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WO2017110869A1 - 缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法 Download PDF

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WO2017110869A1
WO2017110869A1 PCT/JP2016/088086 JP2016088086W WO2017110869A1 WO 2017110869 A1 WO2017110869 A1 WO 2017110869A1 JP 2016088086 W JP2016088086 W JP 2016088086W WO 2017110869 A1 WO2017110869 A1 WO 2017110869A1
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less
rolling
aluminum alloy
mass
hot
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PCT/JP2016/088086
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信吾 岩村
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UACJ Corp
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
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    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy plate for a can body and a method for producing the same, and more particularly to an aluminum alloy plate capable of exhibiting excellent characteristics when producing a can body and an effective production method thereof.
  • Al alloy sheets for can bodies have been manufactured by subjecting an Al alloy ingot to homogenization, hot rolling and cold rolling, as is well known. And after degreasing and oiling etc. are given to the Al alloy plate for can body, if necessary, cup molding, DI molding, trimming, cleaning, drying, painting, baking, necking and flange processing A can body for beverages and the like is manufactured through such processes.
  • the can body for beverages or the like is required to have a can body strength that can withstand use, but in the above-described baking process after coating (hereinafter referred to as a coating baking process).
  • the strength of the can body is greatly reduced.
  • various proposals have been made regarding the prevention of such a decrease in strength of the can body. For example, the following techniques have been clarified.
  • Patent Document 1 discloses an Al alloy cold-rolled sheet for bottle cans having a specific alloy composition and having a center-of-gravity diameter typified by ⁇ phase in the plate structure of 1 ⁇ m.
  • the abundance ratio of the ⁇ phase which is an Al 6 (Fe, Mn) intermetallic compound
  • the ⁇ phase which is an Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound
  • H ⁇ The ratio of H ⁇ / H ⁇ is 0.50 or more. It has been clarified that by making the crystal ratio uniform, the variation in the ear ratio in the plate width direction can be reduced.
  • Patent Document 2 is an Al alloy cold-rolled sheet for bottle cans having a specific alloy composition, and regulates the solid solution amount of Fe and Mn in the plate structure.
  • the center side in the sheet width direction of the hot-rolled sheet, particularly at the center of the sheet thickness is increased. It is disclosed that recrystallization is promoted, the recrystallization rate in the plate width direction of the hot-rolled plate is made uniform, and as a result, the variation in the ear rate in the plate width direction is reduced.
  • the heat resistance softening property of the Al alloy plate is lowered, causing a problem that the reduction in the strength of the can in the coating baking process becomes more remarkable.
  • the strength reduction in the paint baking process when the initial strength of the Al alloy plate is increased, the thickness of the can wall becomes thinner due to the thinner and lighter can body. There is a problem that is likely to occur. Therefore, in the case of manufacturing a beverage can body by recycling the recycled mass of UBC, it was necessary to limit the amount of use and add new bullion to adjust the Si content.
  • Patent Document 1 discloses that the generation of precipitated particles ( ⁇ phase) of less than 1 ⁇ m is suppressed, and Patent Document 2 specifies only the solid solution amount of Fe and Mn, and heat It is disclosed that recrystallization during hot rolling is promoted and only the ear rate is controlled, but there is no compatibility between the strength of the can body and the ear rate, and the solidity of Fe, Mn, and Si is also disclosed. It did not pay attention to the amount of solution and the fine precipitate particles ( ⁇ phase) during cold rolling.
  • an object of the present invention is to provide an Al alloy plate for a can body and a method for producing the same that can effectively suppress a reduction in strength of the can after heat treatment that affects problems such as torso-cutting.
  • Mn 0.7 to 1.3%
  • Mg 0.8 to 1.5%
  • Fe 0.0. 25 to 0.6%
  • Si 0.25 to 0.50%
  • Cu 0.10 to 0.30%
  • Zn 0.25% or less
  • Ti 0.10% or less
  • B 0.05 %
  • the balance is a cold-rolled sheet obtained by using a hot-rolled sheet made of an Al alloy composed of Al and inevitable impurities, the solid material in the hot-rolled sheet.
  • the amount of dissolved Mn is 0.25% by mass or more
  • the amount of dissolved Fe is 0.02% by mass or more
  • the amount of dissolved Si is 0.07% by mass or more
  • the conductivity is 30.0 to 40.0% IACS.
  • the cold-rolled sheet has a tensile strength (TS) in the rolling direction of 280 to 320 MPa, and is heat treated at 205 ° C. for 10 minutes.
  • the tensile strength (ABTS) in the rolling direction is 270 to 310 MPa, and the difference between the tensile strength (TS) in the rolling direction and the yield strength (ABYS) in the rolling direction after heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes is 50 MPa.
  • the gist of the present invention is an Al alloy plate for a can body characterized by the following.
  • Mn 0.7 to 1.3%
  • Mg 0.8 to 1.5%
  • Fe 0.25 to 0.6%
  • Si 0 on a mass basis. 25 to 0.50%
  • Cu 0.10 to 0.30%
  • Zn 0.25% or less
  • Ti 0.10% or less
  • B 0.05% or less
  • An aluminum alloy hot-rolled sheet for a can body characterized in that it contains the above-mentioned solute Si amount and has a conductivity of 30.0 to 40.0% IACS. Is.
  • Mn 0.7 to 1.3%
  • Mg 0.8 to 1.5%
  • Fe 0.25 to 0.6%
  • Si 0 on a mass basis. 25 to 0.50%
  • Cu 0.10 to 0.30%
  • Zn 0.25% or less
  • Ti 0.10% or less
  • B 0.05% or less
  • TS tensile strength
  • ABTS tensile strength
  • Can body is characterized in that the difference between the tensile strength (TS) in the rolling direction and the yield strength (ABYS) in the rolling direction after heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes is 50 MPa or less.
  • An aluminum alloy plate for use is also the gist thereof.
  • the Al alloy plate for a can body according to the present invention advantageously has a conductivity of 28.4% IACS to 39.8% IACS.
  • the solid solution Mn content is 0.25% by mass or more, the solid solution Fe content is 0.02% by mass or more, the solid solution Si content is 0.07% by mass or more, and the conductivity is 30.0 to A step of obtaining a hot-rolled sheet material of 40.0% IACS, and (c) cold-rolling the hot-rolled sheet material,
  • the tensile strength (TS) in the extending direction is 280 to 320 MPa, the tensile strength (ABTS) in the rolling direction after heat treatment at 205 ° C.
  • Mn 0.7 to 1.3%
  • Mg 0.8 to 1. 5%
  • Fe 0.25 to 0.6%
  • Si 0.25 to 0.50%
  • Cu 0.10 to 0.30%
  • Zn 0.25% or less
  • Ti 0.10%
  • B 0.05% or less
  • Homogenization by heating to a homogenization temperature (T) in the range of ⁇ 620 ° C.
  • a method for producing an Al alloy plate for a can body characterized in that cold rolling is performed so that the average rolling speed of the part is 700 to 1600 m / min, and the plate thickness is 0.2 to 1.0 mm, This is the gist.
  • the conductivity (S1) of the plate material obtained by the hot finish rolling and the cold rolling can be obtained.
  • the difference (S1 ⁇ S2) from the conductivity (S2) of the plate material to be obtained is adjusted to be 0.2 to 1.6% IACS.
  • the diameter is 0.1 ⁇ m to The area ratio of 1 ⁇ m particles is configured to be 3.5% or more.
  • a beverage can body characterized by comprising the above-described aluminum alloy plate for a can body is also the object.
  • a predetermined paint baking process is performed on the above-described aluminum alloy plate for a can body.
  • the solid solution of Fe, Mn, Si in the hot rolled sheet material of Al alloy having a specific alloy composition that gives it can be provided.
  • the amount, as well as fine precipitate particles ( ⁇ phase) that precipitate during cold rolling of such hot rolled sheet material high heat resistance softening properties are imparted while ensuring excellent formability, Further, even after heat treatment, it can exhibit excellent can body strength, and can be advantageously used as a can body material.
  • an Al alloy plate for a can body having excellent characteristics such as compatibility of the formability as described above and the strength of the can body after heat treatment is industrially produced. It can be advantageously manufactured.
