JP7736893B2 - アルミニウム合金箔およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金箔およびその製造方法に関する。

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。

例えば以下の特許文献１には、成形加工性に優れたアルミニウム箔の製造方法として、Ｆｅを０．７～２．０％含有したアルミニウム合金からなる箔の製造方法が開示されている。特許文献１に記載の技術では、熱間圧延後、冷間圧延の工程中において中間焼鈍を行わずに箔製品まで９７％以上の加工率で強加工し、３００～４５０℃で仕上げ焼鈍を施す技術について記載されている。
また、以下の特許文献２には、Ｆｅを０．７～１．４質量％含有したアルミニウム合金箔において、傾角が５゜を超える結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であるアルミニウム合金軟質箔が記載されている。特許文献２に記載の技術では、鋳塊に４００～５００℃で均質化処理した後、熱間圧延終了温度を３００℃以上として熱間圧延後、中間焼鈍を施すことなく冷間圧延し、２２０～２７５℃で最終焼鈍することにより、優れた強度を示す軟質箔を製造する技術について記載されている。

特開平２－０８０５４１号公報 特開２０１７－１６０５０９号公報

この種の包材用アルミニウム合金箔を製造する場合、必要な組成の合金溶湯から、鋳造により鋳塊を得、鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延と冷間圧延を施し、最終焼鈍を施すことで目的の機械特性を有する包材を得ている。
このような工程を経て製造される包材について、前述の背景に鑑み、本発明者は電池用外装箔などの包材として好適なアルミニウム合金箔について、研究開発を行っている。

この研究に基づき、本発明者は、高い成形性を有するアルミニウム合金箔を得るためには、変形時の表面の肌荒れを抑制できることが重要と考えている。
また、包材用アルミニウム合金箔について本発明者が研究した結果、変形時の表面の肌荒れに関し、包材の結晶粒組織において、Ｃｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比が重要であることを知見した。

そこで本発明者は、包材用アルミニウム合金箔について製造方法の見直しと結晶組織の検討を行うことで、生産性を向上できるとともに成形性に優れるアルミニウム合金箔の提供を目的とする。

「１」本形態のアルミニウム合金箔は、Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、０．２％耐力が４５ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であり、表面において、方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であり、表面において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（１）式を満足し、圧延方向に対し４５゜方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上であることを特徴とする。
方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ＞０．５…（１）式

「２」本形態の「１」に記載のアルミニウム合金箔において、前記（１）式に代えて、表面において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（２）式を満足することが好ましい。
０．５２≦方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ≦０．８８…（２）式
「３」本形態の「１」または「２」に記載のアルミニウム合金箔において、初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であることが好ましい。

「４」本形態のアルミニウム合金箔は、Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、０．２％耐力が４５ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であり、表面において、方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であり、初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であり、圧延方向に対し４５゜方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上であることを特徴とする。
「５」本形態の「４」に記載のアルミニウム合金箔において、前記表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．１７μｍ以上０．２９μｍ以下であることが好ましい。

「６」本形態に係るアルミニウム合金箔の製造方法は、Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、０．２％耐力が４５ＭＰa以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であり、表面において、方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であり、表面において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（１）式を満足し、圧延方向に対し４５゜方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法であり、
前記組成のアルミニウム合金の鋳塊に４８０～５４０℃で８時間以上加熱保持後冷却する均質化処理を施し、仕上り温度２４０℃以上３００℃未満とする熱間圧延を施し、圧延率９８％以上の冷間圧延を施した後、中間焼鈍を施すことなく箔圧延し、２２０～３５０℃に３０分～２０時間加熱する最終焼鈍を施すことを特徴とする。
方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ＞０．５…（１）式

「７」本形態に係る「６」に記載のアルミニウム合金箔の製造方法において、前記（１）式に代えて、表面において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（２）式を満足するアルミニウム合金箔を製造することが好ましい。
０．５２≦方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ≦０．８８…（２）式
「８」本形態に係る「６」または「７」に記載のアルミニウム合金箔の製造方法において、初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であるアルミニウム合金箔の製造方法であることを特徴とすることが好ましい。

