WO2023276681A1 - アルミニウム合金箔 - Google Patents

アルミニウム合金箔 Download PDF

Info

Publication number
WO2023276681A1
WO2023276681A1 PCT/JP2022/024055 JP2022024055W WO2023276681A1 WO 2023276681 A1 WO2023276681 A1 WO 2023276681A1 JP 2022024055 W JP2022024055 W JP 2022024055W WO 2023276681 A1 WO2023276681 A1 WO 2023276681A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
mass
less
alloy foil
foil
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/024055
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
貴史 鈴木
俊哉 捫垣
祥平 岩尾
昌也 遠藤
敦子 高萩
慎二 林
健太 平木
昌保 山崎
Original Assignee
Ｍａアルミニウム株式会社
大日本印刷株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｍａアルミニウム株式会社, 大日本印刷株式会社 filed Critical Ｍａアルミニウム株式会社
Priority to JP2023531782A priority Critical patent/JP7377395B2/ja
Publication of WO2023276681A1 publication Critical patent/WO2023276681A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • 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
    • 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
    • C22F1/047—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 of alloys with magnesium as the next major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M50/00—Constructional details or processes of manufacture of the non-active parts of electrochemical cells other than fuel cells, e.g. hybrid cells
    • H01M50/10—Primary casings; Jackets or wrappings
    • H01M50/116—Primary casings; Jackets or wrappings characterised by the material
    • H01M50/117—Inorganic material
    • H01M50/119—Metals
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M50/00—Constructional details or processes of manufacture of the non-active parts of electrochemical cells other than fuel cells, e.g. hybrid cells
    • H01M50/10—Primary casings; Jackets or wrappings
    • H01M50/116—Primary casings; Jackets or wrappings characterised by the material
    • H01M50/124—Primary casings; Jackets or wrappings characterised by the material having a layered structure
    • 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 that can be used for packaging materials and the like.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-107734 filed in Japan on June 29, 2021, the content of which is incorporated herein.
  • Packaging materials using aluminum foil such as battery packaging, generally have a form in which resin films are laminated on both sides or one side.
  • the aluminum foil is responsible for barrier properties, and the resin film is mainly responsible for the rigidity of the product.
  • Pure aluminum and Al--Fe alloys such as JIS A8079 and 8021 have been used as aluminum foils conventionally used for packaging materials.
  • Soft foils made of pure aluminum and Al-Fe alloys generally have low strength. For example, when the foil is thinned, the handleability decreases due to wrinkles and bending, and cracks and pinholes occur in the aluminum foil due to impact. There is fear.
  • For aluminum foil increasing the strength is generally effective in improving these concerns.
  • Patent Document 1 proposes a high-strength foil of an Al--Fe--Mn alloy positively containing Mn.
  • the present invention was made against the background of the above circumstances, and an object thereof is to provide an aluminum alloy foil excellent in formability and strength.
  • Si 0.5% by mass or less
  • Fe 0.2% by mass or more and 2.0% by mass or less
  • Mg more than 1.5% by mass and 5.0% by mass or less with the balance being Al and inevitable impurities
  • the ratio of the length L1 of the large-angle grain boundary and the length L2 of the small-angle grain boundary per unit area measured by the backscattered electron diffraction method is L1/
  • the aluminum alloy foil is characterized by satisfying L2>3.0.
  • a second aspect is characterized in that, in the aluminum alloy foil of the first aspect, the surface contains 15.0 atomic % or more of Mg and has an oxide film thickness of 120 ⁇ or more.
  • a third aspect is characterized in that, in the aluminum alloy foil of the first or second aspect, the orientation density of each of the Copper orientation and R orientation of the texture is 15 or less.
  • a fourth aspect is characterized in that, in the aluminum alloy foil of any one of the first to third aspects, Mn: 0.1% by mass or less is included as the inevitable impurity.
  • a fifth aspect is characterized in that the aluminum alloy foil of any one of the first to fourth aspects has a tensile strength of 180 MPa or more and an elongation of 15% or more.
  • a sixth aspect is characterized in that the aluminum alloy foil of any one of the first to fifth aspects has an average crystal grain size of 25 ⁇ m or less.
  • the aluminum alloy foil of the aspect of the present invention good elongation properties and strength can be obtained while ensuring formability.
  • FIG. 1 is a micrograph showing the surface of an aluminum alloy foil used for corrosive evaluation in Examples. (a) is the surface without corrosion and (b) is the surface with corrosion.
  • the aluminum alloy foil of this embodiment will be described below.
  • ⁇ Fe 0.2% by mass or more and 2.0% by mass or less Fe crystallizes as an Al-Fe intermetallic compound during casting, and if the size of the compound is large, it becomes a recrystallization site during annealing. It has the effect of refining crystal grains.
  • the Fe content is below the lower limit, the distribution density of coarse intermetallic compounds becomes low, the effect of refining crystal grains is low, and the final crystal grain size distribution becomes uneven.
  • the Fe content exceeds the upper limit the effect of refining the crystal grains is saturated or rather reduced, and the size of the Al-Fe intermetallic compound generated during casting becomes very large, which affects the elongation and rolling of the foil. diminished sexuality. Therefore, the content of Fe is set within the above range.
  • the lower limit of the Fe content is preferably 0.5% by mass, and for the same reason, the lower limit of the Fe content is 1.0% by mass, and the upper limit is 1.8% by mass. is more preferable.
  • Mg dissolves in aluminum and can increase the strength of the soft foil by solid-solution strengthening.
  • Mg is easily dissolved in aluminum, even if it is contained together with Fe, there is little danger that the intermetallic compound will coarsen and the formability and rollability will deteriorate. If the Mg content exceeds 1.5% by mass, the foil becomes hard and the moldability and rollability are lowered, but an aluminum soft foil having extremely high strength can be obtained. If the Mg content is below the lower limit, the improvement in strength will be insufficient. When the content of Mg exceeds the upper limit, the aluminum alloy foil becomes extremely hard, resulting in a marked deterioration in rollability and formability.
