JP2613522B2 - ステイオンタブ用アルミニウム合金板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はビール缶、炭酸飲料缶等
のタブ材に係り、更に詳しくは、強度および曲げ性にお
いては現行材と同等であり、かつ経時変化による軟化の
少ないステイオンタブ付エンド用のタブ材に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】現在、ビール缶、炭酸飲料缶等の飲料缶
の開口方法には、缶切りなどの器具を使わずに手で容易
に開缶できるイージーオープンエンドが主流となってい
る。このイージーオープンエンドとしては開口時に缶体
からタブが離れるパーシャルオープンエンド及びフルオ
ープンエンドと、開口時に缶体からタブが離れないステ
イオンタブ付エンド及びプッシュオンタブエンドとがあ
り、後者のステイオンタブ付エンドはタブが分離しない
という環境問題、資源リサイクル等の観点から特に欧米
にて広く用いられている。このステイオンタブ付エンド
に適するタブ材にはＡＡ５０８２、ＡＡ５０４２等のＭ
ｇ４．０前後を含有するアルミニウム合金が用いられて
おり、該アルミニウム合金鋳塊を均熱化処理及び熱間圧
延した後、高圧下率で冷間圧延し、その後、最終熱処理
にて強度を調整する製造方法にて製造されている。例え
ば、米国特許第３５０２４４８号明細書に開示されてい
るように、仕上冷延率を８５％以上と高くする方法であ
る。タブ材はこの工程後に強度調整および安定化ために
最終熱処理が施される。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】従来のステイオンタブ
材に用いられているアルミニウム合金は、比較的Ｍｇの
添加量が多く高冷間圧延されるため、最終熱処理により
強度調整および安定化が施されている。しかし、最終熱
処理は比較的高温（２８０℃程度）で行われるため、前
処理として圧延油の焼付を防止する目的で脱脂処理が必
要となる。また、仕上焼鈍温度の範囲が狭いため、焼鈍
温度の精度が重要となり焼鈍設備も温度管理等の精度の
良いものが必要となる。さらに、タブに成形された後の
状態では、安定化処理後、加工を受けて硬化しているこ
とから、加工部に新たに発生した転位が経時変化により
ベータ相等の析出を起こし、このため固溶Ｍｇ量が少な
くなり強度が軟化するという現象が発生する。この結
果、ステイオンタブのように挺の原理でスコアー部を抉
じ開けるようなメカニズムでは、タブ強度が不足して開
口不良という問題が起る。この対策としては、タブ材の
厚みを増したり、または初期強度を不必要なまで高める
必要があるが、このためパーシャルオープンエンド用タ
ブ材に比べて製造コスト・素材コストが高くなったり、
不具合が起りやすくなるという問題が生じており、缶公
害の点ではステイオンタブ付エンドの方が有利なことは
確かであるにもかかわらず、日本国内ではそれほど採用
されず普及しない要因の１つとなっている。経時軟化を
防ぐ別の方法として、Ｍｇ添加量を少なくするという方
法も考えられる。しかし、近年ステイオンタブの薄肉化
に伴い、比較的強度が高いことがステイオンタブ材とし
て重要な特性の１つとなってきているにもかかわらず、
単に従来合金のＭｇ添加量を少なくするだけでは従来の
製造方法では強度が充分ではなく、必要強度を得るため
には高冷間圧延を要するが、その結果成形性、特に曲げ
加工性に問題が生じる。本発明は、かかる状況のもとで
なされたものであって、特に成形性および強度は従来レ
ベルを維持して、経時による軟化の少ないことが要求さ
れる成形加工用途の特にステイオンタブ用アルミニウム
合金板を提供することを目的とするものである。

【０００４】

【課題を解決するための手段】前記目的を達成するた
め、本発明者らは経時軟化が起らない組成で曲げ加工性
および強度については従来材並の特性を得られるように
化学成分調整、組織並びに製造条件等について総合的に
研究を重ねた。その結果、Ｍｇを含めた成分調整、組
織、製造条件を規制するならば、所期の材料特性が得ら
れることが判明した。

