JP5581254B2 - タブ用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、飲料、食品用途に使用される缶、特に飲料缶の、蓋部に取り付けて開缶するためのタブに成形加工されるアルミニウム合金板とその製造方法に関する。

飲料、食品用途に使用される包装容器の１つとして、飲料缶、缶詰等の食品缶が広く流通している。現在、これらの缶の蓋部（エンド）には、缶切り等の器具を使用せずに手で容易に開缶することのできるイージーオープンエンド（ＥＯＥ）を用いた、いわゆるプルトップ（pull-top）方式が広く用いられている。イージーオープンエンドの蓋部は、缶の上面を構成する蓋材に、その上面（缶の外側）に開缶部材であるタブがその中心より一端寄りを固定して取り付けられて、このタブの他端を手（指）で上方に引っ張って起こすことで、てこの働きにより蓋材が外れて開缶する。イージーオープンエンドには、食品缶に多く適用される、蓋材の周縁以外のほぼ全面が外れて開缶するフルオープンエンド（ＦＯＥ）と、飲料缶に多く適用される、蓋材の一部が切り取られて飲み口を形成するパーシャルオープンエンド（ＰＯＥ）の２種類がある。パーシャルオープンエンドは、かつて主流であった、タブが蓋材の切り取られた一部（口金）と共に缶本体から離れるプルタブ式（pulltab）に代わって、タブおよび口金が缶本体から外れないステイオンタブ式（Stay-on tab，ＳＯＴ）が、安全性および環境問題の面から普及している。

ステイオンタブ式の蓋部は、図１（ａ）に示すように、蓋材２とタブ１とで構成され、円板状の蓋材２（図１（ａ）では一部を欠いて示す）の略中心に形成されたリベット部２１を、タブ１のリベット孔１１にかしめることで、タブ１が蓋材２に取り付けられている。リベット孔１１は、タブ１の長手方向中心より一端側に寄せた位置に形成され、他端側には指を掛け易いようにリング状の掛止部１２が形成されている。また、タブ１は、図１（ｂ）に示すように、板材（アルミニウム合金板）を裁断した外周および掛止部１２の内周の縁を下面側に折り曲げて剛性を高め、かつ安全性を確保し、一方、リベット孔１１およびその外側のＵ字型の孔（スリット）状のインナーランス１４が形成された領域を１枚の平板状として、変形し易い構造としている。このようなタブ１の材料としては、プルタブ式が採用されていたときから、成形性や耐食性が考慮されて５１８２合金等のアルミニウム合金板（冷間圧延板）が広く適用されている。アルミニウム合金板は、表面に塗装、焼付け後、所定の形状に裁断、成形されてタブ１に製造され、タブ１は別の板材を成形してなる蓋材２にリベットにより取り付けられる。蓋材２の、タブ１の前記一端側の延長上には、開缶後に飲み口を形成するための開口領域２３がスコア２５で囲まれて設けられている。このスコア２５は主スコアとその内側の平行な補助スコアとからなり、開口領域２３の周囲を完全には一周せず、一箇所（図１（ａ）ではタブ１が重なる領域）で不連続となるように形成されている。

開缶においては、タブ１の掛止部１２を上方に引っ張ると、図１（ｃ）に示すように、これが力点Ｅとなり、リベット部２１近傍が支点Ｆとなって、リベット部２１で固定された領域を残してタブ１が起こされる。詳しくは、タブ１は、インナーランス１４で分割されるように、その内側の領域（リベット孔１１周辺部）を蓋材２に固定されたまま、掛止部１２等の外側の領域が起こされる。そして、タブ１の一端（掛止部１２のリベット孔１１を挟んだ反対側）が作用点Ｌとなって、てこの働きで強く下方に押し込まれ、この一端の直下の蓋材２の開口領域２３の一部を共に押し下げる。そして、蓋材２は、この押し下げられた部分の近傍からスコア２５に沿って亀裂が入り（図２（ｃ）参照）、開口領域２３が一部を残して蓋材２の他の部分から切り離されて下方（缶の内部）に押し込まれて、蓋材２に飲み口（開口部）が形成される。開口領域２３は蓋材２がスコア２５の形成されていない部分で容易に折れ曲がって、蓋材２の他の部分とのつながりを保持し、タブ１はリベット孔１１周辺部のインナーランス１４の両端の間で容易に折れ曲がって、蓋材２の開口領域２３外にあるリベット部２１に結合しているため、それぞれ缶本体（缶胴）から離れない。なお、このような開缶動作は、フルオープンエンドについても同様であり、蓋材の周縁にスコアが一周して形成され、その内側におけるスコアの一部の近傍にタブが、掛止部を蓋材の中心に向けて取り付けられている。開缶においては、タブの掛止部を引っ張って起こすと、タブの作用点の直下である蓋材のスコアの内側における近傍の一点が、下方に押し込まれてこの部分からスコアの一部に亀裂が入る。そして、さらに掛止部を上方に引っ張ると、先の亀裂を起点にスコア全体に沿って亀裂が入って開缶する（図示省略）。この場合は、タブは蓋材に結合されたまま、蓋材ごと缶本体から離れる。

このように、タブは、開缶の際に、てことなって強い外力が掛かるため、強度が不足していると、図１（ｃ）に示す支点Ｆ−力点Ｅ間の中心近傍の掛止部１２の細い部分で折れ曲がって（図１（ｃ）右下部参照）容易に開缶することができなかったり、さらにはちぎれる虞がある。また、掛止部１２等のインナーランス１４の外側の領域が起こされる際に、その移動方向に沿ってインナーランス１４の端部から裂ける虞がある（図１（ｃ）右下部参照）。また、特にステイオンタブ式エンドにおいては、口金（開口領域２３）が飲料缶の内部に十分に深く押し込まれないと飲料缶の中の飲料を取り出す（飲む）際の妨げになるため、タブ１（掛止部１２）を垂直近傍まで起こして、さらにはそれ以上に大きく起こして（反対側へ倒して）開缶する。

さらに開缶後、起こしたタブ１が飲料缶の中の飲料を飲む際の妨げにならないように、図１（ｃ）の破線で示すように、タブ１を元に戻して（倒して）蓋材２の開口領域２３のみを内部に押し込んだ状態にするのが一般的である。その結果、タブ１は、リベット孔１１周辺部のインナーランス１４の両端の近傍で、９０°近傍さらにはそれ以上の角度に曲げられた後に元に戻される（曲げ戻しされる）ため、この少なくとも２回の変形に耐えられずに折り曲げ箇所で破断し、ちぎれる虞がある（図１（ｃ）右下部参照）。さらに、ステイオンタブ式エンドの中でも飲み口を広く設けたラージオープンエンド（ＬＯＥ）、またフルオープンエンドにおいては、特に強い外力を開缶に要し、あるいは１回の動作では十分な角度までタブを起こすことができず、完全に開缶するまで起こす角度を大きくしながら曲げ戻し動作を繰り返す繰返し曲げを行うことがあり、いっそう、タブのちぎれや裂けが発生し易い。そのため、タブの材料には、成形性や耐食性だけでなく、強度および繰返し曲げに対する曲げ加工性が要求される。

