WO2022138620A1 - アルミニウム合金箔 - Google Patents

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WO2022138620A1
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aluminum alloy
foil
alloy foil
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貴史 鈴木
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Ｍａアルミニウム株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
    • Y02E60/10—Energy storage using batteries

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy foil.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-216370 filed in Japan on December 25, 2020 and Japanese Patent Application No. 2021-174502 filed in Japan on October 26, 2021. Is used here.
  • Aluminum foil used for packaging materials for foods and batteries such as lithium ion secondary batteries is significantly deformed by press molding or the like. Therefore, aluminum foil for packaging materials has been conventionally required to have good formability, and soft foils of 1000 series alloys such as 1N30 and 8000 series alloys such as 8079 and 8021 are used. Regarding the molding of the aluminum alloy foil, elongation is an important parameter, but the aluminum alloy foil is not deformed in one direction, and so-called overhang molding is often performed. For this reason, it is required that not only the direction parallel to the rolling direction generally used as the elongation value of the material in the aluminum alloy foil but also the elongation in each direction such as 45 ° and 90 ° is high. Recently, the thickness of the packaging material has been reduced in the field of battery packaging materials and other applications for aluminum alloy foils.
  • the aluminum alloy foil described in Patent Document 1 is concerned that the amount of Cu added is as large as 0.5 mass% at the maximum. Since Cu is an element that reduces the rollability of an aluminum alloy foil even in a small amount, there is a risk that edge cracks will occur during rolling and the foil will break. Further, the aluminum alloy foil described in Patent Document 1 also has a large average crystal grain size, and it may be difficult to maintain high formability when the thickness of the foil is reduced.
  • the aluminum alloy foil described in Patent Document 2 defines a very fine crystal grain size, but the crystal grain boundaries are limited to those having an orientation difference of 5 ° or more.
  • Patent Document 3 relates to a thin foil having a thickness of 10 ⁇ m or less, not a battery exterior foil, and is manufactured without intermediate annealing, so that an aggregate structure develops. Therefore, stable elongation cannot be obtained in the directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. Further, the average crystal grain size is also 10 ⁇ m or more, and when the thickness of the foil is thin, high formability cannot be expected.
  • the present invention has been made against the background of the above problems, and one of the objects of the present invention is to provide an aluminum alloy foil having good workability and high elongation characteristics.
  • the aluminum alloy foil of this embodiment has Fe: 1.0% by mass or more and 1.8% by mass or less, Si: 0.01% by mass or more and 0.08% by mass or less, Cu: 0.005% by mass or more and 0. It contains 0.05% by mass or less, is restricted to Mn: 0.01% by mass or less, has a composition consisting of Al and unavoidable impurities in the balance, and in crystal orientation analysis per unit area by backscattered electron diffraction (EBSD).
  • EBSD backscattered electron diffraction
  • the ratio (HAGBs / LAGBs) of the lengths of the large tilted grain boundaries (HAGBs) with an orientation difference of 15 ° or more and the small tilted grain boundaries (LAGBs) with an orientation difference of 2 ° or more and less than 15 ° is more than 2.0, and is aggregated.
  • the Cu orientation density is 40 or less and the R orientation density is 30 or less
  • the difference (Ra 20 -Ra 0 ) between the initial surface roughness Ra 0 and the surface roughness Ra 20 at the time of strain 20% in the tensile test is 0. It is characterized in that it is 25 ⁇ m or less.
  • the elongation in each of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction is 28% or more.
  • the average grain size of the crystal grains surrounded by the large tilt angle grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more is 6 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less, and the maximum grain size / average grain size ⁇ 3.5. Is preferable.
  • an aluminum alloy foil having high elongation characteristics can be obtained.
  • the aluminum alloy foil according to this embodiment has Fe: 1.0% by mass or more and 1.8% by mass or less, Si: 0.01% by mass or more and 0.08% by mass or less, Cu: 0.005% by mass or more and 0. It contains 05% by mass or less, is restricted to Mn: 0.01% by mass or less, and has a composition in which the balance is composed of Al and unavoidable impurities.
  • the large tilt angle grain boundaries (HAGBs) having an orientation difference of 15 ° or more and the orientation difference of 2 ° or more and less than 15 ° are obtained.
  • the ratio of the lengths of the small tilt angle grain boundaries (LAGBs) is more than 2.0, the Cu azimuth density is 40 or less as the texture, and the R azimuth density is 30 or less, and the initial surface roughness Ra 0 .
  • the difference (Ra 20 -Ra 0 ) between the surface roughness Ra 20 and the surface roughness Ra 20 at the time of strain 20% in the tensile test is 0.25 ⁇ m or less.
  • the elongation in each of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction is 28% or more.
  • the average grain size of the crystal grains surrounded by the large tilt angle grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more is 6 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less, and the maximum grain size / average grain size ⁇ 3.5. It is preferable to have.
  • Fe 1.0% by mass or more and 1.8% by mass or less Fe crystallizes as an Al-Fe-based intermetallic compound during casting, and if the size of the compound is large, it becomes a recrystallization site during annealing and recrystallizes. It has the effect of refining the grains.
  • the Fe content is less than the lower limit (1.0% by mass)
  • the distribution density of the coarse intermetallic compound becomes low
  • the effect of miniaturization becomes low
  • the final crystal particle size distribution becomes non-uniform.
  • the Fe content exceeds the upper limit (1.8% by mass), the effect of crystal grain refinement is saturated or rather reduced, and the size of the Al—Fe-based compound produced during casting becomes very large, so that the foil Elongation and rollability decrease. Therefore, the Fe content is set within the above range. For the same reason, it is more preferable that the Fe content is 1.0% by mass or more and 1.6% by mass or less.
  • Si 0.01% by mass or more and 0.10% by mass or less Si forms an intermetallic compound together with Fe, but when the amount of Si added is large, the size of the compound becomes coarse and the distribution density decreases. If the Si content exceeds the upper limit (0.10% by mass), there is a concern that the rollability and elongation characteristics may be deteriorated due to coarse crystallization, and the uniformity of the recrystallized grain size distribution after final annealing may be deteriorated. .. For these reasons, it is preferable that the Si content is low, but if the Si content is less than the lower limit (0.01% by mass), it is necessary to use high-purity bullion, and the manufacturing cost increases significantly.
