高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板的制作方法

專利名稱：：高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板的制作方法
技術領域：
：本發明涉及高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板(瓶罐用原材板)。作為瓶罐(飲料罐)的罐體材料，被薄壁化到0.2mm以下(在罐體中央部的壁厚薄的位置是120130jum)板厚且在高溫下施行熱處理時，強度降低少且能夠確保高強度，并且也不易變形等。本發明中所說的所謂鋁合金板是以通過熱軋一冷軋而軋制的軋制板(冷軋板)為例進行說明，但其為包含這種冷軋板、且可廣泛應用于鋁合金板的冷軋板。下面將鋁合金稱為Al
背景技術：
作為鋁系飲料罐，多用將罐體和罐蓋(罐端)通過巻邊接合加工得到的兩片鋁合金罐。所述罐體為將鋁系冷軋板進行DI加工(深沖加工及減薄拉深)，按規定的尺寸實施修剪之后，進行脫脂、洗凈處理，還進行涂裝及印刷并燒上彩花(烘烤)，通過縮頸加工及凸緣加工制造出罐體緣部。作為所述蓋主體用的冷軋板，一直以來廣泛使用Al—Mg—Mn系合金的JIS3004合金、3104合金等硬質板。該JIS3004合金、3104合金減薄拉深性優良、強度高，因此即使以高軋制率實施冷軋時也表現出比較良好的成形性，由此，作為DI罐體材料是合適的。另一方面，瓶罐為在鋁合金板的兩面形成熱可塑性樹脂皮膜層，涂敷有潤滑劑的沖頭沖孔而得到坯料，將該坯料進行深沖成形為杯狀，然后，對該杯狀的成形品再進行深沖和拉伸加工或減薄拉深(DI加工)，成形為主體部被小徑化、薄壁化的有底圓筒狀的罐。然后，通過對罐底部側進行多次深沖，使肩部和未開口的口部成形，在洗凈及修剪等之后，在罐體部實施印刷、涂裝工序，使口部開口形成巻邊部及拉環部(拉環，巻邊成形)在拉環部的相反側部分實施邊緣向內彎曲加工和凸緣加工，由封口機將另外成形的底蓋巻邊接縫，由此得到瓶罐(參照專利文獻l)。這樣，在兩片罐中，對鋁合金板進行基礎處理(鉻酸鹽等)之后，進行樹脂被覆(樹脂涂敷或箔片層壓)，接著沖成圓形的坯料，杯成形之后實施深沖加工，并實施印刷，涂裝、縮頸、修剪等處理。另外，在具有帶拉環的口部的瓶罐中，對鋁合金板進行準備處理(鉻酸鹽等)之后，進行樹脂被覆(樹脂涂敷或箔片層壓)，接著沖成圓形的坯料，杯成形之后實施深沖加工，并實施修剪、印刷及涂裝，拉環*巻邊成形后實施頸部凸緣成形。通常，瓶罐的罐體在DI加工之后緊接著罐體的水平方向截面成為大致正圓狀。但是，在用于提高印刷涂裝時及層壓箔片的粘合性的熱處理時，罐體被加熱到20(TC以上的溫度。此時罐體自身從原來的約0.30.4mm板厚的冷軋板被薄壁化到0.2mm以下的壁厚。因而，接受這種超過200'C的高溫中的熱處理時，DI加工時的加工應變及殘余應力被釋放，引起罐體熱軟化。在這種情況下，易軟化的材料軟化程度顯著，罐的強度及硬度顯著下降，存在不能充分確保罐強度的問題點。另外，罐的圓周方向軟化的程度不均勻，因此，罐體的橫截面不是成形的正圓而變形為橢圓，存在罐體的形狀不一致的問題點。近年來，出于罐輕量化的要求，鋁罐的壁厚逐漸減薄到0.2mm以下的水平，由于上述熱軟化造成的罐體的強度和硬度的下降、罐體的形狀不均勻化等現象變得顯著起來。還有，近年來，出于罐的生產性提高的觀點，用于提高所述印刷涂裝時及層壓箔片的粘合性的熱處理，例如正在以290°CX20秒、和更高溫化、短時間化的高速化進展。這種傾向也更加助長由于上述熱軟化造成的罐體的強度和硬度的下降、及罐體的形狀不均勻化。對此，為了防止由該熱軟化造成的罐體的強度和硬度的下降、及變形，若增加壁厚，則罐重量增加，另外，不增加壁厚而使鋁材料自身的強度增加時，在所述減薄拉深成形時，有產生斷裂的不合格現象。因而，針對這種問題，僅用現有罐體材料及方法已不能應對。對于由上述熱軟化造成的罐體的形狀不均勻化，目前，能夠防止該涂裝熱處理時的熱變形而得到正圓度高的DI罐的DI罐用鋁合金板已經被提出(專利文獻2)。具體而言，作為DI罐用鋁合金板，其要則為通過含有Mn:0.51.3質量％、Mg:0.51.3質量％、Cu:0.10.3質量％、Fe:0.20.6質量％、Si:0.10.5質量％的鋁合金組成，在烘焙溫度TCC)為23027(TC的條件下進行20分鐘熱處理時的、熱處理前后的拉伸強度的變化ATS減小。此外，為了提高對罐的成形性，也要控制其組織，目前，很多己被提出。例如，將熱軋板的Mn固溶量及結晶粒徑控制在規定的范圍，使熱軋板的制耳率穩定且穩定在一3一6%，其后，通過使這些熱軋板不進行中間退火而進行冷軋，使得到的冷軋板的制耳率穩定且穩定在02%，這一方案己被提出(專利文獻3)專利文獻l:特開2001—162344號公報(全文)專利文獻2:特開2003—277865號公報(全文)專利文獻3:特開2003—342657號公報(全文)但是，所述Mn固溶量及結晶粒徑等只能控制目前用于制耳率穩定化的鋁合金板組織的冶金因子，不能防止涂裝熱處理時的熱變形。另外，如所述專利文獻2所述，僅僅利用Mn、Mg、Cu、Fe、Si等鋁合金組成控制由所述的熱軟化造成的罐體的強度降低及變形存在很大的限制。艮P，所述專利文獻2只對其規定的以至于假定的230270°CX20分鐘的熱處理有效。但是，對此，如前所述，對于290。CX20秒、和更高溫化、短時間化的高速化熱處理，尤其是熱處理溫度更高溫，罐體進一步薄壁化，因此，不能防止由于熱軟化造成的罐體的強度和硬度降低及變形。
發明內容本發明是鑒于上述問題而開發的，目的在于提供一種高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其以DI加工等的成形性的確保為前提，即使對于更高溫化短時間化的高速化熱處理，也能夠防止涂裝熱處理時的熱變形、確保熱處理后的罐強度并且得到正圓度高的瓶罐。為了實現該目的，本發明的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板的特點是含有Mn:0.71.5%(質量％，下面相同)、Mg:0.81.7%、Fe:0.10.7%、Si:0.050.5%、Cu:0.10.6%;余量是Al及不可避免的雜質，并且，晶粒組織為為在板厚方向中央部的上表面觀察到的晶粒的平均長寬比為3以上的沿軋制方向伸長的組織，Cu固溶量為0.050.3%，其為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的溶液中的Cu量，Mg固溶量為0.751.6%，其為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的溶液中的Mg量。根據本發明，在瓶罐的DI罐體中，主要是從制造成本的降低及輕量化的目的出發，如上所述，要求進一步的薄壁化。為了實現該薄壁化，必需以不會招來屈曲強度的降低的方式實現材料即鋁合金冷軋板的高強度化。另外為了實現薄壁化，還強列要求DI成形時的制耳率低。若DI成形時的制耳率降低，則能夠提高成形時的有效利用率，還能夠防止起因于罐體的邊部斷裂的罐體斷裂。因此，如前所述，目前，為了使制耳率高度地穩定化，公知的是控制瓶罐的DI罐體材料即鋁合金冷軋板的特別組織的冶金性因子。有代表性的是結晶粒徑的微細化控制、Mg2S化合物的個數及大小的控制、添加元素的顯微偏析抑制、Mn等合金元素的固溶量控制、立方體方位的控制等。但是，作為本發明的課題，控制用于防止涂裝熱處理時的熱變形的材料，即鋁合金冷軋板組織的冶金因子的技術還沒有實質性的提案。這是由于還沒有和涂裝處理時熱變形相關的組織的冶金因子的見解。另外，只是控制用于上述制耳率穩定化的公知的各種組織的冶金因子，不能防止涂裝熱處理時的熱變形。對此，在本發明中，即使在有數的組織的冶金因子內，晶粒的狀態、還有組織中的Cu固溶量和Mg固溶量與熱處理后的罐強度及涂裝熱處理時的熱變形相關的情況也已被認知。另外，這些組織的冶金因子不但不會阻礙制耳率的穩定化，反而還有使制耳率穩定化的作用，因此，確保熱處理后的罐強度及抑制了涂裝熱處理時的熱變形之后，能夠確保DI加工等的成形性。換言之，確保熱處理后的罐強度及抑制了涂裝熱處理時的熱變形之后，能夠成為確保基本的要求特性即DI加工等的成形性的鋁合金板。通過將鋁合金板的晶粒控制為非等軸粒、且平均長寬比為2以上的、沿軋制方向伸長的組織，由此，能夠抑制對于更高溫化、短時間化的高速化熱處理的、涂裝熱處理時的熱變形，也能夠確保熱處理后的罐強度。而且在本發明中，在該晶粒的形狀控制的基礎上，還將組織中的Cu固溶量和Mg固溶量一并控制在最佳范圍。Cu固溶量和Mg固溶量對高溫熱處理時的耐軟化特性有較大影響。因此，通過一并確保Cu固溶量和Mg固溶量，能夠提高高溫熱處理時的耐軟化特性、抑制橢圓變形。另外，Mg固溶量對高溫熱處理時的強度特性有較大影響。因此，通過確保Mg固溶量能夠確保高溫熱處理后的強度。