"Fe:0.2~0.7質量、Mn:0.1~0.5質量を含有し、Si:0.2質量以下に抑制し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、純度が99.0質量以上であるシングル圧延により製造された電池集電体用純アルミニウム硬質箔であって、前記電池集電体用純アルミニウム硬質箔の厚みが9~20μmであり、サブグレインが厚み方向に30個以上あり、引張強さが220MPa以上270MPa未満、かつ伸びが4.0以上であることを特徴とする電池集電体用純アルミニウム硬質箔。Fe:0.2~0.7質量、Mn:0.1~0.5質量を含有し、Si:0.2質量以下に抑制し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、純度が99.0質量以上である重合圧延により製造された電池集電体用純アルミニウム硬質箔であって、前記電池集電体用純アルミニウム硬質箔の厚みが5~20μmであり、サブグレインが厚み方向に30個以上あり、引張強さが180MPa以上270MPa未満、かつ伸びが20以上であることを特徴とする電池集電体用純アルミニウム硬質箔。さらに、Cu:0.05質量以下、Mg:0.05質量以下のうち1種以上を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の電池集電体用純アルミニウム硬質箔。導電率が50以上であることを特徴とする請求項1から請求項3のいずれか一項に記載の電池集電体用純アルミニウム硬質箔。しかし、従来のアルミニウム箔やアルミニウム合金箔においては、以下のような問題がある。アルミニウム箔並びにアルミニウム合金箔においては、強度の上昇並びに箔厚の減少に伴い、伸び延性が減少することが知られている。なお、このことは、非特許文献1にも明示されている。しかしながら、電極材製造ラインでの圧着スリット等の工程において、高強度であっても伸びが少ないと、箔が脆い状態となり、製造ラインで箔が破断し、ラインが停止するようなトラブルが発生するという問題があり、強度も然りながら伸びが重視されてきた。一方、高強度化のためにMnを多量に添加した合金箔材では、非特許文献2に明示されているように電気抵抗が大きいため、組立て後の電池としての使用に際して望ましくないという問題もある。本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、ある程度の強度を有し、優れた伸びを有すると共に、且つ電気抵抗の低い電池集電体用純アルミニウム硬質箔を提供することを課題とする。前記課題を解決するために、本発明者らは、以下の事項について検討した。箔の高強度化のためには、Mg,Mn,Cu等を添加すれば良いことは公知であり、前記従来技術での提案にも用いられている。しかし、薄肉硬質箔の延性伸びを増加させる手段は知られていなかった。また、純アルミニウム箔や8021合金箔では、導電率は高いが強度および伸びの点で不十分であった。一般に、1N30等の純アルミニウム薄肉箔の製造に際して、材料の製造工程での固溶析出制御および箔圧延条件の制御により、仕上げ箔圧延前での材料組織をサブグレイン組織とすることで、ピンホールの少ない薄箔が製造出来ることが知られていた。この組織状態は、伸びも比較的高いことから、サブグレインを微細に制御することが出来れば、比較的強度が高くても、高延性が得られるものと考えた。通常、透過電子顕微鏡等で表面側から箔の材料組織を観察した場合、サブグレインは2μm程度の径であることが知られているが、15μm前後の厚みの箔の断面での観察はなされていなかった。そこで、硬質箔の伸びに及ぼす諸因子の影響につき鋭意研究した結果、厚み方向の結晶粒サブグレインが伸びと相関することが推察され、箔の断面でのサブグレイン観察条件を新たに確立することにより、本発明に至った。すなわち、どの状態の硬質箔であっても、表面から観察したサブグレイン径は2μm程度と変化しないにもかかわらず、断面でのサブグレイン径厚みは1.5~3μm程度である15μm厚箔で厚み方向のサブグレイン数が5~10個程度ことを究明した。この究明点より、本発明者等は、従来は、厚み方向のサブグレイン数が少ないために不均一な変形であり、伸びが低い状態であったこと、厚み方向のサブグレイン数が多くなるように制御すると、引張り変形等にて均一な変形が可能であり、高い伸びが得られること、を究明し、本発明の完成に至った。厚み方向のサブグレインは、中間焼鈍時の結晶粒径が圧延され、薄くなった層から成長形成されることも究明し、厚み方向に多数のサブグレインを形成させるためには、中間焼鈍時の結晶粒数と固溶状態を制御することが必要条件であることも究明した。さらに、本発明者等は実際の箔での導電率を測定し、実際の導電率は、薄い硬質箔であることに起因して、非特許文献1、2に記載されている数値とは異なり、より低いことを究明した。このように、従来から高強度化のために合金元素を添加した合金箔Al純度:99.0質量未満が指向されてきたが、本発明は電気抵抗の低下抑制のため純アルミニウムの範疇で、高強度高伸び化を測ったものである。すなわち、本発明に係る電池集電体用純アルミニウム硬質箔以下、適宜、アルミニウム箔というは、Fe:0.2~0.7質量、Mn:0.1~0.5質量を含有し、Si:0.2質量以下に抑制し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、純度が99.0質量以上であるシングル圧延により製造された電池集電体用純アルミニウム硬質箔であって、前記電池集電体用純アルミニウム硬質箔の厚みが9~20μmであり、サブグレインが厚み方向に30個以上あり、引張強さが220MPa以上270MPa未満、かつ伸びが4.0以上であることを特徴とする。また、本発明に係る電池集電体用純アルミニウム硬質箔は、Fe:0.2~0.7質量、Mn:0.1~0.5質量を含有し、Si:0.2質量以下に抑制し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、純度が99.0質量以上である重合圧延により製造された電池集電体用純アルミニウム硬質箔であって、前記電池集電体用純アルミニウム硬質箔の厚みが5~20μmであり、サブグレインが厚み方向に30個以上あり、引張強さが180MPa以上270MPa未満、かつ伸びが20以上であることを特徴とする。このような構成によれば、Feを所定量添加することで、中間焼鈍時に結晶粒が微細化され、Fe、Mnを所定量添加することで、アルミニウム箔の強度が向上して引張強さが、シングル圧延により製造された場合は220MPa以上270MPa未満、重合圧延により製造された場合は180MPa以上270MPa未満となり、アルミニウムとしては十分な強度となる。また、Mn含有量を0.5質量以下とすることで50以上の導電率が得られ、電池集電体として十分な特性を有するものとなる。さらに、Siを所定量以下に抑制することで、Al-Fe系の金属間化合物が粗大なα-Al-Fe-Si系の金属間化合物となりにくいため伸びが低下することなく、また結晶粒径が粗大とならず、厚み方向に十分なサブグレイン数が得られる。また、厚みを、シングル圧延により製造する場合は9~20μm、重合圧延により製造する場合は5~20μmとすることで、電池集電体用として適したアルミニウム箔とすることができる。さらに、厚み方向のサブグレイン数を30個以上とすることで、アルミニウム箔の伸びが向上して伸びが、シングル圧延により製造された場合は4.0以上、重合圧延により製造された場合は20以上となる。本発明に係る電池集電体用純アルミニウム硬質箔は、さらに、Cu:0.05質量以下、Mg:0.05質量以下のうち1種以上を含有することを特徴とする。このような構成によれば、さらにCuとMgのいずれかの少なくとも一方を添加することによって、強度を高くすることができる。そして、その場合には、Cuを所定量以下の添加量とすることで、伸びが低下することがなく、Mgも所定量以下の添加量とすることで、伸びおよび導電率が低下することがない。本発明に係る電池集電体用純アルミニウム硬質箔は、導電率が50IACS以上であることを特徴とする。このような構成によれば、電池としての使用時に、電池の効率が向上する。本発明に係る電池集電体用純アルミニウム硬質箔は、9~20μmシングル圧延の場合、あるいは、5~20μm重合圧延の場合の薄肉であっても、純アルミニウムとしては高強度を有するため、また電気抵抗が低いこともあり、リチウムイオン二次電池の高容量化を図ることができる。さらに、伸びも優れるため、電極材の製造工程において、箔が破断することを防止することができ、製造ラインが停止するようなトラブルの発生を防止することができる。以下、本発明に係る電池集電体用純アルミニウム硬質箔以下、適宜、アルミニウム箔というを実現するための形態について説明する。本発明に係るアルミニウム箔は、Fe、Mnを所定量含有し、Siを所定量以下に抑制し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、純度アルミニウム純度が99.0質量以上となるものである。そして、このアルミニウム箔の厚みが、シングル圧延により製造される場合は9~20μm、重合圧延により製造される場合は5~20μmであり、この厚み方向において、サブグレインが30個以上存在する。さらに、引張強さを、シングル圧延により製造される場合は220MPa以上270MPa未満、重合圧延により製造される場合は180MPa以上270MPa未満、かつ伸びを、シングル圧延により製造される場合は4.0以上、重合圧延により製造される場合は20以上に規定したものである。またアルミニウム箔は、Cu、Mgのうちの1種以上を所定量含有してもよい。そして、アルミニウム箔の導電率は、50以上となる。以下、各構成について説明する。Fe:0.2~0.7質量Feは、中間焼鈍時の結晶粒微細化のため、また固溶強化による強度向上のため、さらにはサブグレイン安定化のために添加する元素である。Fe含有量が0.2質量未満では、結晶粒径が粗大となり、厚み方向に十分なサブグレイン数が得られず、また、十分な強度が得られ難い。一方、アルミニウム純度99.0質量以上の範疇にて、Fe含有量が0.7質量を超えると、Mnの含有量が少ないことと相俟って、サブグレインが合体粗大化し、厚み方向に十分なサブグレイン数が得られず、また、十分な強度が得られ難い。さらには導電率が低下する。したがって、Fe含有量は、0.2~0.7質量とする。Mn:0.1~0.5質量Mnは、固溶強化による強度向上のため、またAlFeMn化合物もしくはAlFeMnSi化合物を多量に形成させ、サブグレインを安定に形成させるために添加する元素である。Mn含有量が0.1質量未満では、強度伸びが不十分となる。一方、0.5質量を超えると、導電率が低下する。またアルミニウム純度99.0質量以上とするためにはMnの増加に伴いFe含有量が減少し、両者が相俟って伸びが低下する。したがって、Mn含有量は、0.1~0.5質量とする。Si:0.2質量以下Siは、不可避的不純物として混入し易い元素である。Si含有量が0.2質量を超えると、Al-Fe系の金属間化合物が粗大なα-Al-Fe-Si系の金属間化合物となり易く、伸びが得難い。また金属間化合物の分布密度が減少することによって結晶粒径が粗大となり、厚み方向に十分なサブグレイン数が得られない。したがって、Si含有量は、0.2質量以下とする。なお、Siは0質量でもよい。Cu:0.05質量以下Cuは強度向上には望ましい元素であり、添加してもよい。しかし、0.05質量を超えると伸びが低下する。したがって、添加する場合のCu含有量は、0.05質量以下とする。Mg:0.05質量以下Mgも強度向上には望ましい元素であり、添加してもよい。しかし、0.05質量を超えると伸びが低下する。また、導電率が低下する。したがって、添加する場合のMg含有量は、0.05質量以下とする。その他、鋳塊組織の微細化のために、Al-Ti-B中間合金を添加する場合がある。すなわち、Ti:B=5:1あるいは5:0.2の割合とした鋳塊微細化剤を、ワッフルあるいはロッドの形態で溶湯スラブ凝固前における、溶解炉、介在物フィルター、脱ガス装置、溶湯流量制御装置へ投入された、いずれかの段階での溶湯へ添加してもよく、Ti量で、0.05質量までの含有は許容される。残部:Alおよび不可避的不純物アルミニウム箔の成分は前記の他、Alおよび不可避的不純物からなるものである。そして、アルミニウムの純度は99.0質量以上である。なお、不可避的不純物としてCr、Znを始め、地金や中間合金に含まれている、通常知られている範囲内のGa,V,Ni等は、それぞれ0.05質量までの含有は許容される。厚み:9~20μmシングル圧延の場合、5~20μm重合圧延の場合リチウムイオン二次電池の電池容量を大きくするためには、アルミニウム箔の厚さはできるだけ薄いほうがよいが、シングル圧延により製造する場合に9μm未満、重合圧延により製造する場合に5μm未満の高強度箔を作製することは困難である。また、20μmを超えると、決められた体積のケース中に多くの電極材を入れることができず、電池容量が低下する。したがって、アルミニウム箔の厚みは、9~20μmシングル圧延の場合、あるいは、5~20μm重合圧延の場合とする。厚み方向におけるサブグレイン数:30個以上9~20μmシングル圧延の場合、5~20μm重合圧延の場合の厚みのアルミニウム箔での伸びの増加のためには、厚み方向のサブグレイン数を30個以上15μm厚箔でサブグレイン径厚みが0.5μm以下とすることが必要である。厚み方向におけるサブグレイン数が30個未満では、アルミニウム箔の伸びが十分に得られない。また、サブグレイン数が多い分には何個でもよく、上限は特に限定されるものではない。さらに、前記したように、厚み方向のサブグレインは、中間焼鈍時の結晶粒径が圧延され、薄くなった層から成長形成されるため、本層は30層以上が必要である。そして、このことは、中間焼鈍時の再結晶粒が厚み方向で30個以上であることを意味する。次に、厚み方向のサブグレイン数の測定方法の確立について説明する。まず、アルミニウム箔を約5×10mmに切断し、薄板基盤に、電導性テープを用いて、この切断した箔を、箔が僅かに出っ張った状態となるように貼付ける。次に、この箔の部分をFIBFocusedIonBeam装置で切断し、平行断面を観察出来るようにする。なお、多用されている樹脂埋め法では、SEM走査電子顕微鏡観察時に樹脂部がチャージアップし測定が困難である。そして、この断面について、SEMにて、観察倍率を×2000倍とし、EBSDElectronBackScatterDiffraction解析を行い、方位マッピング像を得る。なお、通常は表面から観察するため、解析ソフトは自動的に表面から見たND面の方位マッピング像を表示するようになっている。本解析では、平行断面RD-TD面観察であり、RD-ND面から見たND面の方位マッピング像が得られるよう回転操作する。そして、この得られた方位マッピング像図1参照により、線分法にてサブグレイン数を算出する。具体的には、次のとおりである。サブグレインは、結晶粒間の傾角が0~15°であり、同一のサブグレインは同一の色となる。そして、0°が最も色が濃く、15°が最も色が薄くなる。この事項をもとに、色と結晶方位との関係を示すカラーコードを用いて、方位マッピング像方位マッピング図から結晶粒間の傾角と色とを肉眼にて判定し、サブグレインを計数する。引張強さ:220MPa以上270MPa未満シングル圧延の場合、180MPa以上270MPa未満重合圧延の場合引張強さが、シングル圧延により製造する場合に220MPa未満、重合圧延により製造する場合に180MPa未満では、アルミニウム箔としての強度が不十分である。一方、270MPa以上とするためには、多量の合金元素の添加が必要となり、導電率並びに伸びが低下する。したがって、引張強さは、220MPa以上270MPa未満シングル圧延の場合、あるいは、180MPa以上270MPa未満重合圧延の場合とする。伸び:4.0以上シングル圧延の場合、2.0以上重合圧延の場合合金箔に比較して強度が若干劣る分、より優れた伸びが必要である。伸びが、シングル圧延により製造する場合に4.0未満、重合圧延により製造する場合に2.0未満では、電池集電体加工時に切断等の不具合が発生し易い。したがって、伸びは、4.0以上シングル圧延の場合、あるいは、2.0以上重合圧延の場合とする。なお、伸びは高ければ高い程、好ましい。引張強さおよび伸びの測定は、軽金属協会規格LISAT5に準じてB型試験片を用いて実施することができる。すなわち、アルミニウム箔から、引張方向が圧延方向と平行になるように15mm幅×約200mm長さの短冊型試験片を切り出し、チャック間距離100mmを評点間距離として実施する。試験には、株式会社オリエンテック製テンシロン万能試験機型式:RTC-1225Aを用いることができる。導電率:50以上電気部品として用いるためには電気抵抗が低いことが必要である。電気抵抗が高い、すなわち導電率が50未満であると、電池としての使用時に効率が低下する。したがって、導電率は、50以上とする。なお、導電率は高ければ高い程、好ましい。なお、本発明の構成とすることで、9~20μm厚シングル圧延の場合、あるいは、5~20μm厚重合圧延の場合において、50以上の導電率が得られ、電池集電体として十分な特性を有するものとなる。次に、導電率の測定算出方法について説明する。本測定はJISC2525に則り、アルバック理工株式会社製電気抵抗測定装置TER-2000RHを用い、直流4端子法にて電気抵抗を測定することにより行うことができる。具体的には、まず、所定厚みの箔を所定の大きさに切断し、両端にNi線をスポット溶接し、4端子法にて電気抵抗を測定する。試験片の抵抗Rは試料に流れる電流Iと電圧端子間の電位差Vから、R=V/Iにより求める。電流Iは試験片と直列に接続した標準抵抗0.1Ωの電圧降下から求める。試験片および標準抵抗の電圧降下とR熱電対の起電力は、検出感度±0.1μVのデジタルマルチメータを用いて求める。そして導電率は、下式にて求める。体積抵抗ρ=RA/L導電率γIACS=17241μΩcm/体積抵抗ρμΩcm×100A:試料断面積L:測定部長さ17241μΩcm:標準軟銅の体積抵抗率アルミニウム箔の製造方法次に、アルミニウム箔の製造方法について説明する。アルミニウム箔の製造方法は、純アルミニウム鋳塊に対して、定法により、均質化熱処理、熱間圧延を行った後、所定条件で、冷間圧延、中間焼鈍を行い、その後、冷間圧延箔圧延を含むすることにより行う。なお、箔圧延は、シングル圧延または重合圧延のいずれかの方法により行うのが一般的である。ここで、シングル圧延とは、最終パスまで1枚のアルミニウム箔をロールに供給し、圧延するというものである。重合圧延とは、最終パスにおいてアルミニウム箔を2枚重ねてロールに供給し、圧延するものである。アルミニウム箔において、サブグレインを多数得るためには、中間焼鈍を行うことにより、中間焼鈍時の結晶粒径を微細とすることが好ましい。そのため、中間焼鈍までの冷間加工率冷延率は高いことが好ましく、30以上の冷延率とすることが好ましい。また、強度を向上させるためにも、30以上の冷延率とすることが好ましい。ただし、中間焼鈍までの冷延率が85を超えると、効果が飽和してしまい経済的ではないため、85以下が好ましい。中間焼鈍後は高い冷延率でアルミニウム箔とし、サブグレイン化をより促進すると共に、特に強度を向上させる必要があるため、中間焼鈍後の冷延率、すなわち、中間焼鈍後から最終的なアルミニウム箔最終品とするまでのトータルの冷延率を98.5以上とすることが好ましく、そのために、中間焼鈍時の板厚を1mm以上とすることが好ましい。なお、アルミニウム箔で高い強度を得るためにも、中間焼鈍時の板厚は1mm以上が好ましい。ただし、2mmを超える厚さで中間焼鈍を行うと、強度が高くなりすぎて箔圧延が困難となり易いため、2mm以下が好ましい。なお、箔圧延を容易にするためには、強度の絶対値は高い値であっても、100μm厚程度以下の箔厚において加工硬化は少ないことが好ましい。ここで、中間焼鈍は、再結晶粒径を厚み方向に30個以上形成させるため、すなわち、厚み方向におけるサブグレイン数を30個以上とするため、連続焼鈍炉にて焼鈍する。そして、焼鈍温度到達温度を380°C以上550°C以下、保持時間を1分以下の条件で行う。焼鈍温度が380°C未満では、再結晶が十分に進まず、サブグレイン数が不足すると共に、固溶の程度が不十分となる。一方、550°Cを超えると、再結晶並びに固溶の効果が飽和すると共に表面外観が劣化し易くなる。また、昇降温速度は、連続焼鈍における常法の範囲であればよいが、バッチ焼鈍では、常法の範囲であっても、加熱中に析出が進み、箔圧延時にサブグレインの合体粗大化が進むことでサブグレイン数が不足する。また加工硬化の程度も不十分であり、強度が低下する。なお、連続焼鈍の場合、昇温速度は、1~100°C/秒、降温速度は、1~500°C/秒が常法範囲である。バッチ焼鈍の場合は、昇温速度は、20~60°C/時間、降温速度は、炉冷、放冷、強制空冷等を任意に適用し、これらの条件に従う。そして、固溶のためには保持時間は長いことが好ましいが、連続焼鈍炉であるために、1分を超える保持は、ライン速度が著しく遅くなるため経済的に劣る。このように、厚み方向のサブグレイン数は、成分範囲、中間焼鈍時の結晶粒数、固溶状態により制御することができる。具体的には、Fe,Mnの量これによりAlFeMn系分散粒子の分布密度を増やして粒界ピン止め効果による微細化が期待できると、中間焼鈍の昇温速度冷却速度これを大きくすることで、Fe,Mnの固溶量を増やし、また、再結晶粒の核形成密度を増やせるで制御することができる。以上、本発明を実施するための形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。供試材作製実施例No.1~6、比較例No.7~16表1に示す組成のアルミニウムを、溶解、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊に面削を施した後に、540°Cにて4時間の均質化熱処理を施した。この均質化した鋳塊に、熱間圧延、さらに冷間圧延を施した後、中間焼鈍を行い、その後、15μmの厚さまで、箔圧延箔圧延最終パスをシングル圧延により行う条件で冷間圧延し、アルミニウム箔とした。中間焼鈍の条件は、連続焼鈍炉にて焼鈍温度450°C、昇温速度10°C/秒、降温速度20°C/秒、保持時間5秒とした。熱間圧延後の板箔地の厚さは、3.0mm、中間焼鈍前の板箔地の厚さは、1.6mm中間焼鈍前の冷延率:約47、中間焼鈍後の冷延率トータル冷延率:約99.1とした。実施例No.18~20、比較例No.21~26表2に示すアルミニウム表1に対応する組成A,B,Cを、溶解、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊に面削を施した後に、540°Cにて2時間の均質化熱処理を施した。この均質化した鋳塊に、熱間圧延、さらに冷間圧延を施した後、中間焼鈍を行い、その後、15μmの厚さまで、箔圧延箔圧延最終パスをシングル圧延により行う条件で冷間圧延し、アルミニウム箔とした。中間焼鈍、冷間圧延の条件は、表2に示すとおりである。なお、連続焼鈍CALの場合、昇温速度は、10°C/秒、降温速度は、20°C/秒とし、バッチ焼鈍BACHの場合、昇温速度は、40°C/時間、降温速度は、80°C/時間放冷とした。また、トータル冷延率は、およその値である。供試材作製実施例No.27~32、比較例No.33~39表3に示す組成のアルミニウムを、溶解、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊に面削を施した後に、540°Cにて4時間の均質化熱処理を施した。この均質化した鋳塊に、熱間圧延、さらに冷間圧延を施した後、中間焼鈍を行い、その後、12μmの厚さまで、箔圧延箔圧延最終パスを重合圧延により行う条件で冷間圧延し、アルミニウム箔とした。中間焼鈍の条件は、連続焼鈍炉にて焼鈍温度450°C、昇温速度10°C/秒、降温速度20°C/秒、保持時間5秒とした。熱間圧延後の板箔地の厚さは、3.0mm、中間焼鈍前の板箔地の厚さは、1.6mm中間焼鈍前の冷延率:約47、中間焼鈍後の冷延率トータル冷延率:約99.3とした。実施例No.40~42、比較例No.43~48表4に示すアルミニウム表3に対応する組成A,B,Cを、溶解、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊に面削を施した後に、540°Cにて2時間の均質化熱処理を施した。この均質化した鋳塊に、熱間圧延、さらに冷間圧延を施した後、中間焼鈍を行い、その後、12μmの厚さまで、箔圧延箔圧延最終パスを重合圧延により行う条件で冷間圧延し、アルミニウム箔とした。中間焼鈍、冷間圧延の条件は、表4に示すとおりである。なお、連続焼鈍CALの場合、昇温速度は、10°C/秒、降温速度は、20°C/秒とし、バッチ焼鈍BACHの場合、昇温速度は、40°C/時間、降温速度は、80°C/時間放冷とした。また、トータル冷延率は、およその値である。成分組成を表1、3に、製造条件を表2、4に示す。なお、表中、本発明の範囲を満たさないもの、および、製造条件を満たさないものは、数値等に下線を引いて示し、成分を含有しないもの、および、中間焼鈍を行なわなかったものは、-で示す。また、No.14は3003合金箔であり、No.15は1085箔高純度箔である。さらに、No.16は引用文献2に記載の合金箔表1の実施例1に基づいたものである。また、表2、4中、熱間圧延後の板の厚さは、熱延終了厚と記し、中間焼鈍前の板の厚さは、中間焼鈍厚と記す。なお、No.17は、引用文献1に記載の高純度箔表1の実施例3に基づいたものであり、参考として示す。ここで、No.17に関しては、引用文献1において明確に記載されている成分は、Al純度:99.7質量の他に、Cu:30ppm、Fe:1500ppm、Si:500ppmの3元素のみであり、その他については、どのような元素をどの程度含有しているのか全く判別が付かない。また、引用文献1においては、アルミニウム箔の厚みが15μmとしか記載されておらず、中間焼鈍条件はもちろん、アルミニウム箔の製造条件について、溶解鋳造、面削についてや、均質化熱処理条件、熱間圧延条件、熱間圧延以後の粗鈍の有無、冷間圧延条件等が一切記載されていない。したがって、引用文献1に記載の高純度箔を再現することはできないため、導電率、サブグレイン数および伸びのデータを取得することはできない。よって、本願の発明と、引用文献1に記載の高純度箔とを直接対比することは困難であるため、引用文献1に記載の高純度箔に相当する成分を有するNo.15の供試材を作製し、従来技術と対比できるようにした。サブグレインの個数次に、アルミニウム箔の厚さ方向におけるサブグレインの個数を以下の方法により測定した。まず、アルミニウム箔を約5×10mmに切断し、薄板基盤に、電導性テープを用いて、この切断した箔を、箔が僅かに出っ張った状態となるように貼付けた。次に、この箔の部分をFIBFocusedIonBeam装置で切断し、平行断面を観察出来るようにした。そして、この断面について、走査電子顕微鏡にて、観察倍率を×2000倍とし、EBSDElectronBackScatterDiffraction解析を行い、方位マッピング像を得た。なお、通常は表面から観察するため、解析ソフトは自動的に表面から見たND面の方位マッピング像を表示するようになっている。本解析では、平行断面RD-TD面観察であり、RD-ND面から見たND面の方位マッピング像が得られるよう回転操作した。そして、この方位マッピング像に基づき、線分法にてサブグレイン数を算出した。この結果を表1~4に示す。なお、実施例No.18についての平行断面の方位マッピング像を図1aに示し、図1bに、カラーコードを示す。また、比較例No.21についての平行断面の方位マッピング像を図2aに示し、図2bに、カラーコードを示す。この方位マッピング像より、線分法にてサブグレイン数を算出した。ここで、結晶粒間の傾角が15°以下がサブグレインであり、同一のサブグレインは同一の色となる。なお、色と結晶方位との関係はカラーコードに示されている。また、サブグレインは、結晶粒間の傾角が0~15°であるが、0°が最も色が濃く、15°が最も色が薄くなる。そして、前記事項を加味して、方位マッピング図を肉眼判定にて、サブグレインを計数した。なお、サブグレインの存在箇所は、微小領域であり、サブグレインは、場所によって多少数が異なるが、厚み方向の計測においては、ここでは、最も少ない部位の数を計測した。導電率次に、アルミニウム箔の導電率を以下の方法により測定した。本測定はJISC2525に則り、アルバック理工株式会社製電気抵抗測定装置TER-2000RHを用い、直流4端子法にて電気抵抗を測定することにより行った。具体的には、まず、所定厚みの箔を、3mm幅×80mm長さに切断し、両端にNi線をスポット溶接し、4端子法にて電気抵抗を測定した。試験片の抵抗Rは試料に流れる電流Iと電圧端子間の電位差Vから、R=V/Iにより求めた。電流Iは試験片と直列に接続した標準抵抗0.1Ωの電圧降下から求めた。試験片および標準抵抗の電圧降下とR熱電対の起電力は検出感度±0.1μVのデジタルマルチメータを用いて求めた。導電率は、下式にて求めた。体積抵抗ρ=RA/L導電率γIACS=17241μΩcm/体積抵抗ρμΩcm×100A:試料断面積L:測定部長さ17241μΩcm:標準軟銅の体積抵抗率評価得られたアルミニウム箔にて以下の評価を行った。強度および伸び引張強さおよび伸びの測定は、軽金属協会規格LISAT5に準じてB型試験片を用いて実施した。すなわち、アルミニウム箔から、引張方向が圧延方向と平行になるように15mm幅×約200mm長さの短冊型試験片を切り出し、チャック間距離100mmを評点間距離として実施した。試験には、株式会社オリエンテック製テンシロン万能試験機型式:RTC-1225Aを用いた。この試験にて、引張強さ、および、伸びを測定した。強度の合格基準は、引張強さが、箔圧延をシングル圧延により行った場合は220MPa以上270MPa未満、箔圧延を重合圧延により行った場合は180MPa以上270MPa未満、伸びの合格基準は、箔圧延をシングル圧延により行った場合は4.0以上、箔圧延を重合圧延により行った場合は2.0以上とした。これらの結果を表1~4に示す。なお、表中、引張強さ、伸び、導電率が合格基準を満たさないものは、数値に下線を引いて示し、No.17において各特性の数値を記載できないものは、-で示す。アルミニウム箔による評価表1、3に示すように、実施例であるNo.1~6およびNo.27~32は、本発明の範囲を満たすため、強度および伸びが優れており、導電率も50以上であった。一方、比較例であるNo.7~16およびNo.33~39は、本発明の範囲を満たさないため、以下の結果となった。No.7およびNo.33は、Si含有量が上限値を超えるため、α-Al-Fe-Si系の金属間化合物が粗大化し、結晶粒径が粗大となり、サブグレイン数が下限値未満となり、また、箔が切断し易く、伸びが劣った。No.8およびNo.34は、Fe含有量が下限値未満のため、結晶粒径が粗大となり、サブグレイン数が下限値未満となった。そのため、伸びが劣った。また、強度にも劣った。No.9およびNo.35は、Fe含有量が上限値を超えるため、圧延性に優れるが、サブグレインが合体粗大化し、結果として厚み方向のサブグレイン数が不足し、伸びに劣った。また、強度にも劣った。さらに導電率が低下した。No.10およびNo.36は、Cu含有量が上限値を超えるため、強度は高くなるが伸びに劣った。No.11およびNo.37は、Mn含有量が下限値未満のため、十分なサブグレインが形成されず、また固溶元素が不足するため、強度および伸びに劣った。No.12およびNo.38は、Mn含有量が上限値を超えるため、導電率が低下した。また、伸びが劣った。No.13およびNo.39はMg含有量が上限値を超えるため、導電率が低下した。また、伸びが劣った。No.14は、Mnを多量に含有する3003合金箔であり、Si、Cu、Mnの含有により純アルミニウムの範疇を外れると共に導電率が大きく低下した。また、3003合金箔のため、強度が高かった。なお、合金箔ではMnを多量に含有すると、Al-Mn-Fe-Siの微細化合物となるため、十分なサブグレイン数が得られる。そのため、伸びは、かろうじて4.0以上を確保した。No.15は、1085箔であり、Fe含有量が少なく、Mnが無添加のため、サブグレイン数が不足し、伸びに劣った。また、強度にも劣った。No.16は、Mnを多量に含有する3003系合金箔であり、Si、Cu、Mn、Mgの含有により純アルミニウムの範疇を外れると共に導電率が大きく低下した。また、3003系合金箔のため、強度が高かった。なお、No.14よりもSi、Cu、Mn、Mgを多く含有し、かつMgが上限値を超えているため、伸びはNo.14よりも低くなり、4.0未満になった。No.17は、強度に劣るものであるが、No.15と同様に、Fe含有量が少なく、Mnが無添加のため、サブグレイン数が不足し、伸びに劣るものといえる。製造方法による評価表2、4に示すように、実施例であるNo.18~20およびNo.40~42は、本発明の範囲を満たすため、強度および伸びが優れており、導電率も50以上であった。一方、比較例であるNo.21~26およびNo.43~48は、本発明の範囲を満たさないため、以下の結果となった。No.21およびNo.43は、中間焼鈍がバッチ式のため、中間焼鈍時に微細な結晶粒が得られず、箔圧延時にサブグレインが成長合体し、十分な数が得られなかった。また加工硬化の程度も不十分であった。さらに、中間焼鈍厚およびトータル冷延率が不十分であった。これらのため、引張強さ引張強度が低く、強度に劣り、また、サブグレイン数が下限値未満となり、伸びが劣った。No.22およびNo.44は、中間焼鈍を行っていないため、熱間圧延時の粗大な結晶粒組織のままであり、引張強度が低く、強度に劣り、また、サブグレイン数が下限値未満となり、伸びが劣った。No.23およびNo.45は、中間焼鈍厚は適正であるが、バッチ式のため中間焼鈍時の再結晶粒径が粗大となり、箔にて十分なサブグレインが得られず、伸びが劣った。なお、成分組成やトータル冷延率は本発明の範囲を満たすため、強度は実施例に比べてやや低くなったものの、合格基準を満たした。No.24およびNo.46は、中間焼鈍厚が薄いため、またトータル冷延率が不十分のため、箔圧延時の加工硬化の程度が不十分であり、強度に劣った。さらに、No.46については、重合圧延のため、伸びも従来のシングル圧延箔のレベルに留まった。No.25およびNo.47は、到達温度が低すぎるため、中間焼鈍で再結晶せず、サブグレイン数が下限値未満となった。そのため、伸びが劣った。また、固溶の程度も不十分であり、強度も劣った。No.26およびNo.48は、中間焼鈍までの冷延率が不十分のため、中間焼鈍時に微細な結晶粒が得られず、箔にて極めて粗大なサブグレインとなり、サブグレイン数が下限値未満となった。そのため、十分な伸びが得られなかった。また、中間焼鈍厚は厚いものの、中間焼鈍までの冷延率が不十分のため、引張強度が低く、十分な強度を得られなかった。なお、No.14、15のアルミニウム合金箔並びにアルミニウム箔は、それぞれ、特許文献2、特許文献1に記載、あるいは、共に非特許文献1に記載された従来のアルミニウム箔やアルミニウム合金箔を想定したものである。また、No.16のアルミニウム合金箔は、特許文献2に記載のアルミニウム合金箔に基づいたものである。さらに、No.17のアルミニウム箔については、前記したように、No.15の評価結果から、サブグレイン数が不足し、伸びに劣るものといえる。そして本実施例で示すように、これら従来のアルミニウム箔等は、前記の評価において一定の水準を満たさないものである。従って、本実施例によって、本発明に係るアルミニウム箔が従来のアルミニウム箔等と比較して、優れていることが客観的に明らかとなった。以上、本発明に係る電池集電体用純アルミニウム硬質箔について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されるものではない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変変更等することができることはいうまでもない。"