「９」本形態に係るアルミニウム合金箔の製造方法は、Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、０．２％耐力が４５ＭＰa以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であり、表面において、方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であり、初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であり、圧延方向に対し４５゜方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法であり、前記組成のアルミニウム合金の鋳塊に４８０～５４０℃で８時間以上加熱保持後冷却する均質化処理を施し、仕上り温度２４０℃以上３００℃未満とする熱間圧延を施し、圧延率９８％以上の冷間圧延を施した後、中間焼鈍を施すことなく箔圧延し、２２０～３５０℃に３０分～２０時間加熱する最終焼鈍を施すことを特徴とする。

「１０」本形態に係るアルミニウム合金箔の製造方法において、前記表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．１７μｍ以上０．２９μｍ以下であるアルミニウム合金箔を製造することが好ましい。
「１１」本形態に係る「６」、「７」、「９」、「１０」のいずれかに記載のアルミニウム合金箔の製造方法において、前記均質化処理を４８０～５４０℃で８時間以上１６時間以下加熱保持後冷却する条件で行うことが好ましい。
「１２」本形態に係る「８」に記載のアルミニウム合金箔の製造方法において、前記均質化処理を４８０～５４０℃で８時間以上１６時間以下加熱保持後冷却する条件で行うことが好ましい。

本発明に係るアルミニウム合金箔によれば、高い成形性を有するアルミニウム合金箔を提供することができる。

本発明に係るアルミニウム合金箔の第１実施形態を示す平面図である。 本発明の実施例において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。

以下、添付図面に基づき、本発明の実施形態の一例について詳細に説明する。なお、以下の説明で用いる図面は、特徴をわかりやすくするために、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合がある。

図１は、本発明に係るアルミニウム合金箔の一実施形態を示す平面図である。
図１に示すアルミニウム合金箔１は、鋳造法により得られた鋳塊に熱間圧延と冷間圧延と箔圧延を経て得られた箔であり、図１では一定幅を有し長さ方向を左右に向けた帯状体として描かれている。
このアルミニウム合金箔１の圧延方向は図１に示す左右方向（帯状の箔の長さ方向）であり、便宜的に圧延方向に対し０°の方向は図１の左右方向を意味し、圧延方向に対し４５°方向とは図１に示す４５°と記載した矢印方向を意味し、圧延方向に対し９０°方向とは図１に示す９０°と記載した矢印方向を意味する。アルミニウム合金箔１において圧延方向に対し９０°方向とは、換言すると帯状のアルミニウム合金箔１の幅方向（図１の紙面上下方向）を意味する。

図１に示すアルミニウム合金箔１は、例えば、０．０１ｍｍ～０．２ｍｍ程度の厚さに形成されている。アルミニウム合金箔１の厚さは箔として用いる一般的な厚さで差し支えない。例えば、０．０４ｍｍ（４０μｍ）程度の厚さに形成される。なお、本明細書において上限と下限を記載して範囲を示すために「～」を用いた場合、特に明記しない限り上限と下限を含む範囲とする。従って、０．０１ｍｍ～０．２ｍｍは０．０１ｍｍ以上０．２ｍｍ以下を意味する。
このアルミニウム合金箔１は、一例として、Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金からなる。

このアルミニウム合金箔１は、一例として、圧延方向に対し４５°方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上である。
アルミニウム合金箔１において、方位差５゜以上で囲まれた平均結晶粒径が４μｍ以下であることが好ましい。アルミニウム合金箔１において、初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であることが好ましい。表面荒れ測定の詳細については、後述する実施例において説明する。

また、アルミニウム合金箔１において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（１）式を満足することが好ましい。
方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ＞０．５…（１）式
更に、アルミニウム合金箔１は、圧延方向に対し０°方向の伸び、９０°方向の伸びがいずれも１０％以上であることが好ましい。

