(57)【要約】【課題】薄肉でありながらピンホールが少なく、良好な成形性及び耐衝撃性を有するアルミニウム合金箔、および、このアルミニウム合金箔の製造方法であって、熱処理工程等を省略して低コスト化が可能な製造方法を提供すること。【解決手段】Ｆｅ：１．０〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、箔厚が１０〜３０μｍであり、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の引張強さがいずれも１００ＭＰａ以上１５０ＭＰａ以下であり、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の０．２％耐力がいずれも６０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下であり、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の伸びがいずれも１０％以上１８％以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：１．０〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
箔厚が１０〜３０μｍであり、
圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の引張強さがいずれも１００ＭＰａ以上１５０ＭＰａ以下であり、
圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の０．２％耐力がいずれも６０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下であり、
圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の伸びがいずれも１０％以上１８％以下である、アルミニウム合金軟質箔。
【請求項２】
アルミニウムマトリックス中において、円相当径直径が０．１μｍ〜１．０μｍの金属間化合物が３×１０4〜５×１０4個／ｍｍ2であり、円相当径直径が１．０μｍより大きい金属間化合物が３×１０4個／ｍｍ2未満である、請求項１に記載のアルミニウム合金軟質箔。
【請求項３】
Ｆｅ：１．０〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を準備する工程と、
上記アルミニウム合金鋳塊に均質化処理を行うことなく、上記アルミニウム合金鋳塊を加熱して３００〜３５０℃で熱間圧延を開始し、１５０〜３５０℃で熱間圧延を終了することにより熱間圧延板を得る工程と、
途中焼鈍を行うことなく、冷間圧延率９６．０％以上１００．０％未満で上記熱間圧延板を冷間圧延してアルミニウム合金箔を得る工程と、
該アルミニウム合金箔に最終焼鈍を施す工程と、
を含む、アルミニウム合金軟質箔の製造方法。
【請求項４】
請求項１〜３に記載のアルミニウム合金軟質箔の少なくとも一方の表面に樹脂フィルムを貼り合せてなる、二次電池用外装材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金軟質箔およびその製造方法並びに二次電池用外装材に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、携帯電話やノートパソコン等の電子機器に搭載されるリチウムイオン二次電池等の電池外装材として、アルミニウム合金箔が使用されている。また、電子機器の小型化要求に伴って、電池外装材となるアルミニウム合金箔の薄肉化の要求が高まっている。一般的に、アルミニウム合金箔を薄肉化した場合、ピンホールの増加、強度および伸びの低下などが問題となる。
【０００３】
電池外装材に限らず、アルミニウム合金箔を用いる包材は、その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ことが一般的である。このような包材においては、内容物を湿気や光から保護するために、アルミニウム合金箔にピンホールが少ないことが重要である。
【０００４】
また、アルミニウム合金箔の薄肉化に伴い、従来製品に比べて耐衝撃性、つまり包材の突き刺し強度が低下するだけでなく、耐力が低いことによるシワや折れ曲がりなどが生じやすくなり、ハンドリング性も悪化する。さらには、伸びの低下によって、成形時に破断が生じ易くなる。このような問題に対応し、薄肉でピンホールの少ない高強度Ａｌ−Ｆｅ合金箔が特許文献１において提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００５-１６３０９７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、特許文献１の材料では、耐力や伸びが十分でなく、薄肉化した際の成形性や耐衝撃性が十分には得られない。さらに、上記材料の製造方法においては、鋳造後の均熱処理と冷間圧延時の２回の中間熱処理という多くの熱処理工程が必要とされるため、製造コストが比較的高いという問題もあった。
