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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023182829
(43)【公開日】2023-12-26
(54)【発明の名称】アルミニウム合金製電池包材箔
(51)【国際特許分類】
C22C 21/00 20060101AFI20231219BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20231219BHJP
C22F 1/04 20060101ALN20231219BHJP
【ＦＩ】
C22C21/00 M
C22F1/00 604
C22F1/00 606
C22F1/00 622
C22F1/00 630A
C22F1/00 630K
C22F1/00 673
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 685Z
C22F1/00 686A
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 694A
C22F1/04 A
【審査請求】未請求
【請求項の数】13
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023182816
(22)【出願日】2023-10-24
(62)【分割の表示】P 2023516327の分割
【原出願日】2022-03-11
(31)【優先権主張番号】P 2021072792
(32)【優先日】2021-04-22
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】522160125
【氏名又は名称】ＭＡアルミニウム株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100149548
【弁理士】
【氏名又は名称】松沼 泰史
(74)【代理人】
【識別番号】100175802
【弁理士】
【氏名又は名称】寺本 光生
(74)【代理人】
【識別番号】100142424
【弁理士】
【氏名又は名称】細川 文広
(74)【代理人】
【識別番号】100140774
【弁理士】
【氏名又は名称】大浪 一徳
(72)【発明者】
【氏名】鈴木 貴史
(72)【発明者】
【氏名】崔 祺
(57)【要約】
【課題】本発明は、高い伸び特性を有するアルミニウム合金製電池包材箔の提供を目的とする。
【解決手段】本発明に係るアルミニウム合金製電池包材箔は、Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金製電池包材箔であり、円相当径が１．０～３．０μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
【選択図】図１
【解決手段】本発明に係るアルミニウム合金製電池包材箔は、Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金製電池包材箔であり、円相当径が１．０～３．０μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金製電池包材箔であり、
円相当径が１．０～３．０μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とするアルミニウム合金製電池包材箔。
円相当径が１．０～３．０μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とするアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項2】
前記組成のＭｎ含有量において、Ｍｎ：０．００４質量％以上０．０１質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項3】
後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積当たりの結晶方位解析において、方位差１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）の長さと、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）の長さの比がＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項4】
圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向において、伸びが２０％以上、且つ引張強さが９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項5】
圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向において、伸びが２０％以上、且つ引張強さが９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項6】
限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項7】
限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項8】
限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項４に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項9】
Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金製電池包材箔であり、
後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積当たりの結晶方位解析において、方位差１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）の長さと、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）の長さの比がＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０を満たすことを特徴とするアルミニウム合金製電池包材箔。
後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積当たりの結晶方位解析において、方位差１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）の長さと、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）の長さの比がＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０を満たすことを特徴とするアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項10】
前記組成のＭｎ含有量において、Ｍｎ：０．００４質量％以上０．０１質量％以下であることを特徴とする請求項９に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項11】
圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向において、伸びが２０％以上、且つ引張強さが９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項９または１０に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項12】
限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項９または１０に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【請求項13】
限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１１に記載のアルミニウム合金製電池包材箔。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、アルミニウム合金製電池包材箔に関する。