  • the Mg content in the range of more than 1.5% by mass and 4.5% by mass or less. It was also confirmed that the addition of Mg improves the corrosion resistance of the lithium ion secondary battery to the electrolytic solution. Although the details of the mechanism are not clear, the larger the amount of Mg added, the more difficult it is for the aluminum alloy foil to react with lithium in the electrolytic solution, which can suppress the pulverization of the aluminum alloy foil and the formation of through holes.
  • ⁇ Si 0.5% by mass or less If the amount of Si is small, it may be added for the purpose of increasing the strength of the foil, but in this embodiment, if the Si content exceeds 0.5% by mass, The size of the Al-Fe-Si-based intermetallic compound generated during casting increases, deteriorating the elongation and formability of the foil, and when the foil thickness is thin, breakage occurs starting from the intermetallic compound, which impairs the rollability. descend. Also, if a large amount of Si is added to an alloy with a high Mg content like the product of the present invention, the amount of Mg—Si precipitates generated increases, resulting in a decrease in rollability and a decrease in the amount of solid solution of Mg.
  • the Si content 0.2% by mass or less. It should be noted that the lower the Si content, the better the formability, the rollability, the degree of refinement of crystal grains, and the ductility.
  • unavoidable impurities such as Cu and Mn can be included.
  • the amount of each element of these unavoidable impurities is desirably 0.1% by mass or less, for example.
  • the upper limit of the content of the unavoidable impurities is not limited to the above numerical value.
  • Mn is difficult to form a solid solution in aluminum, unlike Mg, it cannot be expected to greatly increase the strength of the soft foil by solid-solution strengthening.
  • the Mn content is desirably 0.1% by mass or less.
  • L1 is the length of the large-angle grain boundary per unit area
  • L2 is the length of the small-angle grain boundary measured by the backscattered electron diffraction method.
  • HAGB high-angle grain boundaries
  • LAGB low-angle grain boundaries
  • L1 when the length of the large-angle grain boundary is L1 and the length of the small-angle grain boundary is L2, high elongation and good formability can be expected by increasing the proportion of HAGB with L1/L2 > 3.0. can. More preferably, L1/L2>5.0.
  • each orientation density of the copper orientation and R orientation of the texture is 15 or less
  • the texture has a great influence on the mechanical properties and formability of the foil. If either the density of the copper orientation or the R orientation exceeds 15, there is a concern that uniform deformation cannot be achieved during molding, resulting in poor molding. In order to obtain good moldability, it is desirable to keep the orientation density of each of the Copper orientation and the R orientation at 15 or less. More preferably, each orientation density is 10 or less.
  • the surface Mg concentration is 15.0 atomic % or more, and the oxide film thickness is 120 ⁇ or more. It has been confirmed that it contributes to corrosion resistance. Corrosion resistance is improved due to the high Mg concentration on the foil surface and the formation of a thick oxide film. Therefore, it is desirable to set the Mg concentration on the surface of the aluminum foil to 15.0 atomic % or more and the thickness of the oxide film to 120 ⁇ or more. More preferably, the surface Mg concentration is 20.0 atomic % or more and the oxide film thickness is 220 ⁇ or more. More desirably, the surface Mg concentration is 25.0 atomic % or more.
  • the surface Mg concentration is the Mg concentration in the surface portion from the outermost surface to a depth of 8 nm, and the Mg concentration is the amount with respect to the total of 100 atomic % of all elements.
  • Tensile strength 180 MPa or more A tensile strength of 180 MPa or more is required in order to dramatically improve the impact resistance and puncture strength of existing foils such as JIS A8079 and 8021. For the same reason, the tensile strength is desirably 200 MPa or more. However, the higher the tensile strength, the lower the moldability. Therefore, when the moldability is important, it is better to suppress the tensile strength. Tensile strength can be achieved by selection of composition and optimization of grain size.
  • ⁇ Elongation 15% or more
  • the influence of elongation on formability varies greatly depending on the forming method. The higher the elongation, the better the moldability, and it is desirable to have an elongation of 15% or more. Elongation properties can be achieved by composition selection and grain size refinement.
  • ⁇ Average crystal grain size 25 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size is 25 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size can be achieved by selecting the composition, homogenizing treatment, and manufacturing conditions that optimize the cold rolling rate.
  • An aluminum alloy ingot is cast by a conventional method such as a semi-continuous casting method.
  • the aluminum alloy ingot contains Si: 0.5 mass% or less, Fe: 0.2 mass% or more and 2.0 mass% or less, Mg: more than 1.5 mass% and 5.0 mass% or less, and the balance has a composition consisting of Al and inevitable impurities. If desired, the Mn content is set to 0.1% by mass or less.
  • the obtained ingot is subjected to homogenization treatment.
  • Homogenization treatment 450 to 550 ° C
  • the homogenization treatment of aluminum material is performed at 400 to 600° C. for a long time, but in this embodiment, it is necessary to consider refinement of crystal grains by adding Fe.
  • the temperature is less than 450° C., precipitation of Fe becomes insufficient, and there is concern about coarsening of crystal grains during the final annealing.
  • the ratio of in-situ recrystallization increases, and there is concern about a decrease in L1/L2.
  • the temperature is 480-520° C. and the time is 5 hours or longer.
  • Hot rolling is performed to obtain an aluminum alloy plate with the desired thickness.
  • Hot rolling can be performed by a conventional method, and the coiling temperature for hot rolling is desirably higher than the recrystallization temperature, specifically 300° C. or higher. If the temperature is less than 300° C., fine Al—Fe intermetallic compounds of 0.3 ⁇ m or less are deposited.
  • recrystallized grains and fiber grains coexist after hot rolling, and the crystal grain size after intermediate annealing and final annealing may become non-uniform, resulting in deterioration in elongation characteristics, which is not desirable.
  • intermediate annealing After hot rolling, cold rolling, intermediate annealing, and final cold rolling are performed to obtain the aluminum alloy foil of the present embodiment by making the thickness 5 to 100 ⁇ m. It is desirable that the final cold rolling reduction be 90% or more.