このようなステイオンタブ式エンド等の開缶動作に対応するため、従来の５１８２合金等に代わるものとして、同じくＡｌ−Ｍｇ系合金をベースとしたタブ用のアルミニウム合金板が開発されている。例えば、特許文献１では、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉの各含有量を所定以下に抑制し、さらに結晶粒の長さの圧延方向と圧延直角方向との比と、所定長さ以上の結晶粒の単位面積当たりの個数と、耐力とを規定することによって、ちぎれ難くしたとするアルミニウム合金板が開示されている。また、特許文献２では、Ｍｇの他に、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ｔｉを所定量含有して、均質化処理温度、粗圧延と熱間仕上げ圧延の各終了温度等の製造条件を規制することで、Ｍｎ固溶量を所定範囲に規定し、また所定サイズ以上の金属間化合物の単位面積当たりの個数を所定以下に制御して、曲げ加工性を向上させたとするアルミニウム合金板が開示されている。特許文献３では、Ｍｇの他に、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕを所定量含有して、均質化処理温度、熱間仕上げ圧延の終了温度、冷間加工率等の製造条件を規制することで、金属間化合物の面積率と最大長とを抑制して、ちぎれや裂けの発生し難いアルミニウム合金板が開示されている。

特開２００１−４９３７７号公報（段落０００９〜００２２） 特開２００４−１８３０４５号公報（請求項２、段落００２８〜００２９） 特許第４２５６７９１号公報（請求項１、請求項２、段落００３０〜００３１）

特許文献１〜３に開示されたアルミニウム合金板は、いずれも現行のタブ用アルミニウム合金板と同じ板厚０．３０〜０．３５ｍｍとして、ステイオンタブ式エンド等のタブとするために曲げ加工性等を向上させたものである。ここで、缶胴用板材、缶蓋用板材等の飲料缶等の包装容器材料は、飲料等のコスト削減のため、缶を軽量化し、また原材料（アルミニウム合金）を低減するため、薄肉化が進められている。同様に、タブ用のアルミニウム合金板についても薄肉化が望まれている。しかしながら、これらのタブ用のアルミニウム合金板では、板厚０．３０ｍｍ未満に薄肉化すると、特に１枚の平板状であるリベット孔１１およびインナーランス１４の形成された領域で、開缶時の裂けや繰返し曲げによるちぎれ等がいっそう生じ易くなる。とりわけ、開缶動作がアルミニウム合金板の圧延方向に平行であることから、薄肉化によって圧延目に沿って裂け易くなるという問題がある。

本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、タブに製造されたときに、開缶時に裂け難く（耐タブ裂け性）および繰返し曲げ性をいっそう優れたものとし、０．３０ｍｍ未満に薄肉化可能なタブ用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することを目的とする。

前記課題を解決するために、本発明者らは、開缶時にタブの裂けやちぎれの起点となり易いアルミニウム合金板中の金属間化合物の晶出をできる限り減らす構成とした。前記特許文献２，３に開示されたアルミニウム合金板においても、それぞれ金属間化合物を規制しているが、本発明ではさらに減らすべく、Ａｌ−Ｍｎ（−Ｆｅ）系金属間化合物を生成するＭｎを極力抑え、さらに同じく金属間化合物を生成するＦｅとの和を規制する組成とした。一方、アルミニウム合金の強度を向上させるＭｎを抑制した代わりに、同じく強度を向上させる効果のあるＣｕを添加した。また、製造方法において、タブ用アルミニウム合金板とするための冷間圧延工程にて、繰返し曲げ性を優れたものとするためにその前の中間焼鈍を不要になるようにし、圧延による動的回復を促進して適度な強度とするために圧延率を規制し、さらに最終冷間圧延後の静的回復をさせるように、巻取り温度を規制することとし、このような制御が可能なタンデム方式の圧延機を適用することに想到した。

すなわち、本発明は成形、塗装、焼付けを施されて包装容器の蓋部に取り付けられるタブに製造されるタブ用アルミニウム合金板であって、Ｍｇ：４．０〜５．５質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１０質量％、Ｆｅ：０．１５〜０．３４質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．１８質量％を含有し、Ｍｎ：０．２０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、前記Ｆｅ，Ｍｎの各含有量（質量％）を、[Ｆｅ]、[Ｍｎ]として表したとき、([Ｆｅ]＋１．０７×[Ｍｎ])≦０．４２を満足するアルミニウム合金を圧延にて形成してなる。そして、このタブ用アルミニウム合金板は、前記圧延の圧延方向を含む断面の板厚方向中心部において、最大長が１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物とＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物との合計の面積率が０．４％以下である。さらに、このタブ用アルミニウム合金板は、２５０℃で２５秒間の熱処理後において、０．２％耐力が２８０〜３４０ＭＰａ、伸びが７％以上、前記圧延の圧延方向に垂直に折り目が付くように１回９０°曲げて戻した後の引張試験による破断時全伸びが２％以上であることを特徴とする。なお、このタブ用アルミニウム合金板の板厚は０．２３〜０．３３ｍｍであることが好ましい。

このように、所定量のＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ系合金とし、さらに所定量のＣｕを含有することで、タブとしたときに十分な強度を有するアルミニウム合金板となる。また、Ｓｉを含有することで、タブに製造される際の塗装後の焼付けにおける軟化が抑制され、Ｆｅを含有することで、適度な大きさの金属間化合物を晶出して、これが核となって熱間圧延後に再結晶が得られ、結晶粒が微細化する。同時に、これらＳｉ，Ｆｅの含有量を規制し、さらにＭｎをＦｅとの和も含めて極力抑えることで、タブの裂けやちぎれの起点となり易い所定以上の大きさの金属間化合物の晶出が抑制される。さらに本発明に係るアルミニウム合金板は、このような大きさの金属間化合物を面積率で管理する構成とした。また、本発明に係るアルミニウム合金板は、タブ製造における塗装後の焼付け相当の熱処理の後における機械的特性、すなわち０．２％耐力、伸び、そしてタブの開缶動作に相当する曲げ戻し変形後の引張試験による破断時全伸びを管理することで、耐タブ裂け性および繰返し曲げ性の優れたタブ用アルミニウム合金板が得られる。

本発明に係るタブ用アルミニウム合金板は、前記アルミニウム合金がＣｒ：０．０５〜０．１５質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量％の少なくとも一種をさらに含有することが好ましい。Ｃｒを含有することで、さらに強度が向上するため、Ｍｇの含有量をある程度抑えても高い強度が得られ、Ｍｇを高濃度で含有するアルミニウム合金に発生し易い熱間粗圧延における縁近傍のロールコーティング不良およびそれに伴う表面焼付きを防止することができる。また、Ｔｉを含有することで、鋳造時に鋳塊組織が微細化されて鋳造性が向上する。

本発明に係るタブ用アルミニウム合金板は、前記アルミニウム合金がＺｎ：０．２５質量％以下をさらに含有してもよい。Ｚｎの含有を許容することにより、製造（溶解）時に例えばブレージングシート用の高Ｚｎ含有アルミニウム合金材の屑を配合することが可能となり、原料コストを低減することができる。

なお、本発明に係るタブ用アルミニウム合金板は、板厚が０．２３〜０．３３ｍｍであることが好ましい。この範囲の板厚のタブ用アルミニウム合金板がタブとして特に適切であり、また前記０．２％耐力等の機械的特性を満足し易い。

また、本発明に係るタブ用アルミニウム合金板の製造方法は、前記成分のアルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、この鋳塊を４５０〜５４０℃で熱処理を行うことにより均質化する均熱処理工程と、均質化した鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、この熱間圧延板を焼鈍することなくタンデム方式の圧延機を用いて冷間圧延する冷間圧延工程とを行い、前記熱間圧延工程は終了温度が３００℃以上であり、前記冷間圧延工程は、総圧延率８０〜９５％、最終パス圧下率３０％以上、終了温度１１０〜１７０℃であることを特徴とする。