【０００７】
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、薄肉でありながらピンホールが少なく、良好な成形性及び耐衝撃性を有するアルミニウム合金箔、および、このアルミニウム合金箔の製造方法であって、熱処理工程等を省略して低コスト化が可能な製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の一態様は、Ｆｅ：１．０〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
箔厚が１０〜３０μｍであり、
圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の引張強さがいずれも１００ＭＰａ以上１５０ＭＰａ以下であり、
圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の０．２％耐力がいずれも６０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下であり、
圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の伸びがいずれも１０％以上１８％以下である、アルミニウム合金軟質箔にある。
【０００９】
本発明の他の態様は、Ｆｅ：１．０〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を準備する工程と、
上記アルミニウム合金鋳塊に均質化処理を行うことなく、上記アルミニウム合金鋳塊を加熱して３００〜３５０℃で熱間圧延を開始し、１５０〜３５０℃で熱間圧延を終了することにより熱間圧延板を得る工程と、
途中焼鈍を行うことなく、冷間圧延率９６．０％以上１００．０％未満で上記熱間圧延板を冷間圧延してアルミニウム合金箔を得る工程と、
該アルミニウム合金箔に最終焼鈍を施す工程と、
を含む、アルミニウム合金軟質箔の製造方法にある。
【発明の効果】
【００１０】
上記アルミニウム合金軟質箔は、その名の通り最終焼鈍を施した「軟質箔」であって、その化学成分が上記特定の範囲にあり、平均結晶粒径、箔厚、および圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の三方向の機械的性質が上記特定の範囲にある。これらの要件を全て具備することによって、上記アルミニウム合金軟質箔は、薄肉でありながら、良好な成形性及び耐衝撃性を有するものとなる。そのため、例えば、電池外装材としても好適に利用することができる。
【００１１】
また、上記製造方法では、上記特定の化学成分範囲を有する鋳塊を用いて、上記特定の条件の熱間圧延、冷間圧延および最終焼鈍を施すことによって、鋳塊に対する均質化処理および冷間圧延時の途中焼鈍を施すことなく上記優れたアルミニウム合金軟質箔を得ることができる。そのため、従来に比べ、熱処理回数を減らすことができる分だけ製造コストを確実に低減することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
＜化学成分＞
上記アルミニウム合金軟質箔の化学成分は、上述したごとく、Ｆｅ：１．０〜２．０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる。各元素の含有範囲の限定理由について以下に説明する。
【００１３】
Ｆｅ（鉄）：１．０〜２．０質量％、
Ｆｅは、強度を向上させると共に、軟化温度を低下させるよう機能する。これらの機能は、Ｆｅの固溶量と析出状態の双方を制御して、強度を向上させ、かつ再結晶温度を低下させることにより得ることができる。
【００１４】
Ａｌ素地（アルミニウムマトリックス）中に固溶しているＦｅは転位の移動を抑制し、アルミニウム合金軟質箔の強度が低下し過ぎることを防ぐ。一方、Ａｌ−Ｆｅ系化合物として析出した化合物は、アルミニウムマトリックスと整合性を持たないＡｌ−Ｆｅ系微細化合物として多数分散させることにより、熱処理時に加工組織の回復を促進する。このため再結晶温度が低下し、３５０℃以下の加熱処理でも大きな伸びを得ることができる。ここで、アルミニウムマトリックスと整合性を持たないＡｌ−Ｆｅ系微細化合物としては、Ａｌ3Ｆｅがある。「整合性を持たない」とは、ＧＰゾーン等の時効析出物とは異なる、安定化したより粗大な金属間化合物等の析出物を言う。この整合性を持たない金属間化合物は、転位の移動を抑制する効果が小さいため、熱処理時に加工組織の回復を促進する。
