JPH01301831A - スティオンタブ用Ａｌ合金板及びその製造方法 - Google Patents
スティオンタブ用Ａｌ合金板及びその製造方法Info
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- JPH01301831A JPH01301831A JP13390288A JP13390288A JPH01301831A JP H01301831 A JPH01301831 A JP H01301831A JP 13390288 A JP13390288 A JP 13390288A JP 13390288 A JP13390288 A JP 13390288A JP H01301831 A JPH01301831 A JP H01301831A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
（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、曲げ性及び繰り返し曲げ性に優れた低コスト
のステイオンタブ付エンド用タブ材並びにその製造方法
に関するものである。 （従来の技術） 現在、ビール缶、炭酸飲料缶等々の飲料缶の開口方法に
は１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用いられている。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
ンド及びブツシュオンタブエンドとがある。 従来、後者のステイオンタブ付エンドは特に欧米にて進
められており、そのためのタブ材にはＡＡ５０８２、Ａ
Ａ５０４２等の成分を有するＡｌ金合金用いられており
、鋳塊を均、質化処理及び熱間圧延した後、高冷間圧延
され、その後、仕上焼鈍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、米国特許節３，５０２，４
４８号明細書に開示されているように、仕上冷延率を８
５％以上と高くする方法である。タブ材はこの工程後に
仕上焼鈍が施される。 （発明が解決しようとする課Ｍ） ところで、上記の如く欧米にて進められている従来のス
テイオンタブ材は、国内で主に製造されているパーシャ
ルオープンエンド用タブ材に比べて低強度であるため、
板厚が厚く、コスト高の問題がある。 また、このステイオンタブ材は比較的Ｍｇの添加量が多
く、高冷間圧延されるため、仕上焼鈍による強度調整が
必須である。しかし、仕上焼鈍は比較的高温（２８０℃
程度）で行われるため、圧延油の焼付を防止する目的で
通常脱脂処理が施され、更には仕上焼鈍温度の範囲が狭
く、また焼鈍温度の精度が重要となるために焼鈍設備も
精度の良いものが必要となる等、国内のパーシャルオー
プンエンド用タブ材に比べて製造コストが高くなるとい
う問題がある。 このように、従来のステイオンタブ材は、国内のパーシ
ャルオープンエンド用タブ材に比べて素材コストが高く
なる。このことは、缶公害の点ではステイオンタブ付エ
ンドの方が有利なものの、国内で採用されない要因の１
つとなっている。 一方、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
つとなってきた。しかし、従来の製造方法では、高冷間
圧延を要するため、結晶粒が庸平伸長粒となり、圧延方
向に対するＯｏ、４５°、００°方向の曲げ加工性並び
に繰り返し曲げ性の特性に異方性が生じるという問題が
ある。 特に圧延方向に対し０°に曲げ及び繰り返し曲げ変形を
受けた場合、割れが生じ易い。 すなわち、ステイオンタブはエンドとリベット加工で結
合され、タブを引き上げることによりエンドのスコア一
部が裂かれて缶内に押し下げられるが、この時、タブは
曲げ変形を受ける。特に裂かれた部分を押し下げる場合
、タブを繰り返し上下させて行われる場合があり、この
時にタブは繰り返し曲げ変形を受け、割れが生じてタブ
が取れてしまう場合がある。これを防止するには繰り返
し曲げ性を向上することが必要である。 この点、従来は繰り返し曲げ性については特に配慮され
ておらず、キャンボディ材、キャンエンド材、キャンタ
ブ材として単に曲げ加工性（１８０°密着曲げ）が評価
されているだけである。 本発明は、かへる状況のもとでなされたものであって、
特に繰り返し曲げ性に優れ、また高強度で曲げ加工性も
優れたステイオンタブ用Ａｌ合金板を比較的低コストで
得られる技術を提供することを目的とするものである。 （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、曲げ加工性及
び繰り返し曲げ性を向上させるべく化学成分調整、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の含有量が従来材レベルの場合とそれよ
りも少ないレベルの場合により、他の成分調整１組織、
製造工程をそ九ぞれ異にする固有の条件に規制するなら
ば、所期の材料特性が得られることが判明した。 すなわち、従来材とほぼ同等のＭｇ量の場合には、結晶
粒が小さいほど曲げ加工性及び繰り返し曲げ性が優れ、
また冷間圧延率が少ないほど等軸に近い結晶粒となり、
前記特性の圧延方向に対する異方性が小さいことを見出
した。そのためには、Ｍｇ以外の他の成分調整と共に、
製造条件、特に均質化処理温度及び冷間圧延率を規制す
ることが必要であり、これにより曲げ加工性と繰り返し
曲げ性を向上させることができ、併せて仕上焼鈍温度を
比較的低くでき、温度公差も従来条件と比べて広くでき
、また焼鈍設備も通常の設備で対応できることが判明し
た。 このような知見に基づき、更に観点を変え、従来材の素
材コストが高いことに着目し、製造コストを低下させる
べく鋭意研究を重ねた。 その結果、仕上焼鈍工程を省略することにより製造コス