  • the Si content is set in the range of 0.01% by mass or more and 0.10% by mass or less.
  • the Si content is 0.01% by mass or more and 0.05% by mass or less.
  • Cu 0.005% by mass or more and 0.05% by mass or less
  • Cu is an element that increases the strength of aluminum foil and lowers its elongation.
  • it has the effect of suppressing excessive processing softening during cold rolling.
  • the Cu content is less than 0.005% by mass, the effect of suppressing processing softening is low, and when it exceeds 0.05% by mass, the elongation is clearly reduced. Therefore, the Cu content is within the above range.
  • the Cu content is more preferably in the range of 0.005% by mass or more and 0.01% by mass or less.
  • Mn 0.01% by mass or less Mn dissolves in the aluminum matrix or forms a very fine compound, and has a function of suppressing recrystallization of aluminum. If the Mn content is very small, it can be expected to suppress processing softening as in Cu, but if the addition amount is large, intermediate annealing and recrystallization during final annealing are delayed, and fine and uniform crystal grains are obtained. Will be difficult. Therefore, the Mn content is restricted to 0.01% by mass or less. For the same reason, it is more preferable that the Mn content is 0.005% by mass or less.
  • HAGBs / LAGBs>2.0 Although not limited to Al—Fe alloys, depending on the recrystallization behavior during annealing, the length L1 of the large grain boundaries (HAGBs) and the length L2 of the small grain boundaries (LAGBs) occupying the total grain boundaries can be set.
  • the ratio (HAGBs / LAGBs) changes. When the ratio of LAGBs is large after the final annealing, even if the average crystal grains are fine, when L1 / L2 ⁇ 2.0, local deformation is likely to occur and the elongation is lowered. Therefore, it is desirable to set L1 / L2> 2.0, and by satisfying this regulation, higher growth can be expected.
  • the above ratio (HAGBs / LAGBs) is 2.5 or more.
  • the lengths of the large and small grain boundaries can be measured by SEM-EBSD in the same manner as the crystal grain size.
  • L1 / L2 can be calculated from the total lengths of the large tilt angle grain boundaries and the small tilt angle grain boundaries in the observed visual field area.
  • Cu azimuth density is 40 or less and R azimuth density is 30 or less.
  • the texture has a great influence on the elongation of the foil.
  • anisotropy occurs in the elongation values at 0 °, 45 °, and 90 °, and in particular, the elongation values in the 0 ° and 90 ° directions decrease. It ends up. If anisotropy occurs in the elongation, uniform deformation cannot be achieved during molding, and the formability deteriorates. More preferably, the Cu directional density is 30 or less, and the R directional density is 20 or less.
  • the difference (Ra 20 -Ra 0 ) between the initial surface roughness Ra 0 and the surface roughness Ra 20 at the time of strain 20% in the tensile test is 0.25 ⁇ m or less.
  • the present inventor has found that the surface of the aluminum foil becomes rough as the molding progresses during molding, and it is presumed that good formability can be obtained when the surface roughness during molding is small.
  • Factors that influence surface roughness during deformation of aluminum foil include crystal grain size, texture, and distribution of intermetallic compounds, which are complex and interact with each other, and the whole picture is still clear. Not.
  • the present inventors set the initial surface roughness of the aluminum foil to Ra 0 , and when the surface roughness of the aluminum alloy foil at the time of strain 20% in tensile deformation is Ra 20 , the surface roughness increases (Ra 20- ). It has been found that by suppressing Ra 0 ) to 0.25 ⁇ m or less, a foil having good moldability can be obtained as a result. From this viewpoint, the increase in surface roughness during molding of the aluminum foil is more preferably 0.20 ⁇ m or less.
  • the average grain size is 6 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less, and the maximum grain size / average grain size ⁇ 3.5". Since the crystal grains of the soft aluminum foil become finer, it is possible to suppress rough skin on the foil surface when it is deformed, and high elongation and high moldability associated therewith can be expected. Crystal grain size is one of the factors that affect this surface roughness, and in order to realize high elongation characteristics and high formability associated with it, crystal grains surrounded by large tilt angle grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more are required. It is desirable that the average crystal grain size is 15 ⁇ m or less.
  • the average particle size is less than 6 ⁇ m, the formability is lowered due to the increase in the yield strength, and further, such a fine crystal grain structure tends to have a high ratio of continuous recrystallization in recrystallization, and the Cu orientation density in the texture is high. There is also a risk of deterioration in formability. Even if the average crystal grain size is the same, if the grain size distribution of the crystal grains is non-uniform, local deformation is likely to occur and the elongation is reduced. Therefore, not only the average crystal grain size is 6 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less, but also the maximum grain size / average grain size ⁇ 3.5, high elongation characteristics can be obtained.
  • the average crystal grain size is preferably 5 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less, and the ratio is more preferably 2.5 or less.
  • EBSD Electron BackScatter Diffraction
  • Elongation in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions with respect to the rolling direction when the thickness of the foil is 40 ⁇ m is 28% or more, respectively.
  • Elongation of the foil is important for high formability, and in particular, the direction parallel to the rolling direction is 0 °, and the elongation is high in each of 0 °, 45 °, and 90 °, which is the normal direction of the rolling direction. is important.
  • the elongation value of the foil is greatly affected by the thickness of the foil, but high formability can be expected if the elongation is 28% or more at a thickness of 40 ⁇ m.
  • high formability can be expected by having elongation of 12% or more when the thickness is 10 ⁇ m, 16% or more when the thickness is 20 ⁇ m, and 22% or more when the thickness is 30 ⁇ m. ..
  • As a guideline for elongation when the thickness of the foil is thick 30% or more if the thickness is 50 ⁇ m, 32% or more if the thickness is 60 ⁇ m, 34% or more if the thickness is 70 ⁇ m, and 36% or more if the thickness is 80 ⁇ m.
  • High formability can be expected by having elongation.
  • a particle size of 1 ⁇ m or more is a particle size that is generally said to become a nucleation site during recrystallization, and the high density distribution of such intermetallic compounds makes it easy to obtain fine recrystallized grains during annealing. Become.