  • an Al alloy that provides an Al alloy plate for a can body according to the present invention has Mn: 0.7 to 1.3% (mass basis, the same applies hereinafter), Mg: 0.8 to 1.5%, Fe: 0.001. 25 to 0.6%, Si: 0.25 to 0.50%, Cu: 0.10 to 0.30%, Zn: 0.25% or less, Ti: 0.10% or less, and B: 0.05 %, And the balance has an alloy composition composed of Al and inevitable impurities, and the reasons for limiting the alloy components are as follows.
  • Mn manganese
  • Al alloy plate a basic alloy element in the Al alloy plate according to the present invention, and contributes to improvement of heat-resistant softening property in a solid solution state in addition to increasing strength.
  • an ⁇ -phase compound Al—Mn—Fe—Si system
  • the particles of the intermetallic compound have extremely high hardness, and serve to improve the surface properties of the container by preventing seizure between the raw material and the mold during molding. If the Mn content is less than 0.7%, these effects cannot be sufficiently exhibited, and if it exceeds 1.3%, the strength becomes too high.
  • a preferable content of Mn is 0.8 to 1.2%.
  • Mg magnesium
  • Mg is a component that contributes to an increase in strength of the container by being dissolved in Al. If the Mg content is less than 0.8%, there is a problem that it is difficult to obtain the strength required for the final product, and if it exceeds 1.5%, the strength of the can body becomes too high. This causes a problem that moldability is impaired.
  • a preferable content of Mg is 1.0 to 1.3%.
  • Fe forms Al 6 (Mn, Fe) phase compound and ⁇ -phase compound (Al-Mn-Fe-Si system) and Mn-Fe-Si compound together with Mn during casting. And, it is a component that prevents seizure between the material and the mold during molding by the solid lubricating action of these intermetallic compounds.
  • Fe content is less than 0.25%, the number of these intermetallic compounds is reduced, causing adhesion to the die during DI molding and causing a problem that the surface properties are lowered.
  • the Fe content exceeds 0.6%, an Al—Fe—Mn intermetallic compound is excessively formed, which becomes a starting point of cracking, and thus formability. Cause problems.
  • the preferable content of Fe is 0.30 to 0.50%.
  • Si forms an ⁇ -phase compound (Al-Mn-Fe-Si-based) or Al-Fe-Si-based compound having a solid lubricating action together with Mn and / or Fe described above to form a die during molding. It has the effect of preventing adhesion to the skin. This effect is not sufficient when the Si content is less than 0.25%, and when the Si content exceeds 0.50%, the Al—Mn—Fe—Si intermetallic compound becomes excessive. When it is formed, it becomes a starting point of cracking, and the moldability is impaired. Further, the amount of solid solution Mn is reduced, and the heat softening property is lowered.
  • the preferable content of Si is 0.30 to 0.40%.
  • Cu [Cu: 0.10 to 0.30%]
  • Cu (copper) forms an Al—Cu—Mg-based intermetallic compound in the paint baking process and precipitates it, thereby exhibiting an effect of suppressing or preventing a decrease in strength in the paint baking process. This effect is not sufficiently obtained when the Cu content is less than 0.10%, and conversely when it exceeds 0.30%, the work curability at the time of forming increases and the formability decreases. Raise the problem.
  • the preferable content of Cu is 0.15 to 0.25%.
  • Zn (zinc) is a component that improves formability. However, if the content of Zn (zinc) increases, in addition to increasing the cost, a coarse intermetallic compound is formed, causing problems that impair formability. become. Therefore, the Zn content is adjusted to be 0.25% or less. A preferable content of Zn is 0.05 to 0.20%.
  • Ti 0.10% or less and B: 0.05% or less
  • Ti (titanium) and B (boron) have a function of refining the cast structure to make the dispersion form and crystal grain structure of the crystallized product generated during casting uniform.
  • the Ti content exceeds 0.10% or the B content exceeds 0.05%, a coarse intermetallic compound is generated, and the formability is lowered.
  • preferable content of these Ti and B is 0.03% or less and 0.04% or less, respectively.
  • the Al alloy which is the material of the Al alloy plate for a can body according to the present invention is composed of Al (aluminum) and unavoidable impurities, that is, elements other than the alloy components described above, in addition to the alloy components described above. It is what is done. In addition, such inevitable impurities are preferably as low as possible so that the plate characteristics are not deteriorated. Generally, the content is not more than the upper limit value of each element of the Al alloy defined in JIS standards and the like. Will be taken. And the total content of each element which becomes such an inevitable impurity is generally 0.15% or less, preferably 0.10% or less.
  • the amount of solute Mn after hot rolling is 0.25% by mass or more.
  • the amount of dissolved Fe is 0.02% by mass or more, the amount of dissolved Si is 0.07% by mass or more, and the conductivity is 30.0 to 40.0% IACS. It shows heat-resistant softening properties.
  • compound particles composed of Mn, Fe, and Si are finely formed by cold rolling, as will be described later.
  • the solid solution amount of these elements in the hot rolled sheet is limited by the content of each element in the Al alloy, and the maximum conductivity realized by the solid solution amount of these elements is 40.0%.
  • the conductivity is 30.0% IACS or more.
  • the strength is significantly lowered in the paint baking process.
  • the Al alloy plate according to the present invention has a property that the tensile strength (TS) in the rolling direction is 280 to 320 MPa as the base plate property.
  • TS tensile strength
  • the Al alloy sheet according to the present invention has a characteristic that the tensile strength (ABTS) in the rolling direction after heat treatment at 205 ° C. for 10 minutes is 270 to 310 MPa.
  • the tensile strength (ABTS) in the rolling direction after the heat treatment is smaller than 270 MPa, there is a problem that the strength of the can body is insufficient. On the other hand, if it exceeds 310 MPa, the DI molding becomes difficult.
  • the difference between the tensile strength (TS) in the rolling direction and the proof stress (ABYS) in the rolling direction after heat treatment at 205 ° C. ⁇ 10 minutes (TS ⁇ ABYS) does not exceed 50 MPa.
  • an Al alloy plate according to the present invention when manufacturing an Al alloy plate according to the present invention as described above, first, a material that gives the Al alloy composition as described above is melted to obtain an Al alloy molten metal, and then by a known casting technique such as a DC casting method. An Al alloy ingot is formed. Such an Al alloy ingot has an alloy composition comprising the contents of Mn, Mg, Fe, Si, Cu, Zn, Ti and B as defined in the present invention.
  • the Al alloy ingot is subjected to the same chamfering as before, and then subjected to a specific homogenization treatment in order to obtain the characteristics of the Al alloy plate according to the present invention. That is, in such a homogenization treatment, the homogenized treatment temperature (T: ° C.) of the Al alloy ingot subjected to chamfering is within a range of 550 to 620 ° C. at a heating rate of 30 to 120 ° C./hour. ) And heated for a period of (145 ⁇ 0.24T) time (Hr) or longer at the homogenization temperature (T).
  • the holding time of this homogenization treatment is set to (145-0.24T) or longer.
  • the cross-sectional structure of the treated Al alloy ingot is magnified by a magnification of 100 to 20000 using a scanning electron microscope.
  • the area ratio of particles having a diameter of 0.1 ⁇ m to 1 ⁇ m is 3.5% or more, thereby obtaining an anti-seizure effect and Mn necessary for obtaining effective heat softening resistance , Fe, Si can be secured.
  • an upper limit of the holding time of the homogenization treatment from the viewpoint of productivity and the like, generally, 30 hours or less, preferably 20 hours or less is advantageously employed.
  • the Al alloy ingot is directly (immediately) subjected to hot rolling and does not fall below 500 ° C. at a cooling rate of 10 to 90 ° C./hour ( It is also possible to perform hot rolling after cooling to the hot rolling start temperature (500 ° C. or higher).
  • the cooling rate is lower (slower) than 10 ° C./hour, or when it is cooled to a temperature lower than 500 ° C.
  • the cooling step Mn, Fe, and Si are precipitated in the medium, and the solid solution amount of these elements is lowered. As a result, precipitation of fine particles composed of Mn, Fe, and Si is insufficient during the subsequent cold rolling.
  • hot rolling for an Al alloy ingot is performed by combining hot rough rolling and hot finish rolling in the same manner as in the past, and the thickness after hot finish rolling is 1.5-4.