【背景技術】
【0002】
食品やリチウムイオン電池等の包材に用いられるアルミニウム合金箔は、プレス成形等によって大きな変形が加えられて成形されるため、高い伸びを有していることが求められる。従来、高い伸びを有する材料としては、例えば１Ｎ３０等と称されるＪＩＳ Ａ１０００系合金や８０７９、８０２１等のＪＩＳ Ａ８０００系合金の軟質箔が用いられている。
アルミニウム合金箔は一方向に変形されず、いわゆる張り出し成形が行われて複数の方向において変形が行われることが多いため、伸び特性については、一般的に伸び値として用いられる圧延方向の伸びだけでなく、圧延方向に対して４５°方向の伸び、９０°方向の伸びも高いことが求められている。
アルミニウム合金箔は一方向に変形されず、いわゆる張り出し成形が行われて複数の方向において変形が行われることが多いため、伸び特性については、一般的に伸び値として用いられる圧延方向の伸びだけでなく、圧延方向に対して４５°方向の伸び、９０°方向の伸びも高いことが求められている。
【0003】
このような要請に対し、従来は、高い伸びを有するアルミニウム合金箔を実現するために合金内の結晶粒を制御することが提案されている。
例えば、特許文献１では、平均結晶粒径を７～２０μｍに規定することで高い成形性を得ようとしている。
また、特許文献２では、結晶粒径を１２μｍ以下という非常に微細な値に規定することで高い成形性を得ようとしている。
さらに、特許文献３では、平均結晶粒径が７．０～１２．０μｍの微細な結晶粒組織を規定している。
例えば、特許文献１では、平均結晶粒径を７～２０μｍに規定することで高い成形性を得ようとしている。
また、特許文献２では、結晶粒径を１２μｍ以下という非常に微細な値に規定することで高い成形性を得ようとしている。
さらに、特許文献３では、平均結晶粒径が７．０～１２．０μｍの微細な結晶粒組織を規定している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【特許文献1】国際公開第２０１３／１６８６０６号公報
【特許文献2】特開２０１４－０４７３７２号公報
【特許文献3】特開２０１８－１１５３７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
しかし、前記した特許文献１～３では伸び特性が十分でなく、強度と伸びのバランスもよくない。
【0006】
本発明は上記課題を背景としてなされたものであり、加工性が良好で且つ高い成形性を有するアルミニウム合金製電池包材箔を提供する事を目的の一つとしている。
【課題を解決するための手段】
【0007】
（１）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金製電池包材箔であり、
円相当径が１．０～３．０μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
円相当径が１．０～３．０μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
【0008】
（２）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（１）に記載の組成のＭｎ含有量において、Ｍｎ：０．００４質量％以上０．０１質量％以下であることが好ましい。
（３）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（１）または（２）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積当たりの結晶方位解析において、方位差１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）の長さと、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）の長さの比がＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０を満たすことが好ましい。
（３）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（１）または（２）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積当たりの結晶方位解析において、方位差１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）の長さと、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）の長さの比がＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０を満たすことが好ましい。
【0009】
（４）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（１）または（２）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向において、伸びが２０％以上、且つ引張強さが９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
（５）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（３）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向において、伸びが２０％以上、且つ引張強さが９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
（６）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（１）または（２）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
（７）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（３）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
（８）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（４）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
（５）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（３）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向において、伸びが２０％以上、且つ引張強さが９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
（６）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（１）または（２）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
（７）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（３）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
（８）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（４）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
【0010】
（９）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金製電池包材箔であり、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積当たりの結晶方位解析において、方位差１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）の長さと、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）の長さの比がＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０を満たすことを特徴とする。