このように、均質化のための熱処理条件を制限することにより鋳塊の金属間化合物の粗大化を抑制し、また、熱間圧延工程における終了温度を所定値以上とすることにより熱間圧延板に再結晶組織が得られて、後続の冷間圧延工程前の中間焼鈍が不要となる。そして中間焼鈍を行わないことで、加工硬化が小さく繰返し曲げ性の優れたアルミニウム合金板が得られる。また、タンデム方式の圧延機を用いて所定の圧延率で冷間圧延することで、圧延による動的回復が促進されて適度な強度になり、さらに終了温度を容易に所定値以上として、最終冷間圧延後の静的回復がなされて、繰返し曲げ性の優れたアルミニウム合金板が得られる。

本発明に係るタブ用アルミニウム合金板によれば、耐タブ裂け性および繰返し曲げ性をいっそう向上させて開缶時に裂けやちぎれの生じ難いタブを製造することができ、さらに０．３０ｍｍ未満に薄肉化可能なアルミニウム合金板として、コスト低減および省資源化を可能とする。そして、本発明に係るタブ用アルミニウム合金板の製造方法によれば、前記の効果を有するタブ用アルミニウム合金板を生産性よく製造することができる。

ステイオンタブ式の缶の蓋部の外観および開缶動作を説明する図であり、（ａ）は平面図、（ｂ）は（ａ）のＡ−Ａ断面図、（ｃ）は開缶動作を説明する断面図および要部平面図である。 タブの評価試験方法を模式的に説明する図であり、（ａ）は試験装置の外観斜視図、（ｂ）は（ａ）の要部断面図、（ｃ）は開缶性試験の判定方法を説明するサンプルの平面図である。 タブ裂け試験方法を説明するサンプルの斜視図であり、（ａ）は良品例、（ｂ）は不良例である。 タブ折れ試験方法を説明するサンプルの斜視図であり、（ａ）は良品例、（ｂ）は不良例である。 タブ折れ試験方法を模式的に説明するチャートである。 タブの繰返し曲げ性試験方法を模式的に説明する断面図である。

以下、本発明に係るタブ用アルミニウム合金板（以下、アルミニウム合金板と称す）を実現するための形態について説明する。

本発明に係るアルミニウム合金板は、後記に規定する成分のアルミニウム合金を鋳造、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延して得られる（製造方法の詳細は後記にて説明する。）。そして、本発明に係るアルミニウム合金板を缶のタブに製造するには、表面にエポキシ系等の塗料を塗装し、焼付けのための２３０〜２７０℃、２０〜３０秒間程度の熱処理を施す。この塗装処理されたアルミニウム合金板を、圧延方向がタブの長手方向になるように、ステイオンタブ（図１（ａ）、（ｂ）参照）等の所望の形状に裁断、成形する。以下、本発明に係るアルミニウム合金板を構成する各要素について説明する。

〔アルミニウム合金の成分〕
本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇ：４．０〜５．５質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１０質量％、Ｆｅ：０．１５〜０．３４質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．１８質量％を含有し、Ｍｎ：０．２０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、前記Ｆｅ，Ｍｎの各含有量（質量％）を、[Ｆｅ]、[Ｍｎ]として表したとき、([Ｆｅ]＋１．０７×[Ｍｎ])≦０．４２を満足するアルミニウム合金で形成される。

（Ｍｇ：４．０〜５．５質量％）
Ｍｇは、アルミニウム合金において固溶強化により強度を向上させる効果があり、含有量が多くなるにしたがいアルミニウム合金板の強度を増大させて、タブとして必要な強度を付与する。さらに、Ｍｇは、熱間圧延時に蓄積歪みを増大させてその後の自己焼鈍による再結晶を促進させる効果があるため、アルミニウム合金板の成形性を向上させる。Ｍｇの含有量が４．０質量％未満では特に強度向上効果が不足して、十分な強度が得られない。一方、Ｍｇの含有量が多いと、アルミニウム合金の熱間圧延（粗圧延）において、高荷重となる縁（エッジ）近傍でロールコーティングが不均一になって板表面に焼付きが発生し易くなる傾向がある。特にＭｇの含有量が５．０質量％を超えるとこの傾向が顕著になり、焼付きによる表面不具合を防止するために、１パスの圧下率を低減してパス数を増やしたり圧延速度を低速にする必要を生じる場合があり、生産性が低下する。さらにＭｇは、含有量が多くなるにしたがい、強度と共にアルミニウム合金板の加工硬化を増大させる効果もあり、５．５質量％を超えると、これら強度等が過大となって、タブの曲げ変形、特に繰返し曲げによってちぎれ易くなる。したがって、Ｍｇの含有量は、４．０質量％以上５．５質量％以下とし、好ましくは５．０質量％以下である。

（Ｃｕ：０．０２〜０．１０質量％）
Ｃｕは、アルミニウム合金において固溶強化により強度を向上させる効果があるため、前記のＭｇと共にタブとして必要な強度を付与する。特に本発明では、同様にアルミニウム合金の強度を向上させる効果があるＭｎは含有量を低く規制されるため、Ｃｕの添加により強度を補う。Ｃｕの含有量が０．０２質量％未満では、この効果が不十分である。一方、Ｃｕもアルミニウム合金板の加工硬化を増大させるため、含有量が０．１０質量％を超えると、加工硬化が過大となって、タブの曲げ変形等によってちぎれ易くなる。したがって、Ｃｕの含有量は０．０２質量％以上０．１０質量％以下とする。

（Ｆｅ：０．１５〜０．３４質量％）
Ｆｅは、地金不純物としてアルミニウム合金中に含まれ、また、アルミニウム合金中で、Ｍｎと共にＡｌ₆（Ｍｎ，Ｆｅ）等のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を生成し、Ｍｎの含有量が特に少ない場合はＡｌ₃Ｆｅ等のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を生成する。これらの金属間化合物が適度に分散して晶出することで、熱間圧延後においてこの晶出物を核として再結晶が促進されるため、冷間圧延前の中間焼鈍が不要となる。Ｆｅの含有量が０．１５質量％未満では、熱間圧延後における晶出物が不足して、前記効果が得られない。一方、Ｆｅの含有量が０．３４質量％を超えると、前記の金属間化合物が過剰に生成されて、タブにおける裂け等の起点となる。したがって、Ｆｅの含有量は、０．１５質量％以上０．３４質量％以下とし、好ましくは、０．３０質量％以下である。

（Ｓｉ：０．０５〜０．１８質量％）
Ｓｉも、地金不純物としてアルミニウム合金中に含まれ、また、アルミニウム合金中でＭｇと共存する場合、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物（Ｍｇ₂Ｓｉ）を生成する。また、Ｓｉは、アルミニウム合金板がタブに製造される際の塗装後の焼付けにおける軟化を抑制する効果がある。Ｓｉの含有量が０．０５質量％未満では、この軟化の抑制効果が不十分であるため、焼付け後の強度が不足する。一方、Ｓｉの含有量が０．１８質量％を超えると、熱間圧延後の結晶粒が粗大化して、繰返し曲げ性が低下する。さらにＳｉの含有量が多くなると、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の大きなものが多数形成されてタブにおける裂け等の起点となる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上０．１８質量以下％とし、好ましくは、０．１５質量％以下である。

（Ｍｎ：０．２０質量％未満）
Ｍｎは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果があるものの、アルミニウム合金中で、タブにおける裂け等の起点となり易いＡｌ₆（Ｍｎ，Ｆｅ）等のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を生成する。Ｍｎは、本発明におけるアルミニウム合金中の他の成分よりも金属間化合物晶出への影響が大きく、含有量が０．２０質量％以上になると多量に生成されて、タブにおける裂け等の起点となる。したがって、Ｍｎの含有量は０．２０質量％未満に規制する。