  • a plate material of 0 mm will be formed, in which hot rough rolling is performed on the above-described homogenized Al alloy ingot or an Al alloy ingot cooled to a predetermined temperature,
  • the delivery side temperature material temperature at the end of hot rough rolling
  • the hot finish rolling subsequent to the hot rough rolling a known rolling operation is performed such that the delivery temperature (material temperature at the end of hot finish rolling) is 300 to 390 ° C. A plate material having a thickness of 1.5 to 4.0 mm is formed.
  • the delivery temperature material temperature at the end of hot finish rolling
  • a plate material having a thickness of 1.5 to 4.0 mm is formed.
  • this delivery side temperature exceeds 390 degreeC, a recrystallized grain becomes coarse and there exists a possibility of impairing DI moldability.
  • the plate thickness is thinner than 1.5 mm, the degree of work in the subsequent cold rolling process is insufficient, and the strength is lowered. Conversely, when the thickness is excessively greater than 4.0 mm, There is a problem that the degree of processing becomes high and the strength becomes too high. And the amount of the said solid solution Mn, Fe, Si can be ensured by this hot finish rolling.
  • the hot-rolled sheet obtained as described above is further subjected to cold rolling.
  • the total degree of cold rolling is 75% or more.
  • cold rolling is performed so that the average rolling speed of the stationary part in the final pass is 700 to 1600 m / min, and an Al alloy sheet having a thickness of 0.2 to 1.0 mm is formed.
  • the cold rolling is carried out according to the same method as in the prior art. At that time, when the total degree of cold rolling is less than 75%, or the average rolling speed of the steady portion is 1600 m / If it is larger than 5 minutes, precipitation of Mn-based compound particles is not sufficient, and heat softening resistance may be reduced.
  • the difference (S1-S2) from the conductivity (S2) is 0.2 to 1.6% IACS, in other words, the conductivity of the cold rolled sheet is 28.4% IACS to 39.8%. It is preferable to manufacture the target Al alloy plate so that it is within the range of IACS.
  • solid solution Mn is sufficiently present, compound particles composed of Mn, Fe, and Si are induced by cold working and finely precipitated, and the heat-resistant softening property can be improved.
  • the Al alloy plate according to the present invention is subjected to necessary processing in the same manner as in the prior art to form the desired can body, which is advantageously used as an Al-based beverage can etc. Will be.
  • the Al alloy plate according to the present invention is subjected to degreasing and oiling as necessary, and further includes cup molding, DI molding, trimming, cleaning, drying, painting, baking, necking and flange processing.
  • a beverage can body (can body) is formed, and by attaching a can lid (can end) to this, an intended Al-based beverage can can can be produced advantageously.
  • test material composed of each Al alloy plate (base plate) is subjected to a heat treatment (205 ° C. ⁇ 10 minutes) corresponding to the paint baking process, and then a tensile test is performed in the same manner as in (1) above.
  • Tensile strength (ABTS) and proof stress (ABYS) in the rolling direction of the test material after heat treatment were measured.
  • the B1 test material lacked the amount of Mn added, so the amount of solid Mn was less than the specified range, and precipitation during cold rolling was insufficient. Decreased significantly. As a result, the amount of strength reduction during the baking process was large, and the strength of the can body was insufficient. In addition, in the B2 test material, the amount of Mn added was excessive, and the strength of the base plate was too high, which caused a problem of breaking during can making. Furthermore, the B3 test material was insufficient in strength after baking of the base plate and the paint because the amount of Mg added was insufficient.
  • the B6 test material since the added amount of Fe is excessive, a coarse intermetallic compound is formed, causing a problem of breaking during can making.
  • the B7 test material lacked the amount of Si added and lacked precipitation during cold rolling, resulting in a significant decrease in strength during paint baking and insufficient can body strength.
