成形性、散熱性和焊接性優(yōu)良的電池殼體用鋁合金板的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種具有能應(yīng)用于大型鋰離子電池容器的散熱特性，且成形性優(yōu)、形狀凍結(jié)性優(yōu)良，激光焊接性也優(yōu)良的3000系鋁合金板。該鋁合金板是一種具有以下成分組成、呈現(xiàn)出導(dǎo)電率超過(guò)45％IACS、0.2％屈服強(qiáng)度為40～低于60MPa、20％以上的伸長(zhǎng)率的值的冷軋退火材料；所述成分組成為具有0.05～低于0.3質(zhì)量％的Fe，0.6～1.5質(zhì)量％的Mn，0.05～0.6質(zhì)量％的Si，剩余部分由Al和雜質(zhì)構(gòu)成，作為雜質(zhì)的Cu低于0.35質(zhì)量％，Mg低于0.05質(zhì)量％?；蛘呤且环N呈現(xiàn)出導(dǎo)電率超過(guò)45％IACS、0.2％屈服強(qiáng)度為60～低于150MPa、3％以上的伸長(zhǎng)率的值的冷軋材料。為了進(jìn)一步提高導(dǎo)電率，還可含有0.001～0.5質(zhì)量％的Co、0.005～0.05質(zhì)量％的Nb、0.005～0.05質(zhì)量％的V中的一種或二種以上。
【專利說(shuō)明】成形性、散熱性和焊接性優(yōu)良的電池殼體用鋁合金板

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及用于鋰離子電池等二次電池用容器的、成形性、散熱性和焊接性優(yōu)良 的錯(cuò)合金板。

【背景技術(shù)】
[0002] Al-Mn系的3000系合金由于強(qiáng)度、成形性和激光焊接性比較優(yōu)良，因此逐漸被用 作制造鋰離子電池等二次電池用容器時(shí)的原材料。在成形為所需形狀后通過(guò)激光焊接進(jìn)行 密封，作為二次電池用容器使用。以上述3000系合金和現(xiàn)有的3000系合金為基礎(chǔ)，還進(jìn)一 步開發(fā)了提高了強(qiáng)度和成形性的二次電池容器用鋁合金板。
[0003] 例如專利文獻(xiàn)1中記載了一種方形電池殼體用鋁合金板，其特征是，作為鋁合金 板的組成，具有根據(jù)JIS A3003而規(guī)定的組成，制耳率為8%以下，再結(jié)晶晶粒的平均粒徑 為50μπι以下，同時(shí)導(dǎo)電率為45IACS%以下。
[0004] 另一方面，還開發(fā)了作為電池殼體，在高溫內(nèi)壓負(fù)荷時(shí)耐膨脹性優(yōu)良的電池殼體 用鋁合金板。專利文獻(xiàn)2中，記載了一種高溫內(nèi)壓負(fù)荷時(shí)耐膨脹性優(yōu)良的電池殼體用鋁合 金板，其特征是，含有0.8?2.0% (重量％，以下相同）的Μη，且作為雜質(zhì)元素將Si限制 在0. 04?0. 2%、將Fe限制在0. 04?0. 6%，剩余部分為A1及不可避免的雜質(zhì)的，且Μη 固溶量為0.25%以上，屈服強(qiáng)度（日文：耐力）值在150?220N/mm2的范圍內(nèi)，而且與軋制 方向平行的截面上的結(jié)晶粒的平均面積在500?8000 μ m2的范圍內(nèi)。
[0005] 然而，已知以3000系合金為基礎(chǔ)對(duì)其組成進(jìn)行改良的鋁合金板，有時(shí)會(huì)產(chǎn)生異常 焊珠，在激光焊接性上有問(wèn)題。于是，還開發(fā)了以1000系為基礎(chǔ)的激光焊接性優(yōu)良的二次 電池容器用鋁合金板。專利文獻(xiàn)3中，記載了一種在激光焊接A1000系鋁材時(shí)，不產(chǎn)生特別 參差不齊的焊珠的激光焊接性優(yōu)良的鋁合金板。由此，在鋁合金板中含有〇. 02?0. 10質(zhì) 量％的Si，F(xiàn)e含量限制在0. 30質(zhì)量％以下，剩余部分由A1及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，圓當(dāng)量 直徑1. 5?6. 5 μ m的金屬間化合物粒子的個(gè)數(shù)限制為1000?2400個(gè)/mm2即可。
