JPH06500827A

JPH06500827A - アルミニウムシートの製法

Info

Publication number: JPH06500827A
Application number: JP3515168A
Authority: JP
Inventors: マーシュ，アイヴァン　エム; マコーリフ，ドナルド　シー
Original assignee: ゴールデン　アルミナム　カンパニー
Priority date: 1990-09-05
Filing date: 1991-09-05
Publication date: 1994-01-27
Also published as: WO1992004479A1; NO930793D0; CA2091184A1; NO930793L; AU659099B2; EP0547112A4; AU8510591A; EP0547112A1

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】本発明は、容器端面や容器本体等の有用製品へ加工するのに適切であり低イアリング性と向上した強度とを有したアルミニウムシートを、アルミニウム合金組成物から製造する方法に関する。

発明の技術的背景最近、改質しなくても容器本体と容器端面との両方の製造に適切な、アルミニウム合金シートを得る多大な努力がなされている。アルミニウム飲料容器は、一般に２個構成として作られ、その一方は容器の側壁および底壁（この両者をまとめて容器本体と呼ぶ）を形成し、他方は容器の頂部を形成する。周知の方法においては、アルミニウムシートの円形板をカップ状に加工し、次いで次第に減少した内径を有した一連のダイスにカップ状シートを通して側壁を引続き伸ばし薄くすることによってカップ状シートを絞り成形しシゴキ加工することによって、容器本体を形成する。

その結果、底部よりも側壁の方が薄い一体的本体が得られる。容器本体の製造に用いられる一般的な合金は、ＡＡ３００４（アルミニウム協会に登録された合金）である。この合金は、主にマグネシウム（Ｍｇ）とマンガン（Ｍ　ｎ　）の濃度が低いので、絞り成形およびシゴキ加工に適切な特性を有している。

しかし、マグネシウム含有量の低いＡ　Ａ　３００４等の合金は、通常開放の容易なリング引牛等を備えた容器端面の製作に使用するには不充分な強度を有している。従って、容器端面には、Ａ　Ａ　５０８２合金やＡ　Ａ　５１８２合金等の、マグネシウム濃度の高い合金が用いられている。合金ＡＡ３００４．５０８２゜５１８２および他の合金の主成分を表１に示す。

完成容器（端面を備えた本体）は、未火入れビールを収容する場合には少なくとも約６０ボンドの内圧に耐え、火入れビール、味付ソーダ水、あるいは同様の炭酸化度合の高い飲料を収容する場合には少なくとも約９０ポンドの内圧に耐える必要がある。現在は、Ａ　Ａ　３００４本体合金とＡ　Ａ　５０８２端面素材とから製作した容器は、約ｏ、ｏｉｉａインチの厚さのアルミニウムシートから製作した場合には、９０ポンドの内圧に耐えることができる。薄いシートで作った容器は、厚いシートの物よりもシート材料使用量が少なく、従って製造コストが低い。しかし、０．０１１Ｏインチ等の薄い素材で作った容器は、９０ポンドの内圧に耐えるだけの強度を持たず、あるいは長距離輸送中のか酷な条件に耐える程の強度を持たない。

また、絞り成形およびシゴキ加工に供されるアルミニウム合金シートは、イアリング率が低いことが望ましい。イアリング率（イアリングとも呼ぶ）とは、４５ ″イアリング５（耳形成）または４５＠横揺れ組織を意味する。この値は、絞り成形したカップ状シート内で突出している耳の高さから耳間の谷の高さを引算することにより測定される。この差を谷の高さで割算し、１００を掛けてイアリング率を算出する。４５°イアリングは、ストリップの軸線に対して４５″の角度で測定する。このイアリングに起因して、胴部のリムが変形してスカラップ形の外観になることが多い。

容器本体を完成する前にこのイアリングを除去しなければならないので、層材が発生する。さらに、オルゼンカップ試験により測定して約２％より高い過度のイアリングは、絞り装置と干渉してしまう。イアリングが減少すると、層材が減少し、製造工程を簡単化できる。

このイアリングを減少させるため、従来は冷間加工率（即ち、合金シートの冷間圧延中の厚さ減少率）を下げる方法をとっていた。因１に示すように、Ａ　Ａ　５０１７合金を用いた場合には、冷間加工率が下がるにつれて、イアリングは減少する。しかし、図１に示すように、冷間加工率が下がるにつれて、降伏強さも減少する。従って、薄いあるいは強度の大きい素材を形成するために冷間加工を増やすと、容認できない程に高率のイアリングが生じてしまう。逆に、冷間加工を減少させることによってイアリングを減少させると、素材は厚く強度が比較的低いものとなってしまう。

アルミニウム合金は、溶融合金を直接チル鋳造してインゴットとし、このインゴットを圧延してストリップ状にすることにより、あるいは連続ストリップ鋳造法により製造できる。連続ストリップブロック鋳造装置については、米国特許第３，７０９．２８１号、第３．７４４，５４５号、第３．７４７．６６６号、第３．７５９．３１３号、第３，７７４，８７０号に記載されている。連続ブロック鋳造法の種々の変形が存在するが、これらは全て一般に下記の段階を含む。

ノズルまたはディストリビュータ先端から、２つの組の逆方向回転するチルドブロック間に形成されたキャビティ内へ、溶融アルミニウム合金を注入する。合金は、キャビティ内にある間に冷却し、凝固してアルミニウムシートを形成する。

次いでこのアルミニウムシートはローラー間を通過して、ストリップの厚さが減少する。この段階は、熱間圧延と呼ばれる。

連続ストリップは、熱間圧延段階から出てくる時に、コイル状に巻かれ、冷却する。冷却したコイルを次いで冷間圧延して、その厚さをさらに減少させる。各冷間圧延！＜ス間に中間焼なまし段階ををした幾つかのパスを実施して、ストリップを冷間圧延する場合もある。

合金ストリップは、その最終厚さに達した時に、容器本体、容器端面等の有用製品の製造に適切な形に切断できる。

工程の種々の段階で、スクラップ（プラントスクラ・ツブ）が生じる。

低イアリングのアルミニウム合金またはその製法については、幾つかの特許がある。例えば、１９８０年１２月９日付のジョンギョス等による米国特許第４．２３８，２４８号には、低イアリングのアルミニウム合金の製法が開示されている。