  • the amount of Si added was excessive, and a coarse intermetallic compound was excessively formed, causing a problem of breaking during can making.
  • the amount of Cu added to the B9 test material was insufficient, so that the precipitation strengthening during the coating baking process was insufficient. Therefore, the strength reduction due to coating baking was large, and the can body strength was insufficient.
  • Example 2- By employing the alloy component composition (Al alloy: A9) that gives the A9 test material in Example 1, various Al alloy plate materials of C1 to C13 were produced under various production conditions shown in Table 5 below. The basic manufacturing conditions not shown in Table 5 were the same as those in Example 1. Then, using various C1 to C13 Al alloy plate materials obtained in the manufacturing process, test materials (C1 to C13) were prepared, and the same evaluation as in the above examples was performed. The results are shown in Table 6 below.
  • each of the C1 to C13 Al alloy plate materials has a high tensile strength (TS) in the rolling direction in a state where the coating baking is not performed.
  • TS tensile strength
  • Example 2 By adopting the alloy component composition of Al alloy: A9 in Example 1, various Al alloy plate materials D1 to D9 were produced under various production conditions shown in Table 7 below. The manufacturing conditions not described in Table 7 were the same as those in Example 1. Then, for the test materials (D1 to D9) made of the Al alloy plates (cold rolled plates) of D1 to D9, the plate material characteristics were evaluated, and the results are shown in Table 8 below.

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Abstract

缶ボディ用として優れた特性を有するＡｌ合金板とその製造方法を提供する。　所定の合金組成からなるＡｌ合金を材質とする板材において、熱間圧延後の固溶Ｍｎ量が０．２５質量％以上、固溶Ｆｅ量が０．０２質量％以上及び固溶Ｓｉ量が０．０７質量％以上であり、且つ導電率が３０．０～４０．０％ＩＡＣＳであり、冷間圧延板における、圧延方向の引張強さが２８０～３２０ＭＰａであり、２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さが２７０～３１０ＭＰａであると共に、圧延方向の引張強さと２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の耐力との差が５０ＭＰａ以下であるようにして、缶ボディ用Ａｌ合金板を構成した。

Description

缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法
　本発明は、缶ボディ用アルミニウム合金板及びその製造方法に係り、特に、缶ボディの製造時に優れた特性を発揮し得るアルミニウム合金板と、その有効な製造方法に関するものである。
　従来から、缶ボディ用アルミニウム（Ａｌ）合金板は、よく知られているように、Ａｌ合金鋳塊に均質化処理、熱間圧延及び冷間圧延を施して、製造されてきている。そして、この缶ボディ用Ａｌ合金板に対して、必要に応じて脱脂洗浄、塗油等が施された後、更にカップ成形、ＤＩ成形、トリミング、洗浄、乾燥、塗装、焼付け、ネッキング及びフランジ加工等の工程を経て、飲料用等の缶ボディが製造されているのである。
　ところで、飲料用等の缶ボディは、使用に耐え得る缶体強度を有していることが必要とされているのであるが、上述した塗装後の焼付けの工程（以下、塗装焼付け工程という）において、缶体強度は大きく低下するようになるのである。このため、そのような缶体強度の低下防止に関して、各種の提案が為されてきており、例えば、以下の如き技術が明らかにされている。
　すなわち、特開２０１２－９２４３１号公報（特許文献１）には、特定の合金組成からなるボトル缶用Ａｌ合金冷間圧延板であって、板組織中のα相として代表される重心直径が１μｍ未満の分散粒子を少なくすると共に、Ａｌ6（Ｆｅ，Ｍｎ） 系金属間化合物であるβ相と、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物であるα相との存在割合を、かかるβ相のＸ線回折ピークの最大高さ：Ｈβ とα相のＸ線回折ピークの最大高さ：Ｈα との比：Ｈβ／Ｈαにおいて、０．５０以上として、熱間圧延板の板幅方向の再結晶率を均一化することにより、板幅方向の耳率のばらつきを小さくし得ることが、明らかにされている。
　また、特開２０１１－２０２２７３号公報（特許文献２）においては、特定の合金組成からなるボトル缶用Ａｌ合金冷間圧延板であって、板組織中のＦｅとＭｎとの固溶量を規制することによって、熱間圧延板における再結晶の核生成サイトとなる比較的大きな分散粒子の個数密度を増加せしめ、熱間圧延板での板幅方向の中央部側の、特に板厚中心部の再結晶を促進せしめ、熱間圧延板の板幅方向の再結晶率を均一化し、ひいては板幅方向の耳率のばらつきを小さくすることが、開示されている。
　一方、近年、環境保護の観点から、飲料缶ボディの製造において、使用済み飲料缶（ＵＢＣ：Ｕｓｅｄ　Ｂｅｖｅｒａｇｅ　Ｃａｎ）の再生塊をリサイクル利用することが重要な課題となっている。更に、材料使用量を削減するために、缶体の薄肉軽量化も進められている。しかして、ＵＢＣの再生塊には、ＳｉやＦｅ等が混入することが多いために、ＵＢＣの再生塊をリサイクル使用すると、得られるＡｌ合金鋳塊にＳｉやＦｅが高濃度に含まれるようになるのである。その場合、Ａｌ合金鋳塊の加熱処理時に、ＳｉがＭｎやＦｅと金属間化合物を形成し、Ｍｎ固溶量の減少をもたらすこととなる。その結果、Ａｌ合金板の耐熱軟化性が低下して、塗装焼付け工程における缶体強度の低下が一層顕著となる問題を惹起する。また、塗装焼付け工程における強度低下を考慮して、Ａｌ合金板の初期強度を高くした場合においては、缶体の薄肉軽量化によって缶壁部の板厚が薄くなる程、ＤＩ成形時に胴切れを起こし易くなる問題がある。従って、ＵＢＣの再生塊をリサイクル利用して、飲料缶ボディを製造する場合において、その使用量を制限し、新地金を加えて、Ｓｉの含有量を調整する必要があった。
　なお、特許文献１には、１μｍ未満の析出粒子（α相）の発生を抑制することが開示されており、また特許文献２には、ＦｅとＭｎの固溶量のみを規定して、熱間圧延時の再結晶を促進せしめ、耳率のみを制御することが開示されているのであるが、そこでは、缶体強度と耳率を両立させるものではなく、しかもＦｅ，Ｍｎ，Ｓｉの固溶量並びに冷間圧延中の微細な析出粒子（α相）に着目するものではなかったのである。
特開２０１２－９２４３１号公報 特開２０１１－２０２２７３号公報
　ここにおいて、本発明は、上述の如き事情を背景にして為されたものであって、その解決課題とするところは、缶ボディ用として優れた特性を有するＡｌ合金板とその製造方法を提供することにあり、また、Ａｌ合金の冷間圧延板中のＦｅ，Ｍｎ，Ｓｉの固溶量並びに冷間圧延中の微細な析出粒子（α相）を最適化することにより、缶体強度の低下、特に胴切れ等の問題に影響する熱処理後の缶体強度の低下を、効果的に抑制し得る缶ボディ用Ａｌ合金板及びその製造方法を提供することにある。
　そして、本発明にあっては、上述の如き課題を解決するために、質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を材質とする熱間圧延板を用いて得られた冷間圧延板からなる板材であって、該熱間圧延板における、固溶Ｍｎ量が０．２５質量％以上、固溶Ｆｅ量が０．０２質量％以上及び固溶Ｓｉ量が０．０７質量％以上であり、且つ導電率が３０．０～４０．０％ＩＡＣＳであり、該冷間圧延板における、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が２８０～３２０ＭＰａであり、２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さ（ＡＢＴＳ）が２７０～３１０ＭＰａであると共に、前記圧延方向の引張強さ（ＴＳ）と２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の耐力（ＡＢＹＳ）との差が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする缶ボディ用Ａｌ合金板を、その要旨とするものである。