[0006] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0007] 專利文獻(xiàn)
[0008] 專利文獻(xiàn)1 :日本專利特許第3620955號(hào)公報(bào)
[0009] 專利文獻(xiàn)2 :日本專利特許第3763088號(hào)公報(bào)
[0010] 專利文獻(xiàn)3 :日本專利特開2009-256754號(hào)公報(bào)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0011] 發(fā)明所要解決的技術(shù)問(wèn)題
[0012] 確實(shí)，雖然1000系焊接性穩(wěn)定、成形性優(yōu)良，但存在強(qiáng)度低的問(wèn)題。因此，在鋰離 子電池的大型化的過(guò)程中，預(yù)計(jì)還要求高強(qiáng)度特性，在直接使用1000系的鋁材方面存在問(wèn) 題。
[0013] 如上所述，3000系的合金板的情況下，雖然可獲得強(qiáng)度和高溫內(nèi)壓負(fù)荷時(shí)的耐膨 脹性，但是與1000系的合金板相比，有成形性較差、異常焊珠數(shù)多的傾向。此外，在鋰離子 電池的大型化過(guò)程中，預(yù)計(jì)充放電時(shí)來(lái)自鋰離子電池的發(fā)熱量增加，還要求散熱特性優(yōu)良 的產(chǎn)品。而且，通常3000系鋁合金板Μη固溶量高，作為大型鋰離子電池容器由于其成分組 成而有時(shí)屈服強(qiáng)度過(guò)高，沖壓成形后容易發(fā)生彈性變形回復(fù)，有不能穩(wěn)定為規(guī)定的設(shè)計(jì)形 狀的、所謂的形狀凍結(jié)性的問(wèn)題。
[0014] 本發(fā)明是為了解決上述問(wèn)題而提出的發(fā)明，其目的是提供一種具有能夠用于大型 鋰離子電池容器的散熱特性，且成形性、形狀凍結(jié)性優(yōu)良，激光焊接性也優(yōu)良的3000系鋁 合金板。
[0015] 解決技術(shù)問(wèn)題所采用的技術(shù)方案
[0016] 為了實(shí)現(xiàn)該目的，將本發(fā)明的成形性、焊接性優(yōu)良的電池殼體用鋁合金板設(shè)為具 有以下成分組成，導(dǎo)電率超過(guò)45 % IACS的鋁合金板；所述成分組成為具有0. 05?低于0. 3 質(zhì)量％的Fe，0. 6?1. 5質(zhì)量％的Μη，0. 05?0. 6質(zhì)量％的Si，剩余部分由Α1和雜質(zhì)構(gòu)成， 作為雜質(zhì)的Cu低于0. 35質(zhì)量％，Mg低于0. 05質(zhì)量％。
[0017] 在作為冷軋退火材料的情況下，設(shè)為呈現(xiàn)出0. 2%屈服強(qiáng)度為40?低于60MPa、 20%以上的伸長(zhǎng)率值的材料。此外，在冷軋材料（日文：冷延t t材）的情況下，設(shè)為呈現(xiàn) 出0. 2%屈服強(qiáng)度為60?低于150MPa、3%以上的伸長(zhǎng)率的值的材料。
[0018] 進(jìn)一步為了提高導(dǎo)電率，還可含有0. 001?0. 5質(zhì)量％的(：〇、0. 005?0. 05質(zhì)量％ 的Nb、0. 005?0.05質(zhì)量％的￥中的一種或二種以上。
[0019] 發(fā)明效果
[0020] 由于本發(fā)明的鋁合金板在具有高熱傳導(dǎo)性的同時(shí)，成形性也優(yōu)良，且具有優(yōu)良的 激光焊接性，因此可以以低成本來(lái)制造密閉性能優(yōu)良且提高了散熱特性的二次電池用容 器。
[0021] 尤其在作為冷軋退火材料的情況下呈現(xiàn)出20%以上的伸長(zhǎng)率值，在呈現(xiàn)優(yōu)良的成 形性的同時(shí)，由于屈服強(qiáng)度為40?低于60MPa，抑制了沖壓成形時(shí)的彈性變形恢復(fù)，其結(jié)果 是形狀凍結(jié)性也優(yōu)良。
[0022] 此外在作為冷軋材料的情況下呈現(xiàn)出3%以上的伸長(zhǎng)率值，在呈現(xiàn)優(yōu)良的成形性 的同時(shí)，由于屈服強(qiáng)度為60?低于150MPa，抑制了沖壓成形時(shí)的彈性變形回復(fù)，其結(jié)果是 形狀凍結(jié)性也優(yōu)良。