  • the density of the Al—Fe intermetallic compound having a particle size of 1 ⁇ m or more and less than 3 ⁇ m is within the above range.
  • Al-Fe-based intermetallic compounds with a particle size of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m 2 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more" Al-Fe-based intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m are generally said to have a size that is unlikely to become a nucleation site during recrystallization, but are large in finer grain size and recrystallization behavior.
  • the present inventor has obtained results that appear to be influential.
  • the presence of high-density fine compounds of less than 1 ⁇ m in addition to coarse intermetallic compounds with a particle size of 1 to 3 ⁇ m causes recrystallization grain refinement after final annealing and HAGBs. It has been confirmed that the decrease in the length of / LAGBs is suppressed. It is also possible that it promotes the fragmentation of crystal grains (Grain subdivision mechanism) during cold rolling. Therefore, it is desirable that the density of the Al—Fe-based intermetallic compound having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m is in the above range.
  • an example of a method for manufacturing an aluminum alloy foil according to the present embodiment will be described.
  • an aluminum alloy Fe: 1.0% by mass or more and 1.8% by mass or less, Si: 0.01% by mass or more and 0.10% by mass or less, Cu: 0.005% by mass or more and 0.05% by mass or less.
  • Mn was restricted to 0.01% by mass or less, and the balance was adjusted to a composition consisting of Al and other unavoidable impurities to produce an aluminum alloy ingot.
  • the method for producing the ingot is not particularly limited, and it can be performed by a conventional method such as semi-continuous casting.
  • the obtained ingot is homogenized by holding it at 480 to 550 ° C. for 6 or more.
  • the rolling finish temperature is set to 230 ° C. or higher and lower than 280 ° C.
  • cold rolling is performed, and intermediate annealing is performed during the cold rolling.
  • the temperature is set to 300 ° C to 400 ° C.
  • the intermediate annealing time is preferably 3 hours or more and less than 10 hours. If it is less than 3 hours, the softening of the material may be insufficient when the annealing temperature is low, and long-term annealing for 10 hours or more is economically unfavorable.
  • the cold rolling of the intermediate annealing corresponds to the final cold rolling, the final cold rolling ratio is 92% or more, and then the final annealing is performed at 250 to 350 ° C. for 10 hours or more.
  • the thickness of the foil is not particularly limited, but may be, for example, 10 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less. Alternatively, the thickness of the foil can be 10 ⁇ m or more and 70 ⁇ m or less, and 20 ⁇ m or more and 70 ⁇ m or less.
  • the homogenization treatment here is aimed at eliminating microsegregation in the ingot and adjusting the distribution state of intermetallic compounds, and is a very important treatment for finally obtaining a fine and uniform crystal grain structure. Is. In the homogenization treatment, although the microsegregation in the ingot can be eliminated at a temperature of less than 480 ° C., the precipitation of Fe becomes insufficient, the solid solution amount of Fe increases, and the nucleation site of recrystallization occurs. Since the density of the coarse intermetallic compound having a particle size of 1 ⁇ m or more and less than 3 ⁇ m decreases, the crystal particle size tends to be coarse.
  • the homogenization treatment at a low temperature as much as possible is effective for precipitating fine intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m at a high density, and when the temperature exceeds 550 ° C, the density of these fine intermetallic compounds becomes high. It will drop.
  • a long-time heat treatment is required to precipitate the intermetallic compound at a high density, and it is necessary to secure at least 6 hours or more. If the homogenization treatment time is less than 6 hours, the precipitation is not sufficient and the density of fine intermetallic compounds decreases.
  • Hot rolling is performed after the homogenization treatment. In hot rolling, it is desirable to set the finished temperature to less than 280 ° C and suppress recrystallization. By setting the hot-rolled finished temperature to less than 280 ° C., the hot-rolled plate has a uniform fiber structure. By suppressing recrystallization after hot rolling in this way, the amount of strain accumulated up to the subsequent intermediate annealing plate thickness increases, and a fine recrystallized grain structure can be obtained during intermediate annealing. This leads to the fineness of the final crystal grains, which contributes to the suppression of surface roughness.
  • intermediate annealing 300 ° C to 400 ° C
  • the hardened material is softened by repeating cold rolling to restore the rollability, and the precipitation of Fe is promoted to reduce the amount of solid-dissolved Fe.
  • the intermediate annealing temperature is less than 300 ° C., there is a risk that recrystallization will not be completed, the grain structure will be non-uniform, and the Cu orientation will be significantly developed.
  • the intermediate annealing temperature is a high temperature exceeding 400 ° C., the recrystallized grains are coarsened and the final crystal grain size is also increased.
  • the amount of Fe deposited decreases and the amount of solid solution Fe increases.
  • the amount of solid solution Fe is large, recrystallization at the time of final annealing is suppressed, and the ratio of small tilt angle grain boundaries increases, which causes a decrease in HAGB / LAGB.
  • the upper limit of the holding time at the time of final annealing is preferably less than 100 hours from the viewpoint of economy and the like.
  • the aluminum alloy foil obtained by the manufacturing method described above has excellent elongation characteristics. For example, when the thickness is 40 ⁇ m, the aluminum alloy foil is in each of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction. The growth will be 28% or more. Further, in the obtained aluminum alloy foil, in the crystal orientation analysis per unit area by backscattered electron diffraction (EBSD), the average of the crystal grains surrounded by the large tilt angle grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more. The grain size is 6 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less, the maximum grain size / average grain size is ⁇ 3.5, and the crystal grains have an appropriate size. Therefore, it is possible to suppress rough skin on the surface when deformed.
  • EBSD backscattered electron diffraction
  • the grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more and the grain boundaries having an orientation difference of 2 ° or more and less than 15 ° are defined as small tilt angle grain boundaries.
  • the obtained aluminum alloy foil can be deformed by press molding or the like, and can be suitably used as a packaging material for foods and lithium ion batteries.
  • the use of the aluminum alloy foil is not limited to the above, and the aluminum alloy foil can be used for any suitable purpose.
