 本発明に係る成形加工用アルミニウム合金板条
及びその製造方法について詳細に説明する。 先ず、本発明に係る成形加工用アルミニウム合
金板条の含有成分と成分割合を説明する。 Znは絞り及びしごき加工後のフランジング性
及び絞り、張出し後のリベツト成形性を向上さ
せ、そして、このZnの含有は圧延板表面からみ
た（MnFe）Al₆の金属間化合物の晶出物を小さ
くし、さらに、絞ゆ、張出し、しごき加工等の塑
性加工を受けた後の転位組織を改善する効果があ
るのでフランジング性、リベツト性をさらに向上
させる元素であり、Zn含有量が0.05wt％未満で
はこのような効果はなく、また、1wt％を越えて
含有されると成形性については効果を示すけれど
も、耐蝕性の低下が大きくなり、実際には塗装等
により耐蝕性を確保し、特に、キヤンボデイは成
形後の塗装であり問題は少ないが、キヤンエンド
の場合は塗装後の成形であるので材料の耐蝕性が
良好なことが望まれるのである。よつて、Zn含
有量は0.05〜1wt％とする。 FeはMnと共に（Fe・Mn）Al₆の金属間化合物
を成形し、しごき加工性のダイスへの焼付を防止
するために必要な元素であり、含有量が0.25wt％
未満ではこの効果は少なく、また、0.7wt％を越
えて含有されると巨大化合物を成形し易くなる。
よつて、Fe含有量は0.25〜0.7wt％とする。 CuはMgと同時に含有させる必要があり、Mg
と共に溶体化により固溶してベーキング時に微細
なAl―Cu―Mg系析出物を生成して硬化させ、か
つ、強度を向上させる元素であり、含有量が
0.05wt％未満では上記の効果を期待できず、ま
た、0.5wt％を越えて含有されると上記した効果
は満足させるが、キヤンボデイ用材料として耐蝕
性が非常に劣化する。よつて、Cu含有量は0.05
〜0.5wt％とする。 MgはCuと共に同時に含有させる必要があり、
Cuと共に溶体化により固溶した後析出硬化し、
かつ、キヤンボデイ用材料として必要な強度を付
与するものであり、Cu程耐蝕性を劣化させない
ので多目に含有させることができ、含有量が
0.5wt％未満ではこの効果は少なく、高強度化に
よる薄肉軽量化には0.5wt％以上を含有させ、ま
た、Mg含有量が多くなると強度は向上するが、
しごき加工、張出し等の成形性が低下し、スコー
リングが発生し易くなるが、後述するMn含有に
よる析出物の耐スコーリング性を向上させる効果
と相俟つてMg含有量を多くしてもキヤンボデイ
として優れた性質を発揮するが、含有量が2.5wt
％を越えると、しごき性、張出し性等の成形性を
低下させ、また、スコーリングの発生が著しくな
る。よつて、Mg含有量は0.5〜2.5wt％とする。 MnはCu、Mgとは異なり析出硬化には寄与し
ないが、Mgと共に強度を付与する重要な元素で
あり、また、MnはAlとMnAl₆として晶出するの
でスコーリングを防止し、MnはMgと同時に含有
されると熱処理後の再結晶において、集合組織を
安定化して深絞り耳を安定にするものであり、含
有量が0.5wt％未満ではこの効果が期待できず、
また、Mn含有量が増加すると晶出物の量、大き
さ共に増大して、2.0wt％を越えて含有されると
巨大化合物が発生し易くなり、しごき加工におい
てピンホール、或いは、破断の原因となる。よつ
て、Mn含有量は0.5〜2.0wt％とする。 また、Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×
0.27）≦3.0とするのは、金属間化合物は晶出物と
析出物とに大きく分けられ、晶出物は鋳造におけ
る凝固時に生成し、析出物は鋳造時に過飽和とな
つたものが以後の熱処理時に固体中で生成するも
のであり、析出物は通常そのサイズは１μ以下で
あり、サイズが小さいことから応力集中源として
は特に問題とはならない。そして、晶出物をさら
に分類すると、液体中で凝固直前に生成される初
晶化合物と凝固時の共晶化合物に分けられ、特に