  • intermediate annealing may not be performed during cold rolling, it may be performed in some cases.
  • batch annealing in which the coil is placed in a furnace and held for a certain period of time
  • continuous annealing line in which the material is rapidly heated and cooled in a continuous annealing line (hereinafter referred to as CAL annealing).
  • any method may be used, but CAL annealing is preferable when grain refinement is intended to increase strength, and batch annealing is preferable when formability is given priority.
  • batch annealing conditions of 300 to 400° C. for 3 hours or more can be adopted.
  • CAL annealing the following conditions shall be adopted: heating rate: 10 to 250°C/sec, heating temperature: 400°C to 550°C, no holding time or holding time: 5 seconds or less, cooling rate: 20 to 200°C/sec. can be done.
  • the presence or absence of intermediate annealing, the conditions for performing intermediate annealing, and the like are not limited to specific ones.
  • Final cold rolling reduction 84.0% or more and 97.0% or less
  • the more desirable final cold rolling reduction range is 90.0% or more and 93.0% or less.
  • final annealing is performed to obtain a soft foil.
  • Final annealing after foil rolling may generally be performed at 250°C to 400°C.
  • the concentration of Mg on the surface of the foil and the growth of the oxide film become insufficient, and there is a concern that the corrosion resistance is also lowered.
  • Mg is excessively concentrated on the surface of the foil, and there is a concern that the foil will be discolored and the properties of the oxide film will be changed to cause minute cracks, resulting in a decrease in corrosion resistance. If the final annealing time is less than 5 hours, the effect of the final annealing is insufficient.
  • the obtained aluminum alloy foil has a tensile strength of 180 MPa or more and an elongation of 15% or more at room temperature. Also, the average crystal grain size is 25 ⁇ m or less. The average grain size can be determined by the cutting method specified in JIS G0551.
  • the obtained aluminum alloy foil has both high strength and high formability, and can be used as various molding materials for packaging materials. In particular, when used as an exterior material or current collector for a lithium ion battery, it exhibits good corrosion resistance to electrolytic solutions.
  • An aluminum alloy ingot having each composition shown in Table 1 (the balance being Al and unavoidable impurities) was prepared. It was subjected to homogenization treatment under the conditions shown in Table 2, and then hot-rolled at a finish temperature of 330° C. to form a sheet material having a thickness of 3 mm. Then, through cold rolling, intermediate annealing, final cold rolling, and final annealing, an aluminum alloy foil sample having a thickness of 40 ⁇ m and a width of 1200 mm was produced. Table 2 shows the conditions of intermediate annealing and final annealing. In Example 11, CAL annealing was performed as intermediate annealing.
  • the CAL annealing was performed under the conditions of temperature increase rate: 70°C/sec, heating temperature: 420°C, holding time: 0 sec, cooling rate: 50°C/sec.
  • the item of cold rolling in Table 2 shows the plate thickness immediately before intermediate annealing and the cold rolling reduction up to the plate thickness. The following tests or measurements were performed on the produced aluminum alloy foil, and the results are shown in Tables 3 and 4.
  • the fracture surfaces of the aluminum alloy foil were brought together to measure the distance between the marks.
  • the gauge length (50 mm) was subtracted from the distance between the marks to calculate the elongation (mm), and the elongation (%) was obtained by dividing the elongation by the gauge length (50 mm).
  • ⁇ Average crystal grain size The surface of the aluminum alloy foil was electrolytically polished at a voltage of 20 V using a mixed solution of 20% by volume perchloric acid and 80% by volume ethanol. Then, it was anodized in Barker's solution at a voltage of 30V. Crystal grains of the treated specimens were observed with an optical microscope. The average crystal grain size was calculated from the photographs taken by the cutting method specified in JIS G0551.
  • the Mg concentration on the foil surface was estimated by XPS (X-ray Photoelectron Spectroscopy). Waveform separation was performed on the narrow spectrum obtained by narrow scan measurement in the surface portion from the outermost surface to a depth of 8 nm, and the atomic concentration of each element was quantified. Incidentally, the Mg2p spectrum was used for quantifying the Mg amount. The details of the analysis conditions are as follows.
  • the oxide film thickness was measured with an FE-EPMA (Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer) device.
  • the oxide film thickness of the sample was calculated using the X-ray intensity calibration curve obtained from the oxide film sample whose thickness was known from the beginning.
  • the FE-EPMA used was JXA-8530F from JEOL. Analysis conditions were an acceleration voltage of 10 kV, an irradiation current of 100 nA, and a beam diameter of 50 ⁇ m.
  • ⁇ Penetration strength A needle with a diameter of 1.0 mm and a tip shape radius of 0.5 mm is pierced into an aluminum alloy foil at a speed of 50 mm/min, and the maximum load (N) until the needle penetrates the foil is defined as the piercing strength. It was measured. Here, when the piercing strength was 11.0 N or more, the piercing resistance was judged to be good, and shown in Table 4 as "O" (good). When the piercing strength was less than 11.0 N, it was judged to be poor in piercing resistance, and indicated as "x" (poor) in Table 4.
  • the forming height was evaluated by a rectangular cylinder forming test.
  • the wrinkle suppressing force was 10 kN
  • the punch rising speed (forming speed) was set to 1
  • mineral oil was applied as a lubricant to one side of the foil (the side hit by the punch).
  • a punch rising from the bottom of the device hits the foil and the foil is formed.
  • the maximum rise height of the punch that can be formed without cracks or pinholes in three consecutive formings is the limit forming height of the material. It was defined as height (mm).
  • the height of the punch was changed at intervals of 0.5 mm.
  • the molding height was 5.0 mm or more, the moldability was judged to be good, and shown in Table 4 as "good”.
  • the molding height was less than 5.0 mm, it was determined that the moldability was poor, and indicated by "x" (poor) in Table 4.
  • the aluminum alloy foil of the present embodiment has excellent formability and strength, and is suitably applied as a packaging material such as a battery exterior.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