  • An ingot of an aluminum alloy having the composition shown in Table 1 was produced by a semi-continuous casting method. Then, the obtained ingot was subjected to the production conditions shown in Table 1 (homogenization treatment conditions, hot rolling finish temperature, plate thickness during intermediate annealing, intermediate annealing conditions, final cold rolling ratio). After homogenization treatment, hot rolling, cold rolling, intermediate annealing, and cold rolling again, batch-type final annealing at 290 ° C. for 20 hours was performed to produce an aluminum alloy foil.
  • Crystal particle size After electrolytic polishing the surface of the aluminum alloy foil, crystal orientation analysis was performed with SEM (Scanning Electron Microscope) -EBSD, and the crystal grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more between the crystal grains were called HAGBs (large tilt angle grain boundaries). The size of the crystal grains surrounded by HAGBs was measured. The visual field size of 45 ⁇ 90 ⁇ m was measured in 3 visual fields at a magnification of ⁇ 1000, and the average crystal grain size and the maximum particle size / average particle size were calculated. The crystal grain size of each crystal was calculated by the diameter equivalent to a circle, and the EBSD Area method (Average by Area Fraction Method) was used to calculate the average crystal grain size. In addition, OIM Analysis of TSL Solutions was used for the analysis.
  • HAGBs / LAGBs After electrolytic polishing the surface of the aluminum alloy foil, crystal orientation analysis is performed with SEM-EBSD, and the grain boundaries (HAGBs) with an orientation difference of 15 ° or more between the crystal grains and the orientation difference of 2 ° or more and less than 15 ° are analyzed. Observed small tilt angle grain boundaries (LAGBs) (Equipment used: Electron emission scanning electron microscope (FE-SEM), NVsion40, Carl Zeiss, EBSD measurement software: OIM Data Collection, TSL, EBSD analysis software: OIM Analysis, manufactured by TSL).
  • FE-SEM Electron emission scanning electron microscope
  • NVsion40 Carl Zeiss
  • EBSD measurement software OIM Data Collection
  • TSL EBSD analysis software
  • the visual field size of 45 ⁇ 90 ⁇ m was measured in three visual fields at a magnification of ⁇ 1000, the lengths of HAGBs and LAGBs in the visual field were obtained, and the ratio was calculated (ratio of the total values of the three visual fields).
  • ⁇ "Crystal orientation" The Cu orientation was ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111>, and the R orientation was ⁇ 123 ⁇ ⁇ 634>.
  • ODF three-dimensional azimuth distribution function
  • two lines are marked in the center of the length of the test piece in the vertical direction of the test piece at intervals of 50 mm, which is the gauge distance.
  • the fracture surface of the aluminum alloy foil is matched to measure the distance between marks, and the elongation amount (mm) obtained by subtracting the gauge point distance (50 mm) from that is divided by the gauge point distance (50 mm) to achieve the elongation rate. Asked for (%).
  • the parallel cross section (RD-ND surface) of the aluminum alloy foil is cut with a CP (Cross section collector) and observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: NVision 40 manufactured by Carl Zeiss). rice field.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the limit molding height was evaluated in the square tube molding test.
  • the wrinkle suppressing force was 10 kN
  • the scale of the ascending speed (molding speed) of the punch was 1, and mineral oil was applied as a lubricant to one side of the foil (the side to which the punch hits).
  • the punch that rises from the bottom of the device hits the foil, and the foil is formed. It was defined as (mm).
  • the height of the punch was changed at 0.5 mm intervals.
  • an overhang height of 11.0 mm or more is regarded as good formability and is determined to be ⁇
  • an overhang height of less than 11.0 mm is determined to be ⁇ .
  • the molding height is affected by the foil thickness as well as the elongation, and the thinner the thickness, the lower the molding height.
  • the limit overhang height is judged to be 7.0 mm or more at a thickness of 10 ⁇ m, 9.0 mm or more at a thickness of 20 ⁇ m, and 10.5 mm or more at a thickness of 30 ⁇ m as good formability.
  • the limit overhang height is determined by 11.5 mm or more at a thickness of 50 ⁇ m, 12.0 mm or more at a thickness of 60 ⁇ m, 12.5 mm or more at a thickness of 70 ⁇ m, and 13 at a thickness of 80 ⁇ m or more.
  • a value of 0.0 mm or more was regarded as having good formability and was determined to be ⁇ , and a thickness less than the above boundary value was determined to be ⁇ .
  • the ratio (HAGBs / LAGBs) of the lengths of the large tilted grain boundaries (HAGBs) with an orientation difference of 15 ° or more and the small tilted grain boundaries (LAGBs) with an orientation difference of 2 ° or more and less than 15 ° is more than 2.0, and the texture is aggregated.
  • the difference (Ra 20 -Ra 0 ) between the initial surface roughness Ra 0 and the surface roughness Ra 20 at 20% strain in the tensile test is 0.25 ⁇ m.
  • the values of 0 ° elongation, 45 ° elongation, and 90 ° elongation are all excellent, showing well-balanced elongation. In addition, these examples showed excellent limit molding height.