【００１５】
Ｆｅの好ましい含有量は１．０〜２．０質量％の範囲であり、１．０質量％未満ではアルミニウムマトリックスと整合性を持たないＡｌ−Ｆｅ系微細化合物の分散が不十分となり、再結晶温度を低下させることができない。一方、２．０質量％を超えると、鋳造時に数百μｍを越える粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物が形成され、箔圧延時にピンホール（穴あき）が生成のする原因となるおそれがあり、健全な箔材の製造が困難となる。Ｆｅのさらに好ましい含有範囲は１．２〜１．７質量％である。
【００１６】
Ｍｎ（マンガン）：０．０５質量％以下、
Ｍｎは、熱処理時の軟化を抑制し強度を向上させる元素であるが、Ｍｎ含有量が０．０５質量％を超えるとＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が粗大化し、ピンホールの増加につながる。また、冷間圧延中の加工硬化が大きく、切れが生じやすくなるため、Ｍｎ含有量は０．０５質量％以下が良い。
【００１７】
Ｓｉ（ケイ素）：０．０１〜０．２０質量％、
Ｓｉは、添加することで強度を向上させる元素であり、０．０１〜０．２０質量％含有することが好ましい。Ｓｉ添加量が０．０１質量％未満では、強度向上に殆ど寄与しない。また、通常使用するＡｌ地金には不純物としてＳｉが含まれており、０．０１質量％未満に規制するためには高純度の地金を使用することになるため、経済的に好ましくない。一方、Ｓｉ添加量が０．２質量％を超えると、更なる箔強度の向上が困難になることに加え、粗大なＳｉ単相粒子が形成されて２０μｍ以下の箔厚ではピンホールや箔切れの問題が生じ易くなる。より好ましいＳｉ含有量は、０．０２〜０．１０質量％である。
【００１８】
Ｃｕ（銅）：０．０１質量％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：０．０１質量％以下、
ＣｕおよびＭｇは、添加することによって強度向上に寄与する元素である一方、熱処理後の伸び低下にも寄与する。よって０．０１質量％以下とするのが好ましい。
【００１９】
その他、上記アルミニウム合金軟質箔にはＣｒ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｂ、Ｖ、Ｚｒ等の不可避的不純物が含まれる。これら不可避的不純物は、熱処理後の伸びを劣化させる恐れがある。そのため、個々に０．０２質量％以下、総量としては０．０７質量％以下に規制することが好ましい。
【００２０】
＜箔厚＞
上記アルミニウム合金軟質箔は、その箔厚が１０〜３０μｍである。箔厚の上限値は、電池用外装材等に適用する際の小型、軽量化によるコスト抑制効果を出すため、３０μｍとする。下限値は、薄肉化により、成形時の割れやピンホールの発生が増加することを抑止するために１０μｍとする。
【００２１】
＜結晶粒径＞
上記アルミニウム合金軟質箔は、その平均結晶粒径が１０μｍ以下である。軟質箔であるので、最終焼鈍後の状態での平均結晶粒径の値である。結晶粒径の平均が１０μｍを超える場合には、強度および耐力が低下し、成形時の割れやピンホールが発生しやすくなる。結晶粒径は微細であればあるほど好ましく、下限は特に限定しない。
【００２２】
結晶粒径の測定方法は以下のとおりである。測定に供する試料の準備として、アルミニウム合金軟質箔の圧延面に平行な面を電解研磨等で平滑化する。そして、圧延平行面について、ＳＥＭにて、観察倍率を×５００倍とし、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）解析を行い、方位マッピング像を得る。測定は、一つの試料につき５視野行えばよい。そして、得られた方位マッピング像を基に、結晶粒径を測定する。結晶粒径の平均は、面積で重みづけされた平均として算出する。
【００２３】
＜機械的性質＞
上記アルミニウム合金軟質箔は、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の引張強さがいずれも１００ＭＰａ以上１５０ＭＰａ以下である。
従来の軟質箔よりも突き刺し強度を向上させるためには、１００ＭＰａ以上の引張強度が必要である。１００ＭＰａ未満では突き刺し強度の向上が鈍い。同様の理由により、引張強度は１２０ＭＰａ以上であるのがより好ましい。また、１５０ＭＰａを超えると延性が低下し、成形時に割れが発生するために、それ以下に制限する。
【００２４】