このアルミニウム合金箔は、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、後方散乱電子回折法により測定される単位面積あたりの大角粒界の長さＬ１と小角粒界の長さＬ２の比が、Ｌ１／Ｌ２＞３．０を満たす。

Description

アルミニウム合金箔
　この発明は、包材などに用いることができるアルミニウム合金箔に関する。
　本願は、２０２１年６月２９日に、日本に出願された特願２０２１－１０７７３４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　電池外装などのようにアルミニウム箔を用いる包材は、両面ないしは片面に樹脂フィルムをラミネートした形態とするのが一般的である。アルミニウム箔はバリア性を担い、樹脂フィルムは主に製品の剛性を担っている。従来から包材に使用されるアルミニウム箔には純アルミニウムやＪＩＳ　Ａ８０７９、８０２１等のＡｌ－Ｆｅ合金が用いられている。純アルミニウムやＡｌ－Ｆｅ合金の軟質箔は一般的に強度が低い為、例えば箔を薄肉化した場合にはシワや折れ曲がりなどによるハンドリング性の低下や、衝撃でアルミニウム箔にクラックやピンホールを生じる恐れがある。アルミニウム箔に関して、これらの懸念を改善するには、一般に高強度化が有効である。
　例えば、特許文献１では、Ｍｎを積極的に含有したＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ合金の高強度箔が提案されている。
　しかしＡｌ－Ｆｅ合金へのＭｎの添加は金属間化合物の粗大化やＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の巨大晶出物が生成し、成形性を低下させるリスクが大きい。
特開２０１６－０７９４８７号公報
　本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、成形性と強度に優れたアルミニウム合金箔を提供することを目的とする。
　すなわち、本発明の第１の態様は、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、後方散乱電子回折法により測定される単位面積あたりの大角粒界の長さＬ１と小角粒界の長さＬ２の比が、Ｌ１／Ｌ２＞３．０を満たすことを特徴とするアルミニウム合金箔である。
　第２の態様は、第１の態様のアルミニウム合金箔において、表面に１５．０原子％以上のＭｇを含み、且つ酸化皮膜厚さが１２０Å以上であることを特徴とする。
　第３の態様は、第１または第２の態様のアルミニウム合金箔において、集合組織のＣｏｐｐｅｒ方位、Ｒ方位のそれぞれの方位密度が１５以下であることを特徴とする。
　第４の態様は、第１～第３のいずれかの態様のアルミニウム合金箔において、前記不可避不純物としてＭｎ：０．１質量％以下を含むことを特徴とする。
　第５の態様は、第１～第４のいずれかの態様のアルミニウム合金箔において、引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であることを特徴とする。
　第６の態様は、第１～第５のいずれかの態様のアルミニウム合金箔において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする。
　本発明の態様のアルミニウム合金箔によれば、成形性を確保しつつ良好な伸び特性と強度を得ることができる。
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。 実施例にて腐食性の評価に用いたアルミニウム合金箔の表面を示す顕微鏡写真である。（ａ）は、腐食のない表面であり、（ｂ）は、腐食のある表面である。
　以下に、本実施形態のアルミニウム合金箔を説明する。
・Ｆｅ：０．２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、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るため、再結晶粒を微細化する効果がある。Ｆｅの含有量が下限を下回ると、粗大な金属間化合物の分布密度が低くなり、結晶粒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の含有量が上限を超えると、結晶粒の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系金属間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。同様の理由でＦｅの含有量の下限を０．５質量％とするのが好ましく、さらに同様の理由でＦｅの含有量の下限を１．０質量％とし、上限を１．８質量％とすることが一層好ましい。
・Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下
　Ｍｇはアルミニウムに固溶し、固溶強化によって軟質箔の強度を高めることが出来る。またＭｇはアルミニウムに固溶し易い為、Ｆｅと共に含有しても、金属間化合物が粗大化して成形性や圧延性が低下する危険性は低い。Ｍｇの含有量が１．５質量％を超えると、箔は硬くなり成形性や圧延性は低下するが、非常に高い強度を有するアルミニウム軟質箔を得ることが出来る。Ｍｇの含有量が下限を下回ると、強度の向上が不十分となる。Ｍｇの含有量が上限を超えると、アルミニウム合金箔が極めて硬くなり圧延性や成形性の著しい低下を招く。同様の理由でＭｇの含有量を１．５質量％超４．５質量％以下の範囲とすることが望ましい。
　またＭｇを添加することで、リチウムイオン二次電池の電解液に対する耐食性が向上することも確認された。メカニズムの詳細は明らかではないが、Ｍｇ添加量が多いほど、アルミニウム合金箔と電解液中のリチウムが反応しにくくなり、アルミニウム合金箔の微粉化や貫通孔の発生を抑制することが出来る。
・Ｓｉ：０．５質量％以下