以下、アルミニウム合金箔１を構成するアルミニウム合金の組成限定理由と特性限定理由、組織限定理由について説明する。
・Ｆｅ：０．８質量％以上２．０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、それら化合物のサイズが適している場合は、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含有量を０．８質量％未満にすると金属間化合物の分布密度が低くなり、結晶粒の微細化効果が低くなり、最終的な再結晶粒が粗大となり、方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の粒界密度が低くなる。Ｆｅ含有量が２．０質量％を超えると結晶粒微細化の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、生産性が低下する。Ｆｅ含有量において特に好ましい範囲は、１．２質量％以上、１．８質量％以下である。
・Ｓｉ：０．２０質量％以下
ＳｉはＦｅと共に金属間化合物を形成するが、過剰に添加した場合には化合物のサイズの粗大化、及び分布密度の低下を招く。含有量が上限を超えると、粗大な晶出物による伸びや成形性の低下、さらには最終焼鈍後の再結晶粒サイズ分布の均一性が低下する懸念がある。これらの理由からＳｉの含有量を０．２０質量％以下に定める。なお、同様の理由により、Ｓｉ含有量の上限を０．０４質量％とするのがより好ましい。

本発明に係るアルミニウム合金箔を構成する成分の残部は、Ａｌと不可避不純物からなる。この不可避不純物とは、アルミニウム合金箔の製造時に不可避的に混入した元素をいう。この不可避不純物は、本発明のアルミニウム合金箔の特性に影響を与えない範囲で含んでもよい。この不可避不純物としては、例えば、マグネシウム（Ｍｇ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、銅（Ｃｕ）、亜鉛（Ｚｎ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ガリウム（Ｇａ）、ニッケル（Ｎｉ）、ホウ素（Ｂ）、ジルコニウム（Ｚｒ）等の元素があげられ、これらのうち、１種又は２種以上を各々５００質量ｐｐｍ以下含んでいてもよい。

・「圧延方向に対し４５°方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰa以上、０.２％耐力が４５ＭＰa以上、伸びが１５％以上」
包材に用いられるアルミニウム合金箔は、プレス成形によって３次元的な変形が加えられる。そのため、圧延方向のみではなく、種々の方向に対する良好な機械的性質を有することが求められる。
特にプレス成形時においては圧延方向に対し４５°方向における機械的性質が重要であることを本発明者らは見出した。最大引張強さと０．２％耐力については成形時の形状維持および成形後の強度を確保するため、最大引張強さは８５ＭＰa以上、０.２％耐力は４５ＭＰaとすることが好ましい。特に上限は限定するものではないが、最大引張強さと０．２％耐力が高すぎると成形時の取り扱いが困難となるため、より好ましくは、最大引張強さは１３０ＭＰa以下、０.２％耐力は８５ＭＰa以下とする。伸びは成形性と最も相関があり、本製品においては特に４５°方向の伸び値が高いと成形性が良好であることが確認されている。圧延方向に対し４５゜方向の伸びが１５％以上であることが好ましく、２０％以上であることが最も好ましい。

「方位面積率」
アルミニウム合金箔１において、Ｃｕ方位とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位面積率／Ｃｕｂｅ方位面積率）は３以上であることが好ましい。（Ｃｕ方位面積率／Ｃｕｂｅ方位面積率）は、例えば５．０以上３１以下とすることができる。
箔表面を電解研磨した後、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）－ＥＢＳＤにて結晶方位解析し、各方位の面積率を算出することができる。解析にはＴＳＬ Ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを使用することができる。理想方位からのズレは１５°までとする。得られた面積率からＣｕ方位とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位面積率／Ｃｕｂｅ方位面積率）を算出できる。各方位の理想方位について下記に示す。方位面積率を算出する方法の詳細は実施例において詳述する。
本実施形態のアルミニウム合金箔では、結晶方位を同一方向に揃えることで表面荒れを抑制し、成形性を向上させることができる。本実施形態の合金箔では特にＣｕ方位とＣｕｂｅ方位が主な結晶方位となり、この中でもＣｕ方位へ揃えることが重要であることを本発明者らは見出した。また、Ｃｕ方位の割合が増加してもＣｕｂｅ方位が多く存在していると表面の荒れを生じやすくなり、成形性を悪化させる要因となる。
そのため、Ｃｕ方位とＣｕｂｅ方位の面積率の比により指標化することとした。検討の結果、Ｃｕ方位とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位面積率／Ｃｕｂｅ方位面積率）は３以上とすることが好ましいことが確認された。より好ましくは５以上とする。３未満となる場合、結晶粒が微細であってもアルミニウム合金箔表面の肌荒れを生じ易くなり、限界成形高さが低くなるなど、成形性の低下をもたらす。
Ｃｕ方位 ｛１１２｝＜１１１＞
Ｃｕｂｅ方位 ｛００１｝＜１００＞
この理想方位については、等価な方位も全て含む方位として表記している。