トの低減が可能であるが、そのためにはＭ ｇ ｉを従
来材のレベルよりも少なく適度にコントロールする必要
があり、併せてＭｇ以外の他の成分調整と共に製造条件
、特に冷間圧延率を規制することにより、金属間化合物
の生成が少なく、結晶粒を小さくでき、優れた繰り返し
曲げ性が得られ、ステイオンタブ材としての強度も満足
し得ることが判明した。 すなわち、本発明に係る曲げ加工性及び繰り返し曲げ加
工性に優れたステイオンタブ用Ａｌ１１合金板は、Ｍｇ
：３．５〜５．５％を含み、必要に応じて更にＳｉ≦０
．３０％、Ｆｅ≦０．４０％、Ｃｕ≦０゜２０％、Ｍｎ
≦０．２０％、Ｃｒ≦０．２５％、Ｚｎ≦０．１５％、
Ｚｒ≦０．１５％及びＴｉ≦０．２０％のうちの１種又
は２種以上を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物から
なり、仕上焼鈍により強度調整されており、圧延板表面
からみた結晶粒幅が２０μｍ以下であることを特徴とす
るものである。 また、その製造方法は、上記化学成分を有するＡｌ合金
の鋳塊を４５０〜５５０℃で均質化処理した後、熱間圧
延及び冷間圧延し、更に中間焼鈍後、圧延率２０〜５５
％で冷間圧延し、その後中間焼鈍することを特徴とする
ものである。 更に、本発明に係る繰り返し曲げ性に優れたステイオン
タブＡｆｆ合金板は、Ｍｇ：１．５〜３．５％、Ｓｉ：
０．０２〜０．１０％及びＦｅ：０．０５−０．２０％
を含み、必要に応じて更にＣｕ≦０．２０％。 Ｍｎ≦０．２０、 Ｃｒ≦０．２５％、 Ｚｎ≦０．３
０％及びＴｉ≦０．２０％の１種又は２種以上を含み。 残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、圧延板表面か
らみた金属間化合物の面積率が１．５％以下で、圧延板
費用面からみた結晶粒幅が２０μｍ以下であることを特
徴とするものである。 また、この製造方法は、上記化学成分を有するＡｌ合金
の鋳塊を均質化処理した後、熱間圧延及び冷間圧延を行
い、更に中間焼鈍後、圧延率５５〜８５％で冷間圧延し
、仕上焼鈍を省略することを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） 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。 すなわち、仕上焼鈍を行う場合には、少なくとも３，５
％以上添加しないとステイオンタブ材としての強度が低
く使用できない、しかし、５．５％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
招くので、好ましくない、したがって、この場合のＭｇ
量は３．５〜５゜５％の範囲とする。 一方、仕上焼鈍を省略する場合には、少なくとも１．５
％以上添加しないとステイオンタブ材としての強度が得
られず、しかし３．５％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と共に
仕上焼鈍が必要となるので、避けるべきである。したが
って、この場合のＭｇ量は１．５〜３．５％の範囲とす
る。 Ｆｃ： Ｆｅの添加は結晶粒微細化に大きな効果を示し。 その添加量が多いほど微細化される６しかし、過多に添
加されると結晶粒微細化には有効なものの、金属間化合
物の数が多くなって繰り返し曲げ性の低下を招くので好
ましくない。但し、このような効果のために許容し得る
上限は仕上焼鈍工程の有無により異なり、仕上焼鈍を行
う場合には０．４０％以下、仕上焼鈍なしの場合には０
．２０％以下に規制する。なお、いずれの場合も、０．
０５％以下ではその効果が殆どなく、更には高純度のＡ
ｌ地金が必要となるので、０．０５％以上が望ましい。 Ｓｉ： Ｓｉの添加はＦｅと同様、結晶粒微細化、強度向上に効
果を示す。しかし過多に添加されると金属間化合物、特
にＭｇｚｓｉが多く生成され、繰り返し曲げ性の低下を
招くので好ましくない。但し、このような効果のために
許容し得る条件は仕上焼鈍の有無により異なり、仕上焼
鈍を行う場合には０．３０％以下、仕上焼鈍なしの場合
には０．１０％以下に規制する。なお、いずれの場合も
、０゜０２％以下ではその効果が少なく、更には高純度
地金が必要となるので、０．０２％以上が望ましし）。 Ｃｕ ： Ｃｕ添加は強度向上に効果を示す。しかし、０゜２０％
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
成形加工性の低下及び耐食性が劣化する。したがって、
Ｃｕ量は０．２０％以下とする。 Ｍｎ、Ｃｒ： Ｍｎ、Ｃｒの添加は強度向上及び結晶粒微細化に大きな
効果を示す。しかし、Ｍｎが０．２０％を超え、Ｃｒが
０．２５％を超えて過多に添加されると巨大晶出物生成
及び晶出物の数が多くなり、曲げ性の低下を招くため、
好ましくない。したがって、Ｍ ｎ Ｊｔは０．２０％
以下、Ｃｒ量は０．２５％以下とする。 Ｚｎ： Ｚｎの添加は曲げ加工性、張り出し性等の成形性を向上
させる効果がある。これは、圧延板表面からみた（Ｍｎ
Ｆｅ） Ａ Ｑ 、の金属間化合物の晶出物を小さく
する効果があるためである。しかし、過多に添加される
と耐食性の低下を招くので好ましくない。したがって、
Ｚｎ量は０．３０％以下とする。 Ｔｉ、Ｚｒ： Ｔｉ、Ｚｒはそれぞれ組織を安定化させるための有効な
元素であるものの、その添加量が多いと巨大化合物を生
成し１曲げ加工性を低下させるので、Ｔｉ量は０．２０
％以下、Ｚｒ量は０．１５％以下とする。 なお、本発明においては、Ｍｇの含有は必須であるが、
上記の他の元素は仕上焼鈍の有無により必須又は任意添
加元素とするものである。 すなわち、仕上焼鈍を行って曲げ加工性と繰り返し曲げ
性をともに向上させる場合には、上記の他の元素のＳｉ
、 Ｆｅ、 Ｃｕ、Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｚｎ、 Ｚｒ及び