【０００５】すなわち、合金成分面では従来のステイオ
ンタブ用アルミニウム合金５０８２，５１８２ではＭｇ
の添加量が４〜５％，５０４２は３〜４％であるのに対
して、本発明においてはＭｇの添加量を３％以下と少な
くすることにより経時軟化を少なくし、かつ強度を補う
ためにＦｅ，Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、ＺｎおよびＣｒの添加
量を調節するとともに、ＦｅおよびＭｎの総量を規制し
て晶出化合物の分散およびサイズをコントロールして曲
げ性の劣化を防ぎ、また、添加元素の組成に応じて鋳造
方法、均質化処理温度、冷間圧延率および仕上の熱処理
方法を選択することにより、必要強度が得られ、かつ曲
げ性の点で劣ることのない材料が得られることを見出し
た。

【０００６】すなわち本発明は、請求項１記載のごと
く、重量％で（以下、同じ）Ｍｇ：１〜３％、および組
織微細化・安定化のためＴｉ：０．００５〜０．２０％
を単独であるいはＢ：０．０００５〜０．０４％ととも
に含有し、さらにＦｅ：０．０１〜０．６％、０．２＜
Ｍｎ≦１．２％のうち の１種又は２種を含み、かつＦｅ
のみの場合は０．４＜Ｆｅ≦０．６％、両方含む場合は
Ｆｅ＋Ｍｎ≦１．６％とし、さらにＳｉ：０．０５〜
０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５
〜０．３％、Ｚｎ：０．１〜０．５％のうちの１種又は
２種以上を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からな
り、耐力が２５０Ｎ／ｍｍ²以上で経時軟化しにくいス
テイオンタブ用アルミニウム合金板である。

【０００７】

【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本
発明における化学成分の限定理由を説明する。 Ｍｇ： Ｍｇは強度を付与する重要な元素であり、所定量の添加
により、ステイオンタブ材として使用し得る強度を確保
する必要がある。しかし、３％をこえる添加では加工部
の転位が経時変化によりベータ相等の析出を起こし、こ
のため固溶Ｍｇ量が少なくなり強度が軟化するという経
時軟化が起りやすくなる。また１％より少ないと、他の
添加元素では不足する強度を補えない。したがって、Ｍ
ｇ量は１〜３％の範囲とする。 Ｔｉ，Ｂ： Ｔｉ，Ｂは組織を微細化・安定化させるための有効な元
素である。しかし添加量が少ないと効果がなく、多いと
巨大化合物を生成し曲げ加工性を低下させるので、Ｔｉ
０．００５〜０．２０％を単独であるいはＢ０．０００
５〜０．０４％とともに添加する。 Ｍｎ： Ｍｎの添加は強度向上に大きな効果を示す。しかし、Ｍ
ｎが０．２％以下ではその効果も少なく、１．２％を越
えると晶出物のサイズを大きく、しかも数を多くして曲
げ性の低下を招くので好ましくない。したがって、Ｍｎ
量は０．２％＜Ｍｎ≦１．２％の範囲とする。 Ｆｅ： Ｆｅの添加は強度向上に効果を示す。しかし、Ｆｅが
０．０１％未満ではその効果はなく、０．６％を超える
と晶出物のサイズを大きく、しかも数を多くして曲げ性
の低下を招くので好ましくない。したがって、Ｆｅ量は
０．０１〜０．６％の範囲とする。またＭｎとＦｅとは
共に曲げ性の低下を招く作用があるため、ＦｅとＭｎの
総量でも規制する必要があり、両方含む場合はＦｅ＋Ｍ
ｎ≦１．６％とする。１．６％までであれば、凝固速度
の速い鋳造方法（例えば５０℃／ｓ以上の連続鋳造圧延
法等）を選ぶことにより、曲げ性に悪影響を及ぼさな
い。Ｆｅのみ添加の場合には強度向上のために０．４％
を超える必要がある。 Ｓｉ： Ｓｉの添加は、Ｍｇ₂Ｓｉの生成による時効硬化によ
り、強度向上に寄与する。０．０５％未満ではその効果
もなく、０．５％を越えると強度向上には寄与するもの
の、硬化しすぎて成形性を悪くする。したがって、Ｓｉ
量は０．０５〜０．５％の範囲とする。 Ｃｕ： Ｃｕ添加はＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇの時効析出による時効硬化
により、強度向上に寄与する。しかし、０．０５％未満
ではその効果も少なく、０．５％を超えて過多に添加さ
れると強度が高すぎることによる成形加工性の低下を招
く。したがって、Ｃｕ量は０．０５〜０．５％の範囲と
する。 Ｚｎ： Ｚｎの添加はＭｇ₂Ｚｎ₃Ａｌ₂の時効析出により強度向
上を望めるが、０．１％未満ではその効果はなく０．５
％を超えると強度の寄与に対しては問題無いが、耐食性
を劣化させるのでこれ以下に規制する必要がある。した
がって、Ｚｎ量は０．１〜０．５％の範囲とする。以上
のＳｉ、ＣｕおよびＺｎの添加で強度を補う場合には、
中間焼鈍はＣＡＬのように高温での急速加熱及び冷却に
よる溶体化効果をもたせる方法を用いることが好まし
い。 Ｃｒ： Ｃｒの添加は強度向上に大きな効果を示す。Ｃｒが０．
０５％未満ではその効果もなく、０．３％を超えて過多
に添加されると巨大晶出物生成により、曲げ性の低下を
招くため、好ましくない。したがって、Ｃｒ量は０．０
５〜０．３％の範囲とする。なお、本発明においては、
Ｍｇと、組織を微細化・安定化させるＴｉおよび／また
はＢは必須であるが、強度を得るのに必要な元素のうち
Ｆｅ，Ｍｎについてはいずれか一方を必ず添加し、また
Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，およびＣｒは選択添加元素とし、少
なくとも１種を必要に応じて添加する。Ａｌ合金に含ま
れる上記以外の元素も各々０．０５％未満であるなら本
発明の効果を損なうことはない。特にＺｒ，Ｖは０．３
％未満までは組織安定化に有効である。