【0011】
（１０）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（９）に記載の組成のＭｎ含有量において、Ｍｎ：０．００４質量％以上０．０１質量％以下であることが好ましい。
（１１）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（９）または（１０）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向において、伸びが２０％以上、且つ引張強さが９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
（１２）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（９）または（１０）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
（１３）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（１１）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
（１１）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（９）または（１０）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向において、伸びが２０％以上、且つ引張強さが９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
（１２）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（９）または（１０）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
（１３）本形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、（１１）に記載のアルミニウム合金製電池包材箔において、限界張出高さが８．０ｍｍ以上であることが好ましい。
【発明の効果】
【0012】
本発明によれば、高い伸び特性を有するアルミニウム合金製電池包材箔を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【図1】本発明の実施例における限界成形高さ試験で用いる角型ポンチの平面形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【0014】
以下、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金製電池包材箔について以下に説明する。
本実施形態に係るアルミニウム合金製電池包材箔を構成するアルミニウム合金は、Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなる。
・Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下
Ｆｅは、鋳造時にＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物として晶出し、金属間化合物のサイズが大きい場合は焼鈍時に再結晶のサイトとなって再結晶粒を微細化する効果がある。Ｆｅの含有量が１．２質量％未満では、粗大な金属間化合物の分布密度が低くなり、その微細化の効果が低く、最終的な結晶粒径分布も不均一となる。Ｆｅの含有量が１．８質量％超では、結晶粒を微細化する効果が飽和もしくは低下し、さらに鋳造時に生成されるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物のサイズが非常に大きくなり、箔の伸びや成形性、そして圧延性が低下する。Ｆｅの含有量の特に好ましい範囲は、下限で１．４質量％、上限で１．６質量％である。
本実施形態に係るアルミニウム合金製電池包材箔を構成するアルミニウム合金は、Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなる。
・Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下
Ｆｅは、鋳造時にＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物として晶出し、金属間化合物のサイズが大きい場合は焼鈍時に再結晶のサイトとなって再結晶粒を微細化する効果がある。Ｆｅの含有量が１．２質量％未満では、粗大な金属間化合物の分布密度が低くなり、その微細化の効果が低く、最終的な結晶粒径分布も不均一となる。Ｆｅの含有量が１．８質量％超では、結晶粒を微細化する効果が飽和もしくは低下し、さらに鋳造時に生成されるＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物のサイズが非常に大きくなり、箔の伸びや成形性、そして圧延性が低下する。Ｆｅの含有量の特に好ましい範囲は、下限で１．４質量％、上限で１．６質量％である。
【0015】
・Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下
ＳｉはＦｅと共に金属間化合物を形成する。Ｓｉの含有量が０．１５質量％を超えると、粗大な金属間化合物が生成し、これにより圧延性、伸び特性が低下し、さらには最終焼鈍後の再結晶粒サイズの均一性が低下する懸念がある。Ｓｉの含有量が０．０５質量％未満では、Ｆｅの析出が抑制され、固溶Ｆｅ量が多くなり中間焼鈍や最終焼鈍時に連続再結晶の割合が多くなる。連続再結晶の割合が増えると、再結晶後でもＣｕ方位が発達し、また結晶粒サイズの均一性も低下する。以上の理由で、Ｓｉの含有量の下限は０．０７％、上限は０．１３％とするのが好ましい。
ＳｉはＦｅと共に金属間化合物を形成する。Ｓｉの含有量が０．１５質量％を超えると、粗大な金属間化合物が生成し、これにより圧延性、伸び特性が低下し、さらには最終焼鈍後の再結晶粒サイズの均一性が低下する懸念がある。Ｓｉの含有量が０．０５質量％未満では、Ｆｅの析出が抑制され、固溶Ｆｅ量が多くなり中間焼鈍や最終焼鈍時に連続再結晶の割合が多くなる。連続再結晶の割合が増えると、再結晶後でもＣｕ方位が発達し、また結晶粒サイズの均一性も低下する。以上の理由で、Ｓｉの含有量の下限は０．０７％、上限は０．１３％とするのが好ましい。
【0016】
・Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下
Ｃｕはアルミニウム箔の強度を増加させ、伸びを低下させる元素である。一方ではＡｌ－Ｆｅ系合金で報告されている冷間圧延中の過度な加工軟化を抑制する効果がある。Ｃｕの含有量が０．００５質量％未満の場合、加工軟化を抑制する効果が低くなる。Ｃｕの含有量が０．１０質量％を超えると、材料が硬くなり伸びや成形性が明瞭に低下する。好ましくは、Ｃｕの含有量の下限が０．００８％、上限が０．０８％以下である。
Ｃｕはアルミニウム箔の強度を増加させ、伸びを低下させる元素である。一方ではＡｌ－Ｆｅ系合金で報告されている冷間圧延中の過度な加工軟化を抑制する効果がある。Ｃｕの含有量が０．００５質量％未満の場合、加工軟化を抑制する効果が低くなる。Ｃｕの含有量が０．１０質量％を超えると、材料が硬くなり伸びや成形性が明瞭に低下する。好ましくは、Ｃｕの含有量の下限が０．００８％、上限が０．０８％以下である。
【0017】
・Ｍｎ：０．０１質量％以下
Ｍｎはアルミニウム母相中に固溶するか、あるいは非常に微細な化合物を形成し、アルミニウムの再結晶を抑制する働きがある。Ｍｎの含有量が微量であれば、Ｃｕと同様に加工軟化の抑制が期待できる。これに対してＭｎの添加量が多いと、中間焼鈍、及び最終焼鈍時の再結晶を遅延させ、微細で均一な結晶粒を得る事が困難となり、またＣｕ方位やＲ方位の過度な発達を招く。その為、Ｍｎの含有量を０．０１％以下に規制する。より好ましくは、Ｍｎの含有量の上限が０．００５％である。
Ｍｎはアルミニウム母相中に固溶するか、あるいは非常に微細な化合物を形成し、アルミニウムの再結晶を抑制する働きがある。Ｍｎの含有量が微量であれば、Ｃｕと同様に加工軟化の抑制が期待できる。これに対してＭｎの添加量が多いと、中間焼鈍、及び最終焼鈍時の再結晶を遅延させ、微細で均一な結晶粒を得る事が困難となり、またＣｕ方位やＲ方位の過度な発達を招く。その為、Ｍｎの含有量を０．０１％以下に規制する。より好ましくは、Ｍｎの含有量の上限が０．００５％である。