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Abstract

本発明に係るアルミニウム合金箔は、Ｆｅ：１．０質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．０５質量％以下を含有し、Ｍｎ：０．０１質量％以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、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（ＨＡＧＢｓ）と方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢｓ）の長さの比（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）が２．０超であり、集合組織としてＣｕ方位密度４０以下、及びＲ方位密度３０以下であり、初期の表面粗さＲａ０と引張試験におけるひずみ２０％時点における表面粗さＲａ２０の差（Ｒａ２０－Ｒａ０）が０．２５μｍ以下であることを特徴とする。

Description

アルミニウム合金箔
　本発明は、アルミニウム合金箔に関する。
　本願は、２０２０年１２月２５日に日本に出願された特願２０２０－２１６３７０号及び２０２１年１０月２６日に日本に出願された特願２０２１－１７４５０２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　食品やリチウムイオン二次電池等の電池用の包材に用いられるアルミニウム箔は、プレス成型等により大きな変形が加えられる。そのため、包材用のアルミニウム箔には従来良好な成形性が求められており、１Ｎ３０等の１０００系合金や８０７９、８０２１等の８０００系合金の軟質箔が使用されている。
　アルミニウム合金箔の成形については、伸びが重要なパラメーターではあるが、アルミニウム合金箔を一方向に変形させるわけではなく、いわゆる張出成形が行われることが多い。このため、アルミニウム合金箔において一般的に材料の伸び値として用いられる圧延方向に対して平行な方向だけでなく、４５°や９０°といった各方向の伸びも高いことが求められている。
　また、最近では、電池包材分野を初めとしてアルミニウム合金箔の用途において包材厚みの薄肉化が進められている。
国際公開第２０１４／０２１１７０号公報（Ａ） 国際公開第２０１４／０３４２４０号公報（Ａ） 日本国特開２００４－２７３５３号公報（Ａ）
　しかし、特許文献１に記載されたアルミニウム合金箔はＣｕの添加量が最大で０．５ｍａｓｓ％と多いことが懸念される。Ｃｕは微量でもアルミニウム合金箔の圧延性を低下させる元素であるため、圧延中にエッジクラックが発生して箔が破断してしまうリスクがある。また、特許文献１に記載のアルミニウム合金箔は平均結晶粒径も大きくなり、箔の厚さを薄くした際に高い成形性を維持することが困難となる可能性がある。
　特許文献２に記載のアルミニウム合金箔は、非常に微細な結晶粒径を規定しているが、結晶粒界としては５°以上の方位差を有するものに限定されている。結晶粒界の方位差が５°以上ということは、大傾角粒界と小傾角粒界とが混在しており、大傾角粒界で囲まれた結晶粒が微細であるかは定かではない。
　特許文献３の記載では、特許文献１、２とは異なり電池外装箔ではなく、厚さ１０μｍ以下の薄箔に関するものであり、中間焼鈍なしに製造されているため、集合組織が発達する。このため、圧延方向に対する０°、４５°、９０°の方向において安定した伸びが得られない。そして、平均結晶粒径も１０μｍ以上であり、箔の厚さが薄い場合には高い成形性を得ることが期待できない。
　本発明は上記課題を背景としてなされたものであり、加工性が良好で高い伸び特性を有するアルミニウム合金箔を提供することを目的の１つとしている。
（１）本形態のアルミニウム合金箔は、Ｆｅ：１．０質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．０５質量％以下を含有し、Ｍｎ：０．０１質量％以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、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（ＨＡＧＢｓ）と方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢｓ）の長さの比（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）が２．０超であり、集合組織としてＣｕ方位密度４０以下、及びＲ方位密度３０以下であり、初期の表面粗さＲａ０と引張試験におけるひずみ２０％時点における表面粗さＲａ２０の差（Ｒａ２０－Ｒａ０）が０．２５μｍ以下であることを特徴とする。
（２）本形態のアルミニウム合金箔において、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の伸びが２８％以上であることが好ましい。
（３）本形態のアルミニウム合金箔において、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径が６μｍ以上１５μｍ以下であり、最大粒径／平均粒径≦３．５であることが好ましい。
　本発明に係るアルミニウム合金箔によれば、高い伸び特性を有するアルミニウム合金箔を得ることができる。
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。
　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。
　以下、本実施形態に係るアルミニウム合金箔で規定する内容について説明する。
　本実施形態に係るアルミニウム合金箔は、Ｆｅ：１．０質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．０５質量％以下を含有し、Ｍｎ：０．０１質量％以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有する。
　本実施形態に係るアルミニウム合金箔において、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（ＨＡＧＢｓ）と方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢｓ）の長さの比（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）が２．０超であり、集合組織としてＣｕ方位密度４０以下、及びＲ方位密度３０以下であり、初期の表面粗さＲａ０と引張試験におけるひずみ２０％時点における表面粗さＲａ２０の差（Ｒａ２０－Ｒａ０）が０．２５μｍ以下であることが好ましい。
　また、本形態のアルミニウム合金箔において、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の伸びが２８％以上であることが好ましい。
　更に、本形態のアルミニウム合金箔において、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径が６μｍ以上１５μｍ以下であり、最大粒径／平均粒径≦３．５であることが好ましい。
　以下、本実施形態に係るアルミニウム合金箔を構成するアルミニウム合金に含まれている各元素について説明する。
　・Ｆｅ：１．０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、前記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の含有量が下限（１．０質量％）を下回ると、粗大な金属間化合物の分布密度が低くなり、微細化の効果が低くなり、最終的な結晶粒径分布も不均一となる。Ｆｅ含有量が上限（１．８質量％）を超えると、結晶粒微細化の効果が飽和もしくは却って低下し、さらに鋳造時に生成されるＡｌ－Ｆｅ系化合物のサイズが非常に大きくなり、箔の伸びと圧延性が低下する。
　このため、Ｆｅの含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由でＦｅの含有量を１．０質量％以上１．６質量％以下とすることがより好ましい。
　・Ｓｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下
　ＳｉはＦｅと共に金属間化合物を形成するが、Ｓｉ添加量が多い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。Ｓｉ含有量が上限（０．１０質量％）を超えると、粗大な晶出物による圧延性、伸び特性の低下、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の含有量は低い方が好ましいが、Ｓｉ含有量が下限（０．０１質量％）未満となると高純度の地金を使用する必要があり、製造コストが大幅に増加する。