Ｔｉのうちの少なくとも１種を必要に応じて添加するこ
とができる。 また、仕上焼鈍を省略して繰り返し曲げ性を向上させる
場合には、上記の他の元素のうち、Ｓｉ及びＦｅを必須
添加元素とするが、その他のＣｕ。 Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ及びＴｉのうちの少なくとも１種を必
要に応じて添加することができる。 次に、本発明の製造方法について説明する。 上記の化学成分を有するＡ１合金は、常法により溶解、
鋳造し、得られた鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧
延する。これらの条件は特に制限されない。但し、仕上
焼鈍を行う場合には、均質化処理は４５０〜５５０℃の
温度で行う必要がある。これは、加熱温度が４５０℃未
満では均質化が不充分であると共に熱間圧延時に耳割れ
が発生する原因となり、また５５０Ｔ：を超えるとバー
ニングを発生し、表面状況を劣化させるので好ましくな
いためである。 更に、冷間圧延後、中間焼鈍を行う。ここで中間焼鈍条
件は特に制限しないが、完全再結晶にあることが必須で
あり、結晶粒の観点からすれば連続焼鈍（ＣＡＬ）の使
用が好ましい。ＣＡＬ条件としては加熱、冷却速度を１
００℃／分以上とし、到達温度３８０〜５５０℃で、保
持時間は１０分以内が良い。 中間焼鈍後の冷間圧延率は、強度、結晶粒及び曲げ加工
性或いは繰り返し曲げ性に影響するので。 仕上焼鈍の有無に対応してコントロールする必要がある
。 すなわち、仕上焼鈍を行う場合には、仕上焼鈍により強
度調整するが、冷間圧延圧延率が２０％未満では曲げ加
工性及び繰り返し曲げ性は優れるものの、必要な強度が
得られず、また強度の向上のためには冷間圧延率の増大
が必要なものの、５５％を超えると圧延直後の強度が高
くなるため、その後の仕上焼鈍温度が高くなり、更には
結晶粒が膚平伸長粒となるため、曲げ加工性、繰り返し
曲げ性の異方性が大きくなるので、好ましくない。 したがって、冷間圧延率は２０〜５５％の範囲とする。 一方、仕上焼鈍を省略する場合には、冷間圧延率により
強度調整するが、冷間圧延率が５５％未満では曲げ加工
性及び繰り返し曲げ性は優れるものの、必要な強度が得
られず、また強度の向上のためには冷間圧延率の増大が
必要なものの、８５％を超えると圧延直後の強度が高く
なるため、その後に仕上焼鈍を必要とすることとなり、
コスト高となり、更には結晶粒が篇平伸長粒となるので
好ましくない。したがって、冷間圧延率は５５〜８５％
の範囲とする。 この冷間圧延後、Ｍｇの含有量が多い（３，５〜５．５
％）場合には、仕上焼鈍を行って強度調整をする必要が
ある。この場合、仕上焼鈍温度は目的とする強度を得る
ためにその都度室められるものであり、ここでは特に制
限しないが、２６０℃以下の如く低い温度で目的の強度
達成が可能である。 したがって、焼鈍コストの低減を図ることができると共
に、温度公差も従来より広くでき、焼鈍設備も通常の設
備で対処できる効果がある。 一方、Ｍｇの含有量が少ない（１，５〜３．５％）場合
には、冷間圧延で強度調整されるので、仕上焼鈍工程を
省略できる。したがって、製造コストを大幅に低減でき
る効果は大きい。 以上の製造工程により、曲げ加工性、更には繰り返し曲
げ性の向上に寄与する組織が得られる。 すなわち、仕上焼鈍を行う場合も省略する場合も、結晶
粒度は小さいほど曲げ加工性及び繰り返し曲げ加工性に
優れるので、その板表面から観察される結晶粒幅は２０
μＩ以下が好ましい。 また、特に仕上焼鈍を省略する場合には、板表面からみ
た金属間化合物の面積占有率は少ないほど繰り返し曲げ
性に優れるので、その面積占有率は１．５％以下が好ま
しく、望ましくは１．２％以下が良い繰り返し曲げ性を
示す。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例１ 第１表に示す化学成分を有するＡｌ合金を常法により溶
解、鋳造し、得られた鋳塊に５００℃の温度で３時間保
持する均質化処理を施し、熱間圧延により５ＩｌｌＩｌ
厚とした。 その後、冷間圧延により０．８３ｍｍ厚にしてＣＡＬ焼
鈍（加熱冷却速度７００℃／ｍｉｎ、到達温度４５０℃
、保持時間２秒）を施し、次いで冷間圧延により製品厚
さ０．５＋ａｍとした。 更に強度を一定にするために本発明例Ｎｏ１〜Ｎα４に
は２４０℃Ｘ２ｈｒ、比較例Ｈａ ５には２５０’ＣＸ
２ｈｒの仕上焼鈍を実施した。 得られた材料についてのベーキング（２００℃Ｘ ２０
ｍ１ｎ）後の機械的性質１曲げ加工性、繰り返し曲げ性
及び結晶粒幅を第２表に飛す。 なお、バーング処理は、タブ材は塗装後成形されること
を想定して塗装した場合と同じ条件とした。曲げ加工性
は、第１図に示すように、ｏ″方向圧延方向）に、或い
は９０°方向に対しての１８０°密着曲げを実施して１
曲げ部でのクラックの発生程度によりＯ（優）→Ｏ−＋
０→Δ（劣）で評価した。繰り返し曲げ性は、第２図に
示すように、ＩＩＩＩｌのＲを有する保持具２で材料板
１を保持して２０ｍ＋ｉ高さに突出させ、９０’に曲げ
て戻すサイクルを１サイクルとして破断回数を求めて評
価した。 第２表より明らかなとおり、本発明例Ｎα１〜Ｎα４は
いずれもステイオンタブ材としての強度が得られている
と共に、曲げ加工性及び繰り返し曲げ性に優れている。 一方、比較例Ｎα５は強度は本発明例と同等であるもの
の、曲げ加工性及び繰り返し曲げ性が劣っている。 各側とも結晶粒幅はいずれも２０μｍ以下である。
詳しくは、曲げ性及び繰り返し曲げ性に優れた低コスト
のステイオンタブ付エンド用タブ材並びにその製造方法
に関するものである。 （従来の技術） 現在、ビール缶、炭酸飲料缶等々の飲料缶の開口方法に
は１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用いられている。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