（（[Ｆｅ]＋１．０７×[Ｍｎ])≦０．４２、[Ｆｅ]、[Ｍｎ]はＦｅ，Ｍｎの各含有量（質量％））
ここで、金属間化合物Ａｌ₆（Ｍｎ，Ｆｅ）は、金属間化合物Ａｌ₆ＭｎにおけるＭｎの一部がＦｅに置換したものである。Ｆｅの存在によってアルミニウム合金中のＭｎ固溶度が減少し、いっそうＡｌ₆（Ｍｎ，Ｆｅ）等の金属間化合物が生成し易くなる。このように、Ｍｎ，Ｆｅの両方の含有量に、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物の生成量が影響される。したがって、前記Ｍｎ，Ｆｅの各含有量の制限と併せて、両者の和を規制することにより、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物の晶出を抑制する。ここで、Ｍｎの方がＦｅよりも影響が大きいため、１：１の和ではなく７％加算して、([Ｆｅ]＋１．０７×[Ｍｎ])≦０．４２（[Ｆｅ]、[Ｍｎ]はＦｅ，Ｍｎの各含有量（質量％））とする。

本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｃｒ：０．０５〜０．１５質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量の少なくとも一種をさらに含有するアルミニウム合金で形成されることが好ましい。

（Ｃｒ：０．０５〜０．１５質量％）
Ｃｒは、アルミニウム合金においてＭｇ添加による高強度化を補う効果がある。前記した通り、Ｍｇの含有量が５．０質量％を超えると、さらにアルミニウム合金板の強度が高くなる一方、熱間粗圧延において、焼付きによる表面不具合を防止するために圧下率を低減する等、生産性が低下する。Ｃｒを添加することにより、Ｍｇの含有量を５．０質量％以下に抑えても高強度のアルミニウム合金板が得られる。この効果を得るために、Ｃｒの含有量は０．０５質量％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒの含有量が０．１５質量％を超えると、強度が過大となって、タブの曲げ変形、特に繰返し曲げによってちぎれ易くなる。したがって、Ｃｒの含有量は０．１５質量％以下とする。

（Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量％）
Ｔｉ，Ｂは、不可避的不純物として含まれている一方、アルミニウム合金の鋳塊組織を微細化する作用があり、このような作用を得るために、通常、質量比でＴｉ：Ｂ＝５：１、またはＴｉ：Ｂ＝５：０．２の配合の鋳塊微細化剤（ＴｉＢ）として、アルミニウム合金の溶湯に添加される。アルミニウム合金板におけるＴｉの含有量が０．００５質量％以上となる量のＴｉＢが添加されることにより、鋳造時に鋳塊の結晶粒が微細化されて、鋳造性、成形性が向上する。さらに、鋳造速度を高速化するためには、Ｔｉの含有量は０．０１質量％以上とし、０．０１５質量％以上とすることが好ましく、また、前記ＴｉＢの配合に応じたＢが必然的に添加されることとなる。一方、アルミニウム合金板におけるＴｉの含有量が０．１０質量％を超えるＴｉＢが添加されると、鋳造中に溶湯が通過するフィルタが目詰まりし易くなって、鋳造の高速化の効果が損なわれる。したがって、Ｔｉの含有量は０．１０質量％以下とし、これに伴い、Ｂの含有量は不可避的不純物として含まれているものを加味して０．０５質量％以下とする。このような含有量のＴｉ，Ｂであれば、本発明の効果を阻害するものではなく許容される。

本発明に係るアルミニウム合金板は、前記成分以外に、例えばＺｎ，Ｚｒが不可避的不純物として含まれていると考えられ、これらの含有量は、Ｚｎ：０．２５質量％以下、Ｚｒ：０．１５質量％以下であれば、本発明の効果を阻害するものではなく許容される。特にＺｎは、例えばブレージングシート等のクラッド材用のアルミニウム合金材に高濃度で含有されるため、製造（溶解）時にこのようなアルミニウム合金材の屑を、アルミニウム合金板におけるＺｎの含有量が前記範囲内になる程度で配合することができ、原料コストを低減することができる。

〔アルミニウム合金板の金属間化合物〕
（圧延方向断面の板厚方向中心部における最大長１μｍ以上の金属間化合物の面積率：０．４％以下）
本発明に係るアルミニウム合金板に晶出する金属間化合物は、主にＡｌ₆（Ｍｎ，Ｆｅ）等のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物およびＭｇ₂Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物（以下、これらをまとめて適宜「金属間化合物」という）である。アルミニウム合金板において、これらの金属間化合物のうち、ある程度の大きさ以上のものがより密に分布しているほど、タブに製造された後、開缶動作の際に裂けやちぎれが発生し易くなる。具体的には、最大長が１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物およびＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の合計の面積率が０．４％を超えると、裂けやちぎれが発生し易い。

圧延板においては、圧延面すなわち鋳塊表面に近い金属間化合物の方が圧延時に破砕されて微細化し易い。すなわち、板厚方向の中心近傍において、比較的大きな金属間化合物が多く存在（残留）する傾向がある。したがって、本発明に係るアルミニウム合金板においては、板厚方向中心部における金属間化合物の分布を規制する。また、断面の板厚方向中心部とは、具体的には、板厚方向１／２の部位を中心として板厚の５５〜７０％に相当する範囲を指す。このような領域は、アルミニウム合金板の表面に沿って研磨するよりも、切り出した切断面を観察する方が容易であるので、断面における金属間化合物の面積率で判定する。また、圧延板においては、圧延方向に沿って金属間化合物が長くなる傾向があるため、金属間化合物の最大長は圧延方向に沿った方向の長さとなるものが多い。したがって、本発明に係るアルミニウム合金板は、圧延方向を含む断面の板厚方向中心部における最大長１μｍ以上の金属間化合物の面積率を０．４％以下とする。このような金属間化合物の分布は、前記Ｍｇ，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎの各含有量、および後記の製造条件により制御される。

ここで、本発明に係るアルミニウム合金板は、通常、冷間圧延完了時のコイルからタブに製造される際、前記したように、まず、塗装、焼付けを施してから、タブの形状に裁断、成形される。したがって、製造上、アルミニウム合金板の冷間圧延完了時における断面を観察することが容易ではないため、前記のタブの裁断と共に試験片を切り出して金属間化合物の分布を観察してもよい。なお、焼付けによる熱処理の温度では金属間化合物の分布状態への影響は殆どない。

金属間化合物の検出手段には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の適用が一例として挙げられる。最大長が１μｍ以上の金属間化合物はＳＥＭの組成（ＣＯＭＰＯ）像において母相とのコントラストで識別することができ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物はＡｌ母相より白く写り、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物はＡｌ母相より黒く写る。なお、Ｍｎの含有量が特に少ない場合に生成するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物も、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物と同様に白く写ってＳＥＭでの識別は困難であり、また同様に裂けやちぎれの起点となり得るため、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物に含めて面積率を測定する。アルミニウム合金板の断面の板厚方向中心部における金属間化合物は、アルミニウム合金板を切り出して、圧延方向と板厚方向を含む切断面を研磨して鏡面に仕上げて観察面とし、アルミニウム合金板の板厚方向１／２の部位を中心とした板厚の５５〜７０％に相当する範囲を観察する。この範囲の領域から好ましくは複数の視野を合計１ｍｍ²以上観察、撮影し、画像処理装置等を用いて最大長が１μｍ以上の金属間化合物についての面積率を測定することができる。