本実施形態のアルミニウム合金箔を塑性変形させると、材料表面に表面荒れ（凹凸）が生じる。表面荒れは厚みの不均一さと捉えられ、抑制することで限界成形高さの低下を防ぐことが可能となる。
包材に使用される際の３次元的な変形に対して、塑性変形前の初期における表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が重要であると発明者らは見出した。表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）は０．３０μｍ以下が好ましく、より好ましくは０．２５μｍ以下である。表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍを超えると、限界成形高さが低下する。

・「方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が４．０μｍ以下」
軟質アルミニウム箔は結晶粒が微細になることで、変形した際の箔表面の肌荒れを抑制することができ、高い伸びとそれに伴う高い成形性を期待できる。この表面荒れの影響を及ぼす因子の一つとして結晶粒径が挙げられる。高い伸び特性やそれに伴う高成形性を実現するには方位差５°以上の粒界に囲まれた結晶粒について、平均結晶粒径が４．０μｍ以下であることが望ましい。本発明者らは、平均結晶粒径が４．０μｍを超えた場合には、成形時の表面荒れが顕著になる事も見出しており、表面荒れの抑制に対しても結晶粒組織の制御は重要である。
なお、アルミニウム合金箔１において、平均結晶粒径は４．０μｍ以下が好ましく、３．５μｍ以下がより好ましい。電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ：Electron BackScatter Diffraction）において、単位面積あたりの結晶方位解析により、方位差５°以上の結晶粒を描いた場合の粒界マップを得ることが出来る。平均結晶粒径の算出方法の詳細は実施例において記載する。

・方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ（ＬＡＧＢ）／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ（ＨＡＧＢ）＞０．５
アルミニウム合金箔表面の肌荒れを抑制するためには、アルミニウム合金箔の表面において、方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の密度が高く存在していることが重要と考えられる。よって、方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ（ＬＡＧＢ）／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ（ＨＡＧＢ）＞０．５の関係を（１）式として、この（１）式の関係を満足することが好ましい。
方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ≦０．５の関係となる場合、箔表面の肌荒れを生じ、限界成形高さが低くなるなど、成形性の低下をもたらす。より好ましくは方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ（ＬＡＧＢ）／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ（ＨＡＧＢ）＞０．６である。

「アルミニウム合金箔の製造方法」
図１に示すアルミニウム合金箔１を製造するには、上述の組成を満足するアルミニウム合金溶湯を作製し、このアルミニウム合金溶湯を用いる鋳造法によりアルミニウム合金鋳塊を得る。次に、このアルミニウム合金鋳塊に対し均質化処理を施し、熱間圧延と冷間圧延と箔圧延により目的の厚さに加工し、最終焼鈍することでアルミニウム合金箔１を得ることができる。

・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℃を超えると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。このため、例えば、５００～５４０℃の温度範囲を選択することがより好ましい。
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するおそれがある。均質化処理時間の上限は特に定めないが、生産コストの観点から、１６時間以内が望ましい。

・熱間圧延：仕上がり温度２４０℃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、再結晶を抑制することが望ましい。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。熱間圧延仕上がり温度が３００℃以上では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組織が混在する組織になり、最終焼鈍時において再結晶粒径が不均一化するおそれがある。２４０℃未満で熱間圧延を仕上げるには、熱間圧延中の温度も極めて低温となる為、圧延板のサイドにクラックが発生し易くなり、生産性が大幅に低下する懸念がある。従って、熱間圧延の仕上がり温度は、２４０℃以上３００℃未満の範囲であることが好ましい。
仕上がり板厚については特に限定はされないが、最終冷間圧延率を低くするために、３．０ｍｍ以上にすることが好ましい。