また、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の３方向全てにおいて、同じ範囲の引張強さを必要とする理由は、引張強さが１方向のみ高い、もしくは低いと、成形時に割れが発生しやすくなるためである。
【００２５】
上記アルミニウム合金軟質箔は、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の０．２％耐力がいずれも６０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下である。
従来の軟質箔は０．２％耐力が低く、特に厚みが薄い場合、少しの外力でシワの発生、箔の折れ曲がりが生じる。０．２％耐力を６０ＭＰａ以上とすることで、既存の箔では塑性変形が生じてしまうような外力を受けてもシワや折れ曲がり等の発生を抑制することができる。同様の理由により、０．２％耐力は８０ＭＰａ以上であるのがより好ましい。また、１００ＭＰａを超えると延性が低下し、成形時に割れが生じるため、それ以下に制限する。
【００２６】
また、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の３方向全てにおいて、同じ範囲の０．２％耐力を必要とする理由は、引張強さの場合と同様である。
【００２７】
上記アルミニウム合金軟質箔は、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の伸びがいずれも１０％以上１８％以下である。
良好な成形性を得るためには、箔の伸びが重要であり、圧延方向に平行な方向を０度とし、４５度、９０度の全ての方向で伸びが高いことが重要である。各方向の伸びを１０％以上とすることで、成形時の割れ発生を抑えることができる。また、伸びが１８％を超えると引張強度が低下し、十分な突き刺し強度を得ることができない。
【００２８】
＜アルミニウムマトリックス中の金属間化合物の分布密度＞
上記アルミニウム合金軟質箔は、アルミニウムマトリックス中において、円相当径直径が０．１μｍ〜１．０μｍの金属間化合物が３×１０4〜５×１０4個／ｍｍ2であり、円相当径直径が１．０μｍより大きい金属間化合物が３×１０4個／ｍｍ2未満であることが好ましい。
【００２９】
アルミニウムマトリックス中の金属間化合物として、円相当直径が０．１〜１．０μｍの金属間化合物の分布数を上記特定範囲とすることにより、最終焼鈍時に結晶粒界移動が阻止され、結晶粒が微細化されて強度が向上する。円相当直径０．１〜１．０μｍの金属間化合物の分布密度が３×１０4個／ｍｍ2未満では、転位が金属間化合物を乗り越えて移動するため強度向上の効果が小さく、５×１０4個／ｍｍ2より大きいと、固溶成分が低下するため、粗大な結晶粒が不均一に形成され、不均一結晶粒に起因する不均一変形によりピンホールが生じ易くなる。また、円相当直径１．０μｍよりも大きい金属間化合物の分布密度が３×１０4個／ｍｍ2以上であっても箔圧延時にピンホールが発生し易くなる。
【００３０】
＜製造方法＞
アルミニウム合金軟質箔の製造方法においては、上記化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊を準備し、これに均質化処理を行うことなく、上記アルミニウム合金鋳塊を加熱して３００〜３５０℃で熱間圧延を開始し、１５０〜３５０℃で熱間圧延を終了することにより熱間圧延板を得る工程を行う。
【００３１】
ここで、「均質化処理を行わない」とは、熱間圧延の前に３５０℃を超える高温で従来行われていたような均質化のための熱処理を積極的に行わないことを意味する。熱間圧延するためにアルミニウム合金鋳塊を３５０℃以下に加熱した際、少なからず均質化が生じてしまう現象は、箔強度や伸びに影響を及ぼすことがほとんどないため許容される。均質化処理を行うと、ＳｉやＦｅ等の固溶元素の析出が進み、これらの元素の固溶量が減少する。その結果、固溶体硬化の効果の低減や結晶粒の粗大化から強度の低下に繋がることになる。
【００３２】
上記熱間圧延は３００〜３５０℃の温度で開始し、１５０〜３５０℃の温度で終了する。つまり、熱間圧延時の温度は、温度測定が容易な熱間圧延の開始時と終了時における温度で管理し、開始時と終了時の上限温度を３５０℃以下に規制する。一方、熱間圧延時の温度の下限値は、変形抵抗増大による圧延機への負荷増加を抑制するなどの観点から、開始時は３００℃、終了時は１５０℃とする。
【００３３】
熱間圧延開始前の鋳塊の加熱において、３００〜３５０℃の開始温度に到達してからの保持時間は特に限定されるものではないが、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の析出を抑制し易くなる等の観点から、１２時間以内とすることができる。なお、熱間圧延は、一回で行ってもよいし、粗圧延後に仕上圧延を行う等、複数回に分けて行ってもよい。