【０００８】上記、本発明のアルミニウム合金板に適す
る製造方法について説明する。上記の化学成分を有する
Ａｌ合金は、製造方法が強化機構や晶出物のサイズに影
響を与えるため、各合金の成分（特にＦｅ＋Ｍｎ量）に
より製法を適宜選択することが望ましい。本発明で採り
得る主な製造方法を以下にリストアップする。 ＤＣ鋳造 冷却速度１０℃／ｓ程度 （１）ＤＣ鋳造→加熱→熱延→中間焼鈍（ＣＡＬ） →冷延→熱処理 （２）ＤＣ鋳造→加熱→熱延→冷延→中間焼鈍（ＣＡＬ）→冷延→熱処理 （３）ＤＣ鋳造→加熱→熱延→冷延→中間焼鈍（バッチ）→冷延→熱処理 連続鋳造圧延（以下ＣＣと略す） 冷却速度５０℃／ｓ以上 （４）ＣＣ →冷延→中間焼鈍（ＣＡＬ）→冷延→熱処理 （５）ＣＣ→加熱→冷延 →中間焼鈍（ＣＡＬ）→冷延→熱処理 （６）ＣＣ→加熱→冷延 →中間焼鈍（バッチ）→冷延→熱処理 （７）ＣＣ→冷延→加熱→冷延 →中間焼鈍（ＣＡＬ）→冷延→熱処理 （８）ＣＣ→冷延→加熱→冷延 →中間焼鈍（バッチ）→冷延→熱処理 上記各製造方法のうち、Ｆｅ＋Ｍｎ量に応じた最適な製
法について以下説明する。 ａ．Ｆｅ＋Ｍｎ＜０．７％ この範囲では、いずれの鋳造方法を選択しても、晶出物
による曲げ性の劣化は少ないので、最終冷間圧延率によ
る強度アップは９０％程度まで許容できる。ただし最終
冷間圧延率が３０％以上無いと必要強度が得られない。
しかし、Ｍｎによる強化は期待できないので、中間焼鈍
時に溶体化効果のあるＣＡＬを採用することが強度向上
のため必須である。従って、製造方法２，４，５，７が
望ましい。また冷却速度が速く鋳造時の固溶が期待でき
るＣＣを組み合わせた製造方法４，５，７が更に好まし
い。 ｂ．０．５％＜Ｆｅ＋Ｍｎ＜１．２％ 晶出化合物が曲げ性に影響を与えるために、均質化の加
熱処理が必須と成る。従って製造方法１，２，３，５，
６，７，８が望ましい。またＭｎによる強度向上が期待
でき、その他の添加元素と組合わせることによりバッチ
タイプの中間焼鈍を用いても、曲げ性が許容される最終
冷間圧延率以内で必要強度が得られる。しかしこの組成
範囲の場合、最終冷間圧延率が多くなると、晶出化合物
の周辺に転位が優先的に蓄積して、曲げ加工時の割れの
基点となりやすい。また、これは晶出物のサイズにも影
響を受け、大きい方がより転位の偏析が大きくなり曲げ
性を悪くするので次の冷延率が好ましい。ＤＣ材の場
合：晶出物サイズはその平均径が３μｍ以上あるので最
終冷延率は８０％以下とするのが好ましい。ＣＣ材の場
合：晶出物サイズはその平均径が２μｍ以下であるので
最終冷延率は９０％まで許容できる。なお、最終冷延率
は、３０％以上でないと必要強度は得られない。 ｃ．１＜Ｆｅ＋Ｍｎ≦１．６％ この組成範囲の場合、ＤＣ鋳造では粗大な晶出物が多く
なる。具体的には５μｍ以上のサイズの晶出物が板表面
で１００個／０．２ｍｍ²以上生成する。このような晶
出物の分散では、圧下率を少なくしても、曲げ加工時に
加わる転位とあわさって、曲げ加工時に割れが生じてし
まう。従って、鋳造方法はＣＣの採用が必須となる。ま
た、晶出物を球状化・分散させるために加熱処理が必須
となる。ＣＣ材を加熱（加熱温度はｂ．の場合と同じ条
件）することによりデンドライト樹枝間の晶出物を球状
化・分散させ、５μｍ以上の粒子を１０個／０．２ｍｍ
²より少なく微細晶出物をランダムに分散させることが
できる。しかし、この場合１μｍ以上の晶出物が２００
０個／０．２ｍｍ²以上となるため、最終冷延率は８０
％以下が望ましい。ただし最終冷延率は、３０％以上で
ないと必要強度は得られない。この場合、強度への寄与
の大きなＭｎも充分に添加されているので、中間焼鈍は
ＣＡＬでもバッチでもよい。したがって、製造方法５，
６，７，８が望ましい。Ｆｅ＋Ｍｎが上記の各区分にま
たがっている、０．５〜０．７％，１．０〜１．２％の
範囲は、Ｆｅ＋Ｍｎだけで一元的に製法が決まらずＭｎ
以外の強化成分量・冷間圧延率・中間焼鈍方法によりど
ちらの製造方法でも可能である。Ｆｅ＋Ｍｎ＞１．６％
では鋳造方法としてＣＣを採用することにより晶出物の
３μｍ未満への微細化は達成できるが、１μｍ以上の個
数が４０００個／ｍｍ²より多くなり晶出物個々での転
位の蓄積は少ないが、晶出物粒子間の距離が短くなるの
で複数個の晶出物のまわりに転位が集積してあたかも一
つの粗大な晶出物粒子があるような作用をしてしまう。
したがって、Ｆｅ＋Ｍｎ≦１．６％とする。