・最終冷間圧延率：９８％以上
熱間圧延後から最終箔厚みまでの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る。
必要な加工率で冷間圧延を必要回数行い、箔圧延を行うことで厚さ１０μｍ～０．２ｍｍ程度、例えば厚さ４０μｍのアルミニウム合金箔１を得ることができる。
冷間圧延を必要回数行う場合、中間焼鈍を施すことなく最終の箔圧延を行い、最終焼鈍を施すことが好ましい。
また、冷間圧延後に最終焼鈍を行うにあたり最終焼鈍条件は、２２０℃～３５０℃に３０分～２０時間程度加熱後、徐冷する条件とすることが望ましい。

得られたアルミニウム合金箔１において、Ｆｅを所定量含んでいるが、Ｆｅはアルミニウム合金の集合組織に影響して結晶粒径の微細化に寄与する。Ｆｅを０．８～２．０質量％含有しているアルミニウム合金であるが、冷間圧延の最終段階に中間焼鈍を施すことなく最終冷間圧延としての箔圧延を行い、最終焼鈍することで上述の範囲のＦｅ含有量としても、良好な伸びを有することとなる。
なお、ここで用いるアルミニウム合金には、Ｆｅに加えてＳｉを０．２質量％以下程度含んでいても良い。本実施形態のアルミニウム合金箔１においてＳｉを上述の範囲含んでいても目的を達成できるアルミニウム合金箔が得られる。

以上説明の製造方法により、圧延方向に対し４５°方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であるアルミニウム合金箔１を得ることができる。
以上説明のアルミニウム合金箔１であるならば、食品包装用、あるいは、リチウムイオン電池の成形包材用として好適であり、プレス成形によって大きな変形を施す用途、高い伸び、成形性が要求される用途に好適なアルミニウム合金箔を提供できる。また、冷間圧延後に中間焼鈍を施すことなく生産できるので、生産性に優れたアルミニウム合金箔１を得ることができる。

表１、表２に示す組成（残部がＡｌとその他不可避不純物）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、表１、表２に示す製造条件（均質化処理の条件、熱間圧延仕上り温度、熱間圧延の仕上り厚み、冷間圧延の仕上がり箔厚み）により、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍を行い、アルミニウム合金箔を製造した。
最終焼鈍の条件は３００℃×２０時間とした。アルミニウム合金箔の最終厚さは表１、表２に示す厚さ（箔厚）とした。中間焼鈍を実施した試料については、中間焼鈍を３６０℃×３時間の条件で実施した。表１、表２では中間焼鈍を施していない例は中間焼鈍の欄に×を表示し、中間焼鈍を施した例は○を記載している。

得られたアルミニウム合金箔に対し、以下の測定および評価を行った。
・引張強度（ＭＰａ）、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４５゜方向の伸びを測定できるように、ＪＩＳ５号試験片をアルミニウム合金箔の試料から打ち抜き加工（株式会社 ダンベル製 スーパーダンベル（登録商標）使用）にて採取し、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にて引張試験を行った。
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間隔でマークする。試験後にアルミニウム合金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、標点距離（５０ｍｍ）で除して伸び率（％）を求めた。

・方位面積率
結晶方位解析に先立ち、箔表面を電解研磨にて鏡面加工した。電解研磨には過塩素酸：エタノール＝１：４（体積比）の溶液を用い、電圧２０Ｖで５秒処理する条件とした。
箔表面を電解研磨した後、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）－ＥＢＳＤにて結晶方位解析し、各方位の面積率を算出した。ＳＥＭはＦＥ－ＳＥＭ（日本電子製 ＪＳＭ－７９００Ｆ）を使用し、解析にはＴＳＬ Ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（Ver.8.0）を使用した。理想方位からのズレは１５°までとしている。

測定条件は、観察倍率：９００倍、加速電圧：１５ｋＶ、試料傾斜角度：７０°、Ｓｔｅｐ Ｓｉｚｅ：０．３μｍとしている。
観察面積は、９００倍で測定した画像を連結させて合計面積５００００μｍ^２以上とした。ＣＩ値（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）は０．１以下を排除し、Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ［ｐｏｉｎｔｓ］：２、Ａｎｔｉ Ｇｒａｉｎｓ：２を採用した。