ンド及びブツシュオンタブエンドとがある。 従来、後者のステイオンタブ付エンドは特に欧米にて進
められており、そのためのタブ材にはＡＡ５０８２、Ａ
Ａ５０４２等の成分を有するＡｌ金合金用いられており
、鋳塊を均、質化処理及び熱間圧延した後、高冷間圧延
され、その後、仕上焼鈍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、米国特許節３，５０２，４
４８号明細書に開示されているように、仕上冷延率を８
５％以上と高くする方法である。タブ材はこの工程後に
仕上焼鈍が施される。 （発明が解決しようとする課Ｍ） ところで、上記の如く欧米にて進められている従来のス
テイオンタブ材は、国内で主に製造されているパーシャ
ルオープンエンド用タブ材に比べて低強度であるため、
板厚が厚く、コスト高の問題がある。 また、このステイオンタブ材は比較的Ｍｇの添加量が多
く、高冷間圧延されるため、仕上焼鈍による強度調整が
必須である。しかし、仕上焼鈍は比較的高温（２８０℃
程度）で行われるため、圧延油の焼付を防止する目的で
通常脱脂処理が施され、更には仕上焼鈍温度の範囲が狭
く、また焼鈍温度の精度が重要となるために焼鈍設備も
精度の良いものが必要となる等、国内のパーシャルオー
プンエンド用タブ材に比べて製造コストが高くなるとい
う問題がある。 このように、従来のステイオンタブ材は、国内のパーシ
ャルオープンエンド用タブ材に比べて素材コストが高く
なる。このことは、缶公害の点ではステイオンタブ付エ
ンドの方が有利なものの、国内で採用されない要因の１
つとなっている。 一方、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
つとなってきた。しかし、従来の製造方法では、高冷間
圧延を要するため、結晶粒が庸平伸長粒となり、圧延方
向に対するＯｏ、４５°、００°方向の曲げ加工性並び
に繰り返し曲げ性の特性に異方性が生じるという問題が
ある。 特に圧延方向に対し０°に曲げ及び繰り返し曲げ変形を
受けた場合、割れが生じ易い。 すなわち、ステイオンタブはエンドとリベット加工で結
合され、タブを引き上げることによりエンドのスコア一
部が裂かれて缶内に押し下げられるが、この時、タブは
曲げ変形を受ける。特に裂かれた部分を押し下げる場合
、タブを繰り返し上下させて行われる場合があり、この
時にタブは繰り返し曲げ変形を受け、割れが生じてタブ
が取れてしまう場合がある。これを防止するには繰り返
し曲げ性を向上することが必要である。 この点、従来は繰り返し曲げ性については特に配慮され
ておらず、キャンボディ材、キャンエンド材、キャンタ
ブ材として単に曲げ加工性（１８０°密着曲げ）が評価
されているだけである。 本発明は、かへる状況のもとでなされたものであって、
特に繰り返し曲げ性に優れ、また高強度で曲げ加工性も
優れたステイオンタブ用Ａｌ合金板を比較的低コストで
得られる技術を提供することを目的とするものである。 （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、曲げ加工性及
び繰り返し曲げ性を向上させるべく化学成分調整、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の含有量が従来材レベルの場合とそれよ
りも少ないレベルの場合により、他の成分調整１組織、
製造工程をそ九ぞれ異にする固有の条件に規制するなら
ば、所期の材料特性が得られることが判明した。 すなわち、従来材とほぼ同等のＭｇ量の場合には、結晶
粒が小さいほど曲げ加工性及び繰り返し曲げ性が優れ、
また冷間圧延率が少ないほど等軸に近い結晶粒となり、
前記特性の圧延方向に対する異方性が小さいことを見出
した。そのためには、Ｍｇ以外の他の成分調整と共に、
製造条件、特に均質化処理温度及び冷間圧延率を規制す
ることが必要であり、これにより曲げ加工性と繰り返し
曲げ性を向上させることができ、併せて仕上焼鈍温度を
比較的低くでき、温度公差も従来条件と比べて広くでき
、また焼鈍設備も通常の設備で対応できることが判明し
た。 このような知見に基づき、更に観点を変え、従来材の素
材コストが高いことに着目し、製造コストを低下させる
べく鋭意研究を重ねた。 その結果、仕上焼鈍工程を省略することにより製造コス
トの低減が可能であるが、そのためにはＭ ｇ ｉを従
来材のレベルよりも少なく適度にコントロールする必要
があり、併せてＭｇ以外の他の成分調整と共に製造条件
、特に冷間圧延率を規制することにより、金属間化合物
の生成が少なく、結晶粒を小さくでき、優れた繰り返し
曲げ性が得られ、ステイオンタブ材としての強度も満足
し得ることが判明した。 すなわち、本発明に係る曲げ加工性及び繰り返し曲げ加
工性に優れたステイオンタブ用Ａｌ１１合金板は、Ｍｇ
：３．５〜５．５％を含み、必要に応じて更にＳｉ≦０
．３０％、Ｆｅ≦０．４０％、Ｃｕ≦０゜２０％、Ｍｎ
≦０．２０％、Ｃｒ≦０．２５％、Ｚｎ≦０．１５％、
Ｚｒ≦０．１５％及びＴｉ≦０．２０％のうちの１種又
は２種以上を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物から
なり、仕上焼鈍により強度調整されており、圧延板表面
からみた結晶粒幅が２０μｍ以下であることを特徴とす
るものである。 また、その製造方法は、上記化学成分を有するＡｌ合金
の鋳塊を４５０〜５５０℃で均質化処理した後、熱間圧
延及び冷間圧延し、更に中間焼鈍後、圧延率２０〜５５
％で冷間圧延し、その後中間焼鈍することを特徴とする
ものである。 更に、本発明に係る繰り返し曲げ性に優れたステイオン
タブＡｆｆ合金板は、Ｍｇ：１．５〜３．５％、Ｓｉ：
０．０２〜０．１０％及びＦｅ：０．０５−０．２０％