初晶化合物は巨大化合物に成長し易く、工業的レ
ベルの鋳造においては溶湯の滞留等もあり、実際
面でも成長に対する生成温度の通過時間の影響も
大きいが、上記式を満足する範囲内であれば、巨
大化合物の発生を防止することができ成形性の向
上が図れるのである。 圧延板表面からみた金属間化合物の面積占有率
を0.5〜５％とするのは、0.5％未満ではしごき加
工中にダイスへの焼付が発生するという問題があ
り、また、５％を越えるとフランジング性、リベ
ツト性等の成形性が極端に低下し、しごき加工中
においてもピンホールが発生し易くなるからであ
る。 金属間化合物の大きさを45μ以下とするのは、
金属間化合物のサイズは後述する実施例において
説明するように長辺の長さが約40μ以上となると
フランジ割れが多発し、さらに、しごき加工時に
破断が発生し易くなるからである。しかし、工業
的レベルの大きな鋳塊から製造した圧延板におい
ては金属間化合物は無数に存在し、非常に小さな
確率においては大きな化合物も存在し得るのであ
る。よつて、金属間化合物の大きさは45μ以下と
する。 圧延板表面からみた結晶粒の平均幅を25μ以下
とするのは、キヤンボデイの薄肉化に当つて各種
成形性の低下、ベーキング後の高強度化によるネ
ツキング性の低下を補なうため、さらに、析出硬
化を助長するためであり、結晶粒径を小さくした
場合に成形性でも、張出し性、フランジング性、
しごき性が向上し、絞り性は薄肉化に問題となら
ないが、しわが発生し易くなる。しかしながら、
このしわは平均結晶粒径が25μ以下になると発生
し難くなる。また、平均結晶粒径が25μを越える
と従来のキヤンボデイ用材料と差がなくなり、薄
肉高強度化は困難となる。よつて、平均結晶粒径
は25μ以下とする。 次に本発明に係る成形加工用アルミニウム合金
板条の製造方法について説明する。 先ず、Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×
0.27）≦2.7であるAl合金を100mm以上の厚さに鋳
造する理由は、上式の値が小さい組成になると各
化合物のサイズは小さくなり、また、その量も少
なくなるのでフランジング性質にとつては好まし
いものであるが、この場合に工業的鋳造方式であ
る水冷を用いる方式においては、鋳造厚さが一定
以上に薄くなると凝固時の冷却速度が大きくなり
過ぎ、晶出物の生成が抑制され圧延後の金属間化
合物の占有面積が小さくなり過ぎて好ましくな
い。よつて、鋳造厚さは100mm以上とするのであ
る。 上記に説明した鋳塊を530℃以上の温度で均熱
処理を行なうが、この均熱温度が530℃未満で
は、MnAl₆の析出物が非常に微細となり、かつ、
大量に析出するので圧延板の再結晶時点における
粒界移動を抑制し、再結晶温度を高めると共に結
晶粒を粗大化し、また、再結晶の集合組織が変化
し深絞りにおいて圧延方向に対し45゜方向の耳を
発生させ、さらに、しごき加工におけるスコーリ
ングが発生し易くなり、特に、しごき加工性、深
絞り性をさらに向上させるために、530℃以上の
温度で均熱処理を行なうものである。 この均熱処理後の熱間圧延は、特に、熱間圧延
量、温度等を制御する必要はなく、通常の工業的
方法の熱間圧延でよく、その後必要に応じて冷間
圧延を行なつてから加熱（焼鈍）するのである。 この加熱は400〜600℃の温度で行なうのである
が、この加熱（焼鈍）により再結晶させ、再結晶
集合組織を形成し深絞り耳を小さくし、また、再
結晶により結晶粒を微細、かつ、均一にし、さら
に、Al―Cu―Mg系の析出硬化による焼付硬化を
得るためCuを溶体化固溶させるものであり、400
℃未満では溶体化の効果が得られず、温度が高い
程良いが、Cu含有量、保持時間等の兼ね合いも
あるが、430℃以上の温度が好ましく、また、高
温になる程再結晶粒が成長するようになり、600
℃を越えるとこの傾向が著しく結晶粒を25μ以下