この製法によれば、３００４合金の溶融体、またはマンガンとマグネシウムの総合濃度が２％から３．３％までの範囲内であり（特に記載なければ％は全で重量％である）マグネシウム：マンガン比が１．４　：　１から４．４　：　１までの範囲内である合金の溶融体を鋳造し、次いで４００℃から合金の液相線温度（即ち、合金の相が液体状態と固体／液体状態との間で変化する温度であり、この場合には約６００℃）までの範囲の温度に２〜１５分保つ。次いで、３００℃から非平衡固相線温度（即ち、合金の相が固体／液体状態と比較的固体の状態との間で変化する温度）までの範囲の温度で熱間圧延し、コイル状に巻き、室温に冷却する。第一冷間圧延によって、少なくとも５０％だけ厚さを減少させ、次いで３５０℃から５００℃で９０秒未満の時間だけフラッシュ焼なましを実施する。

第二冷間圧延により、７５％までの厚さ減少が生じる。

１９７１年２月２日付のアンダーソン等による米国特許第３．５６０．２６９号には、表１に示した組成のアルミニウム合金が開示されている。この場合には、直接チル鋳造によってインゴットを鋳造し、８００　’Ｆに加熱し、この温度に２４時間保つ。このインゴットを熱間圧延し、得られたストリップを７００’Ｆで焼なましする。第一冷間圧延によって、厚さを少なくとも８５％減少させ、次いで６００　’Ｆで焼なましする。

任意的には第二冷間圧延を実施してもよく、この段階により厚さを少なくとも３０％減少させて最終厚さにする。得られるシートは、イアリングが３％以下であり、この値は良好な値であると記載されている。

上記のように、容器端面用の合金に必要とされる特性は、容器本体用の合金に必要とされる特性と異なり、従って、再循環アルミニウム容器（即ち背面と本体との組合せ）を溶融すると、容器本体と容器端面とのいずれかの製造に不満足な溶融体が生じる。容器端面的２５％と容器本体的７５％からなる再循環アルミニウムの代表的な溶融体の成分の重量％を、表１に示す。容器本体と容器端面との両方に適切な合金を、再循環アルミニウムから得るために努力がなされてきた。

再循環アルミニウム容器の処理方法が、１９８３年１０月２５日付のブレネッケ等による米国特許第４，４１１，７０７号、１９８１年８月４日付のロバートソン等による米国特許第４．２８２．０４４号、１９８１年５月２６日付のロバートソン等による米国特許第４．２６９，８３２号、１９８１年４月７日付のロバートソン等による米国特許第４，２６０，４１９号、１９８０年１１月２５日付のニューフェルト等による米国特許第４゜２３５．６４６号に開示されている。

表１に示すように、全て、容器端面約２５重量％と容器本体的７５重量％との初期溶融体を出発材料としている。次いで、全般に純アルミニウムの添加によって、表１に示した組成の合金を形成するように初期溶融体を調節する。マンガンとマグネシウムの総合濃度は２．０％から３．３％の範囲内であり、マグネシウム：マンガン比は１．４　：　１から４．４　：　１の範囲内である。

上記の特許間の相違点は、所望組成への調節後に、合金を鋳造し加工する方法にある。

米国特許第４．２３５，８４６号、第４．２ＢＯ，４１９号および第４．２８２．０４４号には、鋳造後に合金ストリップ（上記の組成を有する）を４００℃から６００℃の間の温度に２〜１５分間保つ、１続ストリップ鋳造法が開示されている。次いで、熱間圧延して゛厚さを少−なくとも７０％゛減少させ、コイル状に巻き、室温まで冷却する。このストリップを次に巻出し、１段階または２段階で冷間圧延して最終厚さにする。冷間圧延を２段階で実施する場合には、第一段階で厚さを少なくとも５０％減少させ、次いで３５０℃から５００℃の間の温度に合金を加熱し室温に冷却することによりフラッシュ焼なましを実施し、その時間は９０秒未満である。２回目の冷間圧延で、厚さをさらに７５％以下だけ減少させる。

米国特許第４，２６９．６３２号および第４，２６０，４１９号には、得られた鋳造インゴットを５５０℃から６００℃の間の温度に４〜６時間保ち次に冷却する、上記の溶融体の直接チル鋳造法が開示されている。４５０℃から５１０℃の間の温度にある開口に、このインゴットを熱間圧延して、厚さを４０％〜９６％だけ減少させる。得られたストリップを再度熱間圧延して、厚さをさらに７０％〜９６％だけ減少させる。このストリップをコイル状に巻き、次いで２つの方法のいずれかで焼なます。即ち、３５０℃から５００℃の間の温度で３０〜９０秒フラッシュ焼なましするか、あるいは、３１５℃から４００℃の間の温度で２〜４時間焼なましする。焼なまし後に、ストリップを冷却し、１つまたはそれ以上の段階で冷間圧延し、厚さを合計的８９９６だけ減少させる。各冷間圧延段階後に、フラッシュ法または従来法により焼なます。

米国特許第４．４１１，７０７号には、連続チルロール鋳造法の変形を用いて上記のスクラップ溶融体から容器端面を製造する方法が開示されている。この方法では、６８２℃から７１θ℃の溶融合金を、０．２３〜０．２８インチの厚さに鋳造し、次に圧延して厚さを約２５％減少させる。得られたストリップを巻き、室温に冷却し、次いで少なくとも２段階で冷間圧延する。第一段階で厚さを少なくとも６０％減少させ、第二段階で少なくとも８５％減少させる。２つの冷間圧延段階の間で、４４０℃〜４８３℃で約２時間焼なます。必要ならば、ざらに冷間圧延／焼なまし段階を実施できる。

１９７４年１月２２日付のセラツアー等による米国特許第３．７８７．２４８号には、再循環アルミニウム容器の溶融体から、容器端面と容器本体の両方に適切な合金を製造する方法が開示されている。この合金の組成を表１に示す。従来の鋳造法のいずれをも用いてよく（但し直接チル鋳造が好ましいとされている）、その後合金を８５０７〜１１５０”Ｆで２〜２４時間均質化する。次に少なくとも２回熱間圧延し、その１回目で６５０″Ｆ〜９５０丁の温度で厚さを少なくとも２０％減少させ、２回目で４００　’Ｆ〜８００”Ｆで少なくとも２０％厚さを減少させる。第三の圧延操作（冷間圧延に匹敵する）を４００　”Ｆ未満の温度で実施し、厚さを少なくとも２０９６減少させて最終厚さにする。次に、２００６Ｆ〜４５０　＠Ｆで５秒より長い時間（好ましくは３０分から８時間）焼なます。単一冷間圧延段階の代りに、アルミニウムストリップを２〜３回冷間圧延および焼なましをして、最終厚さを得るようにしてもよい。