　また、高純度地金を使用した場合には、Ｃｕといった微量成分も極端に低くなるため、冷間圧延中に過度な加工軟化を生じ、圧延性が低下する懸念もある。以上の理由で、Ｓｉの含有量を０．０１質量％以上０．１０質量％以下の範囲に定める。
　なお、同様の理由でＳｉの含有量を０．０１質量％以上０．０５質量％以下とするのが好ましい。
　・Ｃｕ：０．００５質量％以上０．０５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、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、加工軟化抑制の効果が低く、０．０５質量％を超えると伸びが明瞭に低下する。このため、Ｃｕの含有量を上記範囲とする。
　なお、同様の理由でＣｕの含有量は、０．００５質量％以上０．０１質量％以下の範囲とするのがより好ましい。
　・Ｍｎ：０．０１質量％以下
　Ｍｎはアルミニウム母相中に固溶する、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の含有量がごく微量であればＣｕと同様に加工軟化の抑制が期待できるが、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ことが困難となる。そのため、Ｍｎの含有量を０．０１質量％以下に規制する。
　なお、同様の理由でＭｎの含有量を０．００５質量％以下とするのがより好ましい。
　・「ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ＞２．０」
　Ａｌ－Ｆｅ合金に限ったことではないが、焼鈍時の再結晶挙動によっては総結晶粒界に占める大傾角粒界（ＨＡＧＢｓ）の長さＬ１と小傾角粒界（ＬＡＧＢｓ）の長さＬ２の比率（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）が変化する。
　最終焼鈍後にＬＡＧＢｓの割合が多い場合は、たとえ平均結晶粒が微細であったとしても、Ｌ１／Ｌ２≦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。このため、Ｌ１／Ｌ２＞２．０とするのが望ましく、この規定を満たすことで、より高い伸びが期待できる。より好ましくは、上記比（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）を２．５以上とする。
　大傾角粒界と小傾角粒界の長さは結晶粒径と同様にＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定することができる。観察した視野の面積における大傾角粒界と小傾角粒界の総長さからＬ１／Ｌ２を算出することができる。
・「集合組織としてＣｕ方位密度４０以下、及びＲ方位密度３０以下」
　集合組織は箔の伸びに大きな影響を及ぼす。Ｃｕ方位密度が４０を超え、且つＲ方位密度も３０を超えると、０°、４５°、９０°の伸び値に異方性が生じ、特に０°、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、成型時に均一な変形が出来ず成形性が低下する。より好ましくはＣｕ方位密度３０以下、及びＲ方位密度２０以下である。
　・「初期の表面粗さＲａ０と引張試験におけるひずみ２０％時点における表面粗さＲａ２０の差（Ｒａ２０―Ｒａ０）が０．２５μｍ以下」
　アルミニウム箔は成形中に、成形が進むにつれ表面が荒れることを本発明者が知見しており、この成形中の表面あれが小さい場合に良好な成形性が得られることが推測される。アルミニウム箔の変形中の表面荒れに及ぼす影響因子は結晶粒径や集合組織、そして金属間化合物の分布状態が挙げられ、それらが相互に作用する複雑なものであり、未だその全貌は明らかとなっていない。本発明者らは、アルミニウム箔の初期の表面粗さをＲａ０、引張変形におけるひずみ２０％時点でのアルミニウム合金箔の表面粗さＲａ２０とした場合に、表面粗さの増加（Ｒａ２０―Ｒａ０）を０．２５μｍ以下に抑制することで、結果的に良好な成形性を有する箔を得ることが出来ることを見出した。
　この観点から、アルミニウム箔の成形中の表面粗さの増加について、０．２０μｍ以下であることがより好ましい。
　・「方位差１５°以上の大傾角粒界に囲まれた結晶粒について、平均粒径が６μｍ以上１５μｍ以下、かつ最大粒径／平均粒径≦３．５」
　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が期待できる。この表面あ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、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１５°以上の大傾角粒界に囲まれた結晶粒について、平均結晶粒径が１５μｍ以下であることが望ましい。また、平均粒径６μｍ未満では耐力の増加に伴う成形性の低下を生じ、さらにこのような微細結晶粒組織は再結晶おける連続再結晶の割合が高くなる傾向にあり、集合組織におけるＣｕ方位密度が増加し、やはり成形性低下のリスクがある。そして平均結晶粒径が同じであっても、結晶粒の粒径分布が不均一である場合、局所的な変形を生じ易くなり伸びは低下する。そのため、平均結晶粒径を６μｍ以上１５μｍ以下とするだけでなく、最大粒径／平均粒径≦３．５とすることで高い伸び特性を得ることができる。さらに本発明者らは、結晶粒径が１５μｍ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、平均結晶粒径は５μｍ以上１０μｍ以下が好ましく、前記比は、２．５以下がより好ましい。後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ：Electron BackScatter Diffraction）によって単位面積あたりの結晶方位解析によって方位差１５°以上の大傾角粒界マップを得ることが出来る。
　・「箔の厚みが４０μｍのときの圧延方向に対する０°、４５°、９０°方向の伸びがそれぞれ２８％以上」
　高成形性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、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。箔の伸び値は箔の厚さの影響を大きく受けるが、厚さ４０μｍにおいて伸び２８％以上であれば高い成形性が期待できる。箔の厚みが薄い場合の伸びの目安として、厚み１０μｍであれば１２％以上、厚み２０μｍであれば１６％以上、厚み３０μｍであれば２２％以上の伸びを有する事で高い成形性が期待出来る。箔の厚みが厚い場合の伸びの目安としては、厚み５０μｍであれば３０％以上、厚み６０μｍであれば３２％以上、厚み７０μｍであれば３４％以上、そして厚み８０μｍであれば３６％以上の伸びを有する事で高い成形性が期待できる。
　・「粒径１μｍ以上３μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の密度：１×１０４個／ｍｍ２以上」
　粒径１μｍ以上とは一般的に再結晶時に核生成サイトになると言われている粒径であり、このような金属間化合物が高密度に分布することで焼鈍時に微細な再結晶粒を得やすくなる。粒径が１μｍ未満、あるいは密度が１×１０４個／ｍｍ２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く、３μｍを超えると圧延中のピンホールや伸びの低下につながり易くなる。このため、粒径１μｍ以上３μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の密度が上記範囲内であることが望ましい。
　・「粒径０．１μｍ以上１μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の密度：２×１０５個／ｍｍ2以上」
　粒径０．１μｍ以上１μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物は、一般には再結晶時の核生成サイトとなりにくいと言われているサイズであるが、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思われる結果を本発明者が得ている。
　メカニズムの全体像は未だ明らかでないが、粒径１～３μｍの粗大な金属間化合物に加え、１μｍ未満の微細な化合物が高密度に存在することで最終焼鈍後の再結晶粒微細化、及びＨＡＧＢｓの長さ／ＬＡＧＢｓの長さの低下抑制を確認している。
　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、粒径０．１μｍ以上１μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の密度が上記範囲であることが望ましい。
　以下、本実施形態に係るアルミニウム合金箔の製造方法の一例について説明する。