（方位解析）
各方位の面積率の算出は、Ｃｒｙｓｔａｌ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ機能を用いて実施した。Ｔｏｌｅｒａｎｃｅは１５°未満として、各方位のＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｅｕｌｅｒ ＡｎｇｌｅｓとＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ｛ｈｋ（ｉ）ｌ｝＜ｕｖ（ｔ）ｗ＞は以下の表３のように規定し、面積率を得た。得られた面積率から（Ｃｕ方位面積率／Ｃｕｂｅ方位面積率）を計算して面積率の比を算出した。

・表面荒れ
本実施例において塑性加工は引張試験にて行った。引張試験は前項の伸び率測定同様、ＪＩＳ５号試験片を用い、前記万能引張試験機にて引張ひずみを付与することで実施した。
供試材の表面粗さ測定はＪＩＳ Ｂ０６０１：２００１に基づいて実施した。実際の測定は、共焦点レーザー顕微鏡（キーエンス社，ＶＫ－Ｘ１００）によって行い、解析アプリケーション（キーエンス社，ＶＫ－Ｈ１ＸＡ）を用いて分析した。観察倍率×５００で視野サイズ１０００×５００μｍとし、測定箇所は前記ＪＩＳ５号試験片の幅手と長手の中央部である。
レーザー顕微鏡によってスキャンしたデータに対し、ノイズ除去、傾き補正処理を施し表面粗さを測定した。ノイズ除去はノイズ検出レベルを[通常]とし、傾き補正は補正方法を[面傾き補正（プロファイル）]を選択した。表面粗さのパラメータは面粗さの算術平均粗さを用い、ＪＩＳ Ｂ０６０１：２００１に基づいて算出した。
まず、試験前の試験片の表面性状を共焦点レーザー顕微鏡にて観察して、これをＲ_０とする。その後、引張試験を行う。塑性変形中のひずみ２５％の時点で試験を途中停止し、塑性変形後の試験片における試験前と同一の箇所において表面性状観察（表面粗さ測定）を再び行い、これをＲ_２５とする。上記手順で測定した同一試験片においてＲ_０とＲ_２５を用いて（Ｒ_２５―Ｒ_０）の値を算出する。同一水準についてｎ＝５以上行い、最大及び最小を除いた中での平均値を表面荒れの算出値とした。

・平均結晶粒径
箔表面を電解研磨した後、ＳＥＭ－ＥＢＳＤにて結晶方位解析を行い、傾角が５°を超える粒界で囲まれた結晶粒を以下の条件の基でＮｕｍｂｅｒ法（数平均結晶粒径）にて解析し、平均結晶粒径を算出した。解析条件の詳細は、以下の通りである。
Grain Tolerance Angle:５°
Minimum Grain Size[points]：2 Anti Grains：2
Minimum Confidence Index：0
Multiple rows required：全てOFF
Apply partition before calculation：OFF
Include grains at edges of scan in statistics：OFF
Ｎｕｍｂｅｒ法による平均結晶粒径は、測定領域を結晶粒の個数で割ることで算出された面積を円に仮定した時の直径である。測定条件は、上述した方位面積率の場合と同様に、観察倍率：９００倍、合計面積５００００μｍ^２とした。

・ＬＡＧＢ長／ＨＡＧＢ長
箔表面を電解研磨した後、ＳＥＭ－ＥＢＳＤにて結晶方位解析を行い、結晶粒間の方位差が１５°以上の大角粒界（ＨＡＧＢ）と、方位差２°以上１５°未満の小角粒界（ＬＡＧＢ）を観察した。倍率×９００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、比を算出した。測定条件は、上述した方位面積率の場合と同様に、観察倍率：９００倍、合計面積５００００μｍ^２とした。
ＥＢＳＤでは、Ｇｒａｉｎ－ＭＡＰにおいてＢｏｕｎｄａｒｉｅｓを規定することで、任意の方位差を持つ粒界について解析を実施することが出来る。なお、方位差２°未満の粒界についてはノイズを含む可能性があるため、排除して計算を行った。本願では方位差２゜以上１５°未満（＝ＬＡＧＢ）はｍｉｎ：２°－ｍａｘ：１５°とし、方位差１５°以上（＝ＨＡＧＢ）はｍｉｎ：１５°（－ｍａｘ：９０°）と規定して解析を実施し、解析によって得た粒界長さを用いてＬＡＧＢ／ＨＡＧＢを算出した。