１９８２年３月９日付のジェフリー等による米国特許第４．３１１１．７５５号には、連続ストリップ鋳造法を用いて再循環容器から作られた容器本体に適切な、表１に示す組成のアルミニウム合金が開示されている。ストリップ３８０℃〜４５０℃で鋳造機から出て、熱間圧延され、厚さを７２％〜８２％減少する。このストリップは１５０℃〜２００℃で熱間圧延機から出て、巻かれる。次いでストリップを冷間圧延によってその最終厚さにし、４００℃〜４２０℃で２時間焼なますか、またはフラッシュ焼なましに供する。

イアリング率が低く、現在用いられている厚さよりも薄くしかも良好な強度特性を有し、容器本体と容器端面との両方の製造に用いるのに適切であるようなアルミニウム合金シートの製法を提供することが有用である。また、再循環アルミニウム容器から事実上製造できる合金から、このようなシートを製法することが有用である。

発明の概要本発明は、アルミニウム合金からアルミニウムシートを製造する方法を提供する。このアルミニウムシート（ストリップ素材としても知られる）は、現在用いられている厚さよりも薄い容器端面および容器本体の両方の製作に適切であり、低いイアリング性ををし、少なくとも部分的に、再循環アルミニウムスクラップから形成することができる。

初期合金溶融体は、プラントスクラップ、容器スクラップおよび消費者スクラップ等のアルミニウムスクラップから形成してもよい。次いでこの溶融体を調節して、本発明の合金組成物を形成する。この組成物は、約１．９％から約２．８％のマグネシウムと、約０．９％から約１．６％のマンガンとを含み、残りが本質的にアルミニウムであることが好ましい。調整後の溶融体を、鋳造してストリップにし、熱間圧延して第一の厚さにすることが好ましい。この熱間圧延ストリップを焼なまし、次いで少なくとも１つのバスで冷間圧延して最終厚さにする。

本発明の一実施例によれば、熱間圧延ストリップの焼なましは、このストリップをコイル状に巻き、約’１１５”Ｆから約８３０°Ｆまでの範囲の温度に約３時間またはそれにより短かい時間加熱し、次いで焼なましストリップを約５００丁に冷却する段階を含む。

別の実施例によれば、熱間圧延ストリップの焼なましは、ストリップを密にコイル状に巻き、その熱間圧延機出口温度から周囲温度まで長時間放冷する自己焼なまし段階を含む。

焼なましストリップの冷間圧延は、第一段階でストリップの厚さを少なくとも３５％だけ減少させ、次いでストリップを中間焼なましに供する段階を含む。中間焼なまし段階後に、第二段階においてストリップを冷間圧延して、約４５％から約６５％までの範囲の値だけ厚さを減少させて最終厚さにする。最終厚さは非常に薄い、例えばｏ、ｏｔｏインチであってもよく、その場合でもストリップの強度と低イアリング性は維持できる。

本発明の一実施例においては、冷間圧延は、水系圧延エマルジョンを用いた段階をも含み、これにより冷間圧延ストリップは、油系圧延エマルジョンを用いた場合よりも高い温度をとることが可能になる。

本発明の製法は、イアリング性が低く、従来の合金および製法を用いた場合に可能な厚さよりも薄い厚さの容器端面および容器本体の両方の製作に適切であるアルミニウムシートを提供するという技術的長所を有する。さらに本発明の製法は、アルミニウムスクラップからアルミニウム合金シートを誘導できるという技術的長所を有する。

図面の簡単な説明図１は、降伏強さと冷間加工の関係およびイアリングと冷間加工の関係を示す図、図２、図２ａは、本発明の製法の実施例を示すフローチャート、図３は、本発明により製造された合金シートの強度およびイアリング特性に対する、マンガンおよびマグネシウム濃度変更効果を示した図、図４は、従来の直接鋳造合金および本発明のブロック鋳造合金のイアリング率に対する、冷間加圧の影響を示した図である。

発明の詳細な説明本発明は、合金からアルミニウムストリップまたはシート素材を製造する方法を提供する。ここでシートとは、事実上厚さよりも大きな長さと巾を有したアルミニウムの鋳造片を意味し、コイル、ストリップ、平坦素材、缶形板、蓋素材等を包含する。本発明のシート素材は、イアリング率が低く、現在製作されているアルミニウムシートよりも薄い厚さで向上した強度を有する。この合金は、少なくとも部分的に、再循環アルミニウムスクラップから誘導され得る組成を有する。

この製法は、鋳造、熱間圧延、焼なまし、および冷間圧延段階を含むことができる。得られたアルミニウムシートは、飲料容器本体、飲料容器端面等の深絞り成形しシゴキ加工した物品の製作に用いるのに特に適切である。

本発明によれば、アルミニウム合金組成物の処理にブロック鋳造技法を使用することが好ましい。ブロック鋳造技法を、図２、図２ａのフローチャートに示す。

ブロック鋳造機は、米国特許第３．７０９．２８１号、第３．７４４．５４５号、第３．７４７．６６６号、第３．７５９．３１３号および第３，７７４，６７０号に開示される種類のものであることが好ましい。

適切な合金組成物を形成した後に、好ましくは例えばＩＢｍｍの先端を有したノズルから溶融体を鋳造する。対向した対をなす回転ブロックにより形成された鋳造キャビティ内で、好ましくは約０．８インチ（２０ｍｍ）未満の厚さ、さらに好ましくは約０．６から０．８インチ（約１５２ｍｍから２０ｍｍ）の厚さに、溶融体を鋳造する。

この金属ストリップは、移動する間に冷却し、冷却ブロックに沿って凝固し、鋳造キャビティから出る。この出口において冷却ブロックは鋳造ストリップから離れ、冷却器に移動して冷却される。鋳造ストリップがチルプロ・ツク鋳造機の鋳造キャビティを通過する際の冷却速度は、種々の工程および製品のパラメータにより調節される。これらのパラメータとしては、鋳造されている材料の組成、ストリップ厚さ、チルブロックの材質、鋳造キャビティの長さ、鋳造速度およびチルブロック冷却系の効率等が挙げられる。

鋳造ストリップはできるだけ薄いことが好ましく、この場合には引続くストリップ加工を少なくすることができる。

通常、最小ストリップ厚さを得るための制限要因は、鋳造機のディストリビュータ先端のサイズである。本発明の好適な実施例においては、約０．６から約０．８インチ（１５２ｍｍから２Ｑｍ　ｍ　）の厚さで、ストリップを鋳造する。但し、それより薄いストリップを鋳造してもよい。