　また、本発明にあっては、質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を材質とする熱間圧延板であって、０．２５質量％以上の固溶Ｍｎ量と、０．０２質量％以上の固溶Ｆｅ量と、０．０７質量％以上の固溶Ｓｉ量とを含有し、且つ３０．０～４０．０％ＩＡＣＳの導電率を有していることを特徴とする缶ボディ用アルミニウム合金熱間圧延板をも、その要旨とするものである。
　さらに、本発明にあっては、質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を材質とする板材であって、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が２８０～３２０ＭＰａであり、２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さ（ＡＢＴＳ）が２７０～３１０ＭＰａであると共に、前記圧延方向の引張強さ（ＴＳ）と２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の耐力（ＡＢＹＳ）との差が５０ＭＰａ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をも、その要旨とするものである。
　なお、かかる本発明に従う缶ボディ用Ａｌ合金板は、有利には、２８．４％ＩＡＣＳ～３９．８％ＩＡＣＳの導電率を有している。
　そして、上記の如き本発明に従う缶ボディ用Ａｌ合金板を製造するために、（ａ）質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を材質とするアルミニウム合金鋳塊を準備する工程と、（ｂ）かかるアルミニウム合金鋳塊を用いて、熱間圧延を実施し、固溶Ｍｎ量が０．２５質量％以上、固溶Ｆｅ量が０．０２質量％以上及び固溶Ｓｉ量が０．０７質量％以上であり、且つ導電率が３０．０～４０．０％ＩＡＣＳである熱間圧延板材を得る工程と、（ｃ）該熱間圧延板材を冷間圧延して、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が２８０～３２０ＭＰａであり、２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さ（ＡＢＴＳ）が２７０～３１０ＭＰａであると共に、前記圧延方向の引張強さ（ＴＳ）と２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の耐力（ＡＢＹＳ）との差が５０ＭＰａ以下である冷間圧延板材を形成する工程とを含む製造方法が、有利に採用されるのである。
　また、本発明にあっては、上述の如き缶ボディ用Ａｌ合金板を有利に製造するために、質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を材質とするＡｌ合金鋳塊を面削した後、３０～１２０℃／時間の昇温速度で５５０～６２０℃の範囲内の均質化処理温度（Ｔ）まで加熱昇温せしめ、そして該均質化処理温度（Ｔ）において、（１４５－０．２４Ｔ）時間以上の間、保持することにより、均質化処理を施し、次いでかかる均質化処理の終了後、直ちに、又は１０～９０℃／時間の冷却速度で、５００℃を下回ることのない熱間圧延開始温度まで冷却した後、出側温度：４３０～５５０℃となるように熱間粗圧延を実施して、板厚：２０～４０ｍｍの板材を形成せしめ、続いて出側温度：３００～３９０℃となるように熱間仕上圧延を行って、板厚：１．５～４．０ｍｍの板材とした後、総加工度が７５％以上且つ最終パスの定常部の平均圧延速度が７００～１６００ｍ／分となるように冷間圧延を行って、０．２～１．０ｍｍの板厚とすることを特徴とする缶ボディ用Ａｌ合金板の製造方法を、その要旨とするものである。
　なお、かかる本発明に従う缶ボディ用Ａｌ合金板の製造方法の好ましい態様の一つにあっては、前記熱間仕上圧延にて得られる板材の導電率（Ｓ１）と前記冷間圧延にて得られる板材の導電率（Ｓ２）との差（Ｓ１－Ｓ２）が、０．２～１．６％ＩＡＣＳであるように調整されることとなる。
　また、本発明に従う缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法の好ましい他の態様にあっては、前記均質化処理の施されたＡｌ合金鋳塊に対する走査型電子顕微鏡写真において、直径：０．１μｍ～１μｍの粒子の面積率が、３．５％以上となるように、構成されることとなる。
　さらに、本発明にあっては、上記した缶ボディ用アルミニウム合金板からなることを特徴とする飲料缶ボディをも、その対象とするものである。
　なお、そのような本発明に従う飲料缶ボディの好ましい態様の一つにおいては、所定の塗装焼付け処理が、上記した缶ボディ用アルミニウム合金板に対して施されている。
　従って、このような本発明に従う構成とされた缶ボディ用Ａｌ合金板にあっては、それを与える、特定の合金組成からなるＡｌ合金の熱間圧延板材中のＦｅ，Ｍｎ，Ｓｉの固溶量、並びにかかる熱間圧延板材の冷間圧延中に析出する微細な析出粒子（α相）が最適化されていることにより、優れた成形性を確保しつつ、高い耐熱軟化特性が付与され、更に熱処理後においても、優れた缶体強度を発揮し得るものであって、これにより、缶ボディ用材料として有利に用いられ得ることとなったのである。
　また、本発明に従う缶ボディ用Ａｌ合金板の製造方法によれば、上述の如き成形性と熱処理後の缶体強度の両立等の優れた特性を有する缶ボディ用Ａｌ合金板が、工業的に有利に製造され得るのである。
合金組成の異なる２つのＡｌ合金材料に対して、１５０℃の温度で圧縮加工を施した際における導電率の変化量を示すグラフである。
　先ず、本発明に従う缶ボディ用Ａｌ合金板を与えるＡｌ合金は、Ｍｎ：０．７～１．３％（質量基準、以下同じ）、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金組成を有するものであって、それら合金成分の限定理由は、以下の通りである。
［Ｍｎ：０．７～１．３％］
　Ｍｎ（マンガン）は、本発明に従うＡｌ合金板において、基本となる合金元素であり、強度を増加させる他、特に、固溶状態で耐熱軟化性の向上に寄与する。また、製造工程中に、不可避的に含まれる不純物元素でもあるＦｅ及びＳｉと、α相化合物（Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系）を形成する。この金属間化合物の粒子は極めて高硬度であり、成形時の素材と成形型との焼付きを防止して、容器の表面性状を向上させる働きがある。このＭｎの含有量が０．７％未満であると、それらの効果が充分に発現され得ず、また１．３％を超えるようになると、強度が高くなり過ぎる問題を惹起する。なお、このＭｎの好ましい含有量は、０．８～１．２％である。
［Ｍｇ：０．８～１．５％］
　Ｍｇ（マグネシウム）は、Ａｌに固溶することで、容器の強度の増加に寄与する成分である。このＭｇの含有量が０．８％未満となると、最終製品に必要な強度を得ることが難しくなる問題があり、また１．５％を超えるようになると、缶体強度が高くなり過ぎるために、成形性が損なわれる問題を惹起する。なお、このＭｇの好ましい含有量は、１．０～１．３％である。
［Ｆｅ：０．２５～０．６％］
　Ｆｅ（鉄）は、鋳造時に、Ｍｎと共に、Ａｌ6（Ｍｎ，Ｆｅ)  相化合物やα相化合物（Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系）を形成し、またＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物を形成し、そしてそれら金属間化合物の固体潤滑作用により、成形時における素材と成形型との焼付きを防止する成分である。このＦｅの含有量が０．２５％未満となると、それら金属間化合物の数が少なくなり、ＤＩ成形時にダイスに凝着して、表面性状が低下する問題を惹起する。一方、このＦｅの含有量が０．６％を超えるようになると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の金属間化合物が過剰に形成されるようになり、それが割れの起点となるために、成形性が損なわれる問題を生じる。なお、このＦｅの好ましい含有量は、０．３０～０．５０％である。
［Ｓｉ：０．２５～０．５０％］
　Ｓｉ（珪素）は、上記したＭｎ及び／又はＦｅと共に、固体潤滑作用を有するα相化合物（Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系）やＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物を形成して、成形時におけるダイスへの凝着を防止する効果を有する。この効果は、Ｓｉの含有量が０．２５％未満では充分でなく、またＳｉの含有量が０．５０％を超えるようになると、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系の金属間化合物が過剰に形成されて、それが割れの起点となって、成形性が損なわれ、更に固溶Ｍｎ量が減少して、耐熱軟化性が低下する問題を生じる。なお、このＳｉの好ましい含有量は、０．３０～０．４０％である。
［Ｃｕ：０．１０～０．３０％］
　Ｃｕ（銅）は、塗装焼付け工程において、Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ系の金属間化合物を形成して、析出せしめ、塗装焼付け工程における強度低下を抑制乃至は阻止する効果を発揮する。この効果は、Ｃｕの含有量が０．１０％未満では、充分に得られず、逆に０．３０％を超えるようになると、成形加工時の加工硬化性が大きくなり、成形性が低下する問題を惹起する。なお、このＣｕの好ましい含有量は、０．１５～０．２５％である。