・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４０μｍのアルミ箔を図２に示す形状を有する角型ポンチ（一辺の長さＤ＝３７ｍｍ、角部の面取り径Ｒ＝４．５ｍｍ）２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。
アルミニウム合金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アルミニウム合金箔の限界成形高さ（ｍｍ）と規定した。ポンチの高さは０．１ｍｍ間隔で変化させた。
本実施例においては、成形高さ１１．０ｍｍ以上の試料を優秀品として符号Ａで示し、成形高さ１０．０ｍｍ以上１１．０ｍｍ未満の試料を合格品として符号Ｂで示し、１０．０ｍｍ未満の試料は不合格品として符号Ｃで示した。

先の表１、表２に示す合金組成と表１、表２に示す製造条件のいずれかを採用し、Ｎｏ.１～２２の実施例、Ｎｏ.２３～３１の比較例を作成した。実施例はいずれも前述した望ましい組成あるいは製造条件を満たす例である。比較例はいずれも前述した望ましい組成あるいは製造条件のいずれかを満たしていない例である。
Ｎｏ.１～３１の試料について、０°、４５゜、９０°方向の引張強度（ＭＰａ）を表１、表２に示した。さらに、０°、４５゜、９０°方向の耐力（ＭＰａ）と、０°、４５゜、９０゜方向の伸び（％）と、Ｃｕ方位面積率、Ｃｕｂｅ方位面積率、及び面積率比（Ｃｕ方位面積率／Ｃｕｂｅ方位面積率）の値と、平均結晶粒径（μｍ）、表面荒れ（ΔＲａ_２５－ΔＲａ_０：μｍ）、（ＬＡＧＢの長さ／ＨＡＧＢの長さ）の値、限界成形高さ（ｍｍ）を求めた。それらの測定結果と評価を表４、表５に記載した。

表１、表２、表４、表５に示す結果が示すように、Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、圧延方向に対し４５°方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ／Ｃｕｂｅ）が３以上であるＮｏ.１～２２の試料（実施例）は、表面荒れが小さく、限界成形高さに優れていた。
また、これら実施例の試料は、平均結晶粒径が４μｍ以下であり、充分に小さい。更に、これら実施例の試料は、表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であり、充分小さい。

実施例試料のＦｅ含有量は０．８２％以上１．９６％以下であり、Ｓｉ含有量は０．０３％以上０．１９％以下である。実施例試料の箔厚は２５μｍ以上８０μｍ以下である。実施例試料において圧延方向に対し４５゜方向の引張試験による最大引張強さは、８６ＭＰａ以上１０１ＭＰａ以下である。実施例試料において圧延方向に対する４５゜方向の０．２％耐力は、４８ＭＰａ以上７４ＭＰａ以下である。実施例試料においてＣｕ方位／Ｃｕｂｅ方位の値は、５．８以上３０．８以下である。実施例試料において平均結晶粒径は、２．５３μｍ以上３．４２μｍ以下である。実施例試料において表面荒れは、０．１７以上μｍ以上０．２９μｍ以下である。実施例試料においてＬＡＧＢ／ＨＡＧＢの値は、０．５２以上０．８８以下である。実施例試料において限界成形高さは、１０．１ｍｍ以上１２．５ｍｍである。

これら実施例に対し、Ｎｏ.２３、２４の試料は、Ｆｅ含有量が上述の範囲を外れた試料であるが、実施例試料より同じ方向の比較で引張強度が小さく、耐力が小さく、伸びも低くなった。また、表面荒れが大きく、限界成形高さも低い傾向となった。
Ｎｏ.２５、２６の試料は、Ｓｉ含有量が上述の範囲を外れた試料であるが、実施例試料より同じ方向の比較で引張強度が小さく、耐力が小さく、伸びも低くなった。また、限界成形高さが低くなった。
Ｎｏ. ２７、２８、２９の試料は、中間焼鈍を実施した試料であるが、実施例試料より同じ方向の比較で引張強度が小さく、耐力が小さく、伸びも低くなった。また、これらＮｏ.２７～２９の試料は実施例試料に比較し、平均結晶粒径が大きく、表面荒れも大きく、（ＬＡＧＢ／ＨＡＧＢ）の値が小さく、限界成形高さが低くなった。