とすることができなくなる。よつて、加熱温度は
400〜600℃とする。また、加熱温度は、結晶粒を
微細とするためと短時間処理により板表面の
MgOの生成を少なくするために急速加熱とする
必要があり、100℃／分以上としなければこの効
果が期待できない。 次に、保持時間は、特に結晶粒微細化の点から
制御する必要があり、即ち、高温処理であるから
保持時間は零でも充分に目的を達成できるが、加
熱温度範囲内の比較的低温の場合とか、或いは、
含有成分、成分割合、その他の製造条件によつて
は一定時間保持することが必要であるが、高温で
長時間保持すると再結晶粒が成長して結晶粒微細
化を著しく阻害する。よつて、保持時間は、零か
又は10分以内とするのである。 さらに、冷却速度は、析出硬化を得るには制御
する必要があり、即ち、ゆつくりした冷却速度の
場合には冷却段階で析出してベーキング時に充分
な析出硬化が得られず、また、冷却段階の比較的
低温においては析出物が小さく強度向上には寄与
するが、この場合しごき成形前に強度が高くなり
成形性を低下させる。このようなことから冷却速
度を大きくする必要があり、100℃／時間以上で
あればキヤンボデイ用材料として充分である。し
かし、これより大きい冷却速度でもよいが、コイ
ル状の冷却では空冷とするのがよい。さらに、冷
却することにより一定温度以下にしなければなら
ず、即ち、Al―Cu―Mg系の析出物が発生する温
度以下まで低下しないとベーキング前に析出して
しまうことになり、従つて、150℃以下に冷却す
る必要がある。そして、平均結晶粒径を25μ以下
とすると同時に焼付硬化に寄与する成分を固溶状
態に保持するのである。 この冷却後の冷間圧延はキヤンボデイ用材料と
して必要な強度を得るためであり、Cu、Mg、
Mnの含有量に応じて冷間圧延率は異なるが、10
％未満では効果が期待できず、熱間圧延は10％以
上で行なうのである。 熱間圧延及び冷間圧延を行なう際の合計圧延率
を99％以上とするのは、鋳造の段階では金属間化
合物の粒界への偏析、そして、全体の量が多く、
最終圧延板表面からみた金属間化合物の面積占有
率を好ましい範囲とし、かつ、できるだけ均一に
分散させるためには熱間圧延と冷間圧延の合計圧
延率は99％以上とする必要がある。 次に、Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×
0.27）＝2.0〜3.0であるアルミニウム合金を溶解後
50mm以下の厚さに急冷連続鋳造を行なうのは、こ
の上式の値が大きい場合に、鋳造厚さが厚い場合
及び／又は合計圧延率が小さい場合には、金属間
化合物の面積占有率が大きくなり過ぎるので好ま
しくなく、また、上式の値が小さく鋳造厚さが薄
い場合には、金属間化合物の面積率が小さくなり
過ぎる。さらに、鋳造厚さを薄くしてコイル方式
として生産性を高めるためには、上式の範囲内に
おいては鋳造厚さを50mm以下として凝固時の冷却
速度を速くしなければならず、そして、連続鋳造
方式においては上式の値が2.0〜3.0であることが
必要である。このように冷却速度が大きい場合に
おいては晶出物はサイズは小さいが数は比較的多
く、また、均一に分散する傾向を示すのである。 従つて、これらのことから熱間圧延と冷間圧延
との合金圧延率は90％以上とすることにより適正
な面積占有率が得られるのである。 また、連続鋳造後の熱間圧延を行なつてからの
アルミニウム合金板条を必要に応じて300℃以上
の温度で熱処理を行なうのは、例えば、連続鋳造
のままのコイル等はコイル端部の耳割れが発生し
易く、その圧延性を改善するため、また、そうで
ない時でも、集合組織の制御のために行なう。 なお、上記で説明した、金属間化合物の面積占
有率は圧延板を圧延面より研磨して光学顕微鏡で
400倍の倍率で観察して求めたものである。 次に、第１図、第２図、第３図に、Fewt％＋