【０００９】上記製造方法のうち、共通するプロセスの
条件を以下に記す。 加熱： ５００℃以上の温度が必要で高温である方がよいが、最
高温度はＭｇ添加量により決まり、 （−２５Ｍｇ重量
％＋６５５）℃より低くする必要があり、これ以上では
共晶融解が起る。 中間焼鈍 ＣＡＬ：加熱速度・冷却速度は１℃／ｓ以上、到達温度
は３８０〜６００℃、保持時間０〜１０分とする。 バッチ：加熱速度・冷却速度は１０〜１００℃／Ｈｒ、
到達温度は３００〜５００℃、保持時間は３０分以上と
する。 最終熱処理 バッチ：到達温度が１００℃以上にならないと、転位の
回復が進まず材料が脆く曲げ性が劣る。しかし２５０℃
を超えると強度制御が難しい。よって温度範囲は１００
〜２５０℃とする。保持時間は５分以上必要であるが、
あまり長時間熱処理しても効果が変わらないことから１
０時間以内がよい。なお最終熱処理は、無塗装の場合の
圧延板製造工程でのバッチ炉による処理だけでなく、塗
装有りの場合のバッチタイプの塗装ラインでの塗装焼付
け処理もここで言う最終熱処理に含まれる。 ＣＡＬ：保持は短時間なので、到達温度は２００℃以上
無いと転位の回復が進まず材料が脆く曲げ性が劣る。た
だし３５０℃を超えると再結晶温度近傍で、強度制御が
難しい。よって到達温度は２００〜３５０℃とする。ま
た連続処理装置という設備上の特徴から保持時間は０〜
５分が好ましい。なお、無塗装の場合の圧延板製造工程
でのＣＡＬによる処理だけでなく、塗装有りの場合の連
続塗装ラインでの塗装焼付け等の連続加熱処理もここで
言う最終熱処理に含まれる。