　Ｓｉは微量であれば、箔の強度を高める目的で添加されることもあるが、本実施形態においてはＳｉの含有量が０．５質量％を超えると、鋳造時に生成されるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物のサイズが大きくなり、箔の伸びや成形性が低下し、箔厚さが薄い場合、金属間化合物を起点とした破断が生じ圧延性も低下する。また本発明品の様にＭｇ含有量の多い合金にＳｉを多量に添加すると、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が多くなり、圧延性の低下や、Ｍｇの固溶量が低下することによる強度の低下を招く恐れがある。同様の理由でＳｉの含有量を０．２質量％以下に抑えることが望ましい。なお、Ｓｉが低い程、成形性、圧延性、結晶粒の微細化の度合い、そして延性が良好という傾向を有する。
・不可避不純物
　その他に、ＣｕやＭｎなどの不可避不純物を含むことができる。これらの不可避不純物の各元素の量は、例えば、０．１質量％以下とするのが望ましい。なお、本実施形態としては、前記不可避不純物の含有量の上限が上記数値に限定されるものではない。
　ただし、Ｍｎはアルミニウムに固溶し難いため、Ｍｇと異なり固溶強化によって軟質箔の強度を大きく高めることは期待できない。またＦｅ含有量の多い合金にＭｎを多量に添加すると、金属間化合物の粗大化やＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の巨大金属間化合物が生成する危険性が高くなり、圧延性や成形性の低下を招く恐れがある。このため、Ｍｎ含有量は０．１質量％以下とするのが望ましい。
・後方散乱電子回折法により測定される単位面積あたりの大角粒界の長さをＬ１、小角粒界の長さをＬ２としたとき、Ｌ１／Ｌ２＞３．０
　焼鈍後の再結晶粒組織における大角粒界（ＨＡＧＢ；Ｈｉｇｈ－Ａｎｇｌｅ　Ｇｒａｉｎ　Ｂｏｕｎｄａｒｙ）と小角粒界（ＬＡＧＢ；Ｌｏｗ－Ａｎｇｌｅ　Ｇｒａｉｎ　Ｂｏｕｎｄａｒｙ）の割合が箔の伸びや成形性に影響を及ぼす。最終焼鈍後の再結晶粒組織においてＬＡＧＢの割合が高い場合には、変形の局在化を生じやすくなり伸びや成形性が低下する。この為、大角粒界の長さをＬ１、小角粒界の長さをＬ２としたとき、Ｌ１／Ｌ２＞３．０としてＨＡＧＢの割合を高くすることで、高い伸びや良好な成形性が期待できる。より好ましくはＬ１／Ｌ２＞５．０である。
・集合組織のＣｏｐｐｅｒ方位、Ｒ方位のそれぞれの方位密度が１５以下
　集合組織は箔の機械的性質や成形性に大きな影響を及ぼす。Ｃоｐｐｅｒ方位とＲ方位の密度のいずれかが１５を超えると、成形時に均一な変形が出来ず成形が低下する懸念がある。良好な成形性を得るためにＣоｐｐｅｒ方位とＲ方位の方位密度をそれぞれ１５以下に保つのが望ましい。より好ましくはそれぞれの方位密度が１０以下である。
・表面のＭｇ濃度が１５．０原子％以上、且つ酸化皮膜厚さが１２０Å以上
　メカニズムの詳細は明らかではないが、箔表面のＭｇ濃度と酸化皮膜厚さはリチウムイオン二次電池の電解液に対する耐食性に寄与することが確認されている。箔表面のＭｇ濃度が高く、且つ厚い酸化皮膜が形成されることで耐食性が向上する。このためアルミニウム箔表面のＭｇ濃度を１５．０原子％以上、且つ酸化皮膜厚さ１２０Å以上とするのが望ましい。より好ましくは表面のＭｇ濃度が２０．０原子％以上、且つ酸化皮膜厚さが２２０Å以上である。さらに望ましくは表面のＭｇ濃度が２５．０原子％以上である。
　ここで、表面のＭｇ濃度は、最表面から深さ８ｎｍまでの表面部のＭｇ濃度であり、Ｍｇ濃度は、全ての元素の合計１００原子％に対する量である。
・引張強さ：１８０ＭＰａ以上
　既存のＪＩＳ　Ａ８０７９や８０２１等の箔に対し、劇的に耐衝撃性や突き刺し強さを向上させるためには、１８０ＭＰａ以上の引張強度が必要である。同様の理由で引張強さは２００ＭＰａ以上であることが望ましい。ただし引張強さが高い程、成形性は低下する為、成形性を重視する場合は引張強さを抑えた方が良い。
　引張強さは、組成の選定と、結晶粒サイズの最適化により達成することができる。
・伸び：１５％以上
　成形性に対する伸びの影響はその成形方法によって大きく異なり、また伸びだけで成形性が決定されるわけではないが、アルミニウム包装材で良く用いられる張出し加工においては、アルミニウム合金箔の伸びが高い程、成形性は有利であり、１５％以上の伸びを有することが望ましい。
　伸びの特性は、組成の選定と、結晶粒サイズの微細化により達成することができる。
・平均結晶粒径：２５μｍ以下
　軟質アルミニウム合金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。なお、この結晶粒径の影響は、箔の厚さが薄い程、大きくなる。高い伸び特性やそれに伴う高成形性を実現するには、平均結晶粒径が２５μｍ以下であることが望ましい。
　平均結晶粒径は、組成の選定と均質化処理や冷間圧延率の最適化を図った製造条件により達成することができる。
　以下に、本実施形態のアルミニウム合金箔を製造する方法を説明する。
　アルミニウム合金の鋳塊を、半連続鋳造法等の常法によって鋳造する。アルミニウム合金の鋳塊は、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有する。所望によりＭｎ含有量を０．１質量％以下とする。
　得られた鋳塊に対しては、均質化処理を行う。
・均質化処理：４５０～５５０℃
　一般にアルミニウム材料の均質化処理は４００～６００℃で長時間行われるが、本実施形態ではＦｅ添加による結晶粒の微細化を考慮する必要がある。
　均質化処理において、４５０℃未満の温度では、Ｆｅの析出が不十分となり、最終焼鈍時に結晶粒の粗大化が懸念される。また、その場再結晶の割合が増加することでＬＡＧＢの割合が多くなり、Ｌ１／Ｌ２の低下が懸念される。また、Ｃｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度の増加による成形性の低下が懸念される。また５５０℃を超える温度では、晶出物が顕著に成長し、最終焼鈍時の結晶粒の粗大化や成形性の低下に繋がる。均質化処理の時間は、最低３時間以上確保する必要がある。３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。望ましくは、温度は４８０～５２０℃で、時間は５時間以上である。