【專利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0023] 圖1是對(duì)焊接缺陷數(shù)量的測(cè)定/評(píng)價(jià)方法進(jìn)行說(shuō)明的示意圖。

【具體實(shí)施方式】
[0024] 二次電池通過(guò)將電極體放入容器中后，利用焊接等安裝蓋、進(jìn)行密封來(lái)進(jìn)行制造。 如果將這樣的二次電池用于移動(dòng)電話等，則在充電時(shí)容器內(nèi)部的溫度有時(shí)會(huì)上升。為此，存 在如果形成容器的材料的熱傳導(dǎo)性低則散熱特性變差，進(jìn)而導(dǎo)致鋰離子電池的短壽命化的 問(wèn)題。因此，作為所使用的材料，要求具有高熱傳導(dǎo)性。
[0025] 此外，作為形成容器的方法，通常使用沖壓法，因此要求所使用的材料自身具有優(yōu) 良的沖壓成形性。進(jìn)一步，對(duì)大型鋰離子電池容器，還預(yù)計(jì)今后將推動(dòng)原材料的薄壁化。顯 然，如果原材料進(jìn)行薄壁化，在沖壓成形后容易產(chǎn)生彈性變形恢復(fù)，存在不能獲得規(guī)定的設(shè) 計(jì)形狀的問(wèn)題變得顯著化的可能性。因此，要求所使用的材料自身具有優(yōu)良的形狀凍結(jié)性。
[0026] 而且，安裝蓋進(jìn)行密封的方法采用焊接法，因此還要求焊接性也優(yōu)異。而且，作為 制造二次電池用容器等時(shí)的焊接法，采用激光焊接法的情況較多。
[0027] 如前所述，對(duì)3000系的板材，通常由于為了賦予耐膨脹性而增大Μη固溶量來(lái)提高 屈服強(qiáng)度，因此盡管在高溫內(nèi)壓負(fù)荷時(shí)可以充分確保耐膨脹性，但存在熱傳導(dǎo)性差、容器的 散熱特性差的問(wèn)題。于是本發(fā)明中，通過(guò)將平板的熱軋開始溫度設(shè)定為低于均質(zhì)化處理溫 度，使基質(zhì)中固溶的Mn、Si積極地?cái)U(kuò)散吸收在金屬間化合物中，通過(guò)降低Μη固溶量、Si固 溶量，在提高最終板的熱傳導(dǎo)性的同時(shí)，提高伸長(zhǎng)率值而將屈服強(qiáng)度抑制在低水平。其結(jié)果 是可制成具有高散熱特性，并且成形性、形狀凍結(jié)性也優(yōu)良的鋁合金板。
[0028] 因此，為了使本發(fā)明的3000系的鋁合金板具有高熱傳導(dǎo)性，在對(duì)沖壓成形而得的 容器和蓋進(jìn)行脈沖激光接合的情況下，需要在提高單個(gè)脈沖的能量等更嚴(yán)苛的條件下進(jìn)行 接合。然而，如果在這樣的比較嚴(yán)苛條件下進(jìn)行激光焊接，則在焊接焊珠上產(chǎn)生切口（ 7 > 夕'一力7卜，undercut)、或產(chǎn)生稱為氣孔的焊接缺陷成為問(wèn)題。
[0029] 通過(guò)這樣的脈沖激光的照射，推測(cè)接合中的焊接焊珠的表面溫度局部達(dá)到2000°C 以上的高溫。鋁為高反射材料，反射激光射束的約7成。另一方面，存在于鋁合金板的表面 附近的第2相粒子，如a -Al_(Fe · Mn)_Si等金屬間化合物，與母相的鋁相比，即使在室溫 下其比熱、熱傳導(dǎo)率也小，溫度優(yōu)先上升。這些金屬間化合物的熱傳導(dǎo)率在溫度上升的同時(shí) 進(jìn)一步變低，其光吸收率加速上升，只有金屬間化合物劇烈地加熱溶解。脈沖激光的1次脈 沖的照射時(shí)間是被稱為納秒、飛秒的非常短的時(shí)間。因此，基質(zhì)的a -A1溶解向液相進(jìn)行相 轉(zhuǎn)移時(shí)，由于a -Al_(Fe ·Μη)?等金屬間化合物先一步到達(dá)沸點(diǎn)而蒸發(fā)，因此體積急劇膨 脹。
[0030] 因此本發(fā)明中，通過(guò)在規(guī)定Fe、Mn、Si的含量，將作為雜質(zhì)的Cu、Mg的含量抑制在 低水平的同時(shí)，將平板的均質(zhì)化處理溫度設(shè)定為較高溫，在一定程度上促進(jìn)遷移元素的固 溶，還降低激光焊接部產(chǎn)生的焊接缺陷數(shù)量。本發(fā)明人為了獲得激光焊接性也優(yōu)良的鋁合 金板進(jìn)行了認(rèn)真研究，通過(guò)對(duì)關(guān)于熱傳導(dǎo)性（導(dǎo)電率）、沖壓成形性特性的考察，和在焊接 部產(chǎn)生的焊接缺陷數(shù)量的考察，完成了本發(fā)明。