〔アルミニウム合金板の板厚：０．２３〜０．３３ｍｍ〕
本発明に係るアルミニウム合金板は、タブとしての強度等を確保するために、板厚を０．２３ｍｍ以上とすることが好ましく、０．２５ｍｍ以上とすることがさらに好ましい。一方、アルミニウム合金板を厚くしても機械的特性上の問題はないが、原材料のアルミニウム合金を低減するため、またタブが取り付けられた缶を軽量化するために、板厚を０．３３ｍｍ以下とすることが好ましい。前記の範囲における板厚として下記の機械的特性を満足すれば、その板厚のアルミニウム合金板にて耐タブ裂け性および繰返し曲げ性に優れたタブに製造することができる。

〔アルミニウム合金板の機械的特性〕
本発明に係るアルミニウム合金板は、タブに製造される際の塗装後の焼付けを模擬すべく、２５０℃で２５秒間の熱処理を行ったものについて、以下の機械的特性を規制する。

（０．２％耐力：２８０〜３４０ＭＰａ）
タブの強度は、その形状にも依存するが、材料（アルミニウム合金板）強度にも依存し、一定以上の材料強度を有することで、タブに製造された際の強度を向上させる。アルミニウム合金板の０．２％耐力が２８０ＭＰａ未満では、タブの剛性が不足する。一方、０．２％耐力が３４０ＭＰａを超えると、剛性が過大となって繰返し曲げ性が低下する。したがって、アルミニウム合金板の０．２％耐力は２８０ＭＰａ以上３４０ＭＰａ以下とする。なお、０．２％耐力、ならびに後記の伸びおよび破断時全伸びは、ＪＩＳＺ２２４１の金属材料引張試験方法に規定された引張試験により測定することができ、引張方向は圧延方向に平行とする。

（伸び：７％以上）
アルミニウム合金板の伸びは、タブの曲げ加工性に影響し、７％未満では繰返し曲げ性が低下する。したがって、アルミニウム合金板の伸びは７％以上とする。

（曲げ戻し後の引張試験による破断時全伸び：２％以上）
前記引張試験による伸びは１回の曲げ性の評価指標であり、本発明においては、さらにタブの繰返し曲げ性の評価指標として、タブの曲げ方向に合わせてアルミニウム合金板の圧延方向に垂直な折り目が付くように曲げて戻した後の引張試験による破断時全伸びを規定する。具体的には、アルミニウム合金板から圧延方向を長手として幅１５〜３０ｍｍ程度の試験片を切り出して、長手方向略中心を先端のＲ０．１ｍｍのポンチで９０°のＶ字に折り曲げた後、試験片を２枚の平板で挟んで元に（１８０°に）戻す。この曲げ戻し後の折り目の付いた試験片で、引張方向を圧延方向（長手方向）に平行として、曲げ戻しした箇所（折り目）が破断するまで引張試験を行って破断時全伸び（破断限界伸び）を得る。繰返し曲げ性に優れたタブとするために、アルミニウム合金板の曲げ戻し後の引張試験による破断時全伸びは２％以上とする。

アルミニウム合金板の曲げ戻し後の引張試験による破断時全伸び（以下、適宜曲げ戻し後の破断限界伸び）は、当該曲げ戻しすなわち繰返し曲げにより前記の（曲げ戻しのない）引張試験による伸びよりも低下するため、この伸びを７％以上と規定することにより、曲げ戻し後の破断限界伸びを２％以上に保持する。しかし、アルミニウム合金板は、金属間化合物の晶出が多いと、具体的には本発明の規定を超える面積率になると、これらの金属間化合物が起点となって曲げ戻しにて破断し易くなるために、曲げ戻し後の破断限界伸びは低くなる。また、アルミニウム合金板の０．２％耐力の高いもの、そしてアルミニウム合金板の製造時において、Ｓｉ過剰等により熱間圧延後の結晶粒が粗大化したものや、後記冷間圧延工程にて圧延による動的回復や圧延後の静的回復の不十分なものについても、伸びに対して曲げ戻し後の破断限界伸びが大きく低下する傾向がある。

次に、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法を説明する。本発明に係るアルミニウム合金板は、前記成分のアルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、鋳塊を熱処理により均質化する均熱処理工程と、この熱処理後に鋳塊を冷却することなく熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、熱間圧延板を焼鈍することなく冷間圧延する冷間圧延工程によって製造される。以下に、各工程の条件について説明する。

〔鋳造工程〕
はじめに、アルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造法等の公知の半連続鋳造法により鋳造し、アルミニウム合金の固相線温度未満まで冷却して厚さ５００〜６００ｍｍ程度の鋳塊とし、必要に応じて面削を行う。

なお、アルミニウム合金の溶湯に、Ｔｉ，Ｂをワッフル状あるいはロッド状の形態の鋳塊微細化剤（ＴｉＢ）として、アルミニウム合金板におけるＴｉの含有量が前記所定の範囲となるように添加することにより、鋳造速度を高速化する、いわゆる高速鋳造が可能となる。溶湯は、はじめに溶解炉、次に設備によっては保持炉を経由して介在物フィルタ、そして脱ガス装置、最後に溶湯流量制御装置（鋳型内）の順で経由されるため、これらのいずれかにおけるスラブ凝固前の溶湯にＴｉＢを添加することができるが、前記フィルタの上流側に添加することが好ましい。フィルタの下流側に添加されると鋳塊組織の微細化効果はより高くなるが、ＴｉＢ添加に伴って酸化物等が混入したり、ＴｉＢ自体に含まれている非金属介在物が混入する虞があり、これらが溶湯から除去されないでアルミニウム合金板に製造されると、タブにおける裂け等の起点となる。なお、鋳造速度は、６００ｍｍ×２１３０ｍｍのＤＣ鋳造スラブを鋳造する場合において、例えばＴｉＢの添加なしで４０ｍｍ／ｍｉｎ程度であるのが、ＴｉＢの添加により５５ｍｍ／ｍｉｎ程度の高速鋳造となる。

〔均熱処理工程〕
鋳塊を圧延する前に、所定温度で均質化熱処理（均熱処理）することが必要である。鋳塊に熱処理を施すことによって、内部応力が除去され、鋳造時に偏析した溶質元素が均質化され、また、鋳造冷却時やそれ以降に析出した金属間化合物が成長する。さらにこの熱処理は、後続の熱間圧延工程のための予備加熱を兼ねるものである。

（熱処理温度：４５０〜５４０℃）
均熱処理工程において、熱処理温度（鋳塊温度）が４５０℃未満では、本発明に係るアルミニウム合金板の成分の鋳塊を均質化するためには不十分であり、また、鋳塊が後続の熱間圧延工程における熱間加工（圧延）に必要な温度に到達しない。一方、熱処理温度が５４０℃を超えると、鋳塊が再溶融して板面の性状を悪化させる。したがって、均熱処理工程において、熱処理温度は４５０℃以上５４０℃以下とする。また、熱処理時間は特に規定しないが、２時間未満では鋳塊の均質化が完了していないことがあり、一方、８時間を超える熱処理を行っても効果の向上はなく、生産性が低下する。したがって、熱処理時間は２〜８時間が好ましい。

〔熱間圧延工程〕
均熱処理工程から連続して、均質化された鋳塊を熱間圧延する。まず、均熱処理工程の熱処理完了時の温度を保持して鋳塊を粗圧延して、さらに仕上げ圧延により、所望の板厚の熱間圧延板とする。熱間圧延板の板厚は、後記の冷間圧延工程後のアルミニウム合金板としたときの板厚から冷間圧延工程における総圧延率（冷間加工率）を逆算して設定し、具体的には、１．１５〜６．６ｍｍ程度の範囲が好ましい。

（終了温度：３００℃以上）
熱間圧延工程の終了時（熱間仕上げ圧延の終了時）で熱間圧延板の巻取り温度が３００℃未満では、熱間仕上げ圧延の最終パス後において再結晶の進行が不十分で、再結晶組織が十分に発達しない。このような熱間圧延板は、冷間圧延前に再結晶させるための焼鈍（中間焼鈍）が必要になる。したがって、熱間圧延工程における終了温度が３００℃以上となるように熱間圧延を行う。