　均質化処理後、熱間圧延を行い、所望の厚さのアルミニウム合金板を得る。熱間圧延は常法によって行うことができるが、熱間圧延の巻取り温度は、再結晶温度以上、具体的には３００℃以上とすることが望ましい。３００℃未満では、０．３μｍ以下の微細なＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物が析出する。また、熱間圧延後に再結晶粒とファイバー粒が混在し、中間焼鈍や最終焼鈍の後の結晶粒サイズが不均一化し伸び特性が低下する懸念があり、望ましくない。
　熱間圧延の後には、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延を行い、厚さを５～１００μｍとすることで、本実施形態のアルミニウム合金箔を得る。最終冷間圧延率は９０％以上とすることが望ましい。
　なお、冷間圧延途中での中間焼鈍は行わなくてもよいが、場合によっては実施しても良い。中間焼鈍には、コイルを炉に投入し一定時間保持するバッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ　Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）と、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ａｎｎｅａｌｉｎｇ　Ｌｉｎｅ、以下ＣＡＬ焼鈍という）により材料を急加熱・急冷する２種類の方式がある。中間焼鈍を負荷する場合、いずれの方法でも良いが、結晶粒の微細化を図り高強度化をする場合はＣＡＬ焼鈍が望ましく、成形性を優先するならばバッチ焼鈍が好ましい。
　例えば、バッチ焼鈍では、３００～４００℃で３時間以上の条件を採用することができる。ＣＡＬ焼鈍では、昇温速度：１０～２５０℃／秒、加熱温度：４００℃～５５０℃、保持時間なしまたは保持時間：５秒以下、冷却速度：２０～２００℃／秒の条件を採用することができる。ただし、本実施形態としては、中間焼鈍の有無、中間焼鈍を行う場合の条件等は特定のものに限定されるものではない。
・最終冷間圧延率：８４．０％以上９７．０％以下
　中間焼鈍後から最終厚さ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。またその場再結晶を抑制する効果もあり、Ｌ１／Ｌ２の増加に伴う成形性の向上も期待される。具体的には、最終冷間圧延率を８４．０％以上とすることが望ましい。しかし最終冷間圧延率が高すぎる場合には、最終焼鈍後でもＣｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度の増加による成形性の低下が懸念される。またその結果としてＬ１／Ｌ２の低下も生じることから、具体的には最終冷間圧延率９７．０％以下とすることが望ましい。また最終冷間圧延率が低い場合には、結晶粒の粗大化やＬ１／Ｌ２の低下に伴う成形性の低下が懸念される。同様の理由でさらに望ましい最終冷間圧延率の範囲は９０．０％以上９３．０％以下である。
　箔圧延後には、最終焼鈍を行って軟質箔とする。箔圧延後の最終焼鈍は一般に２５０℃～４００℃で実施すればよい。しかしＭｇによる耐食性の効果をより高める場合には、３５０℃以上の高温で５時間以上保持することが望ましい。
　最終焼鈍の温度が低いと、軟質化が不十分であり、Ｌ１／Ｌ２の低下やＣｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の各方位密度が増加する懸念がある。またＭｇの箔表面への濃化や酸化皮膜の成長も不十分となり、耐食性も低下する懸念がある。４００℃を超えると、箔表面へＭｇが過度に濃化し、箔の変色や、酸化皮膜の性質が変化して微小なクラックを生じることで耐食性が低下する懸念がある。最終焼鈍の時間は、５時間未満では、最終焼鈍の効果が不十分である。
　得られたアルミニウム合金箔は、室温において、引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上である。また、平均結晶粒径は、２５μｍ以下である。平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｇ０５５１で規定された切断法により求めることができる。
　得られたアルミニウム合金箔は、高強度と高成形性を両立し、各種の成形材料として包装材などに用いることができる。特にリチウムイオン電池用の外装材や集電体として用いる際には、電解液に対する良好な耐食性を発揮する。
　以下に、本発明の実施例を説明する。
　表１に示す各組成（残部はＡｌおよび不可避不純物）からなるアルミニウム合金の鋳塊を用意した。表２に示す条件で均質化処理を施し、次いで仕上がり温度３３０℃での熱間圧延にて厚さ３ｍｍの板材とした。その後、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、最終焼鈍を経て、厚さ４０μｍ、幅１２００ｍｍのアルミニウム合金箔の試料を作製した。なお、中間焼鈍と最終焼鈍の条件については表２に示した。実施例１１では、中間焼鈍として、ＣＡＬ焼鈍を行った。ＣＡＬ焼鈍は、昇温速度：７０℃／秒、加熱温度：４２０℃、保持時間：０秒、冷却速度：５０℃／秒の条件で実施した。表２の冷間圧延の項目では、中間焼鈍直前の板厚および前記板厚までの冷間圧延率を示している。
　作製したアルミニウム合金箔に対して以下の試験または測定を行い、その結果を表３，４に示した。
・引張強度、伸び
　引張強度、伸びの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°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。