を含み、必要に応じて更にＣｕ≦０．２０％。 Ｍｎ≦０．２０、 Ｃｒ≦０．２５％、 Ｚｎ≦０．３
０％及びＴｉ≦０．２０％の１種又は２種以上を含み。 残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、圧延板表面か
らみた金属間化合物の面積率が１．５％以下で、圧延板
費用面からみた結晶粒幅が２０μｍ以下であることを特
徴とするものである。 また、この製造方法は、上記化学成分を有するＡｌ合金
の鋳塊を均質化処理した後、熱間圧延及び冷間圧延を行
い、更に中間焼鈍後、圧延率５５〜８５％で冷間圧延し
、仕上焼鈍を省略することを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） 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。 すなわち、仕上焼鈍を行う場合には、少なくとも３，５
％以上添加しないとステイオンタブ材としての強度が低
く使用できない、しかし、５．５％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
招くので、好ましくない、したがって、この場合のＭｇ
量は３．５〜５゜５％の範囲とする。 一方、仕上焼鈍を省略する場合には、少なくとも１．５
％以上添加しないとステイオンタブ材としての強度が得
られず、しかし３．５％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と共に
仕上焼鈍が必要となるので、避けるべきである。したが
って、この場合のＭｇ量は１．５〜３．５％の範囲とす
る。 Ｆｃ： Ｆｅの添加は結晶粒微細化に大きな効果を示し。 その添加量が多いほど微細化される６しかし、過多に添
加されると結晶粒微細化には有効なものの、金属間化合
物の数が多くなって繰り返し曲げ性の低下を招くので好
ましくない。但し、このような効果のために許容し得る
上限は仕上焼鈍工程の有無により異なり、仕上焼鈍を行
う場合には０．４０％以下、仕上焼鈍なしの場合には０
．２０％以下に規制する。なお、いずれの場合も、０．
０５％以下ではその効果が殆どなく、更には高純度のＡ
ｌ地金が必要となるので、０．０５％以上が望ましい。 Ｓｉ： Ｓｉの添加はＦｅと同様、結晶粒微細化、強度向上に効
果を示す。しかし過多に添加されると金属間化合物、特
にＭｇｚｓｉが多く生成され、繰り返し曲げ性の低下を
招くので好ましくない。但し、このような効果のために
許容し得る条件は仕上焼鈍の有無により異なり、仕上焼
鈍を行う場合には０．３０％以下、仕上焼鈍なしの場合
には０．１０％以下に規制する。なお、いずれの場合も
、０゜０２％以下ではその効果が少なく、更には高純度
地金が必要となるので、０．０２％以上が望ましし）。 Ｃｕ ： Ｃｕ添加は強度向上に効果を示す。しかし、０゜２０％
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
成形加工性の低下及び耐食性が劣化する。したがって、
Ｃｕ量は０．２０％以下とする。 Ｍｎ、Ｃｒ： Ｍｎ、Ｃｒの添加は強度向上及び結晶粒微細化に大きな
効果を示す。しかし、Ｍｎが０．２０％を超え、Ｃｒが
０．２５％を超えて過多に添加されると巨大晶出物生成
及び晶出物の数が多くなり、曲げ性の低下を招くため、
好ましくない。したがって、Ｍ ｎ Ｊｔは０．２０％
以下、Ｃｒ量は０．２５％以下とする。 Ｚｎ： Ｚｎの添加は曲げ加工性、張り出し性等の成形性を向上
させる効果がある。これは、圧延板表面からみた（Ｍｎ
Ｆｅ） Ａ Ｑ 、の金属間化合物の晶出物を小さく
する効果があるためである。しかし、過多に添加される
と耐食性の低下を招くので好ましくない。したがって、
Ｚｎ量は０．３０％以下とする。 Ｔｉ、Ｚｒ： Ｔｉ、Ｚｒはそれぞれ組織を安定化させるための有効な
元素であるものの、その添加量が多いと巨大化合物を生
成し１曲げ加工性を低下させるので、Ｔｉ量は０．２０
％以下、Ｚｒ量は０．１５％以下とする。 なお、本発明においては、Ｍｇの含有は必須であるが、
上記の他の元素は仕上焼鈍の有無により必須又は任意添
加元素とするものである。 すなわち、仕上焼鈍を行って曲げ加工性と繰り返し曲げ
性をともに向上させる場合には、上記の他の元素のＳｉ
、 Ｆｅ、 Ｃｕ、Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｚｎ、 Ｚｒ及び
Ｔｉのうちの少なくとも１種を必要に応じて添加するこ
とができる。 また、仕上焼鈍を省略して繰り返し曲げ性を向上させる
場合には、上記の他の元素のうち、Ｓｉ及びＦｅを必須
添加元素とするが、その他のＣｕ。 Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ及びＴｉのうちの少なくとも１種を必
要に応じて添加することができる。 次に、本発明の製造方法について説明する。 上記の化学成分を有するＡ１合金は、常法により溶解、
鋳造し、得られた鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧
延する。これらの条件は特に制限されない。但し、仕上
焼鈍を行う場合には、均質化処理は４５０〜５５０℃の
温度で行う必要がある。これは、加熱温度が４５０℃未
満では均質化が不充分であると共に熱間圧延時に耳割れ
が発生する原因となり、また５５０Ｔ：を超えるとバー
ニングを発生し、表面状況を劣化させるので好ましくな
いためである。 更に、冷間圧延後、中間焼鈍を行う。ここで中間焼鈍条
件は特に制限しないが、完全再結晶にあることが必須で
あり、結晶粒の観点からすれば連続焼鈍（ＣＡＬ）の使
用が好ましい。ＣＡＬ条件としては加熱、冷却速度を１
００℃／分以上とし、到達温度３８０〜５５０℃で、保
持時間は１０分以内が良い。 中間焼鈍後の冷間圧延率は、強度、結晶粒及び曲げ加工