本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法においては、冷間圧延工程の前または途中で中間焼鈍を行わない。一般に、中間焼鈍を行ったアルミニウム合金板（冷間圧延板）は、結晶粒が微細となり、さらにその後の冷間圧延率が少ないことで加工硬化特性ｎ値が高くなって、１回の曲げ性には優れたものとなるため、その後の曲げ加工により製品強度は高くなる。しかし、タブ用アルミニウム合金板では、製品（タブ）として開缶時に繰返し曲げがなされるため、加工硬化が大きいと過剰に硬化してちぎれ易くなる。したがって、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法においては、中間焼鈍を行わずに冷間圧延を行って、アルミニウム合金板の加工硬化を抑えるため、熱間圧延工程の終了温度を前記のように規定する。

〔冷間圧延工程〕
熱間圧延板は、焼鈍しないで、２〜５基の圧延スタンドが連なったタンデム圧延機で冷間圧延して所定の板厚のアルミニウム合金板に仕上げる。タンデム方式の圧延機を用いて冷間圧延することで、シングル方式の圧延機による冷間圧延よりも１パスあたりの加工率（圧下率）を大きくして圧延することができる。これにより、冷間圧延工程における総パス数を減らすことができ、また、冷間圧延後の動的回復が促進される。その結果、パスを繰り返す度の硬化を減らせてアルミニウム合金板が過度に硬化することを防止し、また、亜結晶粒生成により均一変形能が向上するため、耐タブ裂け性および繰返し曲げ性に優れたものとなる。

（総圧延率：８０〜９５％）
冷間圧延における総圧延率（冷間加工率）は、その後の塗装焼付け条件等との組合せにより、結晶粒のサイズおよび材料強度に影響する。総圧延率が８０％未満では強度が不足し、９５％を超えると強度が過大となって繰返し曲げ性が低下する。したがって、冷間圧延における総圧延率は８０％以上９５％以下とする。

（最終パス圧下率：３０％以上）
冷間圧延による動的回復は、最終パス（タンデム圧延機における最後の１基の圧延スタンドによる）における加工率、すなわち最終パスの圧下率が大きいほど大きくなり、具体的には３０％以上で十分な効果が得られる。したがって、冷間圧延における最終パス圧下率は３０％以上とする。なお、従来のシングル圧延方式の冷間圧延では、１パスあたりの圧下率を大きくすることが容易でなく、特に最終パスに至ると３０％未満で圧延するのが一般的であった。これに対し、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法においては、タンデム圧延機で冷間圧延することにより、最終パスも含めて１パスの圧下率を大きくすることができる。

（終了温度：１１０〜１７０℃）
本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法においては、冷間圧延による動的回復を、タンデム圧延機を用いることで促進させると同時に、冷間圧延後（最終冷間圧延後）には十分な静的回復をさせるようにする。静的回復によっても、亜結晶粒生成によりアルミニウム合金板の均一変形能が向上して、適度な強度、ならびに優れた耐タブ裂け性および繰返し曲げ性が得られる。冷間圧延工程の終了時でアルミニウム合金板の巻取り温度が１１０℃未満では、冷間圧延後の静的回復が十分になされない。一方、巻取り温度が１７０℃を超えると回復が進行し過ぎて、アルミニウム合金板の塗装焼付けにより強度の低下が大きくなる。したがって、冷間圧延工程における終了温度が１１０℃以上１７０℃以下となるように冷間圧延を行う。

以上、本発明を実施するための形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。

〔供試材作製〕
（アルミニウム合金板）
表１に示す組成のアルミニウム合金を、溶解し、半連続鋳造法を用いて鋳造速度４０ｍｍ／ｍｉｎで、６００ｍｍ×２１３０ｍｍ、厚さ６００ｍｍの鋳塊を作製し、面削処理を行った。この鋳塊に、表１に示す均熱処理温度で４時間保持することにより均質化してから、冷却しないで連続して、熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）を施して熱間圧延板とした。熱間圧延板の板厚は、後続の冷間圧延における総圧延率に合わせて設定した。また、熱間圧延板の巻取り温度（熱延終了温度）を表１に示す。さらに、この熱間圧延板に、タンデム圧延機を用いて、表１に示す総圧延率および最終パス圧下率で冷間圧延を施して、板厚０．２７ｍｍのアルミニウム合金板とした。ただし、供試材Ｎｏ．２１はシングル圧延機を用いた。また、アルミニウム合金板の巻取り温度（終了温度）を表１に示す。また、アルミニウム合金の組成におけるＦｅ，Ｍｎの各含有量（質量％）を[Ｆｅ]、[Ｍｎ]としたときの[Ｆｅ]＋１．０７×[Ｍｎ]＝[Ａ]として、表１に併記する。なお、アルミニウム合金板の作製時において、次工程が困難となったものは、タブ用アルミニウム合金板として不適であるとして、後続の工程および評価は行わず、表１に「−」で示した。

得られたアルミニウム合金板に、歪み矯正処理を施した後、熱処理炉により到達温度２５０℃、時間２５秒で熱処理した。

（金属間化合物の面積率）
アルミニウム合金板を切り出して樹脂埋めし、圧延方向と板厚方向を含む面を研磨して鏡面に仕上げて観察面とした。この観察面の板厚方向１／２の部位を中心とした板厚方向に±０．０５ｍｍの範囲内を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、加速電圧２０ｋＶ、倍率５００倍の組成（ＣＯＭＰＯ）像で２０視野（合計１ｍｍ²）観察した。母相より白く写る部分をＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物と見なし、母相より黒く写る部分をＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物と見なして、画像処理により最大長が１μｍ以上の金属間化合物の面積の合計を求め、面積率を算出した。アルミニウム合金板の断面の板厚中心部における金属間化合物の面積率を表１に示す。

（機械的特性：０．２％耐力、伸び）
アルミニウム合金板を切り出して、圧延方向を長手方向としてＪＩＳ５号引張試験片を作製した。この試験片をＪＩＳＺ２２４１に準じて引張試験を行って、０．２％耐力および伸びを測定した。結果を表１に示す。

（機械的特性：曲げ戻し後の引張試験による破断時全伸び）
アルミニウム合金板を切り出して、圧延方向を長手方向として、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を作製した。この試験片の長手方向略中心を先端のＲ０．１ｍｍのポンチで９０°のＶ字に折り曲げた後、試験片を２枚の平板で挟んで元に（１８０°に）戻した。この曲げ戻し後の試験片で、長手方向を引張方向として、折り目が破断するまで引張試験を行って破断時全伸び（破断限界伸び）を測定した。結果を表１に示す。

〔評価〕
アルミニウム合金板から、一般的なＳＴＯＬＬＥ社タイプのステイオンタブを成形する金型を用いて、コンバージョン成形によりタブを作製した。供試材の各仕様あたり１０個のタブで、以下の評価を行った。

（開缶試験）
０．２５ｍｍ厚のＪＩＳＡ５１８２Ｐ塗装板（塗装後強度３２０ＭＰａ）で、蓋材（図１の蓋材２）を作製した。なお、蓋材２のスコア２５（主スコア）の残厚は、開缶状況の厳しい場合を想定するために、市販缶より厚めの１００μｍとした。この蓋材２に図１に示すようにタブ（タブ１）をリベットにより取り付けてサンプルとした。このサンプルに対して、図２（ａ）に示すＬＥＡＤ測器製開缶試験機（開缶試験機）８を用いてタブ１の引き上げ動作を行った。詳しくは、サンプルを、図２（ａ）、（ｂ）に示すように開缶試験機８の支持板８２に取着して、タブ１の掛止部１２に開缶試験機８の掛止具８１を掛止し、支持板８２と共に蓋材２を図２（ｂ）の矢印方向に９０°回転させた。