　伸びは破断伸びであり、以下の方法で算出した。まず試験前に試験片の長手中央に試験片の垂直方向に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箔の破断面をつき合わせてマーク間の距離を測定した。そのマーク間の距離から標点距離（５０ｍｍ）を引いて伸び量（ｍｍ）を算出し、伸び量を標点間距離（５０ｍｍ）で除して伸び（％）を求めた。
・平均結晶粒径
　アルミニウム合金箔の表面に対して、２０容量％過塩素酸＋８０容量％エタノールの混合溶液を用い、電圧２０Ｖで電解研磨を行った。次いで、バーカー氏液中にて電圧３０Ｖの条件で陽極酸化処理した。処理後の供試材について、光学顕微鏡にて結晶粒を観察した。撮影した写真からＪＩＳ　Ｇ０５５１で規定された切断法により平均結晶粒径を算出した。
・Ｌ１（ＨＡＧＢ長さ）／Ｌ２（ＬＡＧＢ長さ）
　箔表面を電解研磨し、次いでＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置にて結晶方位の解析を行い、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×５００で視野サイズ１７０×３４０μｍを４視野測定し、視野内の単位面積あたりのＨＡＧＢの長さ（Ｌ１）とＬＡＧＢの長さ（Ｌ２）を求め、その比を算出した。算出した比はＬ１／Ｌ２として表３に示した。
・結晶方位
　Ｃｏｐｐｅｒ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、以下の方法により得た。Ｘ線回折法にて｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝の不完全極点図を測定した。その結果を用いて結晶方位分布関数（ＯＤＦ；Orientation Distribution Function）を求め、Ｃｏｐｐｅｒ方位とＲ方位の方位密度を得た。
・表面分析
　箔表面のＭｇ濃度はＸＰＳ（X-ray Photoelectron Spectroscopy）にて見積もった。最表面から深さ８ｎｍまでの表面部において、ナロースキャン測定で得られたナロースペクトルを波形分離し、各元素の原子濃度を定量した。尚、Ｍｇ量の定量ではＭｇ２ｐスペクトルを用いた。分析条件の詳細は以下のとおりである。
　測定装置：アルバックファイ社製PHI5000-VersaProbeIII
　入射Ｘ線：Ａｌ Ｋα 単色化Ｘ線、ｈν＝１４８６．６ｅｖ
　Ｘ線出力：１００Ｗ、２０ｋＶ、５．８ｍＡ
　パスエネルギー：２６eＶ
　ステップ：０．０５eＶ
　分析領域（ビーム径）：１００μｍ×１．４ｍｍ
　検出角度：４５°
　光電子取込角度：４５度
　測定領域：１００μφでＸ方向に１．４ｍｍ
　ピークシフト補正：Ｃ１ｓピークにおいて、Ｃ－Ｃのピークが２８５．０ｅＶとなるように補正
　帯電中和：Ａｒイオンと電子線によるデュアルビームで帯電中和
・酸化皮膜厚さ測定
　酸化皮膜厚さはＦＥ－ＥＰＭＡ（Field Emission - Electron Probe Micro Analyzer）装置にて測定した。元々厚さの分かっている酸化皮膜サンプルにて得られたＸ線強度の検量線を用いて試料の酸化皮膜厚さを算出した。使用したＦＥ－ＥＰＭＡは日本電子社のＪＸＡ－８５３０Ｆであった。分析条件は加速電圧１０ｋＶ、照射電流１００ｎＡ、ビーム径５０μｍであった。
・突き刺し強さ
　アルミニウム合金箔に対し、直径１．０ｍｍ、先端形状半径０．５ｍｍの針を５０ｍｍ／ｍｉｎの速度で突き刺し、針が箔を貫通するまでの最大荷重（Ｎ）を突き刺し強さとして測定した。ここでは、突き刺し強さが１１．０Ｎ以上の場合を耐突き刺し性が良好と判定し、表４にて“〇”（good）と示した。突き刺し強さが１１．０Ｎ未満の場合を耐突き刺し性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。
・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のアルミニウム合金箔を図１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）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。ここでは成形高さが５．０ｍｍ以上の場合を成形性が良好と判定し、表４にて“○”（good）と示した。成形高さが５．０ｍｍ未満の場合を成形性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。
・耐腐食性の評価
　ヘキサフルオロリン酸リチウム１５２ｇをプロピレンカーボネート／ジエチレンカーボネート＝１／１（体積比）の溶液１Ｌに溶解し、１モル／Ｌの電解液を作製した。次に２００ｍＬの二極ビーカーセルの正極に実施例１～１９及び比較例２０～２７で使用した各アルミニウム合金箔をセットし、負極に金属リチウムをセットし、前述の電解液を投入した。この状態で、０．１Ｖの電位差を３時間及び１０時間印加した。その後、アルミニウム合金箔の表面を顕微鏡による目視により観察した。図２の顕微鏡写真（観察倍率２００倍）に示すように、表面が腐食したものを耐腐食性に劣ると判定し、表４にて“×”（poor）と示した。表面が変化しなかったものを耐腐食性が良好と判定し、表４にて“○”（good）と示した。またごく一部分で表面が変化したものについては、実用上問題ないが耐食性はやや低いと判定し、表４にて“△”（fair）と示した。腐食したアルミニウム合金箔の表面（判定：×）には、アルミニウムとリチウムとの化合物が生成し、体積膨張により表面が盛り上がっている様子が観察された。各供試材の結果を表３，４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　以上、本発明について、上記実施形態と実施例に基づいて説明を行ったが、本発明は、上記実施形態の内容に限定されるものではなく、本発明の範囲を逸脱しない限りは前記実施形態に対する適宜の変更が可能である。
　本実施形態のアルミニウム合金箔は、成形性と強度に優れ、電池外装などの包材として好適に適用される。