通常、鋳造ストリップは、約８５０°Ｆから約１，１００　’Ｆ　（約４５０℃ から５９５℃）の温度でブロック鋳造機から出る。鋳造機から出た鋳造ストリップは、ホットミル内で熱間圧延操作に供される。

鋳造ストリップは、好ましくは約８８０丁から約１．０００°Ｆ（約４７０℃から５４０℃）の範囲、より好ましくは約９００’Ｆから約９７５　’Ｆ　（約４８０℃から２５２℃）の範囲の温度の第一熱間圧延機に入る。この熱間圧延機により、好ましくは少なくとも約７０％、より好ましくは少なくとも約８０％だけストリップの厚さを減少させる。ホットミル内での厚さ減少率は、できるだけ高いことが好ましい。

意外にも、本明細書に示した他の工程段階に加えて、ホットミルを出るストリップの温度が、できるだけ低い場合に、向上した性質のストリップ製品が得られることが判明した。所望の製品性質を得るためには、ホットミルからの出口、温度は、約６６０°Ｆ（約３４５℃）以下、好ましくは約６３０　＠Ｆから約６６０　’Ｆ　Ｃ約３３０℃から３４５℃）であるべきである。但し、この温度はできるだけ低いことが好ましいが、ホットミル内での厚さ減少率を上げると、出口は高くなる。

ストリップを好ましくはホットミル出口温度に成る時間だけ保ち、巻き、次いで焼なまず（熱処理としても知られる）。この焼なまし段階は、最終ストリップ素材のイアリングを減少させるために重要である。好ましくは、コイル状のストリップを、好ましくは約８２０″Ｆから約８３０°Ｆ（約４３５℃から４４５℃）の温度で、少なくとも約３時間焼なます。コイル状ストリップを、約７７５　’ Ｆから約８３０″Ｆ（約４１Ｏ℃から４４５℃）の温度で約３時間より短い時間焼なましでもよい。焼なまし段階から出た時のコイル温度は、好ましくは約５００丁（約２６０℃）であり、次いて周囲温度に放冷する。

代りに、ストリップが、約１３．０００ポンドより高い質量等の充分な質量を有する場合には、非常に密にストリップを巻いて徐々に周囲温度まで放冷することによって、自己焼なましさせてもよい。この工程には２日またはそれ以上の時間をかけてもよい。この工程は、ストリップの焼なましに特に熱を必要とせずエネルギーコストを低くできるから得策である。

焼なましたコイルが周囲温度まで冷えた後に、少なくとも１段階の冷間圧延バスで、好ましくは２段階の冷間圧延バスで、冷間圧延して最終厚さにする。第一冷間圧延段階で、約４０％から約８０％程度厚さを減少させることが好ましい。

第一冷間圧延段階として、単一冷間圧延バスを実施してもよい。好ましくは、冷間圧延バスを少なくと、２回実施し、第一パスで厚さを約４０％減少させ、第二冷間圧延バスによりさらに約３５％から約７０％程度減少させる。第一冷間圧延段階で少なくとも２回の冷間圧延バスを用いた冷間圧延を実施すると、より均一な鋳造ストリ・ノブが得られることが判明した。

各冷間圧延バスから出た時のストリップの温度は、合金ストリップとローラーとの摩擦に起因して約１５０’Ｆから２００″Ｆ（約６５℃から９５℃）である。

第一冷間圧延段階の後に、ストリップを好ましくは約６５０°Ｆから約７００° Ｆ（約３４０℃から３７５℃）、さらに好ましくは約６７０”Ｆから約６８０　 ”Ｆ　（約３５５℃から３６０℃）で、約３時間焼なます。この中間焼なましにより、最終ストリップの二次成形適性とイアリング特性が改良される。

冷間圧延および焼なまされたストリップが周囲温度まで冷えた後に、第二冷間圧延段階によりその厚さをさらに減少させる。最終冷間圧延段階は、製品のイアリングを調節するための有意義な要因である。最終冷間圧延段階で必要とされる厚さ減少量、即ち最終冷間加工率により、第一冷間圧延段階で必要な厚さ減少量が定まる。

好ましい最終冷間加工率は、降伏強さとイアリングとのバランスが最適になるような点である。この点は、降伏強さとイアリング値の各々を冷間加工率に対してプロットすることにより、特定の合金組成物について容易に決定できる。最終冷間圧延段階についてこの好ましい冷間加工率を決定すると、中間焼なまし段階中のストリップの厚さと初期冷間圧延段階の冷間加工率を決定できる。

イアリングを最少にするのに必要な最終冷間加工率は、特定の合金の組成に依存する。アルミニウム合金のマグネシウム含有量が高くなるにつれて、冷間加工率も増すと思われる。本発明によれば、第二冷間圧延段階で厚さを、約３５％〜約７０％、好ましくは約４５％〜６５％、さらに好ましくは約４０％減少６０％だけ減少させて、例えば約０．０１１８インチ（０，２９ｍｍ）未満の最終厚さにする。この第二段階は、単一冷間圧延バス、または２回またはそれ以上のバスを含むことができ、最終厚さは例えば０．０１０インチ（０，２５４ｍｍ）であってもよい。

この第二冷間圧延段階は好ましくは、冷間圧延工程中に水素圧延エマルジョンを用いることにより冷間圧、延ストリップを安定化させる処理を含むことができる。油系エマルジョンを用いて冷間圧延中に可能な厚さ減少量は、エマルジョンの引火点により制限される。減少量を増すと、摩擦が増し、そのためストリップの出口温度が増す。温度がエマルジョンの引火点より高くなると、火災が発生する。従って、発生する熱が油系エマルジョンの引火点より低いように、減少量を制限しなければならない。

水素圧延エマルジョンを用いて冷間圧延中に安定化を実施する場合には、火災の危険性が減少する。従って、油系エマルジョンを用いた場合に安全な温度よりもはるかに高い３００　’Ｆ〜３５０″Ｆ（約１４５℃〜１８０℃）の温度で、各パスにおいてより一層厚さを減少できる。安定化により、冷間圧延中に機械的性質が下がり、そのためその後の処理中にアルミニウムシートの強度は全く減少することがなくなる。

最終冷間圧延パス後に、ストリップを引張レベリング段階に供して、さらに均一な平坦性を達成してもよい。これは、ローラー間でストリップを引張るかまたは伸張することにより実施できる。