【００３４】
上記熱間圧延後には、途中焼鈍を行うことなく、冷間圧延率９６．０％以上１００％未満で上記熱間圧延板を冷間圧延してアルミニウム合金箔を得る工程を行う。冷間圧延の途中で焼鈍を行わないことを必須とすることによって、結晶粒の微細化効果を得ることができる。途中焼鈍を行った場合には、加工ひずみが解放され、結晶粒が微細化し難くなり、かつ、熱処理後の強度の低下に繋がる。さらに、途中焼鈍によりＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の析出が促進されることも、熱処理後の強度の低下を招く。したがって、本願における上記製造方法では、途中焼鈍を行わない。
【００３５】
上記冷間圧延の冷間圧延率は、上記のごとく、９６．０％以上１００％未満とする。冷間圧延率が９６．０％未満の場合には、十分な加工ひずみが加えられず、熱処理後に結晶粒が微細化し難くなり、強度が低下するという問題がある。なお、冷間圧延率の上限は、特性面からの制限はないが、理論的に１００％以上は生じ得ない。
【００３６】
上記冷間圧延後の箔厚の上限値は、前述したごとく、電池用外装材等に適用する際の小型、軽量化によるコスト抑制効果を出すため、３０μｍとすることが好ましい。下限値は、薄肉化により、成形時の割れやピンホールの発生が増加することから１０μｍとすることが好ましい。なお、上記冷間圧延は、一回または複数回以上行うことができる。冷間圧延における冷間圧延率は、結晶粒の微細化を促進させる観点から、９６．０％以上とする。なお、冷間圧延率は、熱間圧延板の状態からアルミニウム合金箔までの圧延率を意味し、１００×（冷間圧延前の熱間圧延板の板厚−最終の冷間圧延後のアルミニウム合金箔の箔厚）／（冷間圧延前の熱間圧延板の板厚）から算出される値である。
【００３７】
冷間圧延により得られたアルミニウム合金箔には、軟質とするために、最終焼鈍（軟化熱処理）を施す。この最終焼鈍は、３００〜４５０℃の温度で行うことが好ましい。最終焼鈍温度が３００℃未満の場合には、再結晶が完了せず、伸びが不十分になるという問題がある。一方４５０℃を超える場合には、再結晶粒が成長して大きくなり、強度低下につながるという問題がある。
【００３８】
ここで、上記アルミニウム合金軟質箔において、圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の機械的性質を同じ範囲に収めるためには、上述した製造方法において、上述した要件をすべて具備することが必要であるが、特に、３００〜３５０℃で熱間圧延を開始し、１５０〜３５０℃の温度で熱間圧延を終了することが重要である。
【００３９】
＜電池外装材＞
上記アルミニウム合金軟質箔は、携帯電話やノートパソコン等の電子機器に搭載されるリチウムイオン二次電池等の二次電池用外装材として好適に利用可能である。この場合、上記アルミニウム合金軟質箔の表面に貼り合わせる樹脂フィルムとしては、例えば、ポリプロピレン、ポリエチレンテレフタレート、ナイロン等の樹脂からなるフィルムを適用することができる。
【実施例】
【００４０】
実施例に係るアルミニウム合金軟質箔およびその製造方法について以下に説明する。
【００４１】
表１に記載した化学成分組成を有するアルミニウム合金を半連続鋳造法にて造塊し、面削することによりアルミニウム合金鋳塊を準備した。なお、表１に示す化学成分のアルミニウム合金の内、合金Ａ〜Ｆが実施例に適する化学成分のアルミニウム合金であり、合金Ｇ〜Ｌが比較例としての化学成分のアルミニウム合金である。
【００４２】
【表１】
2018168449.tif 000002
【００４３】
得られたアルミニウム合金鋳塊を用い、表２に記載した熱間圧延、冷間圧延及び最終焼鈍を施して、厚さ１２μｍのアルミニウム合金箔を得た。なお、表２に示す製造条件の内、条件Ｍ〜Ｏは実施例に適する製造条件であり、条件Ｐ〜Ｓは比較例としての製造条件である。
【００４４】
【表２】
2018168449.tif 000003
【００４５】
得られたアルミニウム合金箔の圧延方向に対する０度、４５度、９０度における引張強さ、０．２％耐力及び伸びを測定し、表３に記載した。最終箔厚にするまでの冷間圧延中における割れの発生有無及び平均結晶粒径値、金属間化合物の分布、突き刺し強度も表３に記した。また、後述する角筒絞り試験を行い、成形高さ５ｍｍにおける割れやピンホール発生の有無も表３に記した。
【００４６】
【表３】
2018168449.tif 000004
【００４７】
〔平均結晶粒径〕