　アルミニウム合金として、Ｆｅ：１．０質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．０５質量％以下を含有し、Ｍｎ：０．０１質量％以下に規制し、残部がＡｌ及びその他の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した。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、４８０～５５０℃で６間以上保持する均質化処理を行う。
　均質化処理後、熱間圧延を行い、圧延仕上がり温度を２３０℃以上２８０℃未満に設定する。その後、冷間圧延を行い、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行う。なお、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、１０時間未満が好ましい。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り、１０時間以上の長時間焼鈍は経済的に好ましくない。
　中間焼鈍降の冷間圧延は最終冷間圧延に相当し、最終冷間圧延率が９２％以上であり、その後、最終焼鈍を２５０～３５０℃で１０時間以上保持する条件で行う。箔の厚さは特に限定されないが、例えば１０μｍ以上８０μｍ以下とすることができる。あるいは、箔の厚さを１０μｍ以上７０μｍ以下とすることができ、２０μｍ以上７０μｍ以下とすることもできる。
　・「均質化処理：４８０～５５０℃で６時間以上保持」
　ここでの均質化処理は鋳塊内のミクロ偏析の解消と金属間化合物の分布状態を調整することを目的としており、最終的に微細で均一な結晶粒組織を得る為に非常に重要な処理である。均質化処理において、４８０℃未満の温度では鋳塊内のミクロ偏析を解消することは出来ても、Ｆｅの析出が不十分となり、Ｆｅの固溶量が高くなり、且つ再結晶の核生成サイトとなる粒径１μｍ以上３μｍ未満の粗大な金属間化合物の密度が低下する為、結晶粒径が粗大になりやすい。そのため、これらは結果として表面荒れを発達させる要因となり得る。また粒径０．１μｍ以上１μｍ未満の微細な金属間化合物を高密度に析出させる上では出来るだけ低温での均質化処理が有効であり、５５０℃を超えるとこれら微細な金属間化合物の密度が低下してしまう。均質化処理において、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。均質化処理時間が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。
　・「熱間圧延の圧延仕上がり温度：２３０℃以上２８０℃未満」
　均質化処理後に熱間圧延を行う。熱間圧延においては仕上がり温度を２８０℃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２８０℃未満とすることで、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ことで、その後の中間焼鈍板厚までに蓄積されるひずみ量が大きくなり、中間焼鈍時に微細な再結晶粒組織を得ることが出来る。このことは最終的な結晶粒の微細に繋がるため、表面あれの抑制に寄与する。２８０℃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ことになり、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。
　・「中間焼鈍：３００℃～４００℃」
　中間焼鈍は冷間圧延を繰り返すこと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。中間焼鈍温度が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、及びＣｕ方位が顕著に発達するリスクがある。また中間焼鈍温度が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再結晶が抑制され、小傾角粒界の割合が多くなるため、ＨＡＧＢ／ＬＡＧＢが低下する要因となる。
　・「最終冷間圧延率：９２％以上」
　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る。また結晶粒は冷間圧延の過程でも微細化されるため（Ｇｒａｉｎ　Ｓｕｂｄｉｖｂｉｓｉｏｎ）、その意味でも最終冷間圧延率は高い方が望ましい、具体的には最終冷間圧延率を９２％以上とすることが望ましく、９２％未満では蓄積ひずみ量の低下や圧延中の結晶粒微細化も不十分となり、最終焼鈍後の結晶粒サイズも大きくなり、表面荒れも悪化する。またその場再結晶の割合も増え、方位差１５°未満のＬＡＧＢｓが増加しＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓが小さくなる。上限については材料の特性上のデメリットはないものの、９９．９％を超える冷間圧延で薄箔を製造することは、圧延性の低下につながりサイドクラックによる破断の増加も懸念される。
　・「最終焼鈍：２５０～３５０℃で１０時間以上保持」
　最終冷間圧延後に最終焼鈍を行い、箔を完全に軟化させる。最終焼鈍の条件として、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あり、３５０℃を超える温度とすると箔の変形や経済性の低下などが問題となる。最終焼鈍時の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。
　以上説明の製造方法により得られたアルミニウム合金箔は優れた伸び特性を有しており、例えば厚さを４０μｍとしたときに、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向における伸びが２８％以上となる。
　また、得られたアルミニウム合金箔は、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積あたりの結晶方位解析では、方位差が１５°以上の粒界である大傾角粒界に囲まれた結晶粒の平均粒径が６μｍ以上１５μｍ以下、最大粒径／平均粒径≦３．５となっており、結晶粒が適切なサイズになっている。このため、変形した際の表面の肌荒れを抑制することができる。
　さらに、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積あたりの結晶方位解析において、方位差が１５°以上の粒界を、方位差が２°以上１５°未満の粒界を小傾角粒界とし、大傾角粒界の長さをＬ１、小傾角粒界の長さをＬ２としたとき、Ｌ１／Ｌ２＞２．０となっている（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ＞２．０）。これにより、より高い伸びが実現されている。
　得られたアルミニウム合金箔は、プレス成形等によって変形を行うことができ、食品やリチウムイオン電池の包材などとして好適に用いることができる。なお、本実施形態としては、アルミニウム合金箔の用途が上記に限定されるものではなく、適宜の用途に利用することができる。
　表１に示す組成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１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、再度の冷間圧延を行った後、２９０℃×２０時間のバッチ式最終焼鈍を施し、アルミニウム合金箔を製造した。
　得られたアルミニウム合金箔に対して、以下の測定および評価を行った。
・「結晶粒径」
　アルミニウム合金箔の表面を電解研磨した後、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）－ＥＢＳＤにて結晶方位解析を行い、結晶粒間の方位差が１５°以上の結晶粒界をＨＡＧＢｓ（大傾角粒界）と規定し、ＨＡＧＢｓで囲まれた結晶粒の大きさを測定した。倍率×１０００で視野サイズ４５×９０μｍを３視野測定し、平均結晶粒径、及び最大粒径／平均粒径を算出した。一つ一つの結晶粒径は円相当径にて算出し、平均結晶粒径の算出にはＥＢＳＤのＡｒｅａ法（Ａｖｅｒａｇｅ　ｂｙ　Ａｒｅａ　Ｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｍｅｔｈｏｄ）を用いた。尚、解析にはＴＳＬ　Ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ社のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓを使用した。
・「ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ」