本発明により製造されたアルミニウム合金シートは、数多くの用途に有用である。用途しては、ケーブルの外装、ベネシャンブランド素材、および他の建築用製品が挙げられるが、これらに制限されるものではない。本発明により製造されたアルミニウムシートは、絞り成形およびシゴキ加工した容器本体および容器頂部用に特に有用である。このアルミニウム合金シートから容器頂部を製作する際には、中間焼なまし段階を実施しないことが好ましい。

ベーキングまたは安定化を実施する前に、圧延したままの合金シートは、約３８　ｋｓ　ｉ　（２６２８Ｐａ）より高い、好ましくは約４２ｋｓｉ　（２９０ＭＰａ）より高い、さらに好ましくは約４４ｋｓｉ（３０４ＭＰａ）より高い降伏強さを有している。圧延したままの合金シートは、好ましくは約４８ｋｓｉ（３１８ＭＰａ）より高い、さらに好ましくは約４８ｋｓｉ　（３３１ＭＰａ）より高い引張強さを有していることが好ましい。

絞り成形およびシゴキ加工した容器本体を製造するには、アルミニウム合金シートをほぼ円形の形板に切断する。これらの形板を次に、ダイスを用いて成形したカップを形成する。このカップを、次第に直径が減少する一連のダイスに通すことにより、絞り成形およびシゴキ加工して、容器本体を形成する。

典型的には、容器を絞り成形およびシゴキ加工した後に、洗浄して不純物を除去する。洗浄後に、容器本体を典型的には乾燥器内に入れて水分を除去する。乾燥器の温度は典型的には約４００　”Ｆ　（２０４℃）であり、容器を典型的には約３．５分間乾燥器内にとどめる。乾燥段階後に、容器の内面にコーチングを施し、外面に塗装する。コーチングおよび塗装後に、塗料および塗膜を硬化させるために、容器を約４００″Ｆ　（２０４℃）で約３．５分間再度ベーキングする。

本発明のアルミニウムシートの製造に特に適切なアルミニウム合金組成物は、好ましくは少なくとも約０．９重量％のマンガン、さらに好ましくは約１．１重量％から約１．６重量％のマンガン、最も好ましくは約１．１重量％から約１．２重量％のマンガンを含む。この合金組成物はさらに、約１．９重量％から２．８重量％のマグネシウム、好ましくは約２．０重量％から約２．６重量％のマグネシウムを含む。以下に述べるように、これらの範囲内のさらに狭い範囲の実施例が好ましい。

本発明のアルミニウム合金は、マンガンとマグネシウムに加えて、次の成分を含むことが好ましい：約０．１３重量％から約０．２５重量％の珪素、さらに好ましくは約０．１５重量％から約０．２０重量％の珪素、約０．１５重量％から約０．２８重量％の銅、さらに好ましくは約０．２０重量％から約０．２５重量％の銅、および約０．２５重量％から約０．４０重量％の鉄、さらに好ましくは約０．３０重量％から約０．３５重量％の鉄、残部は実質的にアルミニウム。

上記の成分は、アルミニウム合金の主要合金形成要素を構成する。これらの主要アルミニウム合金形成剤に加えて、チタン、クロム、亜鉛等の他の要素を少量、組成物中に含めてもよい。亜鉛の量は約０．１２重量％以下であり、チタンの量は約０．０３重量％以下であり、全クロム量は約０．０５重量％以下であることが好ましい。他の不純物は、合計で約０．２重量％以下であり、または各々約０．０５ｆｆｌ［％以下であることが好ましい。

本発明においては、マグネシウムとマンガンの量は、上記の範囲内で変化してもよく、その場合でも絞り成形およびシゴキ加工した容器本体の製造に適切な合金が得られる。

しかし、これらの広い範囲内でマグネシウム、マンガン合金形成要素の成る好ましい範囲が存在する。これらの好ましい合金を表２に示す。

表　２合金Ａ　２．６−２．８　０．９−１．０合金８　２．８−２．８　１．３−１．５合金Ｃ２，０−２，１１，５−１，６合金Ｄ　１．９−２．３　０．９５−１．２合金Ｅ　２．３−２．８　０．９５ −１．２さらに好ましくは、合金りは約２．０から約２．１重量％のマグネシウムを含み、合金Ｅは約２．４５重量％がら約２．５５重量％のマグネシウムを含み、そしてこれらの合金は共に約１．１重量％から約１．２重量％のマンガンを含むことが好ましい。

表２に示す合金は全て、絞り成形およびシゴキ加工した容器本体の製造に有用であるが、合金りとＥが最も好ましい。その理由は、強度が高過ぎると、製造工程の絞りおよびシゴキ加工段階で缶容器本体にしわが発生し易くなり、その結果スクラップ量が増えるからである。

マグネシウム対マンガン比をこれらの範囲内でできるだけ低くすることが得策であることが判明した。従って、マグネシウム対マンガン比は、好ましくは約３．２　：　１より低く、さらには好ましくは約２．２　：　１より低くする。マグネシウム対マンガン比を下げる（即ち、マグネシウムに対するマンガンの量を増す、またはマンガンに対するマグネシウムの量を減少させる）と、本発明の合金の熱間圧延したストリップは、より多くの冷間加工に耐えることができ、従ってイアリングを増すことなく強度を増し厚さを減少させることができる。

理論による拘束を意図する訳ではないが、マンガン濃度を０．１重量％増す毎に、この合金から形成されたアルミニウムシートの降伏強さは約６６０ｐｓｉ（４，５ＭＰａ）だけ高くなる。

加工中の冷間加工率を増すと、降伏強さは増すが、しかし合金杉板を絞り成形およびシゴキ加工して飲料容器にする際に、イアリング率も増加する傾向がある。

図１は、ＡＡ５０１７合金についてこれらの関係を示したグラフである。本発明の合金および方法から得られたストリップ素材は、合金中のマンガン量を増すことによって高い降伏強さを示し、しかも低いイアリング率を維持している。

本発明のアルミニウムシートの製作に用いられる合金は、主要成分を一緒に溶融するが、またはスクラップアルミニウムの溶融体の組成を調整することによって得ることができる。ここでスクラップアルミニウムとは、容器本体合金、例えばＡ　Ａ　３００４と容器端面合金、例えばＡ　Ａ　５０８２やＡＡ５１８２とを約３＝１の重量比で含む、プラントスクラップ、容器スクラップおよび消費者スクラップがらなってもよいアルミニウムを意味している。前記のように、このようなスクラップ溶融体は、典型的には約０．８重量％のマンガン含有量および約１．５重量％のマグネシウム含有量を有している。本発明の組成物を得るようにＸ整するためには、未合金化アルミニウム、マンガン、マグネシウムまたはこれら３％分の組合せを添加することができる。