（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×0.27）式（単に該
式ということがある。）の値と金属間化合物最大
長さ（μｍ）、金属間化合物の面積占有率（％）、
金属間化合物の個数（1/300mm²）との関係を示
し、第４図に該式の値が３の時の鋳塊厚（mm）と
金属間化合物の最大長さ（μｍ）との関係を示し
てあり、第５図は金属間化合物の面積占有率
（％）と限界しごき率（％）の関係を示し、第６
図は金属間化合物30μｍ以上（伸びフランジ率12
％）の場合の金属間化合物個数（1/300mm²）とフ
ランジ成形可能率（％）の関係を示してある。 そして、これらの各図から明らかであるが、大
型鋳塊（100mm以上、図において１は500mm厚）の
場合、該式の値を３以下、又は、2.7以下としな
ければならず、また、小型鋳塊（連続鋳造50mm以
下、図において２は50mm厚）の場合は、該式の値
を2.0〜3.0とする必要がある。従つて、上記説明
した範囲外になると、金属間化合物（晶出物）の
サイズ（45μｍ以下）、量（0.5〜5.0％）、しごき
性、伸びフランジ性及びリベツト性が低下するで
ある。さらに、該式の範囲内であつて、かつ、
Znが含有されることにより、アルミニウム合金
の高強度化により低下すると考えられるしごき
性、伸びフランジ成、リベツト性が維持され、ま
た、向上するという効果がある。 次に、本発明に係る成形加工用アルミニウム合
金板条及びその製造方法の実施例を説明する。 実施例 １ 第１表に示す含有成分、成分割合のアルミニウ
ム合金を溶解して鋳造し、500mmの大型鋳塊と
し、この鋳塊に570℃×６時間の均熱処理を行な
い、熱間圧延により３mm厚とし、続いて、冷間圧
延により１mmとし、加熱速度500℃／分で580℃に
加熱後直ちに冷却速度500℃／分で冷却する中間
焼鈍を行ない、再び冷間圧延を行なつて、キヤン
ボデイ用材料として0.4mm厚、キヤンエンド材料
として0.3mm厚とした。比較例は、Zn含有量が不
純物程度であるNo.１とこのNo.１合金を従来法によ
り作製したNo.４とした。 第２表に、機械的性質と平均結晶粒径を示す
が、本発明に係る合金のNo.２とNo.３は、比較例の
No.１、No.４より優れた特性を有していることがわ
かる。 第３表にキヤン材料の特性の調査結果を示す
が、この第３表から明らかなように、圧延のまま
で行なうしごき加工性は、No.１、No.４に比し本発
明に係る合金のNo.２、No.３が格段に優れており、
さらに、焼付け後の伸びフランジ性及びリベツト
性もNo.１、No.４に比して本発明に係るNo.２とNo.３
が向上していることは明らかである。

【表】

【表】

【表】 実施例 ２ 第４表に示す含有成分、含有割合のアルミニウ
ム合金を溶解し、40mm（Ａと示す）と60mm（Ｂと
示す）の厚さの鋳塊とし、この鋳塊を400℃の温
度に加熱後、熱間圧延を行い４mmの厚さとした。
その後、冷間圧延と中間焼鈍を組み合わせて行
い、ボデイ用には0.4mm、エンド用には0.3mmの厚
さとした。中間焼鈍は加熱冷却速度500℃／
min、到達温度500℃×10秒である。また、中間
焼鈍位置は、No.５は１mm、No.６は0.95mm、No.７は
0.75mmである。 第５表（0.4mm、ボデイ用）に代表的な機械的
性質を示す。中間焼鈍位置の変更により、No.５、
No.６、No.７の機械的性質は略同じである。なお、
鋳塊の厚さ40mm（Ａ）と60mm（Ｂ）の差は少なか
つた。 第６表に成形性について示す。成形性は鋳塊厚
さの影響が認められ、No.６の鋳塊の厚さ40mm
（6A）が総合的に最も優れている。

【表】

【表】

【表】 以上説明したように、本発明に係る成形加工用
アルミニウム合金板条及びその製造方法は上記の
構成を有しているから、しごき加工性、フランジ
ング性、リベツト性に優れたキヤン用材料として