性或いは繰り返し曲げ性に影響するので。 仕上焼鈍の有無に対応してコントロールする必要がある
。 すなわち、仕上焼鈍を行う場合には、仕上焼鈍により強
度調整するが、冷間圧延圧延率が２０％未満では曲げ加
工性及び繰り返し曲げ性は優れるものの、必要な強度が
得られず、また強度の向上のためには冷間圧延率の増大
が必要なものの、５５％を超えると圧延直後の強度が高
くなるため、その後の仕上焼鈍温度が高くなり、更には
結晶粒が膚平伸長粒となるため、曲げ加工性、繰り返し
曲げ性の異方性が大きくなるので、好ましくない。 したがって、冷間圧延率は２０〜５５％の範囲とする。 一方、仕上焼鈍を省略する場合には、冷間圧延率により
強度調整するが、冷間圧延率が５５％未満では曲げ加工
性及び繰り返し曲げ性は優れるものの、必要な強度が得
られず、また強度の向上のためには冷間圧延率の増大が
必要なものの、８５％を超えると圧延直後の強度が高く
なるため、その後に仕上焼鈍を必要とすることとなり、
コスト高となり、更には結晶粒が篇平伸長粒となるので
好ましくない。したがって、冷間圧延率は５５〜８５％
の範囲とする。 この冷間圧延後、Ｍｇの含有量が多い（３，５〜５．５
％）場合には、仕上焼鈍を行って強度調整をする必要が
ある。この場合、仕上焼鈍温度は目的とする強度を得る
ためにその都度室められるものであり、ここでは特に制
限しないが、２６０℃以下の如く低い温度で目的の強度
達成が可能である。 したがって、焼鈍コストの低減を図ることができると共
に、温度公差も従来より広くでき、焼鈍設備も通常の設
備で対処できる効果がある。 一方、Ｍｇの含有量が少ない（１，５〜３．５％）場合
には、冷間圧延で強度調整されるので、仕上焼鈍工程を
省略できる。したがって、製造コストを大幅に低減でき
る効果は大きい。 以上の製造工程により、曲げ加工性、更には繰り返し曲
げ性の向上に寄与する組織が得られる。 すなわち、仕上焼鈍を行う場合も省略する場合も、結晶
粒度は小さいほど曲げ加工性及び繰り返し曲げ加工性に
優れるので、その板表面から観察される結晶粒幅は２０
μＩ以下が好ましい。 また、特に仕上焼鈍を省略する場合には、板表面からみ
た金属間化合物の面積占有率は少ないほど繰り返し曲げ
性に優れるので、その面積占有率は１．５％以下が好ま
しく、望ましくは１．２％以下が良い繰り返し曲げ性を
示す。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例１ 第１表に示す化学成分を有するＡｌ合金を常法により溶
解、鋳造し、得られた鋳塊に５００℃の温度で３時間保
持する均質化処理を施し、熱間圧延により５ＩｌｌＩｌ
厚とした。 その後、冷間圧延により０．８３ｍｍ厚にしてＣＡＬ焼
鈍（加熱冷却速度７００℃／ｍｉｎ、到達温度４５０℃
、保持時間２秒）を施し、次いで冷間圧延により製品厚
さ０．５＋ａｍとした。 更に強度を一定にするために本発明例Ｎｏ１〜Ｎα４に
は２４０℃Ｘ２ｈｒ、比較例Ｈａ ５には２５０’ＣＸ
２ｈｒの仕上焼鈍を実施した。 得られた材料についてのベーキング（２００℃Ｘ ２０
ｍ１ｎ）後の機械的性質１曲げ加工性、繰り返し曲げ性
及び結晶粒幅を第２表に飛す。 なお、バーング処理は、タブ材は塗装後成形されること
を想定して塗装した場合と同じ条件とした。曲げ加工性
は、第１図に示すように、ｏ″方向圧延方向）に、或い
は９０°方向に対しての１８０°密着曲げを実施して１
曲げ部でのクラックの発生程度によりＯ（優）→Ｏ−＋
０→Δ（劣）で評価した。繰り返し曲げ性は、第２図に
示すように、ＩＩＩＩｌのＲを有する保持具２で材料板
１を保持して２０ｍ＋ｉ高さに突出させ、９０’に曲げ
て戻すサイクルを１サイクルとして破断回数を求めて評
価した。 第２表より明らかなとおり、本発明例Ｎα１〜Ｎα４は
いずれもステイオンタブ材としての強度が得られている
と共に、曲げ加工性及び繰り返し曲げ性に優れている。 一方、比較例Ｎα５は強度は本発明例と同等であるもの
の、曲げ加工性及び繰り返し曲げ性が劣っている。 各側とも結晶粒幅はいずれも２０μｍ以下である。
【以下余白１
犬】ｎ１４
第１表に示したＮα１の化学成分を有するＡｌ金合金つ
き、実施例１の場合と同様にして熱間圧延板（板厚５ｍ
ｍ）を製造し、これを冷間圧延によりそれぞれ０．５９
＋ｎａ＋（比較例Ａ）、１．２５ｍｍ（比較例Ｂ）の板
厚とし、次いでＣＡＬ焼鈍（実施例１と同じ条件）を施
し、その後冷間圧延により製品厚さＱ、５ｍｎ＋とした
。 また、第１表に示したＮα１の化学成分を有するＡα合
金につき、実施例１の場合と同様の均質化処理を施し、
熱間圧延により３ｍｍ厚さとし、その後製品厚さＱ 、
５１１１ｍまで直通冷間圧延した（比較例Ｃ）。 更に、上記比較例Ｂ−Ｃ，に対し１強度を一定とするた
めに比較例Ｂには２５０℃Ｘ２ｈｒ、比較例Ｃには２６
０℃Ｘ２ｈｒの仕上焼鈍を実施した。なお、比較例Ａに
対しては仕上焼鈍は実施しなかった。 得られた材料についてのベーキング（２００℃Ｘ ２０
ｍ１ｎ）後の機械的性質、曲げ加工性、繰り返し曲げ性
及び結晶粒幅を、実施例１における本発明例Ｎα１と対
比し、第３表に示す。なお、各特性の評価方法及び基準
は実施例１の場合と同様である。 第３表より明らかなとおり、比較例Ａは曲げ加工性と繰
り返し曲げ性に優れているものの、仕上焼鈍を実施しな
いため、ステイオンタブ材としての強度が得られず、タ
ブ抜は等の問題を生じ、実用上問題がある。比較例Ｂ及
びＣはステイオンタブ材としての強度は得られているも
のの１曲げ加工性と繰り返し曲げ性ともに劣っている。 特に冷間圧延率が８３％と高い従来製造条件の比較例Ｃ
は結晶粒幅が大きく、曲げ加工性並びに繰り返し曲げ性
が最も劣っている。 一方、本発明例Ｎα１は実施例１で考察したように、所
定の強度が得られ、曲げ加工性、繰り返し曲げ性のいず
れも優れている。 ［以下余白］ ヌＪ１生ｙ 第４表に示すｈ１〜Ｎα３の化学成分を有するＡｌ金合