容器本体の強度測定に有用な方法は、容器のドーム強さの測定である。ドーム強さは、容器底部のドームが降伏または変形するまでの、容器が耐え得る内圧である。約０．０１１インチ（０，２８ｍｍ）　〜０．０１２３インチ（０，３１ｍ　ｍ　）の厚さの、本発明の合金シートから形成した容器は、少なくとも約９（ｌｐｓｊ　（０，８２ＭＰａ）、さらに好ましくは少なくとも約９６ｐｓ１　（０，６６ＭＰａ）、最も好ましくは少なくとも１００ｐｓｉ　（０，６９ＭＰａ）の最小ドーム強さを有している。

ソーダや他の高炭酸化飲料に適切な、９０ポンド容器を製造するには、容器が上記の最終ベーキング工程後に約３８ｋｓ１　（２６２ＭＰａ）から約４２ｋｓｉ　（２９０ＭＰａ）の間の降伏強さを維持していることが好ましい。

本発明の製法により得られるアルミニウム合金シートは、好ましくはベーキング後に約３８ｋｓｉ（２８２ＭＰａ）より高い、さらに好ましくはベーキング後に約４２ｋｓｉ（２９０ＭＰａ）から約４６ｋｓｉ　（３１８ＭＰａ）の降伏強さを有している。

さらに、本発明の製法により得られる合金シートは、好ましくは約２％より低い、さらに好ましくは約１．８％より低い、最も好ましくは約１．７％より低い４５″イアリング率を有している。この低イアリング特性により、絞り成形およびシゴキ加工した容器本体の製造が容易になり、絞り成形およびシゴキ加工に必要な労力が減少し、またプラントスクラップが減少する。

実施例実施例１本発明の製造の適用の一例として、１．０重量％のマンガン濃度および２．８重量％のマグネシウム濃度を有するように、スクラップアルミニウムがら誘導された溶融体を調整した。得られた合金組成物を、連続チルブロック鋳造機で１６ｍｍディストリビュータ先端からストリップとして鋳造した。出口濃度６２０″Ｆ〜約８４０丁（３２５℃〜３４０　”Ｃ）　’？’熱間圧延して、鋳造ストリップの厚さ０．０８５インチ（２，１６ｍｍ）に減じた。この熱間圧延したストリップを次に８２５丁（４４０℃）で約３時間焼なましく熱処理）した。

焼なまし後に、２段階冷間圧延を実施した。第一段階として、２回の冷間圧延パスを実施し、第一パスによりストリップの厚さを０．０５５インチ（１，４０ｍｍ）に減じ、第二パスによりストリップの厚さを０．０１フインチ（０，４３ｍｍ）に減じた。次にこの冷間圧延したストリップに、６５０″Ｆ〜７゜Ｏ”Ｆ　（３４０℃〜３７５℃）で中間焼なましを実施し、単一パスからなる第二段階で冷間圧延して０．０１１０インチ（０，２１１１ｍｍ）の最終厚さにした。

得られたストリップの試験の結果、引張強さは４６，５がら５Ｌ、３に１ｓ（３２０ＭＰａから３５５ＭＰａ）　、降伏強さは４３．６から４８．８ｋｓｉ（３００ＭＰａから３２３ＭＰａ）　、伸び率は２％から４％であった。

４５″イアリング率は２．２％であり、ドーム強さは９７ｐｓｉであった。

実施例２本発明の方法には合金Ａから製作したシートの極限引張強さくＵＴＳ）　、引張降伏強さくＹＴＳ）および４５＠イアリング率に対する、最終冷間加工率の増加の影響を示した試験結果は表３に示す通りであった。

冷間加工を増すと、強度が増すが、イアリングも増加してしまう。一方、本発明の方法により合金Ｃから製作したシートは、冷間加工を５５％とした場合に、約４８．７ｋｓｉ（３３６ＭＰａ）の引張強さ、約４６．１ｋｓｉ（３１８８Ｐａ）の降伏強さ、および約１．７％の４５″イアリング率を有した。

実施例３図３に、本発明により製作したアルミニウム合金シートにおける極限引張強さくＵＴＳ）、降伏強さおよびイアリング率に対するマンガンおよびマグネシウム量の変化の効果を示す。

図中、合金Ｒ−１６，Ｒ−２２およびＵ　−０３ハＡ　Ａ　５ｏｔ７＝金であり、合金Ｃ−ｔＯは本発明の合金Ａ（表２参照）である。

各合金中のマンガンおよびマグネシウム濃度を表４に示す。

表　４　（重量％）Ｒ−１Ｓ　Ｒ−２２０−Ｏ３Ｃ−Ｃ− １ＯＯ，７５０，７００，６７１，０５Ｍｇ　１．８５　１．８３　２．１　２．８マンガンとマグネシウムの濃度を、Ａ　Ａ　５０１７合金における量からＣ −１０合金における量に増加させると、引張強さと降伏強さの両方が増加することが判る。また、イアリングもある程度増加するが、しかしイアリング率は、望ましい限界である２％よりは高（ならない。

実施例４下記の実施例により、本発明の製法により製作した容器が高強度を有することを説明する。

本発明の方法により、１．０重量％のマンガンと２．８重量％のマグネシウムを含む合金Ａを用いてアルミニウム合金シートを製造した。工程中に、これらのシートの幾っがを冷間圧延中に安定化処理し、他のシートには安定化処理しなかった。これらのシートを冷間圧延して３種類の厚さにし、２個構成のアルミニウム飲料容器を製作し、これらについてドーム強さ試験を実施して、シール容器が耐え得る最大内圧を測定した。結果を表５に示す。

表　５表５中、「３シグマ低」は、３標準偏差を示し、統計的に予測できる最低ドーム強さを示す。

表５に示されるように、本発明の製法により製作した容器は、厚さが薄い場合でも、火入れビールおよび他の高炭酸化飲料により発生する内圧に耐えるのに充分な強度を有している。

実施例５本発明のアルミニウムシートの製造の一例として、１．０重量％のマンガン濃度と２．５重量％のマグネシウム濃度を有するように、スクラップアルミニウムから誘導された溶融体を調整した。得られた合金組成物を、連続チルプロ・ツク鋳造機内でストリップとして鋳造した。出口温度を６２０Ｔ〜約６４０°Ｆ　（３２５℃〜３４０℃）として、熱間圧延することにより鋳造ストリップの厚さを約０．０８５インチ（２，１８ｍｍ）に減じた。次いでこの熱間圧延ストリップを、８２５　”Ｆ　（４４０℃）で約３時間焼なましく熱処理）した。