［Ｚｎ：０．２５％以下］
　Ｚｎ（亜鉛）は、成形性を向上させる成分ではあるが、その含有量が多くなると、高コストとなることに加え、粗大な金属間化合物を形成して、成形性を損なう問題を惹起するようになる。従って、Ｚｎの含有量は、０．２５％以下となるように、調整されることとなる。なお、このＺｎの好ましい含有量は、０．０５～０．２０％である。
［Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下］
　Ｔｉ（チタン）及びＢ（ホウ素）は、鋳造組織を微細化して、鋳造時に生成する晶出物の分散形態及び結晶粒組織を均一化する機能を有している。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えたり、Ｂの含有量が０．０５％を超えたりすると、粗大な金属間化合物が生成して、成形性が低下するようになる。なお、これらＴｉ及びＢの好ましい含有量は、それぞれ、０．０３％以下及び０．０４％以下である。
［Ａｌ＋不可避的不純物：残部］
　本発明に従う缶ボディ用Ａｌ合金板の材質であるＡｌ合金は、上記した合金成分に加えて、残部が、Ａｌ（アルミニウム）と、不可避的不純物、即ち上記した合金成分以外の元素にて、構成されるものである。なお、そのような不可避的不純物は、板特性が悪化しないように、その含有量は少ない程好ましく、一般に、ＪＩＳ規格等にて規定されているＡｌ合金の各元素の上限値程度以下の含有量とされることとなる。そして、そのような不可避的不純物となる各元素の合計含有量は、一般に、０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下である。
　そして、かくの如き合金組成のＡｌ合金を材質とする、本発明に従うＡｌ合金板にあっては、熱間圧延後（冷間圧延前）の固溶Ｍｎ量が０．２５質量％以上、固溶Ｆｅ量が０．０２質量％以上、及び固溶Ｓｉ量が０．０７質量％以上であり、且つ導電率が３０．０～４０．０％ＩＡＣＳとなるように構成され、これによって、高い耐熱軟化性を示すものとなる。それら元素の固溶量が多くなると、後述するように、冷間圧延によって、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉからなる化合物粒子が微細に形成されるようになるのである。また、それら元素の熱間圧延板における固溶量は、それぞれの元素のＡｌ合金中の含有量によって制限を受け、それら元素の固溶量によって実現される最大の導電率は、４０．０％ＩＡＣＳであり、更に、添加元素が最大限固溶した場合であっても、導電率は、３０．０％ＩＡＣＳ以上となる。なお、それら元素の固溶量が、上記で規定された下限値よりも少なくなると、塗装焼付け工程において、強度が著しく低下するようになる。
　また、本発明に従うＡｌ合金板は、元板特性として、その圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が２８０～３２０ＭＰａである特性を有している。かかる引張強さ（ＴＳ）が２８０ＭＰａよりも小さくなると、そのようなＡｌ合金板を用いて製造される缶体の強度が不足する問題があり、また３２０ＭＰａを超えるようになると、ＤＩ成形が困難となる問題が生じる。更に、本発明に従うＡｌ合金板は、その２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さ（ＡＢＴＳ）が２７０～３１０ＭＰａである特性を有している。この熱処理後の圧延方向の引張強さ（ＡＢＴＳ）が２７０ＭＰａよりも小さくなると、缶体強度が不足する問題があり、一方３１０ＭＰａを超えるようになると、ＤＩ成形が困難となる問題を惹起する。加えて、本発明に従うＡｌ合金板は、その圧延方向の引張強さ（ＴＳ）と２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の耐力（ＡＢＹＳ）の差（ＴＳ－ＡＢＹＳ）が５０ＭＰａを超えないように、調整されており、これによって、Ａｌ合金板の成形性と、そのようなＡｌ合金板を用いて得られる缶体の熱処理後の缶体強度とを有利に両立せしめることが可能となったのである。
　ところで、かくの如き本発明に従うＡｌ合金板を製造するに際しては、先ず、前述の如きＡｌ合金組成を与える材料を溶解し、Ａｌ合金溶湯とした後、公知の鋳造手法、例えばＤＣ鋳造法によって、Ａｌ合金鋳塊が造塊される。なお、そのようなＡｌ合金鋳塊は、本発明にて規定される、Ｍｎ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｔｉ及びＢの含有量からなる合金組成を有するものである。
　次に、かかるＡｌ合金鋳塊には、従来と同様な面削が施された後、本発明に従うＡｌ合金板の特性を得るべく、特定の均質化処理が施されることとなる。即ち、そのような均質化処理は、面削の施されたＡｌ合金鋳塊を、３０～１２０℃／時間の昇温速度において、５５０～６２０℃の範囲内の均質化処理温度（Ｔ：℃）まで加熱昇温せしめ、そして、かかる均質化処理温度（Ｔ）において、（１４５－０．２４Ｔ）時間（Ｈｒ）以上の間、保持することにより、実施されることとなるのである。なお、かかる昇温速度が３０℃／時間よりも遅くなると、装置の占有時間が長くなり、製造コストが増加し、また１２０℃／時間よりも早くなると、微細な粒子が多量に形成されて、強度が高くなり過ぎ、成形性が悪化する問題がある。また、均質化処理温度（Ｔ）が５５０℃よりも低くなると、均質化処理の効果が充分に得られず、一方、６２０℃以上となると、材料が部分溶融して、成形性が著しく低下する問題を惹起する。この均質化処理は、Ａｌ合金鋳塊に存在する元素の偏析を解消して、均一な組織とする他、粗大なα相化合物を析出させて、成形時の焼付きを防止する働きを発揮させる特徴も有している。そして、この均質化処理の保持時間を（１４５－０．２４Ｔ）時間以上とすることにより、その処理されたＡｌ合金鋳塊の断面組織について、走査型電子顕微鏡を用いて倍率：１００倍～２００００倍で観察した写真において、直径：０．１μｍ～１μｍの粒子の面積率が３．５％以上となり、これによって焼付き防止効果が得られ、且つ有効な耐熱軟化性を得るために必要なＭｎ，Ｆｅ，Ｓｉの固溶量を確保することが出来る状態となる。なお、この均質化処理の保持時間の上限としては、生産性等の観点から、一般に、３０時間以下、好ましくは２０時間以下が有利に採用されることとなる。
　そして、上記した均質化処理の終了後、Ａｌ合金鋳塊は、そのまま（直ちに）、熱間圧延に供される他、１０～９０℃／時間の冷却速度で、５００℃を下回ることのない（５００℃以上の）熱間圧延開始温度まで冷却された後、熱間圧延を施すようにすることも可能である。なお、Ａｌ合金鋳塊に対して冷却が施される場合において、その冷却速度が１０℃／時間よりも小さい（遅い）場合、或いは５００℃よりも低い温度まで冷却した場合には、その冷却工程中において、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉが析出して、それら元素の固溶量が低下するようになり、これによって、後の冷間圧延時のＭｎ，Ｆｅ，Ｓｉからなる微細粒子の析出が不十分となって、耐熱軟化性が低下する問題を生じる。また、かかる冷却速度が９０℃／時間よりも大きい（速い）場合においては、Ａｌ合金鋳塊内の温度分布が不均一となり、最終製品の特性が不安定となる問題がある。
　本発明において、Ａｌ合金鋳塊に対する熱間圧延は、従来と同様に熱間粗圧延と熱間仕上圧延とを組み合わせて実施され、熱間仕上圧延終了後の板厚が１．５～４．０ｍｍとなる板材を形成することとなるが、そこにおいて、熱間粗圧延は、上記した均質化処理されたままのＡｌ合金鋳塊又は所定の温度まで冷却されたＡｌ合金鋳塊に対して、出側温度（熱間粗圧延終了時の材料温度）が４３０～５５０℃となるように実施されて、板厚が２０～４０ｍｍの板材が形成されることとなる。そこで、かかる出側温度が４３０℃よりも低くなると、熱間粗圧延に続く熱間仕上圧延の出側温度が低めに外れる問題が生じ、また出側温度が５５０℃を超えるようになると、熱間圧延中に粗大な再結晶粒が生じて、成形性を損なう恐れがある。また、この熱間粗圧延にて得られる板材の厚さが２０ｍｍより薄くなると、続く熱間仕上圧延での加工度が不足し、熱間仕上圧延後に有効な再結晶組織を得ることが出来なくなる恐れがあり、一方、その厚さが４０ｍｍを超えるようになると、熱間仕上圧延での加工度が大きくなり過ぎて、ＤＩ成形時の異方性が強くなる問題が惹起されるようになる。
　さらに、かかる熱間粗圧延に続く熱間仕上圧延においては、出側温度（熱間仕上圧延終了時の材料温度）が３００～３９０℃となるようにして、公知の圧延操作が実施され、板厚が１．５～４．０ｍｍの板材が形成されることとなる。この熱間仕上圧延では、得られた板材のコイル巻取り後の冷却中に再結晶組織に調整することが重要である。かかる熱間仕上圧延の出側温度が３００℃よりも低くなると、再結晶組織の形成が不充分となり、異方性が強くなったり、製品の強度が高くなり過ぎる問題が惹起される。なお、この出側温度が３９０℃を超えるようになると、再結晶粒が粗大となり、ＤＩ成形性を損なう恐れがある。また、板厚が１．５ｍｍよりも薄くなると、その後の冷間圧延工程での加工度が不足して、強度が低くなり、逆に４．０ｍｍより厚くなり過ぎると、冷間圧延工程での加工度が高くなり、強度が高くなり過ぎる問題を生じる。そして、この熱間仕上圧延によって、前記固溶Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉ量が確保され得るようになっている。
　そして、上述の如くして得られた熱間圧延板には、更に冷間圧延が施されることとなるが、本発明にあっては、かかる冷間圧延の総加工度が７５％以上で且つ最終パスの定常部の平均圧延速度が７００～１６００ｍ／分となるように、冷間圧延を実施して、０．２～１．０ｍｍの板厚のＡｌ合金板が形成されるのである。なお、その冷間圧延は、従来と同様な手法に従って実施されるものであるが、その際、冷間圧延の総加工度が７５％よりも低くなると、或いは定常部の平均圧延速度が１６００ｍ／分よりも大きくなると、Ｍｎ系化合物粒子の析出が充分でなく、耐熱軟化性が低下する恐れがある。また、かかる定常部の平均圧延速度が７００ｍ／分よりも小さい場合には、生産性が著しく低下する問題がある。更に、そこで得られるＡｌ合金板の板厚が０．２ｍｍよりも薄くなると、缶体強度を確保することが困難となる問題があり、一方、板厚が１．０ｍｍよりも厚くなると、重量が重くなり、飲料缶として不適となる。