金鋳塊に均質化としてとして５００℃の温度で３時間保
持した後、熱間圧延にて５ｍｍ厚とした。 その後、冷間圧延にて１．６７ｍｍ厚としてＣＡＬ焼鈍
（加熱冷却速度７００℃／ｍｉｎ、到達温度４５０℃、
保持時間２秒）を施し、その後冷間圧延にて製品厚さ０
．５ｍｍとした。 一方、第１表に示すＮ（１４は、上記方法にて製造した
熱間圧延板を冷間圧延にて３ 、３ ｍｍ厚とし、同様
のＣＡＬ焼鈍を施した後、冷間圧延にて製品厚さ０．５
ＩＩ＋１とした。その後、２６５℃で２時間の仕上焼鈍
を施した。 得られた各材料についてのベーキング（２００’ＣＸ
２０ ｍ１ｎ）後の機械的性質、繰り返し曲げ性、金属
間化合物の面積占有率及び結晶粒幅を第５表に示す、な
お、各特性の評価方法及び基準は実施例１の場合と同様
である。 第５表より、本発明例のＮα２は仕上焼鈍を行わない例
であり、従来材Ｎα４と同等の性能を有している。しか
し、比較材のＮα１は、仕上焼鈍を行わない例であるが
、金属間化合物の面積占有率は少ないものの、結晶粒幅
が大きく、繰り返し曲げ性に劣っている。一方、比較材
＆３は同様に仕上焼鈍を行わない例であるが、結晶粒幅
は小さいものの、金属間化合物の面積占有率が大きく、
繰り返し曲げ性に劣る。なお、Ｎα４の従来材は繰り返
し曲げ性が優れているものの仕上焼鈍を必要とする。
き、実施例１の場合と同様にして熱間圧延板（板厚５ｍ
ｍ）を製造し、これを冷間圧延によりそれぞれ０．５９
＋ｎａ＋（比較例Ａ）、１．２５ｍｍ（比較例Ｂ）の板
厚とし、次いでＣＡＬ焼鈍（実施例１と同じ条件）を施
し、その後冷間圧延により製品厚さＱ、５ｍｎ＋とした
。 また、第１表に示したＮα１の化学成分を有するＡα合
金につき、実施例１の場合と同様の均質化処理を施し、
熱間圧延により３ｍｍ厚さとし、その後製品厚さＱ 、
５１１１ｍまで直通冷間圧延した（比較例Ｃ）。 更に、上記比較例Ｂ−Ｃ，に対し１強度を一定とするた
めに比較例Ｂには２５０℃Ｘ２ｈｒ、比較例Ｃには２６
０℃Ｘ２ｈｒの仕上焼鈍を実施した。なお、比較例Ａに
対しては仕上焼鈍は実施しなかった。 得られた材料についてのベーキング（２００℃Ｘ ２０
ｍ１ｎ）後の機械的性質、曲げ加工性、繰り返し曲げ性
及び結晶粒幅を、実施例１における本発明例Ｎα１と対
比し、第３表に示す。なお、各特性の評価方法及び基準
は実施例１の場合と同様である。 第３表より明らかなとおり、比較例Ａは曲げ加工性と繰
り返し曲げ性に優れているものの、仕上焼鈍を実施しな
いため、ステイオンタブ材としての強度が得られず、タ
ブ抜は等の問題を生じ、実用上問題がある。比較例Ｂ及
びＣはステイオンタブ材としての強度は得られているも
のの１曲げ加工性と繰り返し曲げ性ともに劣っている。 特に冷間圧延率が８３％と高い従来製造条件の比較例Ｃ
は結晶粒幅が大きく、曲げ加工性並びに繰り返し曲げ性
が最も劣っている。 一方、本発明例Ｎα１は実施例１で考察したように、所
定の強度が得られ、曲げ加工性、繰り返し曲げ性のいず
れも優れている。 ［以下余白］ ヌＪ１生ｙ 第４表に示すｈ１〜Ｎα３の化学成分を有するＡｌ金合
金鋳塊に均質化としてとして５００℃の温度で３時間保
持した後、熱間圧延にて５ｍｍ厚とした。 その後、冷間圧延にて１．６７ｍｍ厚としてＣＡＬ焼鈍
（加熱冷却速度７００℃／ｍｉｎ、到達温度４５０℃、
保持時間２秒）を施し、その後冷間圧延にて製品厚さ０
．５ｍｍとした。 一方、第１表に示すＮ（１４は、上記方法にて製造した
熱間圧延板を冷間圧延にて３ 、３ ｍｍ厚とし、同様
のＣＡＬ焼鈍を施した後、冷間圧延にて製品厚さ０．５
ＩＩ＋１とした。その後、２６５℃で２時間の仕上焼鈍
を施した。 得られた各材料についてのベーキング（２００’ＣＸ
２０ ｍ１ｎ）後の機械的性質、繰り返し曲げ性、金属
間化合物の面積占有率及び結晶粒幅を第５表に示す、な
お、各特性の評価方法及び基準は実施例１の場合と同様
である。 第５表より、本発明例のＮα２は仕上焼鈍を行わない例
であり、従来材Ｎα４と同等の性能を有している。しか
し、比較材のＮα１は、仕上焼鈍を行わない例であるが
、金属間化合物の面積占有率は少ないものの、結晶粒幅
が大きく、繰り返し曲げ性に劣っている。一方、比較材
＆３は同様に仕上焼鈍を行わない例であるが、結晶粒幅
は小さいものの、金属間化合物の面積占有率が大きく、
繰り返し曲げ性に劣る。なお、Ｎα４の従来材は繰り返
し曲げ性が優れているものの仕上焼鈍を必要とする。
ス】１生先
実施例３の第４表に示したＮα２の化学成分を有するＡ
ｌ金合金ついて実施例３と同様にして得た熱間圧延板を
冷間圧延にて０．９１ｍｍ（比較例Ａ）、３．８ｍｍ（
比較例Ｂ）の板厚とし、ＣＡＬ焼鈍（実施例３と同じ条
件）を施した後、冷間圧延にて製品厚さＱ 、 ５ ｒ
ｔｒｍとした。 得られた各材料のベーキング（２ｏＯ℃Ｘ２０ｗ１ｎ）
後の機械的性質、繰り返し曲げ性及び結晶粒幅を、実施
例３の本発明例Ｎα２と対比し、第３表に示す。 第３表より、比較例Ａは繰り返し曲げ性に優れているも
のの、ステイオンタブ材としての強度が得られておらず
、タブ抜は等の問題を生じ、実用上問題がある。比較例
Ｂは強度が高すぎることによる繰り返し曲げ性の低下を
生じ、実用できない。 一方、本発明例気２は実施例３で考察したように。 強度が得られ、繰り返し曲げ性が優れている。 【以下余白１ （発明の効果） 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おいて、曲げ加工性及び繰
り返し曲げ性を向上可能にするものであるので、現有材
において問題とされている曲げ加工及び繰り返し曲げ時
の割れ発生を極力少なくシ、更には高強度薄肉化に対し
ても充分対応でき、安定性、コストの製造面でも優れて
いる。 更には、Ｍｇ量を少なくした場合には、現有材において
コスト高の要因となる仕上焼鈍を省略できるので、低コ