この引き上げ動作（開缶動作）の後、タブ１が折れたり裂けていないかを観察した。そして、開缶動作により、タブ１に裂けや折れがなく、蓋材２のスコア２５に、図２（ｃ）に一点鎖線で示すタブ長手方向延長線を越えてスコア亀裂が伝播した場合を「開缶」とした。それ以外、すなわちスコア亀裂が十分に伝播しなかったもの、あるいはタブ１が折れたり裂けていたものを「半開缶」とした。１０個のサンプルすべてについて「開缶」した仕様を開缶性合格として表１に「○」で示し、「半開缶」が１個でもあったものを不合格として表１に「×」で示す。

（タブ裂け試験）
開缶試験と同様の蓋材２を作製し、タブ１を取り付けてサンプルとした。ただし、開缶し難くするために、蓋材２のスコア２５の残厚はさらに厚い１１０μｍとし、また、タブ１は図３に破線で示すように平面に沿って左（または右でも可）に９０°回転させた。このサンプルに対して、開缶試験と同様に、図２（ａ）、（ｂ）に示すように開缶試験機８を用いてタブ１の引き上げ動作を行った。

タブ１の外観を観察して、図３（ｂ）および図１（ｃ）右下部に示すように、インナーランス１４の端部から裂けたものを不良とする。これに対して、このように裂けることがなく、図３（ａ）に示すように、タブ１のインナーランス１４外側で折れ曲がることにより、またさらにタブ１の一端が蓋材２を凹ませるように下方に押し込まれることにより、タブ１を９０°まで引き上げることができたものを良品とする。不良（裂け）の発生個数を表１に示す。

（タブ折れ試験）
タブ１のリベット孔１１周辺部により負荷を与えるため、以下のサンプルを用いた。まず、前記開缶試験およびタブ裂け試験と同様にタブ１を蓋材２に取り付けてから、タブ１を損傷させないように蓋材２のリベット部２１を破壊してタブ１を蓋材２から外した。このタブ１をリベット孔１１で剛体７（図４（ａ）参照）にネジにて螺着してサンプルとした。このサンプルに対して、前記タブ裂け試験と同様に、図２（ａ）、（ｂ）に示すように開缶試験機８を用いてタブ１の引き上げ動作を行った。

この引き上げ動作における開缶試験機８による荷重の推移のチャートを図５に示す。タブ１の引き上げ角度が大きくなるにしたがい、荷重はある時点まで一定の割合で増加する。タブ１は変形しない剛体７に取り付けられているため、９０°まで引き上げる間に、次のように折れまたは裂けを生じる。図４（ａ）に示すようにタブ１がインナーランス１４の外側で折れ曲がる場合、図５に実線で示すように、折れ曲がり始まる（タブ折れ開始）と荷重の増加率が減少するが、引き続き荷重は増加し、最大値に到達した後緩やかに減少する。一方、図４（ｂ）に示すように、タブ１がインナーランス１４の端部から裂ける（図１（ｃ）右下部参照）場合、図５に破線で示すように前記タブ折れ開始時よりも小さい荷重で荷重が減少に転じる。これは前記タブ裂け試験においても同様である。タブ１が裂けることなく、荷重が最大値に到達した場合の当該最大値を限界荷重として測定した。裂けの発生個数および限界荷重の１０個（裂けを生じたものは除く）の平均値を表１に示す。１０個のサンプルすべてについて、前記タブ裂け試験およびタブ折れ試験のそれぞれにおいて、タブ１が裂けることなく９０°まで引き上げられた仕様を耐タブ裂け性合格とする。また、限界荷重の平均値が２５Ｎ以上である仕様をタブ折れ性合格とする。

（繰返し曲げ試験）
開缶試験およびタブ裂け試験と同様の蓋材２を作製し、タブ１を取り付けてサンプルとした。ただし、開缶し易くするため、蓋材２のスコア２５の残厚は９０μｍとした。開缶動作は人手にて実施し、１回目の動作はタブ１を引き上げて蓋材２の開口領域２３を完全に下方に押し込んで開缶させて（図１（ｃ）参照）、さらに図６に示すように反対側に完全に倒した（１８０°近傍まで引き上げる）後、逆方向にタブ１を引き起こして図６に破線で示す開缶前の位置に戻す。２回目の動作は、１回目と同様にタブ１を引き上げて反対側に倒してまた元の位置に戻し、以降、この動作を繰り返して、タブ１のリベット孔１１周辺部のインナーランス１４の両端の間の折り曲げ箇所が破断して（図１（ｃ）右下部参照）蓋材２から外れるまで行う。タブ１の動作の片道分（１８０°近傍までの移動）を０．５回としてカウントし、タブ１が蓋材２から外れるまでの回数の１０個の平均を表１に示す。少なくとも２往復半（２．５点以上）繰返し曲げの可能な仕様を繰返し曲げ性合格とした。

表１に示すように、供試材Ｎｏ．１〜６，２５，２６は、アルミニウム合金の成分の各含有量および製造方法における各条件が本発明の範囲内の実施例であり、金属間化合物の晶出が抑えられ、機械的特性も本発明の範囲内となった。その結果、タブに製造されたとき、開缶性が良好であり、さらに開缶動作により裂け難く、折れ性が良好であり、繰返し曲げ性に優れていた。

（アルミニウム合金の成分による評価）
これに対して、供試材Ｎｏ．７〜１６は、アルミニウム合金の成分が本発明の要件を満たさない比較例である。供試材Ｎｏ．７はＭｇが、供試材Ｎｏ．１０はＣｕが、供試材Ｎｏ．１４はＳｉが、それぞれ不足しているため、強度が不足して０．２％耐力が本発明の範囲より低く、その結果、タブが折れ易くなって開缶性が低下した。一方、供試材Ｎｏ．８はＭｇが、供試材Ｎｏ．１１はＣｕが、それぞれ過剰なため、強度が過大となって、タブの繰返し曲げ性が低下した。また、供試材Ｎｏ．１５はＳｉが過剰なため、熱間圧延板の結晶粒が粗大化して曲げ戻し後の破断限界伸びが劣化し、その結果、タブの繰返し曲げ性が低下した。

供試材Ｎｏ．１２はＦｅが不足しているため、熱間圧延後の再結晶が不十分で未再結晶部が残存し、冷間圧延工程以降は行わなかった。一方、供試材Ｎｏ．９はＭｎが、供試材Ｎｏ．１３はＦｅが、それぞれ過剰なため、また供試材Ｎｏ．１６はＭｎとＦｅの和（[Ｆｅ]＋１．０７×[Ｍｎ]）が過剰なため、金属間化合物が多く晶出して曲げ戻し後の破断限界伸びが劣化し、その結果、タブの繰返し曲げ性が低下した。

（アルミニウム合金板の製造方法による評価）
また、供試材Ｎｏ．１７〜２４は、アルミニウム合金の成分は本発明の範囲内であるが、製造条件は本発明の要件を満たさない比較例である。供試材Ｎｏ．２３は均熱処理工程における熱処理温度が低いために後続の熱間圧延が困難となり、供試材Ｎｏ．２４は均熱処理工程における熱処理温度が高いために鋳塊の表面が再溶融し、それぞれ熱間圧延工程以降は行わなかった。供試材Ｎｏ．２２は熱間圧延工程における終了温度が低いために、再結晶が不十分で未再結晶部が残存し、冷間圧延工程以降は行わなかった。