【0018】
・平均結晶粒径２０～３０μｍ
軟質アルミニウム箔は結晶粒が微細になる事で、変形した際の箔表面の肌荒れを抑制する事が出来、高い伸びとそれに伴う高い成形性が期待できる。しかし結晶粒が微細になりすぎると、材料が硬くなり、またｎ値（加工硬化指数）が低下する事で逆に伸びが低下する懸念がある。またＡｌ－Ｆｅ系合金における微細な再結晶粒は連続再結晶で得られる場合が多く、その場合は最終焼鈍後でもＣｕ方位密度が非常に高くなり、また結晶粒サイズも不均一化する。この為、成形性が低下する懸念がある。平均結晶粒径が２０μｍ未満では、前述の結晶粒が微細化することによる悪影響が懸念される。平均結晶粒径が３０μｍを超えると、成形時に箔表面に肌荒れを生じ、この事が成形性低下をもたらす。
平均結晶粒径は、好ましくは２０μｍ以上２５μｍ以下である。
なお、ｎ値（加工硬化指数）が限定されるものではないが、０．２３以上が望ましい。
軟質アルミニウム箔は結晶粒が微細になる事で、変形した際の箔表面の肌荒れを抑制する事が出来、高い伸びとそれに伴う高い成形性が期待できる。しかし結晶粒が微細になりすぎると、材料が硬くなり、またｎ値（加工硬化指数）が低下する事で逆に伸びが低下する懸念がある。またＡｌ－Ｆｅ系合金における微細な再結晶粒は連続再結晶で得られる場合が多く、その場合は最終焼鈍後でもＣｕ方位密度が非常に高くなり、また結晶粒サイズも不均一化する。この為、成形性が低下する懸念がある。平均結晶粒径が２０μｍ未満では、前述の結晶粒が微細化することによる悪影響が懸念される。平均結晶粒径が３０μｍを超えると、成形時に箔表面に肌荒れを生じ、この事が成形性低下をもたらす。
平均結晶粒径は、好ましくは２０μｍ以上２５μｍ以下である。
なお、ｎ値（加工硬化指数）が限定されるものではないが、０．２３以上が望ましい。
【0019】
・最大結晶粒径／平均結晶粒径≦３．０
平均結晶粒径が同じであっても、結晶粒の粒径分布（粒度分布）が不均一である場合、局所的な変形を生じ易くなり箔の伸びや成形性は低下する。その為、平均結晶粒径だけでなく最大結晶粒径／平均結晶粒径≦３．０とすることで、高い成形性を得る事が出来る。
上記比（最大結晶粒径／平均結晶粒径）はさらに、２．５以下とするのが望ましい。
平均結晶粒径が同じであっても、結晶粒の粒径分布（粒度分布）が不均一である場合、局所的な変形を生じ易くなり箔の伸びや成形性は低下する。その為、平均結晶粒径だけでなく最大結晶粒径／平均結晶粒径≦３．０とすることで、高い成形性を得る事が出来る。
上記比（最大結晶粒径／平均結晶粒径）はさらに、２．５以下とするのが望ましい。
【0020】
・集合組織としてＣｕｂｅ方位密度５以上、Ｃｕ方位密度２０以下、そしてＲ方位密度１５以下
集合組織は箔の伸びに大きな影響を及ぼす。Ｃｕｂｅ方位密度が５未満、Ｃｕ方位密度２０を超え、且つＲ方位密度も１５を超えると、箔の伸びに顕著な異方性が生じ、圧延方向に対して４５°方向の伸びは上昇するが、逆に圧延方向に対して０°方向と、９０°方向の伸び値が低下してしまう。伸びに異方性が生じると、成形時に均一な変形が出来ず成形性が低下する。そのためＣｕｂｅ方位密度５以上、Ｃｕ方位密度２０以下、そしてＲ方位密度１５以下に保つことで、３方向の伸びのバランスを保つ事が出来る。
Ｃｕｂｅ方位密度は、好ましくは６超であり、Ｃｕ方位密度は、好ましくは１８未満であり、Ｒ方位密度は、好ましくは１４未満である。
集合組織は箔の伸びに大きな影響を及ぼす。Ｃｕｂｅ方位密度が５未満、Ｃｕ方位密度２０を超え、且つＲ方位密度も１５を超えると、箔の伸びに顕著な異方性が生じ、圧延方向に対して４５°方向の伸びは上昇するが、逆に圧延方向に対して０°方向と、９０°方向の伸び値が低下してしまう。伸びに異方性が生じると、成形時に均一な変形が出来ず成形性が低下する。そのためＣｕｂｅ方位密度５以上、Ｃｕ方位密度２０以下、そしてＲ方位密度１５以下に保つことで、３方向の伸びのバランスを保つ事が出来る。
Ｃｕｂｅ方位密度は、好ましくは６超であり、Ｃｕ方位密度は、好ましくは１８未満であり、Ｒ方位密度は、好ましくは１４未満である。
【0021】
集合組織は製造中の様々な要素が影響するファクターである。その中でも本発明品の集合組織を達成するには、以下の事項が特に重要となる。
（１）最終焼鈍直前、つまり最終冷間圧延後にＣｕ方位を過度に発達させない事、及び（２）最終焼鈍時の再結晶における不連続再結晶の割合を高める事。
例えば（１）を満たす要素の一つとして、中間焼鈍から最終厚みまでの最終冷間圧延率を高くしすぎない事が挙げられる。基本的には冷間圧延率が高いほど、Ｃｕ方位密度は増加する。（２）については、アルミマトリックスに対するＦｅの固溶量を下げる事、及び（１）と相反するが最終冷間圧延率をある程度高く設定する事が望ましい。再結晶挙動は大きく分けて連続再結晶と不連続再結晶に大別される。連続再結晶の割合が大きいと、冷間圧延後の集合組織が最終焼鈍後もかなり維持されることになり、結果的にＣｕ方位密度が高くＣｕｂｅ方位密度が低い傾向になる。Ｆｅの固溶量を出来るだけ下げるには、均質化処理や中間焼鈍の条件を最適化し、Ｆｅの析出を促すことで達成できる。
（１）最終焼鈍直前、つまり最終冷間圧延後にＣｕ方位を過度に発達させない事、及び（２）最終焼鈍時の再結晶における不連続再結晶の割合を高める事。
例えば（１）を満たす要素の一つとして、中間焼鈍から最終厚みまでの最終冷間圧延率を高くしすぎない事が挙げられる。基本的には冷間圧延率が高いほど、Ｃｕ方位密度は増加する。（２）については、アルミマトリックスに対するＦｅの固溶量を下げる事、及び（１）と相反するが最終冷間圧延率をある程度高く設定する事が望ましい。再結晶挙動は大きく分けて連続再結晶と不連続再結晶に大別される。連続再結晶の割合が大きいと、冷間圧延後の集合組織が最終焼鈍後もかなり維持されることになり、結果的にＣｕ方位密度が高くＣｕｂｅ方位密度が低い傾向になる。Ｆｅの固溶量を出来るだけ下げるには、均質化処理や中間焼鈍の条件を最適化し、Ｆｅの析出を促すことで達成できる。
【0022】
・「ＨＡＧＢ（大傾角粒界）長さ／ＬＡＧＢ（小傾角粒界）長さ＞２．０」
Ａｌ－Ｆｅ系合金に限った事ではないが、焼鈍時の再結晶挙動によっては総結晶粒界に占めるＨＡＧＢの長さとＬＡＧＢの長さの比率が変化する。最終焼鈍後にＬＡＧＢの割合が多い場合は、連続再結晶の割合が高い場合に良く見られる。たとえ平均結晶粒径が微細であったとしても、ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長≦２．０の場合は、局所的な変形を生じやすくなり伸びが低下する。ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０とするのが望ましく、これにより成形性向上が期待できる。
例えば、特許文献２では、結晶粒界はＥＢＳＤ（後方散乱電子回折）で得られた方位差５°以上の方位差を有する粒界と定義されている。方位差が５°以上という事は、ＬＡＧＢとＨＡＧＢが混在しており、ＨＡＧＢで囲まれた再結晶粒が本当に微細であるかどうかは不明確となる。
ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長は、好ましくは３．０以上である。
Ａｌ－Ｆｅ系合金に限った事ではないが、焼鈍時の再結晶挙動によっては総結晶粒界に占めるＨＡＧＢの長さとＬＡＧＢの長さの比率が変化する。最終焼鈍後にＬＡＧＢの割合が多い場合は、連続再結晶の割合が高い場合に良く見られる。たとえ平均結晶粒径が微細であったとしても、ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長≦２．０の場合は、局所的な変形を生じやすくなり伸びが低下する。ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０とするのが望ましく、これにより成形性向上が期待できる。
例えば、特許文献２では、結晶粒界はＥＢＳＤ（後方散乱電子回折）で得られた方位差５°以上の方位差を有する粒界と定義されている。方位差が５°以上という事は、ＬＡＧＢとＨＡＧＢが混在しており、ＨＡＧＢで囲まれた再結晶粒が本当に微細であるかどうかは不明確となる。
ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長は、好ましくは３．０以上である。
【0023】
ＨＡＧＢ（大傾角粒界）長さ／ＬＡＧＢ（小傾角粒界）長さの比率を２．０超とするには、最終焼鈍時の再結晶における不連続再結晶の割合を高める事が特に重要となる。つまり均質化処理や中間焼鈍で十分にＦｅを析出させ、アルミマトリックスに対するＦｅの固溶量を下げつつ、ある程度高い最終冷間圧延率を設定する事が重要である。
【0024】
・粒子径（円相当径）１．０μｍ以上３．０μｍ以下のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度：６．０×１０３個／ｍｍ２以下
１．０μｍ以上とは、一般的に再結晶時に核生成サイトとして作用すると言われている粒径であり、このような粒子径の金属間化合物が高密度に分布する事で焼鈍時に微細な再結晶粒を得やすくなる。粒子径が１．０μｍ未満の場合は、再結晶時に核生成サイトとして有効に働きにくい。粒子径が３．０μｍを超えると、ピンホール発生や伸びの低下につながり易くなる。ただし、このような粗大な化合物が高密度に存在する場合、成形時のピンホールの起点ともなり成形性を悪化させる原因となる。そのため粒子径が１．０μｍ以上３．０μｍ以下のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の分布密度（数密度）は６．０×１０３個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。
ただし、上記した金属間化合物は、粒子密度（数密度）が極端に低くなると、結晶粒の粗大化につながるため、粒子密度（数密度）は２．０×１０３個／ｍｍ２以上とするのが望ましい。
なお、粒子径は円相当径で示される。
１．０μｍ以上とは、一般的に再結晶時に核生成サイトとして作用すると言われている粒径であり、このような粒子径の金属間化合物が高密度に分布する事で焼鈍時に微細な再結晶粒を得やすくなる。粒子径が１．０μｍ未満の場合は、再結晶時に核生成サイトとして有効に働きにくい。粒子径が３．０μｍを超えると、ピンホール発生や伸びの低下につながり易くなる。ただし、このような粗大な化合物が高密度に存在する場合、成形時のピンホールの起点ともなり成形性を悪化させる原因となる。そのため粒子径が１．０μｍ以上３．０μｍ以下のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の分布密度（数密度）は６．０×１０３個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。
ただし、上記した金属間化合物は、粒子密度（数密度）が極端に低くなると、結晶粒の粗大化につながるため、粒子密度（数密度）は２．０×１０３個／ｍｍ２以上とするのが望ましい。
なお、粒子径は円相当径で示される。
【0025】
上記金属間化合物の密度は主にＳｉとＦｅの添加量、そして均質化処理の条件で決定される。適切なＦｅとＳｉの量を選択しつつ、適切な条件の均質化処理を行う事が重要である。Ｆｅ量が少ない場合は数密度が低下し、逆にＦｅ量が多すぎると数密度が上限値を超える。またＦｅ量が極端に多い場合には、金属間化合物の顕著な粗大化を招き、３．０μｍを大きく超える粗大な金属間化合物が生成するリスクが高まる。またＳｉ量が少ない場合は、１．０μｍ以下の微細な金属間化合物の数密度が増加し、逆にＳｉ量が多すぎる場合は、金属間化合物の粗大化を招く。均質化処理温度が低い場合は、１．０μｍ以上の金属間化合物の数密度が低くなりやすく、逆に均質化処理温度が高いと、１．０μｍ以上の金属間化合物の数密度が増加する。
【0026】
・粒子径（円相当径）０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度：１．０×１０４個／ｍｍ２以上
０．１μｍ以上１．０μｍ未満の粒子径は、一般には再結晶の核となりにくいと言われているサイズだが、結晶粒の微細化及び再結晶挙動に大きな影響を与えていると示唆される結果が得られている。詳細なメカニズムは未だ明らかでないが、粒子径１．０～３．０μｍの粗大な金属間化合物に加え、１．０μｍ未満の微細な化合物がある程度存在する事で、最終焼鈍後のＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長の低下を抑制することが確認されている。冷間圧延中の結晶粒の分断（Ｇｒａｉｎ ｓｕｂｄｉｖｉｓｉｏｎ機構）を促進している可能性もある。このため上記範囲の粒子径を有するＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度は、上記範囲とするのが好ましい。
０．１μｍ以上１．０μｍ未満の粒子径は、一般には再結晶の核となりにくいと言われているサイズだが、結晶粒の微細化及び再結晶挙動に大きな影響を与えていると示唆される結果が得られている。詳細なメカニズムは未だ明らかでないが、粒子径１．０～３．０μｍの粗大な金属間化合物に加え、１．０μｍ未満の微細な化合物がある程度存在する事で、最終焼鈍後のＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長の低下を抑制することが確認されている。冷間圧延中の結晶粒の分断（Ｇｒａｉｎ ｓｕｂｄｉｖｉｓｉｏｎ機構）を促進している可能性もある。このため上記範囲の粒子径を有するＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度は、上記範囲とするのが好ましい。
【0027】
上記数密度を調整するには、ＳｉとＦｅの添加量、そして均質化処理の条件が重要となる。ＦｅやＳｉが多すぎる場合には、微細な化合物の密度が低下してしまう。また均質化処理温度が高すぎても同様となる。
【0028】
・伸び：圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における伸びが２０％以上、強度：圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における引張強さが９０ＭＰａ以上
高い成形性を有するには箔の伸びが重要であり、特に圧延方向に平行な方向を０°として、０°、４５°、そして圧延方向の法線方向である９０°の各方向で伸びが高いことが重要である。圧延方向に対して、０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であれば、高い成形性が期待できる。また箔が包材として用いられる場合には、シワやき裂等を抑制する為にある程度の強度を有する事が必要である。圧延方向に対して、０°方向の引張強さ、４５°方向の引張強さ、９０°方向の引張強さがいずれも９０ＭＰａ以上であれば、包材として利用した際にも不具合を生じにくい。
圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における伸びは、好ましくは２１．０％以上であり、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における引張強さは、好ましくは９５ＭＰａ以上である。
高い成形性を有するには箔の伸びが重要であり、特に圧延方向に平行な方向を０°として、０°、４５°、そして圧延方向の法線方向である９０°の各方向で伸びが高いことが重要である。圧延方向に対して、０°方向の伸び、４５°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも２０％以上であれば、高い成形性が期待できる。また箔が包材として用いられる場合には、シワやき裂等を抑制する為にある程度の強度を有する事が必要である。圧延方向に対して、０°方向の引張強さ、４５°方向の引張強さ、９０°方向の引張強さがいずれも９０ＭＰａ以上であれば、包材として利用した際にも不具合を生じにくい。
圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における伸びは、好ましくは２１．０％以上であり、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における引張強さは、好ましくは９５ＭＰａ以上である。
【0029】
本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金製電池包材箔の製造方法について以下に説明する。
Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成に調製してアルミニウム合金鋳塊を製造する。鋳塊の製造方法は特に限定されず、半連続鋳造などの常法により行うことが可能である。
得られた鋳塊に対しては、４８０～５４０℃で６時間以上保持する均質化処理を行う。
Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１０質量％以下、及びＭｎ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成に調製してアルミニウム合金鋳塊を製造する。鋳塊の製造方法は特に限定されず、半連続鋳造などの常法により行うことが可能である。
得られた鋳塊に対しては、４８０～５４０℃で６時間以上保持する均質化処理を行う。
【0030】
均質化処理後、熱間圧延を行い、熱間圧延では、圧延仕上がり温度を２３０℃以上３００℃未満に設定する。その後、複数回冷間圧延を行い、冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を行う。冷間圧延の開始から中間焼鈍までの冷間圧延率は７０％超え８７％以下である。中間焼鈍では、温度を３００℃～４００℃とする。中間焼鈍の時間は３時間以上が好ましい。中間焼鈍の時間が３時間未満では、焼鈍温度が低温の場合に材料の軟化が不十分になる可能性がある。なお、１０時間超の長時間焼鈍は経済的に好ましくないので、中間焼鈍の時間は１０時間以下が好ましい。
最後の中間焼鈍以降の冷間圧延は最終冷間圧延に相当し、その際の最終冷間圧延率を９０％以上９５％未満とする。箔の最終厚さは特に限定されないが、例えば１０μｍ～４０μｍとすることができる。そして最終冷間圧延後に２５０～３５０℃の温度で１０時間以上の最終焼鈍を行う。
最後の中間焼鈍以降の冷間圧延は最終冷間圧延に相当し、その際の最終冷間圧延率を９０％以上９５％未満とする。箔の最終厚さは特に限定されないが、例えば１０μｍ～４０μｍとすることができる。そして最終冷間圧延後に２５０～３５０℃の温度で１０時間以上の最終焼鈍を行う。
【0031】
・均質化処理：４８０～５４０℃で６時間以上保持
得られた鋳塊に対しては、４８０～５４０℃で６時間以上保持する均質化処理を行うのが望ましい。４８０℃未満では、Ｆｅ析出が少なく、また金属間化合物の成長が不十分となる。一方、５４０℃超では、金属間化合物の成長が著しく、粒子径０．１μｍ以上１μｍ未満の微細な金属間化合物の密度が大きく低下してしまう。このような５００℃付近の均質化処理において、微細な金属間化合物を高密度に析出させるには、長時間の熱処理が必要であり、最低６時間以上は確保する必要がある。６時間未満では、析出が十分でなく、微細な金属間化合物の密度が低下してしまう。
均質化処理の温度は、好ましくは５００℃超５３０℃未満である。
得られた鋳塊に対しては、４８０～５４０℃で６時間以上保持する均質化処理を行うのが望ましい。４８０℃未満では、Ｆｅ析出が少なく、また金属間化合物の成長が不十分となる。一方、５４０℃超では、金属間化合物の成長が著しく、粒子径０．１μｍ以上１μｍ未満の微細な金属間化合物の密度が大きく低下してしまう。このような５００℃付近の均質化処理において、微細な金属間化合物を高密度に析出させるには、長時間の熱処理が必要であり、最低６時間以上は確保する必要がある。６時間未満では、析出が十分でなく、微細な金属間化合物の密度が低下してしまう。
均質化処理の温度は、好ましくは５００℃超５３０℃未満である。
【0032】
・熱間圧延：仕上がり温度２３０℃以上３００℃未満
熱間圧延においては仕上がり温度を３００℃未満とし、再結晶を抑制する事が望ましい。熱間圧延仕上がり温度を３００℃未満とする事で、熱間圧延板は均一なファイバー組織となる。このように熱間圧延後の再結晶を抑制する事で、その後の中間焼鈍での板厚までに蓄積されるひずみ量が大きくなり、中間焼鈍時に粒径の均一な再結晶粒組織を得る事が出来る。この事は最終的な結晶粒径の均一性にも繋がる。３００℃を超えると、熱間圧延板の一部で再結晶を生じ、ファイバー組織と再結晶粒組織が混在する事になり、中間焼鈍時の再結晶粒径が不均一化し、それはそのまま最終的な結晶粒径の不均一化に繋がる。２３０℃未満で仕上げるには、熱間圧延中の温度も極めて低温となる為、板のサイドにクラックが発生し生産性が大幅に低下する懸念がある。
熱間圧延の仕上がり温度は、好ましくは２３０℃以上２８０℃以下である。
熱間圧延においては仕上がり温度を３００℃未満とし、再結晶を抑制する事が望ましい。熱間圧延仕上がり温度を３００℃未満とする事で、熱間圧延板は均一なファイバー組織となる。このように熱間圧延後の再結晶を抑制する事で、その後の中間焼鈍での板厚までに蓄積されるひずみ量が大きくなり、中間焼鈍時に粒径の均一な再結晶粒組織を得る事が出来る。この事は最終的な結晶粒径の均一性にも繋がる。３００℃を超えると、熱間圧延板の一部で再結晶を生じ、ファイバー組織と再結晶粒組織が混在する事になり、中間焼鈍時の再結晶粒径が不均一化し、それはそのまま最終的な結晶粒径の不均一化に繋がる。２３０℃未満で仕上げるには、熱間圧延中の温度も極めて低温となる為、板のサイドにクラックが発生し生産性が大幅に低下する懸念がある。
熱間圧延の仕上がり温度は、好ましくは２３０℃以上２８０℃以下である。
【0033】
・中間焼鈍：３００℃～４００℃
中間焼鈍は、冷間圧延を繰り返す事で硬化した材料を軟化させ圧延性を回復させ、またＦｅの析出を促進し固溶Ｆｅ量を低下させる。３００℃未満では、再結晶が完了せず結晶粒組織が不均一になるリスクがある。また４００℃を超える高温では、再結晶粒の粗大化を生じ、最終的な結晶粒サイズも大きくなる。さらに高温では、Ｆｅの析出量が低下し、固溶Ｆｅ量が多くなる。固溶Ｆｅ量が多いと、最終焼鈍時の不連続再結晶が抑制され、小傾角粒界の割合が多くなる。その為、中間焼鈍温度は３８０℃未満が望ましい。中間焼鈍の保持時間は３時間以上が望ましい。３時間未満では、再結晶が不完全となり、またＦｅの析出も不十分となる恐れがある。上限は特に定めないが、生産性を踏まえると１５時間以下が望ましく、１０時間以下が好ましい。
中間焼鈍は、冷間圧延を繰り返す事で硬化した材料を軟化させ圧延性を回復させ、またＦｅの析出を促進し固溶Ｆｅ量を低下させる。３００℃未満では、再結晶が完了せず結晶粒組織が不均一になるリスクがある。また４００℃を超える高温では、再結晶粒の粗大化を生じ、最終的な結晶粒サイズも大きくなる。さらに高温では、Ｆｅの析出量が低下し、固溶Ｆｅ量が多くなる。固溶Ｆｅ量が多いと、最終焼鈍時の不連続再結晶が抑制され、小傾角粒界の割合が多くなる。その為、中間焼鈍温度は３８０℃未満が望ましい。中間焼鈍の保持時間は３時間以上が望ましい。３時間未満では、再結晶が不完全となり、またＦｅの析出も不十分となる恐れがある。上限は特に定めないが、生産性を踏まえると１５時間以下が望ましく、１０時間以下が好ましい。
【0034】
・冷間圧延の開始から中間焼鈍までの冷間圧延率が７０％超え８７％以下
Ａｌ－Ｆｅ合金の再結晶挙動には熱処理までの冷間圧延率も大きく影響する。圧延率が高い程、焼鈍後の再結晶粒は微細になるが、集合組織としてＣｕｂｅ方位の発達は抑制され、一方でＣｕ方位とＲ方位は発達しやすくなる。熱間圧延後に冷間圧延を開始し、最終厚みまでの途中の板厚で中間焼鈍を行う事で、最終焼鈍後のＣｕｂｅ方位の発達を促し、またＣｕ方位とＲ方位の発達を抑制する事が出来る。冷間圧延の開始から中間焼鈍までの冷間圧延率が７０％以下の場合、集合組織は規定範囲内となるが、一方で、中間焼鈍時の再結晶粒が大きくなり、結果的に最終焼鈍後の結晶粒が粗大化する懸念がある。一方、冷間圧延の開始から中間焼鈍までの冷間圧延率が８７％を超えると、最終焼鈍後のＣｕｂｅ方位密度が低下し、Ｃｕ方位とＲ方位密度が顕著に大きくなる。
Ａｌ－Ｆｅ合金の再結晶挙動には熱処理までの冷間圧延率も大きく影響する。圧延率が高い程、焼鈍後の再結晶粒は微細になるが、集合組織としてＣｕｂｅ方位の発達は抑制され、一方でＣｕ方位とＲ方位は発達しやすくなる。熱間圧延後に冷間圧延を開始し、最終厚みまでの途中の板厚で中間焼鈍を行う事で、最終焼鈍後のＣｕｂｅ方位の発達を促し、またＣｕ方位とＲ方位の発達を抑制する事が出来る。冷間圧延の開始から中間焼鈍までの冷間圧延率が７０％以下の場合、集合組織は規定範囲内となるが、一方で、中間焼鈍時の再結晶粒が大きくなり、結果的に最終焼鈍後の結晶粒が粗大化する懸念がある。一方、冷間圧延の開始から中間焼鈍までの冷間圧延率が８７％を超えると、最終焼鈍後のＣｕｂｅ方位密度が低下し、Ｃｕ方位とＲ方位密度が顕著に大きくなる。