【００１０】元板の耐力は２５０Ｎ／ｍｍ²未満では、
タブ成形後１年経過した段階で経時軟化によりタブの強
度が不足してしまい、開缶した時にタブが折れ曲がり開
缶不良を起こす。これを防止するには板厚を厚くしたタ
ブ材を使用しなければならずコスト増となってしまう。
したがって、元板の耐力が２５０Ｎ／ｍｍ²以上である
ことが必要である。

【００１１】また成形直後の耐力が高いだけでなく、経
時軟化しにくいことがステイオンタブ用アルミニウム合
金に要求される。経時軟化量は、本発明ではタブ成形後
の耐力と常温に放置して１年経過後の耐力との差（以
下、耐力差と略す）が５０Ｎ／ｍｍ²未満であることが
望ましい。５０Ｎ／ｍｍ²以上の耐力差が生ずると、成
形直後の強度が強くても経時軟化によりしだいに強度不
足となり、ステイオンタブのように梃子の原理でスコア
ー部をこじ開けるメカニズムでは開缶時にタブが屈曲し
て開缶不良を起こす。

【００１２】

【実施例】次に本発明の実施例を示す。表１は実施例に
用いたアルミニウム合金の合金成分組成である。ここで
Ａ，Ｂは各々製造方法において上述した各組成範囲に入
るものであり、Ａは０．５％＜Ｆｅ＋Ｍｎ＜１．２％、
Ｂは１＜Ｆｅ＋Ｍｎ≦１．６％の条件を満たすものであ
る。またＣは、従来合金の５１８２に相当するものであ
る。またＤは、本発明の条件であるＦｅ＋Ｍｎ≦１．６
％から外れたものである。

【００１３】

【表１】

【００１４】表２に各実施例の製造方法を示す。鋳造は
ＤＣ鋳造で厚さ５００ｍｍ、ＣＣで厚さ７ｍｍの２通り
行なった。中間焼鈍はＣＡＬで行ったものでは加熱速度
・冷却速度とも約２０℃／ｓ、保持無しの条件で、バッ
チ炉（ＢＡＦと略す）で行ったものは加熱速度・冷却速
度約３５℃／ｈ、保持２時間の条件で行った。最終熱処
理は、１６０℃または１９０℃ｘ２ｈｒのものはバッチ
タイプの焼鈍炉で行い、２００℃ｘ２０ｍｉｎのものは
バッチタイプの塗装焼付炉相当の炉で行い、２７０℃ｘ
２０ｓのものは連続タイプの塗装焼付炉相当の炉で行っ
た。表２に示す各試料番号について説明すると、 ・Ｎｏ１〜４は、０．５％＜Ｆｅ＋Ｍｎ＜１．２％を満
たす合金Ａに対して、Ｎｏ１は前述した製造方法（２）
を、Ｎｏ２は製造方法（３）を、Ｎｏ３は製造方法
（５）を、Ｎｏ４は製造方法（６）を適用したものであ
る。 ・Ｎｏ５はＮｏ４に対して元板の耐力を２５０Ｎ／ｍｍ
²未満となるような製造条件としたものである。 ・Ｎｏ６、Ｎｏ７は１＜Ｆｅ＋Ｍｎ≦１．６％を満たす
Ｂ合金に対して、前述した製造方法（７）を適用したも
のである。Ｎｏ６は最終熱処理をバッチで行ったもので
あり、Ｎｏ７はＣＡＬで行ったものである。 ・Ｎｏ８は従来合金Ｃを用いて従来法で製造したもので
ある。 ・Ｎｏ９は成分組成が本発明を外れる合金Ｄに前述した
製造方法（５）を用いて製造したものである。