[0031] 下面說(shuō)明其內(nèi)容。
[0032] 首先，對(duì)本發(fā)明的二次電池容器用鋁合金板中所含的各元素的作用、適當(dāng)?shù)暮?等進(jìn)行說(shuō)明。
[0033] Fe :0. 05 ?低于 0. 3 質(zhì)量％
[0034] Fe是用于增加鋁合金板強(qiáng)度的必需的元素。如果Fe含量少于0.05質(zhì)量％，則由 于將降低鋁合金板的強(qiáng)度而不優(yōu)選。如果Fe的含量超過(guò)0. 3質(zhì)量％，則由于在鑄塊鑄造時(shí) a -Al-(Fe · Mn)-Si系、Al6(Fe · Μη)等粗大的金屬間化合物結(jié)晶析出，這些金屬間化合物 在激光焊接時(shí)與Α1基體相比容易蒸發(fā)，焊接缺陷數(shù)量增加、焊接性下降，因而不優(yōu)選。
[0035] 因此，F(xiàn)e含量設(shè)為0.05?低于0.3質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Fe含量是0.07? 低于0. 3質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Fe含量是0. 1?低于0. 3質(zhì)量％的范圍。
[0036] ]\&1:0.6?1.5質(zhì)量％
[0037] Μη是用于增加鋁合金板強(qiáng)度的必需的元素。如果Μη含量少于0.6質(zhì)量％，則由于 將降低鋁合金板的強(qiáng)度而不優(yōu)選。如果Μη的含量超過(guò)1. 5質(zhì)量％，則在基質(zhì)中Μη的固溶 量變得過(guò)高，不只是最終板的熱傳導(dǎo)性下降，其屈服強(qiáng)度變得過(guò)高、形狀凍結(jié)性也下降。而 且，由于在鑄塊鑄造時(shí)a -Al-(Fe · Mn)-Si系、Al6(Fe · Μη)等粗大的金屬間化合物結(jié)晶析 出，這些金屬間化合物在激光焊接時(shí)與Α1基體相比容易蒸發(fā)，焊接缺陷數(shù)量增加、焊接性 下降，因而不優(yōu)選。
[0038] 因此，Mg含量設(shè)為0.6?1.5質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Μη含量是0.6?1.4質(zhì) 量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Μη含量是0. 6?1. 3質(zhì)量％的范圍。
[0039] Si :0. 05 ?0. 6 質(zhì)量％
[0040] Si是增加鋁合金板的強(qiáng)度，改善鑄造時(shí)流動(dòng)性的必需元素。如果Si含量少于0. 05 質(zhì)量％，則在鋁合金板的強(qiáng)度降低的同時(shí)，液體流動(dòng)性降低，因而不優(yōu)選。如果Si的含量超 過(guò)0. 6質(zhì)量％，則由于在鑄塊鑄造時(shí)的最終凝固部中較為粗大的a-Al-(Fe ·Μη)?等金 屬間化合物結(jié)晶析出，這些金屬間化合物在激光焊接時(shí)與Α1基體相比容易蒸發(fā)，焊接缺陷 數(shù)量增加、焊接性下降，因而不優(yōu)選。
[0041] 因此,優(yōu)選的Si含量為0. 05質(zhì)量％?0. 6質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Si含量是 0. 07質(zhì)量％?0. 6質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Si含量為0. 07質(zhì)量％?0. 55質(zhì)量％的 范圍。
[0042] Co :0. 001 ?0. 5 質(zhì)量％