スト化が可能となり、なおかつ繰り返し曲げ性が現有材
と同等以上の性能を有する材料を提供することができる
。
ｌ金合金ついて実施例３と同様にして得た熱間圧延板を
冷間圧延にて０．９１ｍｍ（比較例Ａ）、３．８ｍｍ（
比較例Ｂ）の板厚とし、ＣＡＬ焼鈍（実施例３と同じ条
件）を施した後、冷間圧延にて製品厚さＱ 、 ５ ｒ
ｔｒｍとした。 得られた各材料のベーキング（２ｏＯ℃Ｘ２０ｗ１ｎ）
後の機械的性質、繰り返し曲げ性及び結晶粒幅を、実施
例３の本発明例Ｎα２と対比し、第３表に示す。 第３表より、比較例Ａは繰り返し曲げ性に優れているも
のの、ステイオンタブ材としての強度が得られておらず
、タブ抜は等の問題を生じ、実用上問題がある。比較例
Ｂは強度が高すぎることによる繰り返し曲げ性の低下を
生じ、実用できない。 一方、本発明例気２は実施例３で考察したように。 強度が得られ、繰り返し曲げ性が優れている。 【以下余白１ （発明の効果） 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おいて、曲げ加工性及び繰
り返し曲げ性を向上可能にするものであるので、現有材
において問題とされている曲げ加工及び繰り返し曲げ時
の割れ発生を極力少なくシ、更には高強度薄肉化に対し
ても充分対応でき、安定性、コストの製造面でも優れて
いる。 更には、Ｍｇ量を少なくした場合には、現有材において
コスト高の要因となる仕上焼鈍を省略できるので、低コ
スト化が可能となり、なおかつ繰り返し曲げ性が現有材
と同等以上の性能を有する材料を提供することができる
。
第１図（ａ）、（ｂ）は１８０°密着曲げによる曲げ加
工性の判定を説明する図で、（ａ）はＯ°方向曲げの場
合、（ｂ）は９０″方向曲げの場合であり。 第２図は９０°繰り返し曲げの要領を説明する図である
。 第１図 （Ｑ） （ｂ） 第２図
工性の判定を説明する図で、（ａ）はＯ°方向曲げの場
合、（ｂ）は９０″方向曲げの場合であり。 第２図は９０°繰り返し曲げの要領を説明する図である
。 第１図 （Ｑ） （ｂ） 第２図
Claims (6)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：３．５〜５． ５％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
仕上焼鈍により強度調整されており、圧延板表面からみ
た結晶粒幅が２０μｍ以下であることを特徴とする曲げ
加工性と繰り返し曲げ性に優れたスティオンタブ用Ａｌ
合金板。 - （２）前記Ａｌ合金が更にＳｉ≦０．３０％、Ｆｅ≦０
．４０％、Ｃｕ≦０．２０％、Ｍｎ≦０．２０％、Ｃｒ
≦０．２５％、Ｚｎ≦０．３５％、Ｚｒ≦０．１５％及
びＴｉ≦０．２０％のうちの１種又は２種以上を含んで
いるものである請求項１に記載のＡｌ合金板。 - （３）請求項１又は２に記載の化学成分を有するＡｌ合
金の鋳塊を４５０〜５５０℃で均質化処理した後、熱間
圧延及び冷間圧延し、更に中間焼鈍後、圧延率２０〜５
５％で冷間圧延し、その後仕上焼鈍することを特徴とす
る曲げ加工性と繰り返し曲げ加工性に優れたスティオン
タブ用Ａｌ合金板の製造方法。 - （４）Ｍｇ：１．５〜３．５％、Ｓｉ：０．０２〜０． １０％及びＦｅ：０．０５〜０．２０％を含み、残部が
Ａｌ及び不可避的不純物からなり、仕上焼鈍を施すこと
なく冷間圧延で強度調整されており、圧延板表面からみ
た金属間化合物の面積率が１．５％以下で、圧延板表面
からみた結晶粒幅が２０μｍ以下であることを特徴とす
る繰り返し曲げ性に優れたスティオンタブ用合金板。 - （５）前記Ａｌ合金が更にＣｕ≦０．２０％、Ｍｎ≦０
．２０％、Ｃｒ≦０．２５％、Ｚｎ≦０．３０％及びＴ
ｉ≦０．２０％の１種又は２種以上を含んでいるもので
ある請求項４に記載のＡｌ合金板。 - （６）請求項４又は５に記載の化学成分を有するＡｌ合
金の鋳塊を均質化処理した後、熱間圧延及び冷間圧延を
行い、更に中間焼鈍後、圧延率５５〜８５％で冷間圧延
し、仕上焼鈍を省略することを特徴とする繰り返し曲げ
性に優れたスティオンタブＡｌ合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13390288A JPH01301831A (ja) | 1988-05-31 | 1988-05-31 | スティオンタブ用Ａｌ合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13390288A JPH01301831A (ja) | 1988-05-31 | 1988-05-31 | スティオンタブ用Ａｌ合金板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01301831A true JPH01301831A (ja) | 1989-12-06 |
| JPH0341539B2 JPH0341539B2 (ja) | 1991-06-24 |
Family
ID=15115772
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13390288A Granted JPH01301831A (ja) | 1988-05-31 | 1988-05-31 | スティオンタブ用Ａｌ合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01301831A (ja) |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02149634A (ja) * | 1988-11-30 | 1990-06-08 | Kobe Steel Ltd | 繰り返し曲げ性に優れたタブ用Ａｌ合金板とその製造方法 |
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