【００１５】

【表２】

【００１６】各試料について強度、成形性、組織の評価
を行なった。その結果を表３に示す。ここで「１５％圧
延後」とは、タブに成形することに相当する圧延率１５
％の冷間圧延を施したものであり、「１５０℃ｘ１ｈ加
熱後」とは、タブに成形し常温下で１年経過した後の状
態に相当する促進加熱を施したものである。ＴＳは引張
強度をあらわし、ＹＳは０．２％耐力をあらわし、とも
に単位はＮ／ｍｍ²である。またＥｌは伸びをあらわし
単位は％である。耐力差は、「１５％圧延後」と「１５
０℃ｘ１ｈ加熱後」との耐力の差、すなわち１年間にお
ける経時軟化量に相当する経時軟化量を示している。曲
げ性の評価は繰り返し曲げ試験及び曲げ試験で行った。
繰り返し曲げ試験は図１に示すように、試験片をつかみ
両側で９０°の角度に曲げる行程を１回とし破断するま
での回数を示してある。また曲げ試験は図２に示すよう
な形状に曲げ半径１／２×（板厚）で曲げ、曲げ面２を
観察し、従来材を○とした比較を示してある。なお図で
ＲＤは試験片の圧延方向を示す。組織の観察は、晶出物
として板表面を観察し１μｍ以上の粒子の個数を個／
０．２ｍｍ²単位で示してある。また晶出物として板
表面を観察し５μｍ以上の粗大な粒子の個数を個／０．
２ｍｍ²単位で示してある。また開缶性の評価はタブに
成形して缶蓋に取り付けた後、１年経過に相当する１５
０℃ｘ１ｈの促進加熱処理を行い開缶して開缶できたも
のを○、開缶時に強度不足のためタブが屈曲して開缶で
きなかったものを×とした。

【００１７】

【表３】

【００１８】上記表３に示す通り、いずれの条件におい
ても従来例・比較例に対して発明例は強度、曲げ性は従
来材と同等もしくは良好であり、しかも耐力の減少すな
わち経時軟化は従来材より少なく、１年経過後相当の促
進加熱後の耐力は発明例の方が従来例より高い値を示し
ている。以下、個々について説明する。 ［Ｎｏ１］ ０．５％＜Ｆｅ＋Ｍｎ＜１．２％を満たす合金Ａを用い
て前述した製造方法（２）により製造したものである。
強度は従来例Ｎｏ８よりやや低いもののほぼ同等であ
り、しかも耐力の減少が少ない。 また繰り返し曲げ性
は微細な晶出物、粗大な晶出物ともに従来例Ｎｏ８
と同等に晶出しているため同程度の性能となっている。 ［Ｎｏ２］ ０．５％＜Ｆｅ＋Ｍｎ＜１．２％を満たす合金Ａを用い
て前述した製造方法（３）により製造してものである。
Ｎｏ１と同様の性能であるが、中間焼鈍をバッチにより
行っているため強度がＮｏ１よりは低めになっている。 ［Ｎｏ３］ ０．５％＜Ｆｅ＋Ｍｎ＜１．２％を満たす合金Ａを用い
て前述した製造方法（５）により製造したものである。
強度は元板、１５％圧延後ともに従来例Ｎｏ８と同じ強
さとなっており、しかも経時軟化が少なく１年間経過相
当の状態でも従来例Ｎｏ８では耐力が２９４Ｎ／ｍｍ²
まで落ちているのに対して発明例Ｎｏ３は３４５Ｎ／ｍ
ｍ²であり、充分な強度を維持している。また微細な晶
出物は多くなっているものの曲げ性、繰り返し曲げ性
でも従来例Ｎｏ８と同等である。 ［Ｎｏ４］ ０．５％＜Ｆｅ＋Ｍｎ＜１．２％を満たす合金Ａを用い
て前述した製造方法（６）により製造したものである。
中間焼鈍をバッチで行ったため、Ｎｏ３と比較して強度
はやや下がったものの繰り返し曲げ性が向上している。 ［Ｎｏ５］ Ｎｏ４に対して元板の耐力を２５０Ｎ／ｍｍ²未満とし
た比較例である。経時軟化は少ないものの、１年経過後
の耐力が２４５Ｎ／ｍｍ²と他の材料に比較して低く、
このため開缶性が悪い。 ［Ｎｏ６］ １＜Ｆｅ＋Ｍｎ≦１．６％を満たす合金Ｂを用いて前述
した製造方法（７）により製造したものである。Ｎｏ１
〜Ｎｏ５までの合金に対してＭｇ量がさらに少ない組成
だが、Ｍｎ量を多くしてあることにより従来例Ｎｏ８と
ほぼ同等の強度となっている。また耐力差も小さい。晶
出物が他の発明例よりも多いが曲げ性、繰り返し曲げ性
とも同等の性能となっている。 ［Ｎｏ７］Ｎｏ６に対して最終熱処理をＣＡＬにより行ったもので
ある。 １５％圧延後における強度はＮｏ６よりやや低い
が、耐力差は２０Ｎ／ｍｍ²と最も経時軟化量が少な
く、また引張強さの減少も少ない。また成形性、開缶性
ともＮｏ６と同等の性能を示す。 ［Ｎｏ８］ 従来合金Ｃを用いて従来法で製造したものである。元板
および１５％圧延後すなわちタブ成形後相当時には高い
強度を示すものの１年間経過相当の１５０℃ｘ１ｈの促
進加熱後には耐力は７６Ｎ／ｍｍ²も低下しており、大
きな経時軟化を示している。また引張強さも２９Ｎ／ｍ
ｍ²低下している。また粗大な晶出物が多くなってい
るため、繰り返し曲げ性もそれほど良くはない。 ［Ｎｏ９］ 成分組成が本発明の請求の範囲から外れる合金Ｄを用い
た比較例である。Ｍｎ＋Ｆｅ量が多いためＭｇ量が少な
くても従来例と同等の強度を示す。しかし、微細な晶出
物が非常に多く晶出しているため、曲げ性、繰り返し
曲げ性ともに極めて悪い。以上述べたように、本発明に
かかるアルミニウム合金板は元板およびタブ成形直後で
の引張強さ、耐力は従来材と同等であるか多少低い程度
であり、しかも経時軟化しにくいものである。また曲げ
性、繰り返し曲げ性等の成形性においても従来材と同等
ないしは従来材以上の性能となっている。