平均結晶粒径の測定は、先ず、測定に供するアルミニウム合金箔を１５ｍｍ×８０ｍｍのサイズに切断し、これを−７℃の過塩素酸エタノール水溶液（６０％過塩素酸６０ｍｌ＋エタノール５００ｍｌ）中において、１０Ｖ×１ｍｉｎで電解研磨することにより、測定面とすべき圧延平行面を調整した。そして、調整した面に対して、ＳＥＭにて、観察倍率を×５００倍とし、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）解析を行い、方位マッピング像を得た。測定は、一つの試料につき５視野行った。なお、結晶粒径の平均は、面積で重みづけされた平均として算出し、５視野の平均を最終的に平均結晶粒径とした。
【００４８】
〔引張強さ、０．２％耐力および伸び〕
引張強さ、０．２％耐力および伸びは、以下の方法で測定した。具体的には、得られたアルミニウム合金箔を試験材とし、これを３００℃×１０ｈで熱処理した後、引張強さ、０．２％耐力および伸びを測定した。引張試験片は、試験材からダンベル社製レバー式裁断機ＳＤＬ−２００を用いてＪＩＳ５号試験片形状に打ち抜いて作製し、測定は、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠して行った。
【００４９】
〔角筒絞り成形試験〕
角筒絞り成形型試験については、以下の方法にて測定した。アルミニウム合金箔を、１００ｍｍ×１００ｍｍの大きさに切断し、角筒絞り成形試験のサンプルとした。４０ｍｍ×４０ｍｍ、肩Ｒ及びコーナーＲが１．５ｍｍのポンチを用い、しわ抑え力を４．０ｋＮにて、角筒絞り試験を実施した。成形高さは５．０ｍｍまで高くし、成形高さが５．０ｍｍの成形後にピンホールや割れが発生しなかったものを合格とした。
【００５０】
〔突刺し強度〕
突刺し強度の測定方法は、試料のアルミニウム合金箔に対し、先端が直径１．０ｍｍの半球状となる突刺し針を５０ｍｍ／ｍｉｎの速度で突刺し、箔が貫通するまでの最大荷重を測定した。
【００５１】
表３に示すように、比較例１１は、Ｓｉ含有量が０．２０質量％を超える合金Ｇを用いたため、粗大なＳｉ単相粒子が形成され、箔圧延時にピンホールが発生した。
【００５２】
比較例１２は、Ｆｅ含有量が１．０質量％を下回る合金Ｈを用いたため、焼鈍後の引張強さが１００ＭＰａ以下、０．２％耐力が６０ＭＰａ以下、分散するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が少ないために軟化し難く、伸びが不十分であり、成形試験時に割れが発生した。
【００５３】
比較例１３は、Ｆｅ含有量が２．０質量％超えていたため、鋳造時に粗大化合物が形成され、箔圧延時にピンホールが発生した。
【００５４】
比較例１４は、Ｍｎ含有量が０．０５質量％を超えていたため、焼鈍時の軟化が起こり難くなり、焼鈍後の伸びが１０％を下回った。
【００５５】
比較例１５は、Ｃｕ含有量が０．０１質量％を超えていたため、焼鈍時の軟化が起こり難くなり、焼鈍後の伸びが１０％を下回った。
【００５６】
比較例１６は、Ｍｇ含有量が０．０１質量％を超えていたため、焼鈍時の軟化が起こり難くなり、焼鈍後の伸びが１０％を下回った。
【００５７】
比較例１７、１８は、熱間圧延時における熱間圧延の開始温度が３５０℃を超えていたため、結晶粒微細化のための加工ひずみが十分導入されず、焼鈍後の結晶粒微細化が不十分となり、強度が不合格となった。
【００５８】
比較例１９は、熱間圧延の開始前に３５０℃を超える５００℃という高温で均質化処理を行って作製されたものである。そのため、Ａｌ−Ｆｅ系化合物が形成され、Ｆｅの固溶量が減少したことで固溶体硬化の効果の低減および結晶粒の粗大化が起こった結果、焼鈍後の強度が不合格となった。
【００５９】
比較例２０は、熱間圧延時の温度は３５０℃以下であったが、冷間圧延の途中、板厚１ｍｍのときに３５０℃を超える３８０℃という高温で途中焼鈍を行って作製されたものである。途中焼鈍を行ったことで加工ひずみが解放された結果、ひずみの蓄積による結晶粒微細化効果が弱まり、熱処理後の強度が低下した。また。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の析出が促進され、Ｓｉ、Ｆｅの固溶量が減少したことも強度低下の一因である。これらの結果として焼鈍後の強度が不合格となった。
【００６０】
これらに対して、特定の条件に基づいて作製した実施例１〜１０は、いずれも焼鈍後の圧延方向に対する０度、４５度、９０度方向の引張強さが１００ＭＰａ以上１５０ＭＰａ以下、０．２％耐力が６０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下、伸びが１０％以上１８％以下であり、耐衝撃性および成形性に優れたものであった。
【００６１】
以上、実施例について説明したが、本発明は、上記実施例により限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲内で種々の変更を行うことができる。