【0035】
・最終冷間圧延率：９０％以上９５％未満
中間焼鈍後から最終厚みまでの最終冷間圧延率が高い程、材料に蓄積されるひずみ量が多くなり、最終焼鈍後の再結晶粒が微細化され、同時にＣｕ方位の発達が顕著になる。逆に最終冷間圧延率が低すぎる場合は、再結晶粒の粗大化や不均一化の原因となる。具体的には最終冷間圧延率を９０％以上９５％未満に制御する事が望ましい。最終冷間圧延率が９０％未満では、蓄積ひずみ量の低下により、最終焼鈍後の結晶粒サイズの粗大化や不均一化を招く。またその場合、再結晶の割合も増え、方位差１５°未満のＬＡＧＢが増加しＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長が小さくなる。一方、最終冷間圧延率が９５％以上であると、冷間圧延におけるＣｕ方位の発達が顕著になり、最終焼鈍後でもＣｕ方位密度が顕著に大きくなる。
最終冷間圧延率は、好ましくは９２％以上９５％未満である。
中間焼鈍後から最終厚みまでの最終冷間圧延率が高い程、材料に蓄積されるひずみ量が多くなり、最終焼鈍後の再結晶粒が微細化され、同時にＣｕ方位の発達が顕著になる。逆に最終冷間圧延率が低すぎる場合は、再結晶粒の粗大化や不均一化の原因となる。具体的には最終冷間圧延率を９０％以上９５％未満に制御する事が望ましい。最終冷間圧延率が９０％未満では、蓄積ひずみ量の低下により、最終焼鈍後の結晶粒サイズの粗大化や不均一化を招く。またその場合、再結晶の割合も増え、方位差１５°未満のＬＡＧＢが増加しＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長が小さくなる。一方、最終冷間圧延率が９５％以上であると、冷間圧延におけるＣｕ方位の発達が顕著になり、最終焼鈍後でもＣｕ方位密度が顕著に大きくなる。
最終冷間圧延率は、好ましくは９２％以上９５％未満である。
【0036】
・最終焼鈍：２５０～３５０℃で１０時間以上
最終冷間圧延後に最終焼鈍を行ない、箔を完全に軟化させる。２５０℃未満の温度や１０時間未満の保持時間では、軟化が不十分な場合が生じる。３５０℃を超えると、箔の変形や経済性の低下などが問題となる。保持時間の上限は、経済性などの観点から１００時間未満が好ましい。
最終冷間圧延後に最終焼鈍を行ない、箔を完全に軟化させる。２５０℃未満の温度や１０時間未満の保持時間では、軟化が不十分な場合が生じる。３５０℃を超えると、箔の変形や経済性の低下などが問題となる。保持時間の上限は、経済性などの観点から１００時間未満が好ましい。
【0037】
得られたアルミニウム合金製電池包材箔は、平均結晶粒径が２０～３０μｍであり、最大結晶粒径／平均結晶粒径≦３．０である。
アルミニウム合金製電池包材箔は、Ｃｕｂｅ密度が５以上、Ｃｕ方位密度２０以下、Ｒ方位密度１５以下であるのが好ましい。またＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０を満たすことが好ましい。
アルミニウム合金製電池包材箔は、優れた伸び特性と強度のバランスに優れており、例えば、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における伸びが２０％以上であり、かつ圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における引張強さが９０ＭＰａ以上となり、３方向の伸びと強度のバランスをよりよく保つことができる。
アルミニウム合金製電池包材箔は、Ｃｕｂｅ密度が５以上、Ｃｕ方位密度２０以下、Ｒ方位密度１５以下であるのが好ましい。またＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０を満たすことが好ましい。
アルミニウム合金製電池包材箔は、優れた伸び特性と強度のバランスに優れており、例えば、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における伸びが２０％以上であり、かつ圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における引張強さが９０ＭＰａ以上となり、３方向の伸びと強度のバランスをよりよく保つことができる。
【0038】
なお、アルミニウム合金製電池包材箔においては、金属間化合物の密度が以下の規定を満たしていることが望ましい。
・粒子径１．０～３．０μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、粒子径０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上である。
・粒子径１．０～３．０μｍのＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、粒子径０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上である。
【0039】
アルミニウム合金製電池包材箔は、プレス成形等によって変形を行うことができ、リチウムイオン電池の包材として好適に用いることができる。
【実施例0040】
表１に示す組成（残部がＡｌと不可避不純物）を有するアルミニウム合金の鋳塊を半連続鋳造法により作製した。その後、得られた鋳塊に対して、表２に示す製造条件（均質化処理の条件、熱間圧延の仕上がり温度、中間焼鈍時の板厚、中間焼鈍までの冷間圧延率、中間焼鈍条件、最終冷間圧延率）により、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、再度の冷間圧延、最終焼鈍を行い、アルミニウム合金製電池包材箔を製造した。最終焼鈍の条件は３００℃×２０時間とした。
箔の厚さは４０μｍとした。
箔の厚さは４０μｍとした。
【0041】
【表1】
【0042】
【表2】
【0043】
得られたアルミニウム合金製電池包材箔に対し、以下の特性の測定および評価を行った。
・引張強度、伸び
いずれも引張試験にて測定した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し、圧延方向に対して０、４５、９０°の各方向の伸びを測定できるように、ＪＩＳ５号試験片を試料から採取し、万能引張試験機（島津製作所社製 ＡＧＳ－Ｘ １０ｋＮ）で引張り速度２ｍｍ／ｍｉｎにて試験を行った。
伸び率の算出について以下の通りである。まず試験前に試験片長手中央に試験片垂直方向に２本の線を標点距離である５０ｍｍ間隔でマークした。試験後にアルミニウム合金製電池包材箔の破断面をつき合わせてマーク間距離を測定し、そこから標点距離（５０ｍｍ）を引いた伸び量（ｍｍ）を、標点間距離（５０ｍｍ）で除して伸び率（％）を求めた。
・引張強度、伸び
いずれも引張試験にて測定した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し、圧延方向に対して０、４５、９０°の各方向の伸びを測定できるように、ＪＩＳ５号試験片を試料から採取し、万能引張試験機（島津製作所社製 ＡＧＳ－Ｘ １０ｋＮ）で引張り速度２ｍｍ／ｍｉｎにて試験を行った。
伸び率の算出について以下の通りである。まず試験前に試験片長手中央に試験片垂直方向に２本の線を標点距離である５０ｍｍ間隔でマークした。試験後にアルミニウム合金製電池包材箔の破断面をつき合わせてマーク間距離を測定し、そこから標点距離（５０ｍｍ）を引いた伸び量（ｍｍ）を、標点間距離（５０ｍｍ）で除して伸び率（％）を求めた。
【0044】
・結晶粒径
各アルミニウム合金製電池包材箔を２０体積％過塩素酸＋８０体積％エタノール混合溶液に浸漬し、電圧２０Ｖで電解研磨を行った。次いで、水洗し、５体積％ホウフッ化水素酸水溶液中で電圧３０Ｖで陽極酸化皮膜を生成させた。次いで、偏光光学顕微鏡にて結晶粒の観察と撮影を実施した。平均結晶粒径は結晶粒写真から切断法にて測定した。詳細には、２００倍の倍率でサイズ２６７×３５６μｍの写真を３枚撮影し、各写真に縦３本、横３本の直線を引き、直線上に存在する結晶粒数をカウントし、直線長さを結晶粒の数で割る事で平均結晶粒径を算出した。また１個の結晶粒の輪郭で切り取られる直線の長さのうち、最大の長さを最大結晶粒径とした。