【００１９】

【効果】以上詳述したように、本発明によれば、ビール
缶、炭酸飲料缶等のステイオンタブ材において要求され
る強度ならびに曲げ加工性を満し、かつタブ成形後の経
時軟化が少ないという優れたステイオンタブ用アルミニ
ウム合金板を提供することができる。すなわち、元板お
よびタブ成形後の強度は従来材と同等の充分な強さを示
すとともに、経時軟化による強度低下が少ないことから
タブ材成形後ないしは製品製造後から長期間経過した後
でもタブ材として必要な強度を維持することができる。
従って、缶を開けるときにタブが強度不足で屈曲してし
まい開けられないという問題がない。更には充分な強度
を長期間維持することができるため、近年タブ材に要求
されている高強度薄肉化に対しても充分対応できる。ま
た、詳述したように本発明に係るアルミニウム合金板の
製造では特殊な設備・厳しい製造条件を必要とせず、各
工程そのものは実施可能な方法を最適となるような組合
せで行なうことにより優れたステイオンタブ用アルミニ
ウム合金板を得ることができる。従ってコスト等の製造
面においても優れたものである。さらに、合金成分組成
に応じて製造方法を適宜選択することにより元板強度、
成形性、経時軟化量のいずれかにおいて特に優れた性能
を示すアルミニウム合金板を得ることができる。従っ
て、必要度の高い性能に着目して製造条件を選択するこ
とにより、よりコストを下げることができる。このよう
に、本発明に係るステイオンタブ用アルミニウム合金板
は強度、成形性等の性能の安定性でもコスト等の製造面
でも優れたものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例における繰り返し曲げ試験を示
す断面図である。

【図２】本発明の実施例における曲げ試験を示す斜視図
である。

【符号の説明】

１ 曲げライン ２ 曲げ観察面 ＲＤ 圧延方向

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭51−4010（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−312053（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−47939（ＪＰ，Ａ) 実開 平２−270930（ＪＰ，Ｕ)

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）Ｍｇ：１〜３
   ％、および組織微細化・安定化のためＴｉ：０．００５
   〜０．２０％を単独であるいはＢ：０．０００５〜０．
   ０４％とともに含有し、さらにＦｅ：０．０１〜０．６
   ％、０．２＜Ｍｎ≦１．２％のうちの１種又は２種を含
   み、かつＦｅのみの場合は０．４＜Ｆｅ≦０．６％、両
   方含む場合はＦｅ＋Ｍｎ≦１．６％とし、さらにＳｉ：
   ０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃ
   ｒ：０．０５〜０．３％、Ｚｎ：０．１〜０．５％のう
   ちの１種又は２種以上を含み、残部がＡｌ及び不可避不
   純物からなり、耐力が２５０Ｎ／ｍｍ²以上で経時軟化
   しにくいステイオンタブ用アルミニウム合金板。