所述的現有技術的Mn等其它合金元素的固溶量控制，有助于冷軋板的制耳率的降低等、提高DI加工等的成形性。但是，在作為本發明的課題的、涂裝熱處理時的熱變形抑制及熱處理后的強度確保方面，與Cu固溶量和Mg固溶量的控制效果相比明顯地小。因而，即使確保了Mn等其它合金元素的固溶量，也不能抑制涂裝熱處理時的熱變形，也不能確保熱處理后的罐強度。通過將鋁合金板的晶粒控制為非等軸粒、且平均長寬比為2以上的、沿軋制方向伸長的組織，能夠抑制對于更高溫化、短時間化的高速化熱處理的、涂裝熱處理時的熱變形，也能夠確保熱處理后的罐強度，本發明以此為第一目的，為了確實地產生該效果，在本發明中，還進行以下控制，以抑制該組織中的各向異性。即，相對于軋制方向成0。、45°、90°各方向的拉伸強度內最大值和最小值的差為25MPa以下，通過相對于軋制方向成0。、45°、90°各方向的拉伸試驗測得的n值內、最大值和最小值的差為0.03以下。因而，本發明第二方面提供一種高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其含有Mn:0.71.5%(質量％,下面相同)、Mg:0.81.7%、Fe:0.10.7%、Si:0.050.5%、Cu:0.10.6%，余量是Al及不可避免的雜質，并且，晶粒組織為為在板厚方向中央部的上表面觀察到的晶粒的平均長寬比為3以上的沿軋制方向伸長的組織，還有，相對于軋制方向成O。、45°、90°各方向的拉伸強度內，最大值和最小值的差為25MPa以下，通過相對于軋制方向成O。、45°、90°各方向的拉伸試驗測得的n值內，最大值和最小值的差為0.03以下。根據本發明第二方面，在利用通常的熱軋及冷軋的鋁合金板制造工序中，尤其是使熱軋板進行在中途的退火(中間退火)并冷軋直到最終的板厚時，產生冷軋率不得不高的強度各向異性，在相對于軋制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸強度之間，產生約30MPa以上的差。強度各向異性變高時，杯成形、減薄拉深后的內部應力在圓周方向不均勻，實施用于提高印刷涂裝及層壓箔片的粘合性的熱處理時，恢復程度不均勻，容易產生橢圓變形。這是在施行通常的熱軋及冷軋時，不能防止涂裝熱處理時的熱變形的理由。另外，即使將熱軋板在中途不施行退火直達最終的板厚進行冷軋時，冷軋率不得不增高，容易產生強度各向異性。因此，在相對于軋制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸強度之間產生差，同樣地，容易產生橢圓變形。這是在前述的沒有中間退火的現有冷軋中，不能防止涂裝熱處理時的熱變形就是根據這個理由。對此，本發明為了提高對罐的成形性及強度，不是在通路間(冷軋途中)施行中間退火的通常的冷軋，而是使熱軋板在中途不進行退火，即使直達最終的板厚進行冷軋時，也能夠抑制所述涂裝熱處理時的熱變形，確保熱處理后的罐強度。另外，如上所述，本發明為通過將鋁合金冷軋板的晶粒控制為非等軸粒，且平均長寬比為3以上的、沿軋制方向伸長的組織，能夠抑制對于更高溫化、短時間化的高速化熱處理的、涂裝熱處理時的熱變形，并能夠確保熱處理后的罐強度的發明，而為了使該效果成為確實的效果，在本發明中還控制該組織中的分散粒子。即，將分散粒子的平均粒子尺寸微細化到5|im以下，并且將表示鋁的液相和固相的固液共存溫度范圍的AT控制在4(TC以下。該固液共存溫度范圍AT越大，Al(Fe、Mg)系金屬間化合物等分散粒子、和鋁的液相的固液共存溫度范圍成分系越大。即，容易受由制造條件造成的結晶物相的變動而成為其形態容易散亂的成分系，成為容易生成粗大的化合物粒子的組織。相反地，可以說該固液共存溫度范圍AT越小，分散粒子、和鋁的液相的固液共存溫度范圍成分系越小，金屬間化合物的穩定相和準穩定相生成的散亂越小，并且，化合物粒子是微細的組織。圖1是通過DI成形板材而得到的杯的展開圖；圖2是表示本發明中規定的AT的示意狀態圖；圖3是用于計算求出AT的計算狀態圖。具體實施方式(Al合金冷軋板組成)首先，對本發明的Al合金冷軋板優選的化學成分組成(單位質量。％)包含各元素的規定理由如下進行說明。本發明的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金冷軋板的組成含有Mn:0.71.5%、Mg:0.81.7%、Fe:0.10.7%、Si:0.050.5%、Cu:0.10,6%，余量是A1及不可避免的雜質。但是，在本發明中，以能夠確保Mg、Cu的固溶量的方式優選對主要構成元素(Mn、Mg、Fe、Cu、Si)的成分平衡進行成分設計。由此，鑄造時，在平均尺寸5^m以下生成微小穩定的結晶物，并且能夠控制為最合適的Cu固溶量或Mg固溶量的組織。Mn:0.71.5%Mn有助于強度的提高，并且是有助于成形性提高的有效元素。尤其是本發明的罐身材料(冷軋板)在DI成形時進行減薄拉深，所以Mn極其重要。更詳細地說，Mn形成Al—Fe—Si系金屬間化合物(a相)等種種Mn系金屬間化合物。而且所述a相分布越合適，越能夠提高減薄拉深性。即在鋁板的減薄拉深加工中，通常使用乳化系潤滑劑，但所述a相的量少時，使用乳化系潤滑劑潤滑性也不足，可能產生被稱為表面機械損傷的磨傷及燒結等外觀不良。因而，為了防止減薄拉深時的表面缺陷，Mn也是不可缺少的元素。Mn的含量過少時不能發揮上述效果。因此，Mn的含量為0.7%以上，優選0.8%以上，優選0.85%以上，還優選0.9%以上。另一方面，Mn過量時，MnAl6的初晶巨大金屬化合物結晶，成形性降低。因此，Mn含量的上限設定為1.5%,優選1.3%，還優選1.1%，還優選1.0%。(Mn固溶量)鋁合金冷軋板的Mn固溶量如前所述，通過和成無中間燒鈍的冷軋進行組合，有助于提高冷軋板的制耳率降低等DI加工的成形性。因而，為了提高DI加工等成形性，作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法和尺寸超過0.2pm的析出物分離后的金屬溶液中的Mn量(固溶Mn量和粒子尺寸0.2pm以下的析出物中的Mn量的合計量)，優選為0.120.38%。Mn固溶量不足0.12%則沒有DI加工等成形性提高的效果，而Mn固溶量超過0.38%時，冷軋時的加工硬化過量，反而降低DI加工等成形性的可能性高。Mg:0.81.7%Mg單獨時通過固溶強化在能夠提高強度方面是有效的。另外，通過與后述的Cu—起含有，將本發明的罐身材料(冷軋板)最終退火(也叫做工藝退火。例如溫度100150°C、時間12小時的退火)，其后，進行制罐并烘焙(上彩印刷)時，能夠抑制軟化。即，含有Mg及Cu兩者時，在熱軋階段能夠確保Cu固溶量，且在進行烘焙(上彩印刷)時析出Al—Cu—Mg，因此能夠抑制烘焙時的軟化。Mg的含量過少時不能確保Mg固溶量，不能發揮高溫熱處理時的耐軟化特性的提高效果。因此，Mg的含量設定為0.8。％以上，優選0.9%以上，更優選1.0%以上。另一方面，Mg過量時容易產生加工硬化而降低成形性。因此，Mg含量的上限設定為1.7%，優選1.6%，更優選1.35%。另外，Mg對Mn的析出量及固溶量也有一定影響。S卩，Mg越多，Al—Fe—Si系金屬間化合物(a相)的析出量越被抑制，Mn固溶量容易增多。因此，最好根據其和Mn固溶量的關系確定Mg含量。(Mg固溶量和0.2pm以下的微細析出中的Mg量的和)Mg固溶量和0.2pm以下的微細析出中的Mg量的和、與Cu固溶量和0.2pm以下的微細析出中的Cu量的和一起較大地影響高溫熱處理時的耐軟化特性。目前，在所述專利文獻3中，是以制耳率分散穩定化為目的規定Mn固溶量及Cu固溶量的專利，在通過本發明要解決的課題即中間退火工序中，為了抑制罐加熱后的橢圓變形，只靠現有的控制是不充分的，還有必要控制Mg的固溶、析出狀態。關于Mg的存在狀態，詳細調査的結果可知，是Mg不僅作為目前所說的固溶及微細析出物，而且在Al—Fe一Si系或Al—Mn—Fe—Si系的粗大的析出物中也可固溶，其量多時，固溶Mg、微細析出的Mg量減少，容易產生橢圓變形。還有，Mg固溶量也對高溫熱處理后的強度特性具有較大影響。因而，在本發明中，和Cu固溶量一起確保Mg固溶量，使得高溫熱處理時的內軟化性提高，并且也確保高溫熱處理后的強度。因此，在本發明中，作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離后的金屬溶液中的Mn量(固溶Mn量和粒子尺寸0.2pm以下的析出物中的Mn量的合計量)，設定為0.751.6%。粒子尺寸超過0.2pm的粗大的析出物中的Mg量反而使高溫熱處理時的耐軟化特性及高溫熱處理后的強度特性降低。因而，確保Mg固溶量也與限制粒子尺寸超過0.2pm的粗大的析出物有關系。另外，作為事實不僅固溶了的Mg，粒子尺寸為0.2pm以下的析出物中的Mg量也和固溶了的Mg同樣使得高溫熱處理時的耐軟化特性提高，并且，也確保高溫熱處理后的強度，因此，在本發明中，將固溶Mg量和粒子尺寸為0.2(im以下的析出物中的Mg量的合計量作為固溶Mg量而規定。因此，將固溶Mg量作為和通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中Mg量而進行規定。該Mg固溶量超過1.6%時也使冷軋時的加工硬化過量，反而使DI加工等的成形性降低。Fe:0.10.7%Fe具有使晶粒微細化的作用，還生成上述的Al—Fe、Mn—Si系金屬間化合物(a相)，因此有助于成形性的提高。還有，Fe在促進Mn的結晶及析出、控制鋁基地中的Mn固溶量及Mn系金屬間化合物(所述a相等)的分散狀態方面是有用的。另一方面，在存在Mn的前提下Fe過量時，容易發生巨大的初晶金屬間化合物，可能損壞成形性。因而，Fe的含量可根據Mn的含量進行設定，Fe和Mn的質量比(Fe/Mn)例如為0.10.7的范圍，優選0.20.6的范圍，更優選0.30.5的范圍。還有，Mn的含量為上述范圍時，Fe的下限含量設定為0.1%以上，優選0.2%以上，更優選0.3%以上。另外，Fe的上限含量為0.7X以下，優選0.6%以下，更優選0.5%以下。Si:0.050.5%Si是為生成Al—Fe—Mn—Si系金屬間化合物(a相)、控制Mn系金屬間化合物的分散狀態的有用元素。a相越恰當地分布，越能夠提高成形性。因此，Si的含量設定為0.05%以上，優選0.1%以上，更優選0.2%以上。另一方面，Si過量時，由時效硬化帶來材料過硬，成形性降低。因此，Si的含量的上限為0.5%,優選0.45%，更優選0.4。X。Cu:0.10.6%Cu在冷軋鋼板的制罐時進行烘焙(上彩印刷)時析出Al—Cu—Mg，并且和Mg—起含有，通過固溶Mg和固溶Cu的作用能夠抑制軟化。因此，Cu含有的下限量設定為0.1%以上，以下0.15%以上，更優選0.2%以上。另一方面，Cu過量時，雖然容易得到時效硬化，但是由于變得過硬，成形性降低還使耐食性也劣化。因此，Cu含有的上限量為設定為0.6%，優選0.5%，更優選0.35%。除Cu以外，作為同等效果的強度提高元素可例舉Cr、Zn等。這方面，在Cu的基礎上還可以選擇性地含有Cr、Zn的一種或兩種。(Cu固溶量和0.2|am以下的微細析出中的Cu量的和)Cu固溶量和0.2|am以下的微細析出中的Cu量的和與Mg固溶量和0.2pm以下的微細析出中的Mg量的和一起，較大地影響到高溫熱處理時的耐軟化特性。因此，在本發明中，通過利用熱苯酚的殘渣萃取法和尺寸超過0.2pm的析出物分離后的溶液中的Cu量(固溶Cu量和粒子尺寸0.2pm以下的析出物中的Cu量的合計量)，設定為0.050.3%。粒子尺寸超過0.2|am的粗大的析出物中的Cu量反而使高溫熱處理時的耐軟化特性及高溫熱處理后的強度特性降低。因而，確保Cu固溶量也與限制粒子尺寸超過0.2pm的粗大的析出物有關系。另外，作為事實不僅固溶的Cu，粒子尺寸為0.2pm以下的析出物中的Cu量也和固溶了的Cu同樣使得高溫熱處理時的耐軟化特性提高，并且，也確保高溫熱處理后的強度，因此，在本發明中，將固溶Cu量和粒子尺寸為0.2pm以下的析出物中的Cu量的合計量作為固溶Mg量而規定。因此，將固溶Cu量作為和通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中Cu量而進行規定。該Cu固溶量不足0.05X時，高溫熱處理時的耐軟化特性不足，不能抑制罐的變形，并且，高溫熱處理后的強度也降低。另一方面，該即使Cu固溶量超過0.3X，冷軋時的加工硬化過量，反而使DI加工等成形性方面降低。另外，耐食性也降低。Cr:0細0,3%此時，Cr的含量為了強度提高效果的發揮，設定為0.001%以上，優選設定為0.002%以上。另一方面，Cr過量時，巨大結晶物生成而成形性降低。因此，Cr含量的上限設定為0.3X，優選設定為0.25%。Zn:0.051.0%另夕卜，含有Zn時Al—Mg—Zn系粒子時效析出，由此能夠提高強度。為了發揮該效果，Zn含量設定為0.05X以上，優選0.06%以上。而Zn過量時，耐食性降低。因此，Zn含量的上限設定為0.5X，優選為0.45%。Ti:0.0050.2%Ti是晶粒微細化元素。欲發揮該效果時選擇性地含有。此時的Ti的含量設定為0.005%以上，優選為0.01%以上，更優選為0.015%以上。還有，Ti過量時，巨大的Al—Ti系金屬間化合物結晶而阻礙成形性。因而，Ti含量的上限設定為0.2X,優選為0.1%，更優選為0.05%所述Ti單獨含有也可以，也可以和微量B—起含有。和B并用時更具有提高晶粒的微細化效果。因此選擇性地含有的B的含量設定為0.0001%以上，優選為0.0005%以上，更優選為0.0008%以上。而B過量時，生成Ti一B系的粗大粒子使成形性降低。因而，B含量的上限設定為0.05%，優選為0.01%，更優選為0.005%。以上記載的元素以外是不可避免的雜質，為了不阻礙上述特性，含量基本上越少越好，但容許在不阻礙上述特性的范圍，含有JIS規格等記載的3000系鋁合金的各元素的上限值。(Al合金冷軋板組織)其次，下面對本發明Al合金冷軋板組織進行說明。(晶粒的平均長寬比)如前所述，將鋁合金冷軋板的晶粒設定為不僅是通常的等軸粒，而且是平均長寬比為3以上的、沿軋制方向被伸長的粒子，由此，能夠抑制相對被更高溫化、短時間化的高速化熱處理的涂裝熱處理時的熱變形，也能夠確保熱處理后的罐強度。艮口，通過將鋁合金冷軋板的晶粒設定為沿軋制方向的伸長粒，在賦予其減薄拉深加工性，確保DI加工等成形性方面，在本發明中規定的上述成分組成和后述的固溶、析出狀態組織的基礎上，能夠確保熱處理后的罐強度。由此，涂裝處理時的熱變形也被抑制。在晶粒的平均長寬比不足3時，其和通常的等軸粒差別顯著增大，由于不滿足上述效果，因此不能實現涂裝熱處理時的熱變形的抑制及熱處理后的罐強度的確保。在這一點上，晶粒沿軋制方向的伸長越大越好，更理想的是晶粒的平均長寬比為3.1以上。晶粒的長寬比在未實施中間退火的工序中，熱軋板的晶粒組織、由冷軋壓延率及冷軋溫度決定。在這一點上，晶粒的平均長寬比的上限由用于形成伸長粒的熱軋及冷軋等制造工序的能力限度決定，其標準為6左右。(平均長寬比測定方法)晶粒的平均長寬比通過板厚方向中央部的上表面觀察(偏光觀察)測定。將調質處理后(瓶罐成形前)的板的板厚中央部、軋制面上表面利用機械研磨、電解研磨及剝皮液進行氧化處理后通過偏光觀察而進行。在上述板的板厚方向中央部自上表面對晶粒組織進行偏光觀察時，根據結晶方位的不同出現白黑的差異。此時觀察能夠清楚地觀察到輪廓，以視野內的晶粒為對象，測量各個晶粒的延伸方向的最大長度和板寬方向的最大長度。然后，計算該各個晶粒的(延伸方向的最大長度)/(板寬方向的最大長度)作為長寬比。用X100倍的光學顯微鏡觀察，將測定的晶粒為100個，根據這些晶粒的長寬比的平均值求出晶粒的平均長寬比。(各向異性抑制)在本發明中，為了實現晶粒的平均長寬比，還為了提高罐的成形性及強度，即使熱軋板在中途不進行退火、直達最終的板厚進行冷軋的情況下，也可抑制所述涂裝熱處理時的熱變形，確保熱處理后的罐強度。由此，在本發明中，在抑制上述晶粒的同時，還可以抑制該組織中的各向異性的發生進行控制。具體而言，在該各向異性的控制中，選擇抗拉強度和n值兩個各向異性指標使用。一個是抗拉強度，抗拉強度的各向異性增高時，如前所述，杯成形、減薄拉深后的內部應力在圓周方向不均勻，其在實施用于提高印刷涂裝時及分層薄膜的密合性的熱處理時，恢復程度不均勻，容易產生橢圓變形。因而，為了減小抗拉強度的各向異性，只能減小相對于鋁合金板的拉伸方向0°、45°、90°各方向的抗拉強度內最大值和最小值的差。具體地說，將該差設定為25MPa以下，理想的是設定為20MPa以下。除上述抗拉強度以外，加工硬化指數即n值的拉伸方向的各向異性也很重要。N值的各向異性大時，例如，即使上述抗拉強度的各向異性減小(即使在規定范圍內)，由于杯成形、減薄拉深增加的內部應力在圓周方向變得不均勻，其在實施用于提高印刷涂裝時及分層薄膜的密合性的熱處理時，恢復程度不均勻，也容易產生橢圓變形。因而，為了減小n值的各向異性，只能減小相對于鋁合金板的拉伸方向0°、45°、卯°各方向的n值內最大值和最小值的差。具體地說，將該差設定為0.03以下，優選定為0.028以下，更優選設定為0.025以下，進一步優選設定為0.02以下，最優選設定為0.015以下。未滿足這些的任一個或雙方的各向異性指標的各向異性存在于鋁合金板中時，只對罐的成形性不造成影響，但即使進行上述晶粒控制，也會產生所述涂裝熱處理時的熱變形。即，在上述抗拉強度內最大值和最小值的差超過25MPa時、及/或上述n值內最大值和最小值的差超過0.03時，產生所述涂裝熱處理時的熱變形。(各向異性抑制方法)即使熱軋板在中途不進行退火而進行冷軋的情況下，為了滿足雙方的各向異性指標，尤其要控制熱軋條件。具體地說，利用具備36個左右支架的串聯式軋機進行熱軋拉伸，使其中最終的支架中的巻材巻繞時的張力比較高，從而使被拉伸的板的前滑率提高。在這一點上，使上述最終的支架的巻材巻繞時的平均張力至少超過20MPa，且盡可能地增高。巻繞時的平均張力在20MPa以下，容易產生Cube方位等的晶粒，在中途未退火而進行冷軋的情況下尤其使板的各向異性增大。另外，通常巻繞時的平均張力在510MPa范圍內制造。接著，對在本發明中控制鋁合金冷軋板中的分散粒子的方面進行說明。如前所述，為了使上述伸長的晶粒的效果確實地發揮，在本發明中，還要控制該組織中的分散粒子的平均粒子尺寸。即，將0.5pm以上的粒子觀察中的分散粒子的平均粒子尺寸微細化至5pm以下，并且，表示鋁液的液相和固相的固液共存溫度范圍的AT設定為4(TC以下。(分散粒子的平均粒子尺寸)鋁合金冷軋板組織中的分散粒子為上述Al—Fe—Mn—Si系金屬間化合物(cx相)等各種金屬間化合物，該分散粒子的平均粒子尺寸越細越好。分散粒子的平均粒子尺寸超過5pm、粗大的分散粒子(析出化合物)的比例增多時，容易成為恢復、再結晶的核，在高溫的軟化增大，容易招致在高溫熱處理中橢圓變形及強度降低。因此，將上述伸長的晶粒的效果發揮抵消了。因而，在本發明中，將0.5pm以上的粒子觀察中的分散粒子的平均粒子尺寸設定為5nm以下，優選設定為4.5pm以下。在此作為解析測定對象的分散粒子設定為0.5pm以上的尺寸(重心直徑)。0.5pm以上的粒子的存在如上所述，涉及到耐軟化特性的影響較大，因為不足0.5,的粒子其影響度較小。另外，不足0.5nm的較小的分散粒子不易觀察，利用本測定的測定值分散也增大，因此在本發明的規定、測定對象之外。(平均粒子尺寸的測定)0.5pm以上的粒子觀察中的分散粒子的平均粒子尺寸使用掃描型顯微鏡(SEM)進行測定。更具體地說，將板厚中央部、拉伸面上表面的試驗材料進行鏡面研磨，使用500倍或1000倍的SEM(例如日立制作所制S4500型電場放出型掃描顯微鏡FE—SEM:FieldEmissionScanninngElectronMicroscoppy)觀察研磨面的組織的約200|jmX約150frni大小的各十個視野的組織。此時，為了清楚地觀察分散粒子相(金屬間化合物)，利用反射電子像的觀察進行觀察。黑像為Al,以不同的對比度使分散粒子相變清楚。將這些分散粒子，作為圖像解析的軟件，使用MEDIACYBERNETICS社制的Image—ProPius，由圖像解析求出各分散粒子的平均尺寸(重心直徑的平均值)。所測定分散粒子的數量為用上述十個視野的組織觀察中的合計200個以上，用其平均值算出。(固液共存溫度范圍AT)圖2中示意性表示Al—Mg—Mn系合金的狀態圖，示意性表示鋁的液相線、固相線而且主要的結晶物即AlMn系、Al(Fe、Mn)系化合物的結晶溫度的關系。在圖2中，Al的液相線和固相線之間的溫度范圍(溫度差)為本發明中所說的固液共存溫度范圍AT。該AT越為寬(長)的成分系，根據鑄造時的凝固、冷卻過程中的條件，越有使金屬間化合物的穩定相和準穩定相生成的分散增大的傾向。此時，這些結晶物中，金屬間化合物的構成元素以外的元素為被強制固溶的組織狀態。因此，在為瓶罐體的狀態、高溫的軟化增大，容易招致在高溫熱處理中橢圓變形及強度降低。因而，和分散粒子的平均粒子尺寸的粗大化一樣，將上述伸長的晶粒發揮的效果抵消。另外，AT越為寬(大)的成分系，在液相中金屬間化合物越快速地成長，因此，粗大的化合物粒子容易分布。其結果能夠使上述規定的分散粒子的平均粒子尺寸變得微細化。因此，如在上述分散粒子部分所說明的，粗大粒子成為恢復、再結晶的核，由熱處理導致的瓶罐體的軟化增大，容易引起橢圓變形。另外，粗大的化合物的存在本身容易成為罐表面缺陷、小洞的原因。如上述說明，嚴格地說，作為AT，也有規定Al—Mn系金屬間化合物的結晶溫度和Al的固相溫度范圍的方法，但在本發明Al鋁合金系中，Al合金系的融點和Al—Mn系化合物的結晶溫度只變化47°C，因此，有時不能成為正確的指標。因此，在測定評價上，有時按AT評價非常的差(富余)，所以用能夠成為正確的指標的、Al液相溫度和固相溫度的范圍(溫度差)進行規定。該AT(固液共存溫度范圍)越窄(小)，分散粒子和鋁的液相的固液共存溫度范圍越為小的成分系，金屬間化合物的穩定相和準穩定相生成的分散越小，并且，化合物粒子成為微細化的組織。因此，在瓶罐體的主體的狀態，高溫的耐軟化特性增強，能夠抑制高溫處理中的橢圓變形及強度降低。如后述的實施例，隨著AT增大，分散粒子的平均粒子尺寸也增大。而且，尤其是AT超過4(TC時，分散粒子的平均粒子尺寸的粗大化傾向增大。因而，AT越為40'C以下的小的值越好，更優選為38'C以下，進一步優選為36"C以下，最優選為34X:以下。(固液共存溫度范圍AT的算出)△T的算出通過利用差示熱分析測定作為對象的鋁合金冷軋板(試驗片)的融點和鋁的固液共存溫度范圍算出鋁的液相共存溫度范圍AT。本發明鋁合金系的范圍大約645t:66(TC為融點，在大約600°C630°C附近檢測出的變化為固相溫度。試驗裝置例如使用日本真空技術理工制TG/DTA(TGD7000)，使用條件如下。加熱曲線圖RT70(TCRT:10°C/分氛圍氣Ar(100ml/分)試料重量約500mg起始條件氧化鋁粉末試料容器氧化鋁(長型8X10mm)還有，除差示熱分析以外，也可以根據計算狀態圖求出AT，但利用差示熱分析求AT更正確。只是利用熱力學的平衡狀態圖計算AT，在預先以AT為4(TC以下的方式進行合金設計時有用。圖3中例示利用后述的實施例表7的發明例的合金計算狀態圖計算的AT。(AT的控制)該AT的控制也根據后述的制造條件，但基本上是使鋁的固液共存溫度范圍AT為4(TC以下，通過本發明中的主要構成元素(Mn、Mg、Fe、CU、Si)各成分平衡的設計進行控制。還有，作為各合金元素(成分)的一般傾向，Mn、Fe等從含量的規定范圍的中央值增加含量或減少含量，并且，AT增大。另外，Mg、Cu、Si等具有由于含量的增加AT增大的傾向，在本發明的含量規定內，一般地，這些合金元素少時AT減小。但是，作為瓶罐用鋁合金冷軋板，為了滿足所要求的強度、成形性等，難以簡單地減少上述各主要構成元素的含量。再者，Al(Fe、Mn)系金屬間化合物的結晶溫度，根據還增加了其以外的前述選擇性的添加劑及雜質元素等的多元系平衡而變化。因而，該AT也根據其以外的前述選擇性的添加劑及雜質元素等產生較大變化。尤其是近年來，用于罐材的熔解原料中罐材廢料所占的比例與金屬相比年年在增加，基本成分元素以外混入的不可避免的雜質元素增多起來。作為這些不可避免的雜質元素是Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W等。這些元素的含量的總和(總量)，目前為0.01%以下，但隨著近年來廢料配合率增高，不可避免地混入0.015%以上、0.02%以上，根據情況，甚至達到0.05%或0.1%以上。因而，即使上述各主要構成元素的量及選擇的添加元素量相同，這些雜質元素量超過0.01%時，該AT也受其影響也產生較大變化。另外，由于合金化元素的種類不同，其影響也不同，而且在多成分系中，由于各成分的相互作用固液共存溫度范圍也發生變化。因此，在這些不可避免的雜質元素的量增多時，由于各成分系復雜的原因，只根據單純的含量范圍、基本成分平衡(Mg/Mn比等)，極難進行用于將固液共存溫度范圍AT設定為最適合范圍的成分設計。因而，進行AT的控制時，首先根據本發明中的主要構成元素(Mn、Mg、Fe、Cu、Si)及選擇的添加元素各成分平衡的設計，進行滿足作為瓶罐用冷軋板所要求的強度、成形性等的合金設計。在此基礎上，作為液相溫度及固相溫度等的計算方法，進行如所述圖2的熱力學平衡狀態圖計算，在以鋁的固液共存溫度范圍AT成為40'C以下的方式進行合金設計的修正之后，實際進行試驗制造，在后述的批量生產的制造條件下，需要預先驗證鋁的固液共存溫度范圍AT是否為40'C以下。(制造方法)本發明Al合金冷軋板可以是對現有均熱、熱軋、冷軋的制造工序不作大的改變的制造。但是作為本發明規定的組織，并且為了無阻礙地確保用于瓶罐成形的基本的材料特性(制耳率、強度)及成形性、減薄拉深加工性，需要將上述各個工序限定于最合適的條件范圍，并且將這些工序組合。(均熱條件)均熱溫度設定為550650°C。均熱溫度過低時，均質化時間過長生產性降低，均熱溫度過高時，鑄件塊表面發生膨脹，因此在所述范圍設定均熱溫度。優選的均熱溫度是58(TC以上(尤其是59(TC以上)、615。C以下(尤其是61(TC以下)。還有，均熱時間(均質化時間)只要能夠使鑄錠均質化，越短越優選，例如12小時以下，優選為6小時以下，但在將均熱溫度設定為55(TC以上時，均熱時間需要6小時以上，在將均熱溫度設定為58(TC以上時，均熱時間需要5小時以上，在將均熱溫度設定為590。C以上時，均熱時間需要4小時以上.均熱處理也可以分成多個階段進行。在該情況下，上述均熱處的升溫速度、均熱處理溫度(均質化溫度)及冷卻速度的控制也可以在任一階段進行，也可以在整個階段進行，但優選為至少在第一階段進行。將第一階段的均熱處理溫度設定在上述范圍時，第二階段以后的均熱處理溫度多比第一階段的均熱處理溫度低。第二階段以后的均熱處理溫度與第一階段的均熱處理溫度相比，例如低1010(TC左右，優選為低50IO(TC左右。(熱軋開始條件)均熱處理結束之后的鑄錠的處理，也可以是一次冷卻，然后再加熱而進行熱粗軋，或也可以不進行過度地冷卻而在原狀態進行熱粗軋。不進行過度地冷卻而在原狀態進行熱粗軋時，Cu固溶量和0.2|im以下的微細析出中Cu量的和作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中的Cu量容易成為0.050.3%，Mg固溶量和0.2nm以下的微細析出中Mg量的和作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2|im的析出物分離的金屬溶液中的Mg量容易成為0.751.6%。另外，能夠利用均熱處理后鑄錠自身的發熱，不僅能夠節約生產時間及熱能量，而且能夠減小合金元素的析出物的數密度，能夠降低制耳率。在將鑄錠一次冷卻然后再加熱的情況下，優選為以30°C/時間以上的速度快速加熱。利用該快速加熱，那樣能夠控制Mg及Cu向生成的粗大的化合物的固溶，或在粗大的析出物界面的析出，Cu固溶量和0.2|im以下的微細析出中Cu量的和作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中的Cu量容易成為0.050.3%，Mg固溶量和0.2pm以下的微細析出中Mg量的和作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中的Mg量容易為0.751.6%。另夕卜，能夠防止合金元素的析出物的數密度過高，能夠降低制耳率。(熱粗軋條件)將熱軋分為粗軋和精軋并且連續地實施時，熱粗軋的完成溫度過低時，在下個工序的熱精軋中因軋制溫度低容易產生邊部裂紋。另外，熱粗軋的完成溫度過低時，為在精軋后再結晶需要的自身熱容易不足，而使結晶粒徑過小。因此，熱粗軋的完成溫度優選42(TC以上。更優選的完成溫度是430。C以上(尤其是440。C以上)、470。C以下(尤其是460°C以下)。為了將該熱粗軋的完成溫度設計為42048(TC，優選為將熱粗軋的開始溫度設計為例如49055(TC左右，優選為49554(TC左右，更優選為50053(TC左右。所述開始溫度為55(TC以下，也能夠防止熱粗軋的表面氧化。進而，由于能夠防止再晶粒的粗大化，因此能夠進一步提高成形性。熱粗軋完成后的鋁合金板優選為連續地、快速地進行熱精軋。通過快速熱精軋能夠防止在熱粗軋中被蓄積的應變恢復，能夠提高其后將得到的冷軋板的強度。熱粗軋完成后的鋁合金板優選為在例如5分鐘以內、優選在3分鐘內進行熱精軋。(熱精軋條件)熱精軋的完成溫度優選為31035(TC。熱精軋工序是將合金冷軋板加工成規定尺寸的工序，軋制完成后的組織利用自體的熱成為再結晶組織，因此，其完成溫度給再結晶組織帶來影響。通過將熱精軋的完成溫度設計為31(TC以上，和接下來的冷軋條件一起將最終板組織作為沿平均長寬比為3以上的拉伸方向伸長的組織，并且，能夠確保本發明中規定的Cu固溶量、Mg固溶量。熱精軋的完成溫度低于310'C時，即使增大接下來的冷軋板的冷軋率也難以成為所述本發明的組織。另一方面，高過35(TC時，不能使最終板組織成為沿平均長寬比為3以上的拉伸方向伸長的組織，并且，不能確保所要求的Mg固溶量。因而，熱精軋的完成溫度的下限設定為31(TC以上，優選為320。C以上。另外，上限設定為35(TC以下，優選設定為34(TC以下。(熱精軋機的種類)作為熱精軋機，使用支架數為3以上的串聯式熱軋機。由于支架數為3以上，能夠使每臺的軋制率小，能夠保持熱軋板的表面性狀并蓄積應變，從而能夠進一步提高冷軋板及其DI成形體的強度。(熱精軋的總軋制率)熱精軋的總軋制率優選為80%以上。總軋制率為80%以上，由此，容易和后述的冷軋組合，使最終板組織成為平均長寬比為3以上的、沿軋制方向伸長的組織。另外，能夠提高冷軋板及其DI成形體的強度。(熱軋的板厚)熱(精)軋完成后的合金板的板厚優選為1.83mm左右。通過將板厚設定為1.8mm以上，能夠防止熱軋板的表面性狀(燒結、橘皮面等)及板厚側面的惡化。另一方面，通過將板厚設定為3mm以下，能夠防止制造冷軋板(通常，板厚0.280.35mm左右)時的軋制率過高，從而抑制DI成形后的制耳率。如上所述而得到的熱軋板其Cu固溶量及Mg固溶量被控制在最適合的范圍，所以平均制耳率被控制在規定的范圍內。因此，不進行中間退火而冷軋，能夠使冷軋板的平均制耳率減小到03.5%。另夕卜，和后述的冷軋組合，使最終板組織形成為平均長寬比為3以上的、沿軋制方向伸長的組織，Cu固溶量和0.2pm以下的微細析出中Cu量的和作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中的Cu量容易成為0.050.3%，Mg固溶量和0.2pm以下的微細析出中Mg量的和作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中的Mg量容易成為0.751.6%。(冷軋)在冷軋工序中，不進行中間退火，進行利用多個道數的所謂直通軋制，優選將適合的軋制率設定為7790%。通過不進行中間退火，將合計軋制率設定為77%以上，將最終板組織作為晶粒的平均長寬比為3以上的、沿軋制方向伸長的組織，Cu固溶量和0.2pm以下的微細析出中Cu量的和作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中的Cu量容易成為0.050.3%，Mg固溶量和0.2|im以下的微細析出中Mg量的和作為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的金屬溶液中的Mg量容易成為0.751.6X。另外，能夠進一步提高罐的耐壓強度。加入中間退火時、或者合計軋制率降低時容易變為等軸粒，難以成為晶粒的平均長寬比為3以上的、沿軋制方向伸長的組織。另一方面，車L制率超過90。/。時，雖然晶粒的平均長寬比增大，但是由于DI成形時的正耳(7°，7耳)變得過大且強度變得過強，因此，DI成形時產生邊部裂紋及罐底裂紋的可能性較大。冷軋后的板厚設定為在瓶罐成形之后為0.280.35mm左右還有，在冷軋工序中，優選使用軋制支架兩段以上串聯配置的串聯式軋機。通過使用這種串聯式軋機，與用軋制支架為一段的進行反復通過(通板)冷軋到規定板厚的單式軋機相比，即使相同的合計冷軋率，也能夠以少的通過(通板)次數完成，提高一次通板的軋制率。因而，容易得到最終板組織沿晶粒的平均長寬比為3以上的軋制方向伸長的組織。另外，與如現有技術在使用單式軋機的冷軋后實施二次退火的情況相比，能夠以更低溫并且連續地產生恢復而生成亞晶粒。但是，這樣，若是通過冷軋產生恢復并充分地生成亞晶粒，軋機不限定于串聯式軋機。但是，在利用串聯式軋機的冷軋中，一次通板中的軋制率提高，因此一次通板中的發熱量增多。當該發熱量過高時，Cu和Mg的析出物產生量，特別是在粗大析出物界面的析出物，因加工時的應變導入和發熱而增加，其結果是存在不能確保Cu和Mg的固溶量及微細析出物量的可能性。因此，在利用串聯式軋機的冷軋中，優選為在冷軋工序中剛冷軋后的鋁合金板的溫度最上升時，將鋁合金板強制冷卻，并使冷軋后的鋁板的溫度不上升到超過20(TC的溫度。作為這種冷軋時的鋁合金板的強制的冷卻方法，優選將通常使用的不含水的軋制油更換為水溶性油及水溶性潤滑劑等乳化系，使用該乳化水溶液在不降低潤滑性能的情況下使冷卻性能被強化。冷軋后，也可以根據需要以比再結晶溫度更低的溫度實行二次退火(最終退火)。實行二次退火時，加工組織恢復，DI成形性及罐底成形性提高。二次退火的溫度優選為例如100150'C左右，尤其是11515(TC左右。由于將溫度設定為IO(TC以上，因此能夠使加工組織充分地恢復。另一方面，由于溫度設定為15(TC以下，能夠防止固溶元素的過量的析出，從而能夠進一步提高DI成形性及凸緣成形性。二次退火的時間優選設為4小時以下(尤其為13小時左右)。由于避免了過長時間退火，能夠防止固溶元素的過量析出，從而能夠進一步提高DI成形性。但是，在利用所述的串聯式軋機的冷軋中，由于能夠以更低的溫度且連續地產生恢復生成亞晶粒，因此，基本上不需要二次退火。下面舉實施例更詳細地說明本發明，但不用說，本發明不受下述實施例限制，只要是在能夠適合前、后所述的宗旨的范圍適當地加以變更而實施的例子即可，這些都被包含在本發明的技術范圍。實施例1只將鋁合金作為熔解原料熔解成下表1所示的AN成分組成的Al合金的熔液，使用DC鑄造法制造板厚600mm、寬2100mm的鑄錠。在表1中用"一"表示的元素含量表示在檢測界限以下。在該鑄錠中，如表1所示，作為其它元素的總量，發明例、比較例都含有不可避免的雜質元素Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W，這些元素的含量的總和在0.01%以下。按照表2所示的條件對該鑄錠進行均熱處理。均熱處理是在第一次均熱處理后，以表2所示的冷卻速度冷卻到室溫之后進行再加熱做第二次均熱處理。在此，第一次均熱條件的升溫速度實質上指從使特性受影響的300'C到最高溫度的升溫速度。另外，第一次均熱條件的冷卻速度指從使特性受影響的最高溫度到30(TC的冷卻速度。在該均熱處理之后，作為熱粗軋，使用支架數為1的可逆式熱粗軋機；作為熱精軋機，使用支架數為4的串聯式熱軋機進行熱軋。此時，在熱粗軋完成后開始熱精軋的時間設定為3分鐘以內。然后，共通制造熱精軋后的板厚為22.5mm的鋁合金熱軋板。將得到的熱軋板不進行中間退火而利用輥支架為兩段的串聯式軋機僅由一次通板進行冷軋，共通制造最終板厚為0.3mm瓶罐體用板材(冷軋板)。此時，在利用串聯式軋機的冷軋中，使用乳化水溶液將鋁板強制冷卻，以使剛冷軋之后的鋁板溫度不上升到超過250'C的溫度。未實施該冷軋后的二次退火(最終退火)。.還有，僅比較例IO的總冷軋率是相同的，但為了比較，用輥支架為1段的單式軋機進行二次通板，在第一次和第二次通板的通路之間實施150°CX1小時的中間退火。從冷軋后的瓶罐體用板材(巻材)采集試驗片，作為試驗片的組織，利用各種所述的方法調查晶粒的平均長寬比及Cu固溶量、Mg固溶量。將這些結果表示于表3。另外，作為試驗片的高溫特性，分別測定在室溫的試驗片表面的硬度和0.2%屈服點、及將試驗片進行29(TCX20秒熱處理后的表面硬度和0.2%屈服點，求出在該熱處理前后試驗片表面的硬度變化(硬度減小量)AHv(Hv)。并且測定成形后的罐體烤硬后的橢圓變形量。這些結果也表示于表3。(0.2%屈服點測定)0.2%屈服點測定的拉伸試驗按照JISZ2201進行，并且試驗片形狀按照JIS5號試驗片進行制作，使試驗片長度方向和軋制方向一致。另外，十字頭速度為5mm/分鐘，以一定速度迸行直到試驗片斷裂。(硬度測定)冷軋板試料的硬度測定為施加100g的荷重，用顯微維氏硬度計測定四個部位的硬度值，硬度為這些值的平均值。(橢圓變形評價)橢圓變形的評價如后所述，將上述瓶罐體用板材進行DI成形后的瓶罐體洗凈后，以罐的實體溫度經過30秒達到30(TC的條件進行烘烤之后，調查橢圓變形度。橢圓變形度調查在順著圓周方向調查瓶罐體的口部直徑，求出從其中的最大徑減去最小徑的量，將該量作為橢圓變形量(mm)，將其設定為N二10罐的平均值進行評價。還有，.該橢圓變形量為4mm以下時判定橢圓變形性為合格，橢圓變形量超過4mm時，在罐制造工序中的后工序的輸送工序以及縮頸工序，產生逆轉及卡住等不良，難以連續地進行罐的有效制造。再者，作為瓶罐體用板材應滿足的成形性，測定制耳率和DI(減薄拉深)成形性(成形時的斷裂發生次數)并進行評價。這些結果也表示于表(制耳率)制耳率的調査為從該瓶罐用板材采集坯料，涂敷潤滑油〔D.A.Stuart社制、納爾科147)之后，由杯突試驗機進行40%深沖試驗形成杯狀。進行試驗的條件為坯料直徑二66.7mm;沖頭直徑二40mm;沖模側肩部的R二2.0mm;沖頭的肩R=3.0mm;防皺壓二400kgf。測定在這樣得到的杯的開口周緣部的八方向(以軋制方向為0°，0°方向、45°方向、90°方向、135°方向、180°方向、225°方向、270°方向及315°方向)產生的山谷的形狀，算出平均制耳率。平均制耳率的計算方法基于圖1進行說明。圖1是通過將瓶罐用板材進行DI成形得到的杯的展開圖。在該展開圖中，以軋制方向為O。，測定在0°、90°、180°及270°方向產生的耳的高度(Tl、T2、T3、T4;稱為負耳(7^f于7—耳))，測定在45°、135°、225°及315°方向產生的耳的高度(Yl、Y2、Y3、Y4;稱為正耳)。各高度Y1Y4，TlT4是距杯的底部的高度。然后由各測定值基于下式算出平均制耳率。平均制耳率(％)=〔{(Y1+Y2+Y3+Y4)—(Tl+T2+T3+T4)}/{1/2X(Y1+Y2+Y3+Y4+T1+T2+T3+T4)})X100在作為本發明的對象的冷軋板中，平均制耳率接近于O時，雖然四個正耳(Y1Y4)以及卯。方向和270°方向的兩個負耳(圖1的T2、T4)的發達被抑制，但0°方向和180°方向的兩個負耳(圖1的T1、T3)的發達難以被抑制。于是，在僅僅減小平均制耳率的絕對值時，例如，在平均制耳率為一22%(絕對值為2%以下)時，即使平均制耳率為一2%以上不足0%，由于負耳(圖1的T1、T3)的抑制不充分，深沖成形的防皺壓也會集中于該兩個負耳(圖1的Tl、T3)而發生刺耳、剪邊等對生產產生不利的缺陷，平均制耳率為02%(正側)時，由于也能夠充分抑制剩余的兩個負耳(圖1的T1、T3)，從而，能夠防止起因于剪邊的罐體破壞。在本發明中，以+0%+3.5%為容許范圍。(DI成形性)由所述瓶罐體用板材(變化0.3mm)沖孔為直徑156mm的坯料并成形為杯徑92mm的杯，再通過深沖加工、減薄拉深及修剪以制罐速度300罐/分的速度制造瓶罐用DI罐體(內徑cb66mm、高170mm、側壁板厚103pm、側壁前端部板厚165pm、最終第三減薄拉深率40%)。求出成形罐每5萬罐的主體裂紋的發生個數來評價DI成形性。將所有不存在裂紋的罐體設定為(極其良好)、1罐以下有裂紋的罐體設定為O(良好)、24罐有裂紋的罐體設定為A(大體良好)、超過5罐有裂紋的罐體設定為X(不良)來評價。如表3所示，發明例16具有本發明的成分組成，并且晶粒的平均長寬比為3以上，用前述的測定方法測得到Cu固溶量為0.050.3X，用前述的測定方法測得到Mg固溶量為0.751.6%。該結果為發明例16如表3所示，29(TCX20秒熱處理后(烘烤硬)的硬度變化AHv為30Hv以下，并且0.2%屈服點為210MPa以上，硬度減小及強度降低少，高溫特性優良。再者，發明例16的制耳率和DI成形性也優良。因而可知，顯然，本發明中的高溫特性的改良不會阻礙瓶罐用板材基本上應滿足的成形性。與之相對，比較例710雖然是本發明成分組成，但由于均熱處理及熱軋的條件偏離前述優選的條件，因此，晶粒的平均長寬比、Cu固溶量、Mg固溶量的某一個偏離。其結果為與上述發明例相比，硬度減小及強度降低較大，高溫特性惡劣。比較例7的第二次均熱溫度過低。另外，熱精軋終止溫度過低。比較例8熱精軋終止溫度過低。比較例9熱精軋終止溫度過低。比較例10是單式冷軋機，而且在冷軋中途實施中間退火。比較例1112用優選的制造條件制造。但是合金組成偏離本發明成分組成。其結果是，與上述發明例相比，硬度減小及強度降低較大，高溫特性惡劣。另外成形性也降低。從以上的結果可判明，本件第一發明的各要件的重大意義。〔表l)<table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table>〔表3〕區Al厶編Al合金板組織Al合金板萵溫特性Al合金板成形性分平均長寬比Cu固溶里%固溶里加固溶里%AS硬度AS硬度硬度■OX雖AElvAS屈服點KPa旭屈服點陣*帥凝聲這橢圓變形雖咖制耳率$DI成形裂紋發生次錄次/5萬瞎成形性評價發1AUS0.32的Si18加a78+3,0o明例2A—To0.12。o:29lif"lib——2io'…'.i—1—.T—1.A3,50.091,05的7817302』HO0◎.4"."'B'5.20.'I'd…"i—Is30^'、…—W'Sli'S,5o:o71.0卯85'13296220'i〗:s《60◎6C4.50'郎郞831229122962么i+2.2io比7A丄O0.70-l卵7332加2121045,1+4,08X較例8C4，i0.10,950.2l的733030122576-1.04厶9A21'78'30'm加1CU4.5《0—■410152.5o.肪0.眺〗057134咖985.1+2.0I〇11——'iT"f『'—i——i:r一，v2下''函'--7Y'212i……硫"—'…iX130.15h7o.mWO33505-1.50X14H0,60,2273295—2io"-U'9X15r5.00.幼UO犯31S2加郞7X、6—-4jo:ca0,790.30ioo7'r—y30￥'m'…W如2.07X]7K3.90.250'3695.72—290打'1.5-l.O5X0.2^—'———iL7…'6X—(X2398,姊287.—'肪、:r—'8'X20N4,10.250.2510575303122238&5.0-3-5X實施例2只將鋁合金作為熔解原料熔解成下述表4所示的AN的成分組成的Al合金金屬溶液，利用DC鑄造法制造板厚600mm、寬2100mm的鑄錠。在表4中用"一"表示的元素含量表示是檢出界限以下的含量。在該鑄錠中，如表4所示，作為其它元素的總量，發明例、比較例都含有不可避免的雜質是Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W，這些元素的含量的總和0.03%以上。按照表5所示的條件對該鑄錠做均熱處理。均熱處理是在第一次均熱處理后，以表5所示的冷卻速度冷卻到室溫之后進行再加熱做第二次均熱處理。在此，第一次均熱條件的升溫速度實質上指從使特性受影響的300"C到最高溫度的升溫速度。另外，第一次均熱條件的冷卻速度指從使特性受影響的最高溫度到30(TC的冷卻速度。在該均熱處理之后，作為熱粗軋，使用支架數為1的可逆式熱粗軋機；作為熱精軋機，使用支架數為4的串聯式熱軋機進行熱軋。此時，在熱粗軋完成后開始熱精軋的時間設定為3分鐘以內，為了控制所述各向異性指標，按表5所示控制該巻繞時的平均張力。然后，共同制造熱精軋后的板厚為22.5mm的鋁合金熱軋板。將得到的熱軋板不做中間退火而利用輥支架為兩段的串聯式軋機只在一次通板中進行冷軋，共通制造最終板厚為0.3mm瓶罐體用板材(冷軋板)。此時，在利用串聯式軋機的冷軋中，將剛冷軋之后的鋁板溫度控制在130200'C。未進行該冷軋后的二次退火(最終退火)。只有比較例110的總冷軋率是相同的，但為了比較，用輥支架為1段的單式軋機進行二次通板，在第一次和第二次通板的通路之間實施150°CXI小時的中間退火。從冷軋后的瓶罐體用板材(巻材)采集試驗片，作為試驗片的組織，調查晶粒的平均長寬比及拉伸特性。將這些結果表示于表-6。另外，作為試驗片的高溫特性，分別測定在室溫的試驗片表面的硬度和0.2%屈服點、及將試驗片進行290。CX20秒熱處理后的表面硬度和0.2%屈服點，求出在該熱處理前后試驗片表面的硬度變化(硬度減小量)AHv(Hv)。拉伸試驗按照下述的拉伸條件，但在相對于軋制方向0°方向進行。利用下述條件還測定成形后的罐體烤硬后的橢圓變形量。這些結果也表示于表6。(利用拉伸試驗測定各向異性)按照JISZ2201進行試驗片的拉伸試驗，同時，試驗片形狀按照JIS5號試驗片進行。十字頭速度為5mm/分鐘，以一定速度進行直到試驗片斷裂。此時，分別準備將試驗片長度方向分別設定為相對于軋制方向成O。、45°、90°各方向的試驗片，求出各試驗片的拉伸強度和n值。然后求出這些拉伸強度內的最大值和最小值的差(MPa)，分別求出這些n值(應變量為24%之間)內的最大值和最小值的差。另外，也求出這些拉伸強度和n值的、上述各方向的平均值。(硬度測定)冷軋板試料的硬度測定為施加100g的荷重，用顯微維氏硬度計測定四個部位的硬度值，硬度為這些值的平均值。(橢圓變形評價)橢圓變形的評價如后所述，將上述瓶罐體用板材進行DI成形后的瓶罐體洗凈后，以罐的實體溫度經過30秒達到30(TC的條件進行烘烤之后，調查橢圓變形度。橢圓變形度調查在順著圓周方向調査瓶罐體的口部直徑，求出從其中的最大徑減去最小徑的量，將該量作為橢圓變形量(mm)，將其設定為N=10罐的平均值進行評價。該橢圓變形量為4mm以下則判定為橢圓變形性合格。該橢圓變形量超過4mm時，在罐制造工序中的后工序的輸送工序以及縮頸工序，產生逆轉及卡住等不良，難以連續地進行罐的有效制造。再者，作為瓶罐體用板材應滿足的成形性，測定制耳率和DI(減薄拉深)成形性(成形時的斷裂發生次數)并進行評價。這些結果也表示于表6。(制耳率)和實施例l相同，制耳率的調查為從該瓶罐用板材采集原材，涂敷潤滑油〔D.A.Stuart社制、納爾科147)之后，由沖杯突試驗機進行40%深沖試驗形成杯狀。試驗條件和實施例1相同算出平均制耳率。(DI成形性)和實施例1同樣，求出成形罐每5萬罐的主體裂紋的發生個數來評價DI成形性。將所有不存在裂紋的罐體設定為(極其良好)、1罐以下有裂紋的罐體設定為O(良好)、24罐有裂紋斷裂的罐體設定為A(大體良好)、超過5罐有裂紋的罐體設定為X(不良)來評價。如表6所示，發明例101106具有本發明的成分組成，并且具有晶粒的平均長寬比為3以上，相對于軋制方向成O。、45°、90°各方向的拉伸強度內最大值和最小值的差為25MPa以下，通過相對于軋制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸試驗測得的n值內、最大值和最小值的差為0.03以下的各向異性小的組織。該結果為發明例101106如表6所示，290'CX20秒熱處理后(烤硬后)的硬度變化AHv為30Hv以下，并且0.2X屈服點為215MPa以上，硬度減小及強度降低少，高溫特性優良。再者，發明例101106的制耳率和DI成形性也優良。因而，可判明本發明中的高溫特性的改良不會阻礙瓶罐用板材基本上應滿足的成形性。從以上的結果可判明，本件第二發明的各要件的重大意義。〔表4〕<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>〔表5)<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>(表6)<table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table>*1抗拉強度的各向異性相對千軋制方向成O"、45'*2n值的各向異性通過相對千禮制方向成O'、45'小倡的差.90"各方向的拉伸強度內、最大值和最小值的差90'各方向的拉伸試驗測得的n值內、最大值和最實施例3除鋁合金以外也將罐材廢鐵等作為熔解原料使用，熔解成下述表7所示的AN成分組成的Al合金金屬溶液，利用DC鑄造法制造板厚600mm、寬2100mm的鑄錠。在表7中用"一"表示的元素含量表示是檢出界限以下的含量。在該鑄錠中，如襲7所示，作為其它元素的總量，發明例、比較例都含有不可避免的雜質是Zr、Bi、Sn、Ga、V、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W，這些元素的含量的總和0.03%以上。因此，首先根據主要構成元素(Mn、Mg、Fe、Cu、Si)及選擇性的添加元素的各成分平衡的設計，進行滿足作為瓶罐用鋁合金冷軋板所要求的強度、成形性等的合金設計。其后，進行用于進行AT的控制的、各熱力學的平衡狀態圖計算，計算鋁的固液共存溫度范圍AT，進行合金設計或者修正。然后作為所述表7表示的實際的AN的鋁合金成分組成。按照表8所示的條件對這些成分組成的鑄錠做均熱處理。均熱處理是在第一次均熱處理后，以表8所示的冷卻速度冷卻到室溫之后進行再加熱做第二次均熱處理。在此，第一次均熱條件的升溫速度實質上指從使特性受影響的300°C到最高溫度的升溫速度。另外，第一次均熱條件的冷卻速度指從使特性受影響的最高溫度到30(TC的冷卻速度。在該均熱處理之后，作為熱粗軋，使用支架數為1的可逆式熱粗軋機；作為熱精軋機，使用支架數為4的串聯式熱軋機進行熱軋。此時，在熱粗軋完成后開始熱精軋的時間設定為3分鐘以內。然后，共同制造熱精軋后的板厚為2.5mm的鋁合金熱軋板。將得到的熱軋板不做中間退火而利用輥支架為兩段的串聯式軋機只在一次通板中進行冷軋，共同制造最終板厚為0.3mm瓶罐體用板材(冷軋板)。此時，在利用串聯式軋機的冷軋中，用乳化水溶液使鋁板強制性冷卻，使剛冷軋之后的鋁板溫度不上升到超過250'C的溫度。未進行該冷軋后的二次退火(最終退火)。只有比較例210的總冷軋率是相同的，但為了比較，用輥支架為l段的單式軋機進行二次通板，在第一次和第二次通板的通路之間實施150°CXI小時的中間退火。從冷軋后的瓶罐體用板材(巻材)采集試驗片，作為試驗片的組織，用各種前述的測定方法通過差示熱分析，調查晶粒的平均長寬比、0.5pm以上的金屬間化合物的平均尺寸(板厚中央部)、固液共存溫度范圍AT。將這些結果表示于表9。另外，作為試驗片的高溫特性，分別測定在室溫的試驗片表面的硬度和0.2%屈服點、及將試驗片進行290'CX20秒熱處理后的表面硬度和0.2%屈服點，求出在該熱處理前后試驗片表面的硬度變化(硬度減小量)AHv(Hv)。還測定成形后的罐體烤硬后的橢圓變形量。這些結果也表示于表9。(0.2%屈服點測定)0.2X屈服點測定的拉伸試驗按照JISZ2201進行，同時，試驗片形狀按照JIS5號試驗片進行試制以使試驗片長度方向和軋制方向一致。另外，十字頭速度為5mm/分鐘，直到試驗片斷裂以一定速度進行。(硬度測定)和實施例1同樣，冷軋板試料的硬度測定為施加100g的荷重，用顯微維氏硬度計測定四個部位的硬度值，硬度為這些值的平均值。(橢圓變形評價)橢圓變形的評價如后所述，進行和實施例1同樣的評價。再者，作為瓶罐體用板材應滿足的成形性，測定制耳率和DI(減薄拉深)成形性(成形時的裂紋發生次數)并進行評價。這些結果也表示于表9。(制耳率)和實施例l相同，制耳率的調査為從該瓶罐用板材釆集坯料，涂敷潤滑油〔D.A.Stuart社制、納爾科147)之后，由沖杯突試驗機進行40%深沖試驗形成杯狀。試驗條件為原材直徑二66.7mm;沖頭直徑二40mm;沖模側肩部的R二2.0mm;沖頭的肩R二3.0mm;防皺壓二400kgf。測定在這樣得到的杯的開口周緣部的八方向(以軋制方向為0°，0°方向、45°方向、90°方向、135°方向、180°方向、225°方向、270°方向及315°方向)產生的山谷的形狀，算出平均制耳率。評價制耳率的計算方法如實施例1所示。(DI成形性)和實施例1同樣，求出成形罐每5萬罐的主體裂紋的發生個數來評價DI成形性。將所有不存在裂紋的罐體設定為(極其良好)、1罐以下有裂紋的罐體設定為O(良好)、24罐有裂紋的罐體設定為A(大體良好)、超過5罐有裂紋的罐體設定為X(不良)來評價。如表9所示，發明例201206具有本發明的成分組成，并且具有晶粒的平均長寬比為3以上、0.5pm以上的分散粒子的平均粒子尺寸為5pm以下、表示鋁的液相和固相的固液共存溫度范圍的AT為40°C以下的組織。該結果為發明例201206如表9所示，290。CX20秒熱處理后(烤硬后)的硬度變化AHv為30Hv以下，并且0.2X屈服點為270MPa以上，硬度減小及強度降低少，高溫特性優良。再者，發明例201206的制耳率和DI成形性也優良。因而，可判明本發明中的高溫特性的改良不會阻礙瓶罐用板材基本上應滿足的成形性。與之相對，比較例207210雖然是本發明成分組成，但由于均熱處理及熱軋的條件偏離前述優選的條件，因此，晶粒的平均長寬比、0.5pm以上的分散粒子的平均粒子尺寸、AT的某一個成為偏離本發明的規定的組織。其結果為與上述發明例相比，硬度減小及強度降低較大，高溫特性惡劣。比較例207的第二次均熱溫度過低。另外，熱精軋終止溫度過低。比較例208熱精軋終止溫度過低。比較例209熱精軋終止溫度過低。比較例210是單式冷軋機，而且在冷軋中途實施了中間退火。比較例211220用優選的制造條件制造。但是合金組成偏離本發明成分組成。因此，晶粒的平均長寬比、0.5pm以上的分散粒子的平均粒子尺寸、AT的某一個成為偏離本發明的規定的組織。其結果是，與上述發明例相比，硬度減小及強度降低較大，高溫特性惡劣。另外，成形性也降低。從以上的結果可判明，本發明的各必要條件的重大意義。(表7〕<table>tableseeoriginaldocumentpage38</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage39</column></row><table>如以上說明，本發明以DI加工等成形性的確保為前提，即使對于更高溫化短時間化的高速化熱處理，也能夠在防止涂裝熱處理時的熱變形、確保熱處理后的罐強度的同時，提供能夠得到真圓度高的瓶罐的、高溫特性優良的瓶罐用鋁合金冷軋板。因而，即使在象瓶罐那樣的薄壁內進行熱處理，也可求得沒有強度降低及變形的瓶罐，而且在必須維持其成形性的嚴格的要求特性用途中也適用。權利要求1、一種高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，以質量％計含有Mn0.7～1.5％、Mg0.8～1.7％、Fe0.1～0.7％、Si0.05～0.5％、Cu0.1～0.6％，余量是Al及不可避免的雜質，并且，晶粒組織形成為在板厚方向中央部的上表面觀察到的晶粒的平均長寬比為3以上的沿軋制方向伸長的組織，Cu固溶量為0.05～0.3％，該Cu固溶量是通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2μm的析出物分離的溶液中的Cu量，Mg固溶量為0.75～1.6％，該Mg固溶量是通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2μm的析出物分離的溶液中的Mg量。2、如權利要求1所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板的與軋制方向成0°、45°、90°各方向的拉伸強度內的最大值和最小值的差為25MPa以下，與軋制方向成(T、45°、90°的各方向的拉伸試驗的n個值中的最大值和最小值的差為0.03以下。3、一種高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，在所述鋁合金板的組織中0.5pm以上的分散粒子的觀察中，分散粒子的平均粒子尺寸為5pm以下，此外，表示鋁的液相和固相的固液共存溫度范圍的AT為4(TC以下。4、如權利要求13中任一項所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板還含有從Cr:0.0010.3%、Zn:0.051.0%中選擇的一種或兩種。5、如權利要求14中任一項所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板還單獨、或者和0.00010.05X的B—起含有0.0050.2%的Ti。6、如權利要求13中任一項所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板的Mn固溶量為0.120.38%，該Mn固溶量是通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2pm的析出物分離的溶液中的Mn量。7、如權利要求16中任一項所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，對所述鋁合金板進行29(TCX20秒熱處理時，該熱處理前后的鋁合金板的硬度變化AHv為30Hv以下，該熱處理后的鋁合金板的0.2X屈服點為215MPa以上。8、如權利要求17中任一項所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金冷軋板是不對熱軋板進行中途退火而冷軋到最終板厚的冷軋板。9、如權利要求18中任一項所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板,其特征在于，對所述鋁合金冷軋板進行2卯'CX20秒熱處理后時，該熱處理前后的鋁合金冷軋板的硬度變化AHv為30Hv以下，該熱處理后的鋁合金冷軋板的0.2%屈服點為215MPa以上。10、如權利要求19中任一項所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金冷軋板是不對熱軋板進行中途退火而冷軋到最終板厚的冷軋板。11、一種高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，以質量％計含有Mn:'0,71.5%、Mg:0.81.7%、Fe:0.10.7%、Si:0.050.5%、Cu:0.10.6%，余量是A1及不可避免的雜質，并且，晶粒組織形成為在板厚方向中央部的上表面觀察到的晶粒的平均長寬比為3以上的沿軋制方向伸長的組織，此外，相對于軋制方向成O。、45°、卯°的各方向的拉伸強度內的最大值和最小值的差為25MPa以下，與軋制方向成O。、45°、90°的各方向的拉伸試驗的n個值中的最大值和最小值的差為0.03以下。12、一種高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，以質量％計含有Mn:0.71.5%、Mg:0,81.7%、Fe:0.10.7%、Si:0.050.5。％、Cu:0.10.6%，余量是A1及不可避免的雜質，并且，晶粒組織形成為在板厚方向中央部的上表面觀察到的晶粒的平均長寬比為3以上的沿軋制方向伸長的組織，在該組織的0.5^m以上的分散粒子觀察中，分散粒子的平均粒子尺寸為5pm以下，此外，表示鋁的液相和固相的固液共存溫度范圍的AT為4(TC以下。13、如權利要求11或12所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金冷軋板還含有從Cr:0.0010.3%、Zn:0.051.0%中選擇的一種或兩種。14、如權利要求1113中任一項所述的高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金冷軋板還單獨、或者和0.00010.05%的B—起含有0.0050.2%的Ti。全文摘要本發明提供一種高溫特性優良的瓶罐用鋁合金板，其能夠防止涂裝熱處理時的熱變形、確保熱處理后的罐強度，其含有Mn0.7～1.5％、Mg0.8～1.7％、Fe0.1～0.7％、Si0.05～0.5％、Cu0.1～0.6％；余量是Al及不可避免的雜質，并且，晶粒組織為通過觀察測得的板厚方向中央部的上表面晶粒的平均長寬比為3以上的、沿軋制方向伸長的組織，Cu固溶量為0.05～0.3％，其為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2μm的析出物分離的溶液中的Cu量，Mg固溶量為0.75～1.6％，其為通過利用熱苯酚的殘渣萃取法與粒子尺寸超過0.2μm的析出物分離的溶液中的Mg量，在成形性不受阻礙的前提下，高溫特性被提高。文檔編號C22F1/047GK101115855SQ200680004448公開日2008年1月30日申請日期2006年3月7日優先權日2005年3月25日發明者有賀康博,梶原桂,鶴田淳人申請人:株式會社神戶制鋼所