Claims (6)

  1. 　Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ｍｇ：１．５質量％超５．０質量％以下を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、後方散乱電子回折法により測定される単位面積あたりの大角粒界の長さＬ１と小角粒界の長さＬ２の比が、Ｌ１／Ｌ２＞３．０を満たすことを特徴とするアルミニウム合金箔。
  2. 　表面に１５．０原子％以上のＭｇを含み、且つ酸化皮膜厚さが１２０Å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. 　集合組織のＣｏｐｐｅｒ方位、Ｒ方位のそれぞれの方位密度が１５以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のルミニウム合金箔。
  4. 　前記不可避不純物としてＭｎ：０．１質量％以下を含むことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金箔。
  5. 　引張強さが１８０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のアルミニウム合金箔。
  6. 　平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載のアルミニウム合金箔。
PCT/JP2022/024055 2021-06-29 2022-06-16 アルミニウム合金箔 WO2023276681A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023531782A JP7377395B2 (ja) 2021-06-29 2022-06-16 アルミニウム合金箔

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021107734 2021-06-29
JP2021-107734 2021-06-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023276681A1 true WO2023276681A1 (ja) 2023-01-05

Family

ID=84692319

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/024055 WO2023276681A1 (ja) 2021-06-29 2022-06-16 アルミニウム合金箔

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP7377395B2 (ja)
WO (1) WO2023276681A1 (ja)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010043333A (ja) * 2008-08-14 2010-02-25 Furukawa-Sky Aluminum Corp 正極集電体用アルミニウム箔
WO2015019960A1 (ja) * 2013-08-05 2015-02-12 東洋アルミニウム株式会社 可視光反射材用アルミニウム箔とその製造方法
WO2016125608A1 (ja) * 2015-02-03 2016-08-11 東洋アルミニウム株式会社 アルミニウム箔、電子デバイス、ロールツーロール用アルミニウム箔、およびアルミニウム箔の製造方法
JP2016186125A (ja) * 2015-03-27 2016-10-27 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金板
WO2021132563A1 (ja) * 2019-12-25 2021-07-01 三菱アルミニウム株式会社 アルミニウム合金箔

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010043333A (ja) * 2008-08-14 2010-02-25 Furukawa-Sky Aluminum Corp 正極集電体用アルミニウム箔
WO2015019960A1 (ja) * 2013-08-05 2015-02-12 東洋アルミニウム株式会社 可視光反射材用アルミニウム箔とその製造方法
WO2016125608A1 (ja) * 2015-02-03 2016-08-11 東洋アルミニウム株式会社 アルミニウム箔、電子デバイス、ロールツーロール用アルミニウム箔、およびアルミニウム箔の製造方法
JP2016186125A (ja) * 2015-03-27 2016-10-27 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金板
WO2021132563A1 (ja) * 2019-12-25 2021-07-01 三菱アルミニウム株式会社 アルミニウム合金箔

Also Published As

Publication number Publication date
JP7377395B2 (ja) 2023-11-09
JPWO2023276681A1 (ja) 2023-01-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4794862B2 (ja) 塗装焼付け硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板の製造方法
JP6005544B2 (ja) 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板
KR102501356B1 (ko) 알루미늄 합금박 및 알루미늄 합금박의 제조 방법
WO2021079979A1 (ja) アルミニウム合金箔およびその製造方法
KR101202998B1 (ko) 전지 집전체용 순알루미늄 경질 박
KR20150119369A (ko) 차량용 반제품 또는 부품을 제조하기 위한 알루미늄 합금, 알루미늄 합금으로 구성된 알루미늄 합금 스트립 제조 방법, 알루미늄 합금 스트립 및 그 용도
WO2014046010A1 (ja) 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板
JP5278494B2 (ja) 塗装焼付け硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板の製造方法
KR20200027918A (ko) 알루미늄 합금박 및 알루미늄 합금박의 제조 방법
JP4428715B2 (ja) 銅合金箔
KR20150070201A (ko) 알루미늄 합금박
BR112019019317A2 (pt) folha de aço laminada a quente, parte forjada de aço e método de produção para a mesma
US20170349979A1 (en) Aluminum alloy sheet
JP2023052743A (ja) アルミニウム合金箔
JP7275318B2 (ja) アルミニウム合金箔
JP2023182829A (ja) アルミニウム合金製電池包材箔
WO2023276681A1 (ja) アルミニウム合金箔
WO2023276688A1 (ja) アルミニウム合金箔
JP2016079487A (ja) アルミニウム軟質箔およびその製造方法
JP6010366B2 (ja) 高圧水素ガス用のＡｌ−Ｍｇ系合金材
KR20180109971A (ko) 알루미늄 합금박 및 그 제조 방법
CN112424385B (zh) 镁合金板材及其制造方法
US20200157668A1 (en) Aluminum alloy plate and method for producing the same
EP4269639A1 (en) Aluminum alloy foil
JP7303274B2 (ja) アルミニウム合金箔

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22832835

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023531782

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE