(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１４質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１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を有するアルミニウム合金箔であり、前記アルミニウム合金箔の平均結晶粒径が２０〜３０μｍであり、最大結晶粒径／平均結晶粒径≦３．０であり、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｃｕ方位密度が２０以下、そしてＲ方位密度が１５以下であることを特徴とするアルミニウム合金箔。
【請求項２】
後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積当たりの結晶方位解析において、方位差１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）と、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）の長さの比「ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０」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。
【請求項３】
粒子径（円相当径、以下同様）１．０〜３．０μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、そして粒子径０．１μｍ以上１．０μｍ未満の同数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金箔。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、成形性に優れるアルミニウム合金箔に関する。
【背景技術】
【０００２】
食品やリチウムイオン電池等の包材に用いられるアルミニウム合金箔は、プレス成形等によって大きな変形が加えられて成形されるため、高い伸びを有していることが求められる。従来、高い伸びを有する材料としては、例えば１Ｎ３０等と称されるＪＩＳ  Ａ１０００系合金や８０７９、８０２１等のＪＩＳ  Ａ８０００系合金の軟質箔が用いられている。
アルミニウム合金箔は一方向に変形されず、いわゆる張り出し成形が行われて複数の方向において変形が行われることが多いため、伸び特性については、一般的に伸び値として用いられる圧延方向の伸びの他に、圧延方向に対して４５°、９０°の伸びも高いことが求められている。
【０００３】
このような要請に対し、従来は、高い伸びを有するアルミニウム合金箔を実現するために合金内の結晶粒を制御することが提案されている。
例えば、特許文献１では、平均結晶粒を７〜２０μｍに規定することで高い成形性を得ようとしている。
また、特許文献２では、粒径１２μｍ以下という非常に微細な結晶粒径を規定することで高い成形性を得ようとしている。
さらに、特許文献３では、平均結晶粒径７．０〜１２．０μｍの微細な結晶粒組織を規定している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】国際公開２０１３／１６８６０６号公報
【特許文献２】特開２０１４−４７３７２号公報
【特許文献３】特開２０１８−１１５３７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、前記した特許文献１〜３では伸び特性が十分でなく、強度と伸びのバランスもよくない。
【０００６】
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、加工性が良好で且つ高い成型性を有するアルミニウム合金箔を提供する事を目的の一つとしている。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
すなわち、本発明のアルミニウム合金箔のうち、第１の形態は、Ｆｅ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１４質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１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を有するアルミニウム合金箔であり、前記アルミニウム合金箔の平均結晶粒径が２０〜３０μｍであり、最大結晶粒径／平均結晶粒径≦３．０であり、Ｃｕｂｅ方位密度が１０以上、Ｃｕ方位密度が２０以下、そしてＲ方位密度が１５以下であることを特徴とする。
【０００８】
第２の形態のアルミニウム合金箔の発明は、前記形態において、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による単位面積当たりの結晶方位解析において、方位差１５°以上の大傾角粒界（ＨＡＧＢ）と、方位差２°以上１５°未満の小傾角粒界（ＬＡＧＢ）の長さの比「ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０」であることを特徴とする。
【０００９】
第３の形態のアルミニウム合金箔の発明は、前記形態において、粒子径（円相当径）１．０〜３．０μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、そして粒子径（円相当径）０．１μｍ以上１．０μｍ未満の同数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
【００１０】
本発明のアルミニウム合金箔の製造方法は、前記各形態のいずれかに記載のアルミニウム合金箔の製造方法であって、
Ｆｅ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１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を有するアルミニウム合金の鋳塊に４８０〜５４０℃で６時間以上保持する均質化処理を行い、均質化処理後に圧延仕上り温度が２３０℃以上３００℃未満となるように熱間圧延を行い、冷間圧延の途中で、３００〜４００℃の温度で３時間以上保持する中間焼鈍を１回以上行い、最後の中間焼鈍後、最終厚みまでの最終冷間圧延率が９０％以上９５％未満であることを特徴とする。
【００１１】
以下、本発明で規定する内容について説明する。  
・Ｆｅ：１．２質量％以上１．８質量％以下
Ｆｅは、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物として晶出し、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。１．２質量％未満では粗大な金属間化合物の分布密度が低くなり、その微細化の効果が低く、最終的な結晶粒径分布も不均一となる。１．８質量％超では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、そして圧延性が低下する。特に好ましい範囲は、下限で１．２質量％、上限で１．６質量％である。
【００１２】
・Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下
ＳｉはＦｅと共に金属間化合物を形成する。０．１５質量％を超えると粗大な金属間化合物生成による圧延性、伸び特性の低下、さらには最終焼鈍後の再結晶粒サイズの均一性が低下する懸念がある。０．０５質量％未満ではＦｅの析出が抑制され、固溶Ｆｅ量が多くなり中間焼鈍や最終焼鈍時に連続再結晶の割合が多くなる。連続再結晶の割合が増えると、再結晶後でもＣｕ方位が発達し、また結晶粒サイズの均一性も低下する。以上の理由で、Ｓｉの下限は０．０７％、上限は０．１３％とするのが好ましい。
【００１３】
・Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１質量％以下
Ｃｕはアルミニウム箔の強度を増加させ、伸びを低下させる元素である。一方ではＡｌ−Ｆｅ系合金で報告されている冷間圧延中の過度な加工軟化を抑制する効果がある。０．００５質量％未満の場合、加工軟化抑制の効果が低く、０．１質量％を超えると材料が硬くなり伸びや成形性が明瞭に低下する。好ましくは、下限が０．００５％、上限が０．００５％以下である。
【００１４】
・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。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事が困難となり、またＣｕ方位やＲ方位の過度な発達を招く。その為０．０１％以下に規制する。より好ましくは、上限が０．００５％である。
【００１５】
・平均結晶粒径２０〜３０μｍ
軟質アルミニウム箔は結晶粒が微細になる事で、変形した際の箔表面の肌荒れを抑制する事が出来、高い伸びとそれに伴う高い成形性が期待できる。しかし結晶粒が微細になりすぎると材料が硬くなり、またｎ値（加工硬化指数）が低下する事で逆に伸びが低下する懸念がある。またＡｌ−Ｆｅ系合金における微細な再結晶粒は連続再結晶で得られる場合が多く、その場合は最終焼鈍後でもＣｕ方位密度が非常に高くなり、また結晶粒サイズも不均一化する為成形性が低下する懸念がある。平均結晶粒径が２０μｍ未満では、前述の結晶粒微細化による悪影響が懸念される。３０μｍを超えると成形時に箔表面に肌荒れを生じ、この事が成形性低下をもたらす。
なお、ｎ値が限定されるものではないが、０．２３以上が望ましい。
【００１６】
・最大結晶粒径／平均結晶粒径≦３．０
平均結晶粒径が同じであっても、結晶粒の粒径分布が不均一である場合、局所的な変形を生じ易くなり箔の伸びや成形性は低下する。その為、平均結晶粒だけでなく最大粒径／平均粒径≦３．０とすることで高い成型性を得る事が出来る。
【００１７】
・集合組織としてＣｕｂｅ方位密度１０以上、Ｃｕ方位密度２０以下、そしてＲ方位密度１５以下
集合組織は箔の伸びに大きな影響を及ぼす。Ｃｕｂｅ方位密度が１０未満、Ｃｕ方位密度２０を超え、且つＲ方位密度も１５を超えると、箔の伸びに顕著な異方性が生じ、圧延方向に対し４５°方向の伸びは上昇するが、逆に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。その為Ｃｕｂｅ方位密度１０以上、Ｃｕ方位密度２０以下、そしてＲ方位密度１５以下に保つことで３方向の伸びのバランスを保つ事が出来る。
【００１８】
集合組織は製造中の様々な要素が影響するファクターである。その中でも本発明品の集合組織を達成するには（１）最終焼鈍直前、つまり最終冷間圧延後にＣｕ方位を過度に発達させない事、及び（２）最終焼鈍時の再結晶における不連続再結晶の割合を高める事が特に重要となる。例えば（１）を満たす要素の一つとして中間焼鈍から最終厚みまでの最終冷間圧延率を高くしすぎない事が挙げられる。基本的には冷間圧延率が高いほどＣｕ方位密度は増加する。（２）についてはアルミマトリックスに対するＦｅの固溶量を下げる事、及び（１）と相反するが最終冷間圧延率をある程度高く設定する事が望ましい。再結晶挙動は大きく分けて連続再結晶と不連続再結晶に大別されるが、連続再結晶の割合が大きいと冷間圧延後の集合組織が最終焼鈍後もかなり維持されることになり、結果的にＣｕ方位密度が高くＣｕｂｅ方位密度が低い傾向になる。Ｆｅの固溶量を出来るだけ下げるには均質化処理や中間焼鈍の条件を最適化し、Ｆｅの析出を促すことで達成できる。
【００１９】
・「ＨＡＧＢ（大角粒界）長さ／ＬＡＧＢ（小角粒界）長さ＞２．０」
Ａｌ−Ｆｅ系合金に限った事ではないが、焼鈍時の再結晶挙動によっては総結晶粒界に占めるＨＡＧＢとであるＬＡＧＢの長さの比率が変化する。最終焼鈍後にＬＡＧＢの割合が多い場合は、連続再結晶の割合が高い場合に良く見られ、たとえ平均結晶粒が微細であったとしても、ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長≦２．０の場合は局所的な変形を生じやすくなり伸びが低下する。ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長＞２．０とするのが望ましく、これにより成形性向上が期待できる。
例えば、特許文献２では、結晶粒界はＥＢＳＤで得られた方位差５°以上の方位差を有する粒界と定義されている。５°以上という事はＬＡＧＢとＨＡＧＢが混在しており、ＨＡＧＢで囲まれた再結晶粒が本当に微細であるかどうかは不明確となる。
【００２０】
ＨＡＧＢ（大角粒界）長さ／ＬＡＧＢ（小角粒界）長さの比率達成には、最終焼鈍時の再結晶における不連続再結晶の割合を高める事が特に重要となる。つまり均質化処理や中間焼鈍で十分にＦｅを析出させ、アルミマトリックスに対するＦｅの固溶量を下げつつ、ある程度高い最終冷間圧延率を設定する事である。
【００２１】
・粒子径１．０μｍ以上３．０μｍ以下のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の密度：６．０×１０３個／ｍｍ２以下
１．０μｍ以上とは一般的に再結晶時に核生成サイトとして作用すると言われている粒径であり、このような金属間化合物が高密度に分布する事で焼鈍時に微細な再結晶粒を得やすくなる。粒子径が１．０μｍ未満の場合は、再結晶時に核生成サイトとして有効に働きにくく、３．０μｍを超えるとピンホール発生や伸びの低下につながり易くなる。ただし、このような粗大な化合物が高密度に存在する場合、成型時のピンホールの起点ともなり成形性を悪化させる原因となる。そのため分布密度は６．０×１０３個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。
ただし、上記した金属間化合物は、粒子密度が極端に低くなると、結晶粒の粗大化につながるため、粒子密度は２．０×１０３個／ｍｍ２以上とするのが望ましい。
なお、粒子径は円相当径で示される。
【００２２】
上記化合物の密度は主にＳｉとＦｅの添加量、そして均質化処理の条件で決定される。適切なＦｅとＳｉ量を選択しつつ、適切な条件の均質化処理を行う事が重要である。Ｆｅ量が少ない場合は密度が低下し、逆に多すぎると上限密度を超える。またＦｅ量が極端に多い場合には化合物の顕著な粗大化を招き、３．０μｍを大きく超える粗大な化合物が生成するリスクが高まる。またＳｉが少ない場合は１．０μｍ以下の微細な化合物密度が増加し、逆にＳｉが多すぎる場合は化合物の粗大化を招く。均質化処理温度が低い場合は１．０μｍ以上の化合物密度が低くなりやすく、逆に温度が高いと増加する。
【００２３】
・粒子径０．１μｍ以上〜１．０μｍ未満のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の密度：１．０×１０４個／ｍｍ２以上
一般には再結晶の核となりにくいと言われているサイズだが、結晶粒の微細化及び再結晶挙動に大きな影響を与えていると示唆される結果が得られている。詳細なメカニズムは未だ明らかでないが、粒子径１．０〜３．０μｍの粗大な金属間化合物に加え、１．０μｍ未満の微細な化合物がある程度存在する事で最終焼鈍後のＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長の低下抑制が確認されている。冷間圧延中の結晶粒の分断（Ｇｒａｉｎ  ｓｕｂｄｉｖｉｓｉｏｎ機構）を促進している可能性もある。このため上記粒子径範囲のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の密度は、上記範囲とするのが好ましい。
【００２４】
上記密度は、ＳｉとＦｅの添加量、そして均質化処理の条件が重要となる。ＦｅやＳｉが多すぎる場合には微細な化合物の密度が低下してしまう。また均質化処理温度が高すぎても同様となる。
【００２５】
・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。４８０℃以下では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℃以上では金属間化合物の成長が著しく、粒子径０．１μｍ以上１μｍ未満の微細な金属間化合物の密度が大きく低下してしまう。このような５００℃付近の均質化処理において微細な金属間化合物を高密度に析出させるには長時間の熱処理が必要であり、最低６時間以上は確保する必要がある。６時間未満では析出が十分でなく、微細な金属間化合物の密度が低下してしまう。
【００２６】
・熱間圧延：仕上がり温度２３０℃以上３００℃未満
熱間圧延においては仕上がり温度を３００℃未満とし、再結晶を抑制する事が望ましい。熱間圧延仕上がり温度を３００℃以下とする事で、熱間圧延板は均一なファイバー組織となる。このように熱間圧延後の再結晶を抑制する事で、その後の中間焼鈍板厚までに蓄積されるひずみ量が大きくなり、中間焼鈍時に粒径の均一な再結晶粒組織を得る事が出来る。この事は最終的な結晶粒径の均一性にも繋がる。３００℃を超えると熱間圧延板の一部で再結晶を生じ、ファイバー組織と再結晶粒組織が混在する事になり、中間焼鈍時の再結晶粒径が不均一化し、それはそのまま最終的な結晶粒径の不均一化に繋がる。２３０℃未満で仕上げるには熱間圧延中の温度も極めて低温となる為、板のサイドにクラックが発生し生産性が大幅に低下する懸念がある。
【００２７】
・中間焼鈍：３００℃〜４００℃
中間焼鈍は冷間圧延を繰り返す事で硬化した材料を軟化させ圧延性を回復させ、またＦｅの析出を促進し固溶Ｆｅ量を低下させる。３００℃未満では再結晶が完了せず結晶粒組織が不均一になるリスクがある、また４００℃を超える高温では再結晶粒の粗大化を生じ、最終的な結晶粒サイズも大きくなる。さらに高温ではＦｅの析出量が低下し、固溶Ｆｅ量が多くなる。固溶Ｆｅ量が多いと最終焼鈍時の不連続再結晶が抑制され、小傾角粒界の割合が多くなる。その為中間焼鈍温度は３８０℃未満が望ましい
中間焼鈍の保持時間は３時間以上が望ましい。３時間未満では再結晶が不完全となり、またＦｅの析出も不十分となる恐れがある。上限は特に定めないが、生産性を踏まえると１５時間以下が望ましい。
【００２８】
・最終冷間圧延率：９０％以上９５％未満
中間焼鈍後から最終厚みまでの最終冷間圧延率が高い程、材料に蓄積されるひずみ量が多くなり最終焼鈍後の再結晶粒が微細化され、同時にＣｕ方位の発達が顕著になる。逆に最終冷間圧延率が低すぎる場合は再結晶粒の粗大化や不均一化の原因となる。具体的には最終冷間圧延率を９０〜９５％に制御する事が望ましく、９０％未満では蓄積ひずみ量の低下により、最終焼鈍後の結晶粒サイズの粗大化や不均一化を招く。またその場合、再結晶の割合も増え、方位差１５°未満のＬＡＧＢが増加しＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ長が小さくなる。一方９５％を超えると冷間圧延におけるＣｕ方位の発達が顕著になり、最終焼鈍後でもＣｕ方位密度が顕著に大きくなる。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、高い伸び特性を有するアルミニウム合金箔を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】本発明の実施例における限界成形高さ試験で用いる角型ポンチの平面形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
本発明の一実施形態のアルミニウム合金箔の製造方法について説明する。
アルミニウム合金として、Ｆｅ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上０．１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、４８０〜５４０℃で６時間以上保持する均質化処理を行う。
【００３２】
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３００℃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１回以上の中間焼鈍を行う。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る。なお、１０時間超の長時間焼鈍は経済的に好ましくないので、１０時間以下が好ましい。
最後の中間焼鈍以降の冷間圧延は最終冷間圧延に相当し、その際の最終冷間圧延率を９０〜９５％未満とする。箔の最終厚さは特に限定されないが、例えば１０μｍ〜４０μｍとすることができる。
【００３３】
得られたアルミニウム合金箔は、平均結晶粒径が２０〜３０μｍであり、最大結晶粒径／平均結晶粒径≦３．０である。
アルミニウム合金箔は、Ｃｕｂｅ密度が１０以上、Ｃｕ方位密度２０以下、Ｒ方位密度１５以下であるのが好ましい。
アルミニウム箔は、優れた伸び特性と強度のバランスに優れており、例えば、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の各方向における伸びが２５％以上、０°、４５°、９０°の各方向における強度が９０ＭＰａ以上となり、３方向の伸びと強度のバランスをよりよく保つことができる。
【００３４】
なお、アルミニウム合金箔においては、金属間化合物の密度が以下の規定を満たしていることが望ましい。
・粒子径１．０〜３．０μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数密度が６．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、そして粒子径０．１μｍ以上１．０μｍ未満の同数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上
【００３５】
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、本発明としては、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。
【実施例１】
【００３６】
表１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い、アルミニウム合金箔を製造した。
箔の厚さは３０μｍとした。
【００３７】
【表１】
0006936293.tif 000002
【００３８】
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、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。
【００３９】
・結晶粒径
各アルミニウム合金箔を２０体積％過塩素酸＋８０体積％エタノール混合溶液に浸漬し、電圧２０Ｖで電解研磨を行った後、水洗し、５体積％ホウフッ化水素酸水溶液中で電圧３０Ｖで陽極酸化皮膜を生成させた後、偏光光学顕微鏡にて結晶粒の観察と撮影を実施した。平均結晶粒径は結晶粒写真から切断法にて測定した。
【００４０】
・ＨＡＧＢ長／ＬＡＧＢ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×１０００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。
【００４１】
・限界成形高さ
成形高さは角筒成形試験にて評価した。試験は万能薄板成形試験器（ＥＲＩＣＨＳＥＮ社製  モデル１４２／２０）にて行い、厚さ３０μｍのアルミ箔を図１に示す形状を有する角型ポンチ（一辺の長さＬ＝３７ｍｍ、角部の面取り径Ｒ＝４．５ｍｍ）を用いて行った。試験条件として、シワ抑え力は１０ｋＮ、ポンチの上昇速度（成形速度）の目盛は１とし、そして箔の片面（ポンチが当たる面）に鉱物油を潤滑剤として塗布した。箔に対し装置の下部から上昇するポンチが当たり、箔が成形されるが、３回連続成形した際に割れやピンホールがなく成形できた最大のポンチの上昇高さをその材料の限界成形高さ（ｍｍ）と規定した。ポンチの高さは０．５ｍｍ間隔で変化させた。本発明品においては成形高さ８．０ｍｍ以上を合格とした。
【００４２】
・金属間化合物の密度
金属間化合物は箔の平行断面（ＲＤ−ＮＤ面）をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ  ｓｅｃｔｉｏｎ  ｐｏｌｉｓｈｅｒ）にて切断し、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ社製  ＮＶｉｓｉｏｎ４０）にて観察を行った。「粒子径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。「粒子径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。粒子径は円相当径により求めた。
【００４３】
・結晶方位密度
Ｃｕｂｅ方位は｛００１｝＜１００＞、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、｛２００｝、｛２２０｝、｛１１１｝の不完全極点図を測定し、その結果を用いて３次元方位分布関数（ＯＤＦ；Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ  Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を計算し、評価を行った。
【００４４】
上記各測定結果は表２に示した。
【００４５】
【表２】
0006936293.tif 000003
【符号の説明】
【００４６】
Ｄ  一辺の長さ
Ｒ  面取り径
【図１】
0006936293.tif 000004