　アルミニウム合金箔の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°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢｓ）と、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢｓ）を観察した（使用機器：電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）、ＮＶｉｓｉｏｎ４０、Ｃａｒｌ　Ｚｅｉｓｓ社製、ＥＢＳＤ測定ソフトウェア：ＯＩＭ　Ｄａｔａ　Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ、ＴＳＬ社製、ＥＢＳＤ解析ソフトウェア：ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ、ＴＳＬ社製）。倍率×１０００で視野サイズ４５×９０μｍを３視野測定し、視野内のＨＡＧＢｓとＬＡＧＢｓの長さを求め、比を算出した（３視野の合計値の比）。
・「結晶方位」
　Ｃｕ方位は｛１１２｝＜１１１＞、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、｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝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。
・「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、標点間距離（５０ｍｍ）で除して伸び率（％）を求めた。
・「金属間化合物の密度」
　金属間化合物はアルミニウム合金箔の平行断面（ＲＤ－ＮＤ面）をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ　ｓｅｃｔｉｏｎ　ｐｏｌｉｓｈｅｒ）にて切断し、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｃａｒｌ　Ｚｅｉｓｓ社製　ＮＶｉｓｉｏｎ４０）にて観察を行った。
「粒径１μｍ以上～３μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物」については、倍率×２０００倍にて観察した５視野を画像解析し、密度を算出した。「粒径０．１μｍ以上～１μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物」については、倍率×１００００倍にて観察した１０視野を画像解析し、密度を算出した。算出結果を表１に示した。
・「限界成型高さ」
　限界成型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、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）１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型高さ（ｍｍ）と規定した。ポンチの高さは０．５ｍｍ間隔で変化させた。ここでは、箔厚さ４０μｍの場合、張出高さ１１．０ｍｍ以上を成形性良好と見なし○と判定し、張出し高さ１１．０ｍｍ未満を×と判定した。
　成型高さは伸びと同じく箔厚みの影響を受け、厚みが薄い程成形高さは低くなる。厚みの薄い箔で試験を行った場合の限界張出高さの判定は、厚み１０μｍで７．０ｍｍ以上、厚み２０μｍで９．０ｍｍ以上、そして厚み３０μｍで１０．５ｍｍ以上を成形性良好と見なし○と判定し、各厚みで上述の境界値未満を×と判定した。厚みの厚い箔で試験を行った場合の限界張出高さの判定は、厚み５０μｍで１１．５ｍｍ以上、厚み６０μｍで１２．０ｍｍ以上、厚み７０μｍで１２．５ｍｍ以上、そして厚み８０μｍ以上で１３．０ｍｍ以上を成形性良好と見なし○と判定し、各厚みで上述の境界値未満を×と判定した。
・「初期の表面粗さＲａ０と引張試験におけるひずみ２０％時点における表面粗さＲａ２０の差（Ｒａ２０－Ｒａ０）」
　引張試験におけるひずみ２０％変形時点での表面粗さＲａ２０について、レーザー顕微鏡（キーエンス社　ＶＫ－Ｘ１００）を用いて測定を行った。測定箇所は試験片の幅手と長手の中央部であり、引張試験前とひずみ２０％変形後の試験片それぞれで測定を実施し、試験前の表面粗さＲａ０とひずみ２０％変形後の表面粗さＲａ２０を算出し、表面粗さの増加（Ｒａ２０－Ｒａ０）を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、表２に示すように、Ｆｅ：１．０質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．０５質量％以下を含有し、Ｍｎ：０．０１質量％以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、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（ＨＡＧＢｓ）と方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢｓ）の長さの比（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）が２．０超であり、集合組織としてＣｕ方位密度４０以下、及びＲ方位密度３０以下であり、初期の表面粗さＲａ０と引張試験におけるひずみ２０％時点における表面粗さＲａ２０の差（Ｒａ２０－Ｒａ０）が０．２５μｍ以下であり、箔厚み１０～８０μｍの実施例１～１１は、０°伸び、４５°伸び、９０°伸びの値がいずれも優れ、バランスのとれた伸びを示している。
　また、これらの実施例は優れた限界成型高さを示した。
　これら実施例に対し、比較例１２～１７はＳｉ含有量、Ｆｅ含有量、Ｃｕ含有量、Ｍｎ含有量のいずれかが、望ましい範囲より外れているので、平均粒径、粒径比、（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）の値、集合組織の状態を示すＣｕ方位あるいはＲ方位、１．０～３．０μｍあるいは０．１～１．０μｍの金属間化合物個数、（Ｒａ２０―Ｒａ０）の値、のいずれかが望ましい範囲から外れた結果、何れかの方位の伸びが不足し、成形性が低下した。
　比較例１８、１９は、均質化処理温度が望ましい範囲より低いか高いため、（Ｒａ２０－Ｒａ０）の値が大きくなるか、粒径比が大きく、（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）の値が小さくなり、いずれにおいても成形性が低下した。
　比較例２０は、熱間仕上がり温度が高いため、粒径比が大きく、（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）の値が小さくなり、成形性が低下した。
　比較例２１、２２は、中間焼鈍温度が望ましい範囲より低いか高いため、粒径比が大きく、集合組織のＣｕ方位密度、Ｒ方位密度とも条件を満たさないので集合組織の状態が悪いか、（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）の値が小さくなるため、いずれにおいても成形性が低下した。
　比較例２３は、最終冷間圧延率が９２％未満のため、（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）の値が小さくなり、（Ｒａ２０－Ｒａ０）の値が大きくなり、成形性が低下した。
　高い伸び特性を有するアルミニウム合金箔を得ることができる。
　１　　ポンチ

Claims (3)

  1. 　Ｆｅ：１．０質量％以上１．８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．０５質量％以下を含有し、Ｍｎ：０．０１質量％以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、
    　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（ＨＡＧＢｓ）と方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢｓ）の長さの比（ＨＡＧＢｓ／ＬＡＧＢｓ）が２．０超であり、集合組織としてＣｕ方位密度４０以下、及びＲ方位密度３０以下であり、初期の表面粗さＲａ０と引張試験におけるひずみ２０％時点における表面粗さＲａ２０の差（Ｒａ２０－Ｒａ０）が０．２５μｍ以下であり、厚さ１０μｍ以上８０μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金箔。
  2. 　圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向の伸びが２８％以上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箔。
  3. 　方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径が６μｍ以上１５μｍ以下であり、最大粒径／平均粒径≦３．５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。
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