熱間圧延ストリップの冷間加工率を変え、結果を図４にプロットした。これらの結果を、１．１％のマグネシウムと０．８％のマンガンを含む組成の直接鋳造合金に対してプロットした。

図４から判かるように、本発明の合金に対する冷間加工率を約６２％未満にすると、イアリングは約１．８％未満になる。直接鋳造合金について４５＠イアリングを約１．８％未満にするには、８０％より高い冷間加工率が必要である。

実施例６従来の合金の２例、および本発明の合金の３例について、マンガンとマグネシウムの濃度を、表６に示す。例ＡはＡＡ　５０１７合金であり、例ＢはＡ　Ａ　３１０４合金であり、例Ｃ，ＤおよびＥは本発明による合金である。

表７に、これらの組成物をブロック鋳造した結果を示す。

表７から判るように、ブロック鋳造に得られた５０１７および３１０４合金のシートは、飲料缶について最低平均９Ｏｐｓｉ座屈強さを満たすのに必要な最低値３８ｋｓｌより低いアフターベーキング降伏強さを有する。本発明による例Ｃ１例りおよび例Ｅは、安定化およびベーキング後に所望の機械的性質範囲を有している。

表　６例Ａ　”　１．８％　０．７％例Ｂ　”　１．４％　０．９％例Ｃ２，５％　ｉ、ｏ％例Ｄ　２．８％　１．０％例Ｅ　２．０％　１．０５％率先行技術例Ａ　４５　４１　３９　４０　３５例８　５５　４１　３８　４０　３６例Ｃ４０４Ｂ　４０　−−　−− 例Ｄ　４５　４９　４３　−−　−− 例Ｅ　５５　４５．５　４４　−−　−−例Ｃ４５４０，５１，４例Ｄ　４７　４２．５　１．８例Ｅ　４５　３１ｉ、５　１．６ＴＳ−引張強さくｋｓｉ）ＹＳ−降伏強さくｋｓｉ）本発明の種々の実施例について詳細に説明したが、これらの実施例は種々の態様に変形、応用が可能である。例えば、本発明の製法は、上記の合金以外の合金からシートを製造する際にも使用できる。このような変形、応用も本発明の範囲内に入るものである。

＋０２０にり　４０　５０　必０　７０　ｆｓＯ’＋０ン４ンｒシヘ　カｏＬ（９／＊ン１１＞１（ＡＬＩ巴巴１Ｆ’Ｍ４ＬＩＩ’Ｊａ　２− Ｐ＋ｑｕ巴５２へ侵＝−＝ご：二：ゴ＝− 霊、？岑；；譬；ｅム含国際調査報告フロントページの続き（８１）指定国　ＥＰ（ＡＴ、ＢＥ、ＣＨ，ＤＥ。