　さらに、本発明にあっては、前記した熱間仕上圧延にて得られる板材（熱間圧延板）の導電率（Ｓ１）と上記の冷間圧延にて得られる板材（冷間圧延板）の導電率（Ｓ２）との差（Ｓ１－Ｓ２）が、０．２～１．６％ＩＡＣＳとなるように、換言すれば冷間圧延板の導電率が２８．４％ＩＡＣＳ～３９．８％ＩＡＣＳの範囲内となるように、目的とするＡｌ合金板を製造することが好ましい。固溶Ｍｎが十分に存在すると、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉからなる化合物粒子が、冷間加工により誘起されて微細に析出し、耐熱軟化性が向上せしめられ得ることとなるのである。因みに、図１には、Ｍｎの含有量の異なるＡｌ合金からなる二つの試験片について、それぞれ冷間圧延を模擬した１５０℃での圧縮試験前後の導電率の差を調べた結果が示されているが、そこでは、Ｍｎを含むＡｌ合金からなる試験片では、冷間加工で導電率が増加しているのに対して、Ｍｎを添加していないＡｌ合金からなる試験片では、冷間加工による導電率の変化は殆ど認められないのであって、このことは、冷間加工によりＭｎ系化合物粒子が析出していることを裏付けるものである。そして、基本的に、冷間圧延では、加工歪により導電率が下がるものの、Ｍｎ系の化合物粒子の析出により、導電率は増加するようになるところから、全体として、導電率の低下量は０．２～１．６％ＩＡＣＳの範囲内となるのである。なお、そのような導電率の低下量が０．２％ＩＡＣＳよりも小さくなると、冷間加工度が不足して、強度不足の問題を惹起し、一方、１．６％ＩＡＣＳよりも大きくなると、冷間圧延にて誘起されるＭｎ，Ｆｅ，Ｓｉ系の析出粒子が不足し、耐熱軟化性の改善が充分でない問題を惹起することとなる。
　そして、かくの如くして得られた本発明に従うＡｌ合金板は、従来と同様にして、必要な加工が施されて、目的とする缶ボディが形成され、Ａｌ系飲料缶等として有利に用いられることとなる。例えば、本発明に従うＡｌ合金板には、必要に応じて脱脂洗浄や塗油等が施され、更に、カップ成形、ＤＩ成形、トリミング、洗浄、乾燥、塗装、焼付け、ネッキング及びフランジ加工の工程を経て、飲料缶ボディ（缶胴体）とされ、これに缶蓋（缶エンド）を取り付けることにより、目的とするＡｌ系飲料缶が有利に製造されることとなるのである。
　以下に、本発明の代表的な実施例を示し、本発明を更に具体的に明らかにすることとするが、本発明が、そのような実施例の記載によって、何等の制約をも受けるものでないことは、言うまでもないところである。また、本発明には、以下の実施例の他にも、更には上記した具体的記述以外にも、本発明の趣旨を逸脱しない限りにおいて、当業者の知識に基づいて、種々なる変更、修正、改良等を加え得るものであることが、理解されるべきである。
　なお、以下の実施例及び比較例において、得られたＡｌ合金板（元板：冷間圧延板）又はその中間製品である熱間圧延板から作製された試験材については、以下の手法に従って、測定乃至は評価した。
（１）元板の圧延方向の引張強さ（ＴＳ）
　実施例及び比較例において得られた、それぞれのＡｌ合金板（元板）から、その圧延方向において、ＪＩＳ　５号試験材を作製し、ＪＩＳ－Ｚ－２２４１に従って引張試験を実施することにより、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）を測定した。
（２）２０５℃×１０分間の熱処理後の圧延方向における引張強さ（ＡＢＴＳ）と耐力（ＡＢＹＳ）
　それぞれのＡｌ合金板（元板）からなる試験材に対して、塗装焼付け工程相当の熱処理（２０５℃×１０分間）を施した後、上記（１）と同様にして引張試験を実施し、かかる熱処理後の試験材における圧延方向での引張強さ（ＡＢＴＳ）と耐力（ＡＢＹＳ）を、それぞれ測定した。
（３）Ｓｉ、Ｆｅ及びＭｎ固溶量の測定（フェノール溶解法）
　実施例及び比較例においてそれぞれ得られた熱間仕上圧延後の熱間圧延板から切り出した小片サンプルを、１７０℃のフェノールに浸漬することにより、Ａｌ合金中のマトリックス成分を溶解せしめた後、ベンジルアルコールを添加して、その溶液を液体状態に保ちつつ、０．１μｍの孔径を有するフィルターを用いてろ過を行う。そして、そのフィルター上に捕捉された析出物を、塩酸・フッ酸混合液にて溶解し、その得られた溶解液を希釈した液を用いて、ＩＣＰ(Inductively Coupled Plasma)発光分光分析を行うことにより、析出Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉ量を求めた。また、固溶Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉ量は、鋳塊中の含有量から、上記析出量を差し引くことにより、求めた。
（４）導電率
　熱間仕上圧延後の板材（熱間圧延板）及び冷間圧延後の板材（元板：冷間圧延板）に対して、それぞれ、導電率測定器（フェルスター社製ＳＩＧＭＡＴＥＳＴ２．０６９）を用いて、周波数：９６０ｋＨｚにおいて測定し、ｎ＝３の平均値を求めた。なお、試験材の板厚が１ｍｍ未満の場合には、総厚が１ｍｍ以上となるように試験材（板）を重ね合わせて、測定に供した。
（５）製缶性評価
　実施例及び比較例で得られた各種Ａｌ合金板（元板）について、それぞれ、通常の製缶手法に従って、しごき率６６％にて、カップ成形及びＤＩ成形を行い、更にトリミングの後、従来と同様な塗装焼付けを実施して、製缶の可否を確認した。また、かかる製缶操作における缶壁の焼付き状況についても、目視評価した。
－実施例１－
　先ず、下記表１に示される合金成分組成を有する各種のＡｌ合金：Ａ１～Ａ１０を、常法に従って溶製した後、半連続鋳造法により、それぞれ、Ａｌ合金鋳塊を造塊した。次いで、この得られたＡｌ合金鋳塊に対して、従来と同様に面削を施した後、空気炉を用いて、４０℃／時間の昇温速度にて、６００℃の温度まで加熱、昇温せしめ、引き続き６００℃の温度で１０時間の均質化処理を施した。なお、本発明で規定される（１４５－０．２４Ｔ）時間以上の値は、１時間以上となり、上記の１０時間の均質化処理は、その条件を充分に満たしている。
　次いで、かかる均質化処理の後、そのまま（直ちに）、熱間圧延に供し、先ず、出側温度が４６０～５１０℃の範囲となるように、板厚が２８ｍｍとなるまで、リバース式圧延機を用いて、従来と同様な熱間粗圧延を実施し、次いで、出側温度が３００～３３０℃の温度となるように、板厚が２．２ｍｍとなるまで、熱間仕上圧延を、４スタンドのタンデム式圧延機を用いて、従来と同様な手法によって実施した。最後に、３パスの冷間圧延を行い、０．２８ｍｍの板厚のＡｌ合金板を製造した。この冷間圧延工程における総加工度は、８７．３％であった。また、このとき、最終パスの平均圧延速度は９００～１１００ｍ／分の範囲とした。なお、冷間圧延における最終パスの出側温度は、１４５～１５５℃であった。
　上記の各工程で得られたＡ１～Ａ１０のＡｌ合金からなる各種の板材のそれぞれについて、試験材（Ａ１～Ａ１０）を作製し、上記した評価法に従って、それぞれの性能評価を行い、その結果を、下記表２に示した。なお、下記表２においては、熱間圧延板の導電率（Ｓ１）と冷間圧延板の導電率（Ｓ２）との差（Ｓ１－Ｓ２）が、冷間圧延における導電率低下量として示されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　かかる表１及び表２の結果より明らかなように、Ａ１～Ａ１０のＡｌ合金からなる板材は、何れも、塗装焼付け工程を通過していない状態での圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が高過ぎず、それらの製缶性は良好であった。また、それらＡ１～Ａ１０のＡｌ合金板（試験材）は、熱処理した後の圧延方向での引張強さ（ＡＢＴＳ）が高く、耐熱軟化性においても、優れていることを認めた。
－比較例１－
　下記表３に示される各種の合金成分組成において、上記実施例１と同様な条件下において、Ｂ１～Ｂ１３の各種Ａｌ合金からなる板材を製造した。そして、それらＡｌ合金板材の製造工程において得られた試験材（Ｂ１～Ｂ１３）について、その特性を、上記と同様にして評価し、その結果を、下記表４に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　かかる表３及び表４の結果より明らかなように、Ｂ１試験材は、Ｍｎの添加量が不足したため、固溶Ｍｎ量が規定範囲より少なくなり、冷間圧延時の析出が不足して導電率が大きく低下した。その結果として、塗装焼付け処理時の強度低下量が大きく、缶体強度が不足した。また、Ｂ２試験材にあっては、Ｍｎの添加量が過多であり、元板の強度が高くなり過ぎたために、製缶時に破断する問題を惹起した。更に、Ｂ３試験材は、Ｍｇの添加量が不足したため、元板、塗装焼付け後の強度が不足した。Ｂ４試験材においては、Ｍｇの添加量が過多であるところから、元板の強度が高くなり過ぎ、そのために、製缶時に破断する問題が惹起された。Ｂ５試験材では、Ｆｅの添加量が不足したため、粗大な金属間化合物が不足し、製缶後に表面荒れが惹起された。また、固溶Ｆｅ量が不足し、冷間圧延時の析出が不足したため、塗装焼付け時に大きく強度が低下した。
　そして、Ｂ６試験材にあっては、Ｆｅの添加量が過多であるため、粗大な金属間化合物が形成されて、製缶時に破断する問題を惹起した。またＢ７試験材は、Ｓｉの添加量が不足し、冷間圧延時の析出が不足したため、塗装焼付け時の強度低下が大きく、缶体強度が不足した。Ｂ８試験材は、Ｓｉの添加量が過多であり、粗大な金属間化合物が過剰に形成されて、製缶時に破断する問題を惹起した。また、Ｂ９試験材は、Ｃｕの添加量が不足しており、そのために塗装焼付け処理時の析出強化が不足することとなったため、塗装焼付けによる強度低下が大きく、缶体強度が不足した。更に、Ｂ１０の試験材にあっては、Ｃｕの添加量が過多であるために、元板強度が高くなり過ぎ、製缶時に破断する問題を惹起した。加えて、Ｂ１１、Ｂ１２及びＢ１３の試験材にあっては、それぞれ、Ｚｎ，Ｔｉ，Ｂの添加量が過多であって、そのために粗大な金属間化合物粒子が過剰に形成されて、製缶時に破断する問題が惹起された。