Ｎｏ. ３０の試料は、均質化処理温度を望ましい範囲より高くした試料であるが、耐力が低く、平均結晶粒径が実施例試料より若干大きく、表面荒れが若干大きく、限界成形高さが悪化した。
Ｎｏ. ３１の試料は、均質化処理温度を望ましい範囲より低くした試料であるが、平均結晶粒径が実施例試料より若干大きく、表面荒れが若干大きく、実施例試料より限界成形高さが悪化した。

１…アルミニウム合金箔、２…ポンチ。

Claims (12)

1. Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、０．２％耐力が４５ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であり、
   表面において、方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であり、
   表面において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（１）式を満足し、
   圧延方向に対し４５゜方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔。
   方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ＞０．５…（１）式
2. 前記（１）式に代えて、表面において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（２）式を満足す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箔。
   ０．５２≦方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ≦０．８８…（２）式
3. 初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金箔。
4. Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、０．２％耐力が４５ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であり、
   表面において、方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であり、
   初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であり、
   圧延方向に対し４５゜方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔。
5. 前記表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．１７μｍ以上０．２９μｍ以下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箔。
6. Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、０．２％耐力が４５ＭＰa以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であり、表面において、方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であり、表面において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（１）式を満足し、圧延方向に対し４５゜方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法であり、
   前記組成のアルミニウム合金の鋳塊に４８０～５４０℃で８時間以上加熱保持後冷却する均質化処理を施し、仕上り温度２４０℃以上３００℃未満とする熱間圧延を施し、圧延率９８％以上の冷間圧延を施した後、中間焼鈍を施すことなく箔圧延し、２２０～３５０℃に３０分～２０時間加熱する最終焼鈍を施すことを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法。
   方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ＞０．５…（１）式
7. 前記（１）式に代えて、表面において、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで取得される、同一視野内における結晶粒界長さの比が以下の（２）式を満足するアルミニウム合金箔を製造することを特徴とする請求項６に記載のアルミニウム合金箔の製造方法。 ０．５２≦方位差２゜以上１５゜未満の結晶粒の結晶粒界長さ／方位差１５゜以上の結晶粒の結晶粒界長さ≦０．８８…（２）式
8. 初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であるアルミニウム合金箔の製造方法であることを特徴とする請求項６または請求項７に記載のアルミニウム合金箔の製造方法。
9. Ｆｅ：０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下を含有し、残部Ａｌと不可避不純物の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箔であり、０．２％耐力が４５ＭＰa以上、伸びが１５％以上であり、表面において各方位の面積率におけるＣｕ方位の面積率とＣｕｂｅ方位の面積率の比（Ｃｕ方位／Ｃｕｂｅ方位）が３以上であり、表面において、方位差５°以上で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が３．５μｍ以下であり、初期の表面粗さＲａ_０と引張試験におけるひずみ２５％時点における表面粗さＲａ_２５の差である表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．３０μｍ以下であり、圧延方向に対し４５゜方向の引張試験において最大引張強さが８５ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法であり、
   前記組成のアルミニウム合金の鋳塊に４８０～５４０℃で８時間以上加熱保持後冷却する均質化処理を施し、仕上り温度２４０℃以上３００℃未満とする熱間圧延を施し、圧延率９８％以上の冷間圧延を施した後、中間焼鈍を施すことなく箔圧延し、２２０～３５０℃に３０分～２０時間加熱する最終焼鈍を施すことを特徴とするアルミニウム合金箔の製造方法。
10. 前記表面荒れ（Ｒａ_２５－Ｒａ_０）が０．１７μｍ以上０．２９μｍ以下であるアルミニウム合金箔を製造す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箔の製造方法。
11. 前記均質化処理を４８０～５４０℃で８時間以上１６時間以下加熱保持後冷却する条件で行うことを特徴とする請求項６、請求項７、請求項９、請求項１０のいずれかに記載のアルミニウム合金箔の製造方法。
12. 前記均質化処理を４８０～５４０℃で８時間以上１６時間以下加熱保持後冷却する条件で行うことを特徴とする請求項８に記載のアルミニウム合金箔の製造方法。