好適であるという効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図、第３図はFewt％＋（Mnwt％
×1.07）＋（Mgwt％×0.27）式の値と金属間化合
物最大長さ、金属間化合物の面積占有率、金属間
化合物個数との関係を示す図、第４図は鋳塊厚さ
と金属間化合物最大長さとの関係を示す図、第５
図は金属間化合物の面積占有率と限界しごき率と
の関係を示す図、第６図は金属間化合物個数とフ
ランジ成形可能率との関係を示す図である。 １……大型鋳塊、２……小型鋳塊。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Zn0.05〜1wt％、Fe0.25〜0.7wt％、Cu0.05
   〜0.5wt％、Mg0.5〜2.5wt％、Mn0.5〜2.0wt％ を含み、かつ、 Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×0.27）
   ≦3.0であり、残部実質的にAlよりなるアルミニ
   ウム合金であつて、圧延板表面からみた金属間化
   合物の面積占有率が0.5〜５％であり、かつ、各
   金属間化合物の大きさが45μ以下であり、さら
   に、圧延板表面からみた結晶粒の平均幅が25μ以
   下であることを特徴とする焼付塗装硬化型キヤン
   用アルミニウム合金板条。 ２ Zn0.05〜1wt％、Fe0.25〜0.7wt％、Cu0.05
   〜0.5wt％、Mg0.5〜2.5wt％、Mn0.5〜2.0wt％ を含み、かつ、 Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×0.27）
   ≦2.7であり、残部実質的にAlよりなるアルミニ
   ウム合金を溶解後、100mm以上の厚さに鋳造し、
   その鋳塊を530℃以上で均熱処理を施し、熱間圧
   延後冷間圧延を行ない、又は、行なわず、400〜
   600℃の温度に100℃／分以上の加熱速度で加熱
   し、加熱後直ちに、又は、10分以内保持した後、
   100℃／時間以上の冷却速度で150℃以下に冷却
   し、平均結晶粒径を25μ以下とすると共に焼付硬
   化に寄与する成分を固溶状態に保ち、10％以上の
   冷間圧延を行ない、熱間圧延、冷間圧延の合計圧
   延率を99％以上とし、圧延板表面からみた金属間
   化合物の面積占有率が0.5〜５％であり、かつ、
   各金属間化合物の大きさが45μ以下とすることを
   特徴とする焼付塗装硬化型キヤン用アルミニウム
   合金板条の製造方法。 ３ Zn0.05〜1wt％、Fe0.25〜0.7wt％、Cu0.05
   〜0.5wt％、Mg0.5〜2.5wt％、Mn0.5〜2.0wt％ を含み、かつ、 Fewt％＋（Mnwt％×1.07）＋（Mgwt％×0.27）
   ＝2.0〜3.0であり、残部実質的にAlよりなるアル
   ミニウム合金を溶解後、50mm以下の厚さに急冷連
   続鋳造を行ない、この鋳塊に熱間圧延を行ない、
   又は、行なわず、このAl合金板条鋳塊を300℃以
   上の温度で熱処理を行ない、又は、行なわず、そ
   の後冷間圧延を行ない、又は、行なわず、次に、
   400〜600℃の温度に100℃／分以上の加熱速度で
   加熱し、加熱後直ちに、又は、10分以内保持後、
   100℃／時間以上の冷却速度で150℃以下に冷却
   し、平均結晶粒径を25μ以下とすると共に焼付硬
   化に寄与する成分を固溶状態に保ち、さらに、10
   ％以上の冷間圧延を行ない、熱間圧延、冷間圧延
   の合計圧延率を90％以上とし、圧延板表面からみ
   た金属間化合物の面積占有率が0.5〜５％であ
   り、かつ、各金属間化合物の大きさが45μ以下と
   することを特徴とする焼付塗装硬化型キヤン用ア
   ルミニウム合金板条の製造方法。