－実施例２－
　実施例１におけるＡ９試験材を与える合金成分組成（Ａｌ合金：Ａ９）を採用して、下記表５に示される各種製造条件下において、Ｃ１～Ｃ１３の各種Ａｌ合金板材を、それぞれ製造した。なお、かかる表５に示されていない基本的な製造条件は、実施例１と同様とした。そして、その製造工程において得られたＣ１～Ｃ１３の各種のＡｌ合金板材を用いて、それぞれ試験材（Ｃ１～Ｃ１３）を作製し、上記の実施例と同様の評価を行って、その結果を、下記表６に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　かかる表５及び表６の結果から明らかなように、Ｃ１～Ｃ１３のＡｌ合金板材（試験材）は、それぞれ、塗装焼付けが施されていない状態下における圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が高過ぎず、適切な値とされているところから、何れも、製缶性が良好となるものであった。
－比較例２－
　実施例１におけるＡｌ合金：Ａ９の合金成分組成を採用して、下記表７に示される各種製造条件下において、Ｄ１～Ｄ９の各種Ａｌ合金板材を製造した。なお、かかる表７に記載のない製造条件は、実施例１の場合と同様とした。そして、それらＤ１～Ｄ９のＡｌ合金板材（冷間圧延板）からなる試験材（Ｄ１～Ｄ９）について、その板材特性を評価し、その結果を、下記表８に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　かかる表７及び表８の結果より明らかなように、Ｄ１試験材は、均質化処理に際しての昇温速度が速いために、昇温中に、微細なＭｎ，Ｆｅ，Ｓｉ系粒子が形成されて、強度が増加し、製缶時において破断する問題を惹起した。また、Ｄ２試験材にあっては、均質化処理における保持温度が低いために、均質化効果が充分でなく、組織が不均一となって、製缶時に破断する問題があり、一方、均質化処理における保持温度が高過ぎるＤ３試験材にあっては、共晶融解を起した組織となり、組織が不均一となって、製缶時に破断する問題が惹起された。更に、Ｄ４試験材にあっては、均質化処理における保持時間が（１４５－０．２４Ｔ）よりも短い時間であったために、個体潤滑効果を示す円相当径で、０．１～１．０μｍのＭｎ，Ｆｅ，Ｓｉ系化合物粒子の形成が不充分となり、製缶後の表面に焼き付きが生じた。
　また、Ｄ５試験材にあっては、熱間圧延（熱延）開始温度までの冷却速度が小さいために、冷却中において析出が進み、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉの固溶量が減少して、冷延（冷間圧延）時においてＭｎ，Ｆｅ，Ｓｉ系微細粒子の析出が不充分となって、耐熱軟化性が低下したものとなり、一方、熱延開始温度までの冷却速度が大きいＤ６試験材にあっては、鋳塊内部の温度が不均一となって、材料組織にバラツキが生じ、製缶時に破断する問題を惹起した。加えて、Ｄ７試験材においては、熱延開始温度が低いために、熱延開始温度まで冷却する過程で析出が進んで、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉの固溶量が減少し、冷延時のＭｎ，Ｆｅ，Ｓｉ系微細粒子の析出が不十分となって、耐熱軟化性が低下し、その結果、塗装焼付け後の缶体強度が不足した。
　さらに、Ｄ８の試験材にあっては、冷間圧延における総加工度が不足しているため、強度が不足する問題を内在するものであった。加えて、Ｄ９試験材においては、冷間圧延工程における最終パスの圧延速度が速いために、冷間圧延中において、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉ系微細粒子の析出が不十分となり、耐熱軟化性が低下する問題を惹起するものであった。

Claims (10)

  1. 　質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を材質とする熱間圧延板を用いて得られた冷間圧延板からなる板材であって、該熱間圧延板における、固溶Ｍｎ量が０．２５質量％以上、固溶Ｆｅ量が０．０２質量％以上及び固溶Ｓｉ量が０．０７質量％以上であり、且つ導電率が３０．０～４０．０％ＩＡＣＳであり、該冷間圧延板における、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が２８０～３２０ＭＰａであり、２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さ（ＡＢＴＳ）が２７０～３１０ＭＰａであると共に、前記圧延方向の引張強さ（ＴＳ）と２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の耐力（ＡＢＹＳ）との差が５０ＭＰａ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。
  2. 　質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を材質とする熱間圧延板であって、０．２５質量％以上の固溶Ｍｎ量と、０．０２質量％以上の固溶Ｆｅ量と、０．０７質量％以上の固溶Ｓｉ量とを含有し、且つ３０．０～４０．０％ＩＡＣＳの導電率を有していることを特徴とする缶ボディ用アルミニウム合金熱間圧延板。
  3. 　質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を材質とする板材であって、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が２８０～３２０ＭＰａであり、２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さ（ＡＢＴＳ）が２７０～３１０ＭＰａであると共に、前記圧延方向の引張強さ（ＴＳ）と２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の耐力（ＡＢＹＳ）との差が５０ＭＰａ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。
  4. 　導電率が、２８．４％ＩＡＣＳ～３９．８％ＩＡＣＳである請求項３に記載の缶ボディ用アルミニウム合金板。
  5. 　質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を材質とするアルミニウム合金鋳塊を準備する工程と、
    　かかるアルミニウム合金鋳塊を用いて、熱間圧延を実施し、固溶Ｍｎ量が０．２５質量％以上、固溶Ｆｅ量が０．０２質量％以上及び固溶Ｓｉ量が０．０７質量％以上であり、且つ導電率が３０．０～４０．０％ＩＡＣＳである熱間圧延板材を得る工程と、
    　該熱間圧延板材を冷間圧延して、圧延方向の引張強さ（ＴＳ）が２８０～３２０ＭＰａであり、２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の引張強さ（ＡＢＴＳ）が２７０～３１０ＭＰａであると共に、前記圧延方向の引張強さ（ＴＳ）と２０５℃×１０分の熱処理後の圧延方向の耐力（ＡＢＹＳ）との差が５０ＭＰａ以下である冷間圧延板材を形成する工程と、
    　を有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。
  6. 　質量基準にて、Ｍｎ：０．７～１．３％、Ｍｇ：０．８～１．５％、Ｆｅ：０．２５～０．６％、Ｓｉ：０．２５～０．５０％、Ｃｕ：０．１０～０．３０％、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下及びＢ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を材質とするＡｌ合金鋳塊を面削した後、３０～１２０℃／時間の昇温速度で５５０～６２０℃の範囲内の均質化処理温度（Ｔ）まで加熱昇温せしめ、そして該均質化処理温度（Ｔ）において、（１４５－０．２４Ｔ）時間以上の間、保持することにより、均質化処理を施し、次いでかかる均質化処理の終了後、直ちに、又は１０～９０℃／時間の冷却速度で、５００℃を下回ることのない熱間圧延開始温度まで冷却した後、出側温度：４３０～５５０℃となるように熱間粗圧延を実施して、板厚：２０～４０ｍｍの板材を形成せしめ、続いて出側温度：３００～３９０℃となるように熱間仕上圧延を行って、板厚：１．５～４．０ｍｍの板材とした後、総加工度が７５％以上且つ最終パスの定常部の平均圧延速度が７００～１６００ｍ／分となるように冷間圧延を行って、０．２～１．０ｍｍの板厚と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。
  7. 　前記熱間仕上圧延にて得られる板材の導電率（Ｓ１）と前記冷間圧延にて得られる板材の導電率（Ｓ２）との差（Ｓ１－Ｓ２）が、０．２～１．６％ＩＡＣＳであることを特徴とする請求項６に記載の缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法。
  8. 　前記均質化処理の施されたＡｌ合金鋳塊に対する走査型電子顕微鏡写真において、直径：０．１μｍ～１μｍの粒子の面積率が、３．５％以上である請求項６又は７に記載の缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法。
  9. 　請求項１又は請求項３又は請求項４に記載の缶ボディ用アルミニウム合金板からなることを特徴とする飲料缶ボディ。
  10. 　所定の塗装焼付け処理が施されている請求項９に記載の飲料缶ボディ。
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