供試材Ｎｏ．１７は、冷間圧延工程における総圧延率が不足したために強度が不足し、その結果、タブが折れ易くなって開缶性が低下した。一方、供試材Ｎｏ．１８は、冷間圧延工程における総圧延率が過剰なために強度が過大となって、タブの繰返し曲げ性が低下した。また、供試材Ｎｏ．１９は、冷間圧延工程において最終パス圧下率が不足し、さらに終了温度が低いために、動的回復および静的回復が不十分で、曲げ戻し後の破断限界伸びが低下し、その結果、タブの繰返し曲げ性が低下した。一方、供試材Ｎｏ．２０は、冷間圧延工程において終了温度が高いために静的回復が進行し過ぎて焼付けによる強度の低下が大きく、その結果、タブが折れ易くなって開缶性が低下した。供試材Ｎｏ．２１は、冷間圧延工程においてシングル圧延機を用いたために動的回復に劣り、さらに終了温度が低くなったために静的回復が不十分で、伸び、そして曲げ戻し後の破断限界伸びが低下し、その結果、タブの繰返し曲げ性が大きく低下した。

実施例１と同様に、アルミニウム合金板の供試材を作製し、アルミニウム合金の成分による本発明の効果を確認した。

〔供試材作製〕
（アルミニウム合金板）
表２に示す組成のアルミニウム合金を、溶解し、実施例１と同様に半連続鋳造法を用いて鋳塊を作製し、面削処理を行った。ここで、鋳造可能なものについては、鋳造速度５５ｍｍ／ｍｉｎの高速鋳造を行い、それ以外は実施例１と同じ鋳造速度４０ｍｍ／ｍｉｎとした。表２に鋳造速度を示す。この鋳塊に、均熱処理温度５１０℃で４時間保持することにより均質化してから、冷却しないで連続して、熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）を施して熱間圧延板とした。熱間圧延板の板厚は、後続の冷間圧延における総圧延率に合わせて設定した。さらに、この熱間圧延板に、タンデム圧延機を用いて、総圧延率９１％および最終パス圧下率４８％で冷間圧延を施して、板厚０．２７ｍｍのアルミニウム合金板とした。熱間圧延板およびアルミニウム合金板の巻取り温度（熱延終了温度、冷延終了温度）を表２に示す。なお、アルミニウム合金板の作製時において、次工程が困難となったものは、タブ用アルミニウム合金板として不適であるとして、後続の工程および評価は行わず、表２に「−」で示した。

得られたアルミニウム合金板に、実施例１と同様に、歪み矯正処理を施した後、熱処理炉により到達温度２５０℃、時間２５秒で熱処理した。このアルミニウム合金板について、実施例１と同様に、金属間化合物の面積率、機械的特性（０．２％耐力、伸び、曲げ戻し後の引張試験による破断時全伸び）を測定し、表２に示す。さらに、実施例１と同様に、アルミニウム合金板でタブを作製して、開缶試験、タブ裂け試験、タブ折れ試験、繰返し曲げ試験を行い、結果を表２に示す。また、実施例１の供試材Ｎｏ．１〜６，２５，２６についても表２に併記する。

表２に示すように、供試材Ｎｏ．２７〜３１は、Ｃｒを本発明の範囲内で添加したことにより強度が高くなって、Ｃｒ以外の成分および製造条件が比較的近い実施例１の供試材Ｎｏ．２よりも０．２％耐力が向上して供試材Ｎｏ．３，６と同程度となり、それ以外の機械的特性も本発明の範囲内であり、タブに製造されたときに良好な結果が得られた。さらに、供試材Ｎｏ．２７〜３１は、Ｍｇの含有量が抑えられたことにより、不具合なく熱間粗圧延することができた。これに対して、供試材Ｎｏ．３，６は、Ｃｒを添加せずに強度を高くしたためにＭｇの含有量が多くなり、特に本発明の範囲の上限に近い供試材Ｎｏ．３は、熱間粗圧延において縁近傍に表面不具合が発生したために圧下率を抑えた条件に修正する必要を生じた。その結果、供試材Ｎｏ．３、およびＭｇが過剰な供試材Ｎｏ．８（表１参照）は、他の供試材と比較して熱間粗圧延のパス数が１９％増となった。一方、供試材Ｎｏ．３５は、Ｃｒを過剰に添加したため、強度が過大となって、タブの繰返し曲げ性等が低下した。

供試材Ｎｏ．２９〜３４は、Ｔｉ，Ｚｎを本発明の範囲内で含有するが、これらの成分を含有しない供試材と比較して、金属間化合物や機械的特性に有意差はなく、タブに製造されたときも本発明の効果を阻害することなく、良好な結果が得られた。さらに、供試材Ｎｏ．３０〜３３は、Ｔｉを添加したことにより、Ｔｉを含有しない供試材に対して３８％増しの高速鋳造が不具合なく実施可能となり、生産性が向上した。一方、供試材Ｎｏ．３６は、Ｔｉを過剰に添加したため、鋳造時に介在物フィルタに目詰まりを生じて鋳造継続が困難となり、作製を中断した。

１ タブ
１１ リベット孔
１２ 掛止部
１４ インナーランス
２ 蓋材
２１ リベット部
２３ 開口領域
２５ スコア

Claims (5)

1. 成形、塗装、焼付けを施されて、包装容器の蓋部に取り付けられるタブに製造されるタブ用アルミニウム合金板であって、
   Ｍｇ：４．０〜５．５質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１０質量％、Ｆｅ：０．１５〜０．３４質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．１８質量％を含有し、Ｍｎ：０．２０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、前記Ｆｅ，Ｍｎの各含有量（質量％）を、[Ｆｅ]、[Ｍｎ]として表したとき、([Ｆｅ]＋１．０７×[Ｍｎ])≦０．４２を満足するアルミニウム合金を圧延にて形成してなり、
   前記圧延の圧延方向を含む断面の板厚方向中心部において、最大長が１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物と最大長が１μｍ以上のＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物との合計の面積率が０．４％以下であり、
   ２５０℃で２５秒間の熱処理後において、０．２％耐力が２８０〜３４０ＭＰａ、伸びが７％以上、前記圧延の圧延方向に垂直に折り目が付くように１回９０°曲げて戻した後の引張試験による破断時全伸びが２％以上であることを特徴とするタブ用アルミニウム合金板。
2. 前記アルミニウム合金が、Ｃｒ：０．０５〜０．１５質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量％の少なくとも一種をさらに含有する請求項１に記載のタブ用アルミニウム合金板。
3. 前記アルミニウム合金が、Ｚｎ：０．２５質量％以下をさらに含有する請求項１または請求項２に記載のタブ用アルミニウム合金板。
4. 板厚が０．２３〜０．３３ｍｍである請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載のタブ用アルミニウム合金板。
5. 成形、塗装、焼付けを施されて、包装容器の蓋部に取り付けられるタブに製造されるタブ用アルミニウム合金板の製造方法であって、
   請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金を、溶解、鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、
   前記鋳塊を、４５０〜５４０℃で熱処理を行うことにより均質化する均熱処理工程と、
   前記均質化した鋳塊を、熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延板を、焼鈍することなく、タンデム方式の圧延機を用いて冷間圧延してタブ用アルミニウム合金板とする冷間圧延工程と、を行い、
   前記熱間圧延工程は、終了温度が３００℃以上であり、
   前記冷間圧延工程は、総圧延率８０〜９５％、最終パス圧下率３０％以上、終了温度１１０〜１７０℃であることを特徴とするタブ用アルミニウム合金板の製造方法。

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