ＤＫ、　ＥＳ、ＦＲ，ＧＢ、　ＧＲ，ＩＴ、　ＬＵ、　ＮＬ、ＳＥ）、０Ａ（ＢＦ、ＢＪ、ＣＦ、ＣＧ、ＣＩ、ＣＭ、ＧＡ、ＧＮ、ＭＬ、ＭＲ，ＳＮ、ＴＤ、ＴＧ）、ＡＴ、ＡＵ、　ＢＢ、　ＢＧ、　ＢＲ，ＣＡ、　ＣＨ，Ｃ３，ＤＥ、　ＤＫ。

ＥＳ、　ＦＩ、　ＧＢ、　ＨＵ、ＪＰ、　ＫＰ、　ＫＲ，ＬＫ、　ＬＵ、ＭＣ，ＭＧ、ＭＮ、ＭＷ、ＮＬ、Ｎｏ、ＰＬ、ＲＯ、ＳＤ、ＳＥ、ＳＵ

Claims

【特許請求の範囲】

１．アルミニウム合金シートの製法において、ａ）約０．９重量％から約１．６重量％までのマンガンと約１．９重量％から約２．８重量％までのマグネシウムとを含むアルミニウム合金溶融体組成物を形成し、ｂ）前記アルミニウム合金を鋳造して、鋳造ストリップを形成し、ｃ）前記鋳造ストリップを熱間圧延して、該鋳造ストリップの厚さを少なくとも約７０％だけ減少させ、それにより熱間圧延ストリップを形成し、ｄ）前記熱間圧延ストリップを焼なまして、焼なましストリップを形成し、ｅ）前記焼なましストリップを冷間圧延して、アルミニウム合金シートを形成する段階を含むことを特徴とするアルミニウム合金シートの製法。
２．前記鋳造ストリップが、約０．６０インチから約０．８０インチまでの厚さを有していることを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
３．前記鋳造段階が、前記アルミニウム合金組成物をブロック鋳造機内で鋳造する段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
４．前記熱間圧延により、前記鋳造ストリップの厚さを少なくとも約７５％だけ減少させることを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
５．前記熱間圧延ストリップが、約０．０８０インチ未満の厚さを有することを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
６．前記熱間圧延ストリップが、約０．０７０インチ未満の厚さを有することを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
７．前記熱間圧延ストリップの熱間圧延機出口温度が約６００°Ｆ未満であることを特徴とする請求の範囲第６項記載の製法。
８．前記熱間圧延ストリップの熱間圧延機出口湿度が約６３０°Ｆから約６６０ °Ｆまであることを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
９．前記焼なまし段階が、前記熱間圧延ストリップを約７７５°Ｆから約８３０ °Ｆまでの温度に保つ段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
１０．前記焼なまし段階が、前記熱間圧延ストリップを巻いてコイルにし、該コイルをほぼ室温に放冷する段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
１１．前記焼なまし段階が、前記熱間圧延ストリップを約３時間より短かい時間焼なます段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
１２．前記冷間圧延段階が、第一冷間圧延段階を含み、該第一冷間圧延段階が、ａ）前記焼なましストリップを冷間圧延して、第一冷間圧延厚さを有した冷間圧延ストリップを形成し、ｂ）第一冷間圧延厚さを有した前記冷間圧延ストリップを冷間圧延して、第二冷間圧延厚さを有した冷間圧延ストリップを形成する段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
１３．段階（ａ）により前記ストリップの厚さを約４０％未満だけ減少させ、段階（ｂ）により前記ストリップの厚さをさらに約３５％から約７０％までの値だけ減少させることを特徴とする請求の範囲第１２項記載の製法。
１４．さらにａ）前記冷間圧延ストリップを焼なまし、ｂ）該焼なましストリップをさらに冷間圧延して、最終厚さにする段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
１５．前記焼なまし段階が、前記冷間圧延ストリップを約６５０°Ｆから約７００°Ｆまでの間の温度に加熱する段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１４項記載の製法。
１６．前記冷間圧延段階が、前記焼なましストリップを冷間圧延して、該焼なましストリップの厚さを少なくとも約３５％だけ減少させる段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
１７．前記冷間圧延段階が、ａ）前記焼なましストリップを冷間圧延して、第一冷間圧延厚さを有したストリップを形成し、ｂ）第一冷間圧延厚さを有した前記冷間圧延ストリップを焼なまし、ｃ）前記ストリップをさらに冷間圧延して、最終厚さを有したアルミニウム合金シートを形成する段階を含み、該アルミニウム合金シートの最終厚さが、第一冷間圧延厚さの約３５％から約７０％までの範囲内であることを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
１８．前記最終厚さが約０．０１１８インチ未満であることを特徴とする請求の範囲第１７項記載の製法。
１９．前記アルミニウム合金溶融体組成物がさらに、ａ）約０．１３重量％から約０．２５重量％までの珪素、ｂ）約０．２５重量％から約０．４０重量％までの鉄、およびｃ）約０．１５重量％から約０．２８重量％までの銅を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
２０．前記アルミニウム合金溶融体組成物が、ａ）約２．６重量％から約２．８重量％までのマグネシウム、およびｂ）約１．３重量％から約１．５重量％までのマンガンを含むことを特徴とする請求の範囲第１９項記載の製法。
２１．前記アルミニウム合金溶融体組成物が、ａ）約２重量％から約２．１重量％までのマグネシウム、およびｂ）約１．５重量％から約１．６重量％までのマンガンを含むことを特徴とする請求の範囲第１９項記載の製法。
２２．前記アルミニウム合金溶融体組成物が、ａ）約２．６重量％から約２．８重量％までのマグネシウム、およびｂ）約０．９重量％から約１．０重量％までのマンガンを含むことを特徴とする請求の範囲第１９項記載の製法。
２３．前記アルミニウム合金溶融体組成物が、ａ）約１．９重量％から約２．３重量％までのマグネシウム、およびｂ）約０．９５重量％から約１．２重量％までのマンガンを含むことを特徴とする請求の範囲第１９項記載の製法。
２４．前記アルミニウム合金溶融体組成物が、ａ）約２．０重量％から約２．１重量％までのマグネシウム、およびｂ）約１．１重量％から約１．２重量％までのマンガンを含むことを特徴とする請求の範囲第２３項記載の製法。
２５．前記アルミニウム合金溶融体組成物が、ａ）約２．３重量％から約２．６重量％までのマグネシウム、およびｂ）約０．９５重量％から約１．２重量％までのマンガンを含むことを特徴とする請求の範囲第１９項記載の製法。
２６．前記アルミニウム合金溶融体組成物が、ａ）約２．４５重量％から約２．５５重量％までのマグネシウム、およびｂ）約１．１重量％から約１．２重量％までのマンガンを含むことを特徴とする請求の範囲第２５項記載の製法。
２７．前記冷間圧延ストリップを引張レベリングする段階をさらに含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
２８．前記冷間圧延段階が、水冷ローラーを用いた冷間圧延を実施して前記冷間圧延ストリップを安定化する段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
２９．前記アルミニウム合金シートが、少なくとも約３８ｋｓｉの降伏強さを有していることを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
３０．前記アルミニウム合金が、少なくとも約４６ｋｓｉの極限引張強さを有していることを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
３１．少なくとも約４０ｋｓｉの降伏強さと約２％より低い４５°イアリング率とを有するアルミニウム合金シートの製法において、ａ）連続鋳造機内でアルミニウム合金溶融体組成物を鋳造して、鋳造ストリップを形成し、該アルミニウム合金溶融体組成物は、ｉ）約２．０重量％から約２．８重量％までのマグネシウム、ｉｉ）約０．９重量％から約１．６重量％までのマンガン、ｉｉｉ）約０．１３重量％から約０．２０重量％までの珪素、ｉｖ）約０．２５重量％から約０．３５重量％までの鉄、およびｖ）約０．２０重量％から約０．２５重量％までの銅を含むものであり、ｂ）前記鋳造ストリップを熱間圧延して、該鋳造ストリップの厚さを少なくとも約７０％だけ減少させて熱間圧延ストリップを形成し、該鋳造ストリップは約６５０°Ｆ未満の温度で該熱間圧延段階から出るようにし、ｃ）約８２０°Ｆから約８３０°Ｆまでの温度で、前記熱間圧延ストリップを焼なまして、焼なましストリップを形成し、ｄ）前記焼なましストリップを冷間圧延して、第一冷間圧延厚さにし、ｅ）第一冷間圧延厚さを有した前記冷間圧延ストリップを冷間圧延して、第二冷間圧延厚さにし、ｆ）第二冷間圧延厚さを有した前記冷間圧延ストリップを、約６５０°Ｆから約７００°Ｆまでの温度で焼なまして、焼なまし冷間圧延ストリップを形成し、ｇ）前記焼なまし冷間圧延ストリップを冷間圧延して、■該焼なまし冷間圧延ストリップの厚さを少なくとも約３５％だけ減少させる段階を含むことを特徴とする製法。
３２．前記鋳造段階が、前記アルミニウム合金をブロック鋳造機内で連続鋳造する段階を含むことを特徴とする請求の範囲第１項記載の製法。
３３．アルミニウム合金容器本体の製法において、ａ）約０．９％から約１．６％までのマンガンと約２．０％から約２．８％までのマグネシウムとを含むアルミニウム合金溶融体組成物を形成し、ｂ）前記アルミニウム合金を鋳造して、鋳造ストリップを形成し、ｃ）前記鋳造ストリップを熱間圧延し、該鋳造ストリップの厚さを少なくとも約７０％だけ減少させて、熱間圧延ストリップを形成し、該熱間圧延ストリップの出口温度が約６５０°Ｆ未満であるようにし、ｄ）前記熱間圧延ストリップを焼なまして、焼なましストリップを形成し、ｅ）前記焼なましストリップを冷間圧延して、該焼なましストリップの厚さを減少させて、約０．０１８インチ未満の厚さを有したアルミニウム合金シートを形成し、ｆ）前記アルミニウム合金シートの一部を除去して、形板を形成し、ｇ）カッビング金型で前記形板をカップ状にし、ｈ）前記形板を絞り成形およびシゴキ加工して、アルミニウム合金容器本体を形成する段階を含むことを特徴とする製法。