各アルミニウム合金製電池包材箔を２０体積％過塩素酸＋８０体積％エタノール混合溶液に浸漬し、電圧２０Ｖで電解研磨を行った。次いで、水洗し、５体積％ホウフッ化水素酸水溶液中で電圧３０Ｖで陽極酸化皮膜を生成させた。次いで、偏光光学顕微鏡にて結晶粒の観察と撮影を実施した。平均結晶粒径は結晶粒写真から切断法にて測定した。詳細には、２００倍の倍率でサイズ２６７×３５６μｍの写真を３枚撮影し、各写真に縦３本、横３本の直線を引き、直線上に存在する結晶粒数をカウントし、直線長さを結晶粒の数で割る事で平均結晶粒径を算出した。また１個の結晶粒の輪郭で切り取られる直線の長さのうち、最大の長さを最大結晶粒径とした。
【0045】
・ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長
箔表面を電解研磨した。次いで、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置にて結晶方位の解析を行い、単位面積当たりの結晶方位解析において、結晶粒間の方位差が１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）と、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）を観察した。１０００倍の倍率で視野サイズ４５×９０μｍを３視野測定し、視野内のＨＡＧＢとＬＡＧＢの長さを求め、ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長の比を算出した。
箔表面を電解研磨した。次いで、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置にて結晶方位の解析を行い、単位面積当たりの結晶方位解析において、結晶粒間の方位差が１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）と、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）を観察した。１０００倍の倍率で視野サイズ４５×９０μｍを３視野測定し、視野内のＨＡＧＢとＬＡＧＢの長さを求め、ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長の比を算出した。
【0046】
・限界成形高さ
成形高さは角筒成形試験にて評価した。試験は万能薄板成形試験器（ＥＲＩＣＨＳＥＮ社製 モデル１４２／２０）にて行い、厚さ３０μｍのアルミ箔を図１に示す形状を有する角型ポンチ（一辺の長さＬ＝３７ｍｍ、角部の面取り径Ｒ＝４．５ｍｍ）を用いて行った。試験条件として、シワ抑え力は１０ｋＮ、ポンチの上昇速度（成形速度）の目盛は１とし、そして箔の片面（ポンチが当たる面）に鉱物油を潤滑剤として塗布した。箔に対し装置の下部から上昇するポンチが当たり、箔が成形されるが、３回連続成形した際に割れやピンホールがなく成形できた最大のポンチの上昇高さをその材料の限界成形高さ（ｍｍ）と規定した。ポンチの高さは０．５ｍｍ間隔で変化させた。本発明品においては成形高さ８．０ｍｍ以上の場合を成形性が良好である（合格）とした。
成形高さは角筒成形試験にて評価した。試験は万能薄板成形試験器（ＥＲＩＣＨＳＥＮ社製 モデル１４２／２０）にて行い、厚さ３０μｍのアルミ箔を図１に示す形状を有する角型ポンチ（一辺の長さＬ＝３７ｍｍ、角部の面取り径Ｒ＝４．５ｍｍ）を用いて行った。試験条件として、シワ抑え力は１０ｋＮ、ポンチの上昇速度（成形速度）の目盛は１とし、そして箔の片面（ポンチが当たる面）に鉱物油を潤滑剤として塗布した。箔に対し装置の下部から上昇するポンチが当たり、箔が成形されるが、３回連続成形した際に割れやピンホールがなく成形できた最大のポンチの上昇高さをその材料の限界成形高さ（ｍｍ）と規定した。ポンチの高さは０．５ｍｍ間隔で変化させた。本発明品においては成形高さ８．０ｍｍ以上の場合を成形性が良好である（合格）とした。
【0047】
・金属間化合物の数密度
箔の平行断面（ＲＤ－ＮＤ面）をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎ ｐｏｌｉｓｈｅｒ）にて切断し、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製 ＮＶｉｓｉｏｎ４０）にて金属間化合物を観察した。「粒子径（円相当径）が１．０μｍ以上３．０μｍ以下のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物」については、２０００倍の倍率にて観察した５視野を画像解析し、その数密度を算出した。「粒子径（円相当径）が０．１μｍ以上～１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物」については、１００００倍の倍率にて観察した１０視野をオープンソースの画像解析ソフトＩｍaｇｅＪで画像解析し、その数密度を算出した。金属間化合物の粒子径は画像解析ソフトＩｍaｇｅＪで円相当径により求めた。
箔の平行断面（ＲＤ－ＮＤ面）をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎ ｐｏｌｉｓｈｅｒ）にて切断し、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製 ＮＶｉｓｉｏｎ４０）にて金属間化合物を観察した。「粒子径（円相当径）が１．０μｍ以上３．０μｍ以下のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物」については、２０００倍の倍率にて観察した５視野を画像解析し、その数密度を算出した。「粒子径（円相当径）が０．１μｍ以上～１．０μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物」については、１００００倍の倍率にて観察した１０視野をオープンソースの画像解析ソフトＩｍaｇｅＪで画像解析し、その数密度を算出した。金属間化合物の粒子径は画像解析ソフトＩｍaｇｅＪで円相当径により求めた。
【0048】
・結晶方位密度
Ｃｕｂｅ方位は｛００１｝＜１００＞を代表方位とし、Ｃｕ方位は｛１１２｝＜１１１＞を代表方位とし、Ｒ方位は｛１２３｝＜６３４＞を代表方位とした。
それぞれの方位密度はＸ線回折法において、｛２００｝、｛２２０｝、｛１１１｝の不完全極点図を測定し、その結果を用いて３次元方位分布関数（ＯＤＦ；Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を計算し、評価を行った。
Ｃｕｂｅ方位は｛００１｝＜１００＞を代表方位とし、Ｃｕ方位は｛１１２｝＜１１１＞を代表方位とし、Ｒ方位は｛１２３｝＜６３４＞を代表方位とした。
それぞれの方位密度はＸ線回折法において、｛２００｝、｛２２０｝、｛１１１｝の不完全極点図を測定し、その結果を用いて３次元方位分布関数（ＯＤＦ；Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を計算し、評価を行った。
【0049】
上記各測定結果は表３，４に示した。
【0050】
【表3】
【0051】
【表4】
【0052】
表３，４に示すように、実施例は、本実施形態の要件を満たしており、伸び、引張強さ、および限界張出高さにおいて良好な特性が得られた。圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向において、引張強さは９０ＭＰａ以上であった。これに対して、比較例は、本実施形態の要件のいずれか一つ以上を満たしておらず、良好な特性が得られなかった。
比較例１２では、Ｓｉ量が本実施形態の範囲の下限未満であったため、結晶粒の粗大化と不均一化が生じ、十分な成形高さが得られなかった。
比較例１３では、Ｓｉ量が本実施形態の範囲の上限を超えていたため、結晶粒の粗大化が生じ、かつ粒子径１．０～３．０μｍの金属間化合物の数密度が増加した。これにより、十分な成形高さが得られなかった。
比較例１２では、Ｓｉ量が本実施形態の範囲の下限未満であったため、結晶粒の粗大化と不均一化が生じ、十分な成形高さが得られなかった。
比較例１３では、Ｓｉ量が本実施形態の範囲の上限を超えていたため、結晶粒の粗大化が生じ、かつ粒子径１．０～３．０μｍの金属間化合物の数密度が増加した。これにより、十分な成形高さが得られなかった。
【産業上の利用可能性】
【0053】
本実施形態のアルミニウム合金製電池包材箔は、リチウムイオン電池の包材として好適に適用される。
【符号の説明】
【0054】
１…ポンチ。
【図1】