[0043] Co在本發(fā)明的合金組成范圍中，有提高最終板的導(dǎo)電率、且提高伸長(zhǎng)率值的效果。 對(duì)于含有〇. 〇〇1?〇. 5質(zhì)量％的Co的情況下的效果，現(xiàn)在還不明確它是以何種機(jī)理呈現(xiàn) 的。本發(fā)明人推測(cè)，在本發(fā)明的合金組成范圍中，在含有〇. 001?〇. 5質(zhì)量％的Co的情況 下，在均質(zhì)化處理或均質(zhì)化處理后的爐內(nèi)冷卻過(guò)程中，在基質(zhì)中是否比Al6(Fe · Μη)更均勻 細(xì)微地析出。
[0044] 如果Co含量低于0. 001質(zhì)量％則不能呈現(xiàn)如上所述的效果。如果Co含量超過(guò) 0. 5質(zhì)量％，則單純由于制造成本增加，而不優(yōu)選。因此，優(yōu)選的Co含量為0.001?0. 5質(zhì) 量％的范圍。更優(yōu)選的Co含量為0.001?0.3質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Co含量為 0. 001?0. 1質(zhì)量％的范圍。
[0045] Nb :0. 005 ?0. 05 質(zhì)量％
[0046] Nb在本發(fā)明的合金組成范圍中，有提高最終板的導(dǎo)電率、且提高伸長(zhǎng)率值的效果。 對(duì)于含有〇. 〇〇5?0. 05質(zhì)量％的Nb的情況下的效果，現(xiàn)在還不明確它是以何種機(jī)理呈現(xiàn) 的。本發(fā)明人推測(cè)，在本發(fā)明的合金組成范圍中，在含有〇. 005?0. 05質(zhì)量％的Nb的情況 下，在均質(zhì)化處理或均質(zhì)化處理后的爐內(nèi)冷卻過(guò)程中，在基質(zhì)中是否比Al6(Fe · Μη)更均勻 細(xì)微地析出。
[0047] 如果Nb含量低于0. 005質(zhì)量％則不能呈現(xiàn)如上所述的效果。如果Nb含量超過(guò) 0. 05質(zhì)量％，則單純由于制造成本增加，而不優(yōu)選。因此，優(yōu)選的Nb含量為0. 005?0. 05 質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Nb含量為0.007?0.05質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Nb含量 是0. 01?0. 05質(zhì)量％的范圍。
[0048] V :0. 005 ?0. 05 質(zhì)量％
[0049] V在本發(fā)明的合金組成范圍內(nèi)，有提高最終板的導(dǎo)電率的效果。對(duì)于含有0. 005? 0. 05質(zhì)量％的V的情況下的效果，現(xiàn)在還不明確它是以何種機(jī)理呈現(xiàn)的。本發(fā)明人推測(cè)，在 本發(fā)明的合金組成范圍中，在含有0. 005?0. 05質(zhì)量％的V的情況下，在均質(zhì)化處理或均 質(zhì)化處理后的爐內(nèi)冷卻過(guò)程中，在基質(zhì)中是否比Al6(Fe · Μη)更均勻細(xì)微地析出。
[0050] 如果V含量低于0.005質(zhì)量％則不能呈現(xiàn)如上所述的效果。如果V含量超過(guò)0.05 質(zhì)量％，由于反而會(huì)降低導(dǎo)電率而不優(yōu)選。因此，優(yōu)選的V含量為0. 005?0. 05質(zhì)量％的范 圍。更優(yōu)選的V含量為0.005?0.03質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的V含量為0.01?0.03 質(zhì)量％的范圍。
[0051] 作為不可避免的雜質(zhì)的Cu :低于0· 35質(zhì)量％
[0052] 還可以含有低于0.35質(zhì)量％的作為不可避免的雜質(zhì)的Cu。本發(fā)明中，如果Cu含 量少于0. 35質(zhì)量％，則熱傳導(dǎo)性、成形性和焊接性等特性不會(huì)下降。如果Cu含量在0. 35 質(zhì)量％以上，則由于熱傳導(dǎo)性下降而不優(yōu)選。
[0053] 作為不可擗免的雜質(zhì)的Mg :低于0. 05質(zhì)量％
[0054] 還可以含有低于0.05質(zhì)量％的作為不可避免的雜質(zhì)的Mg。本發(fā)明中，如果Mg含 量低于〇. 05質(zhì)量％，則熱傳導(dǎo)性、成形性和焊接性等特性不會(huì)下降。
[0055] 其他的不可擗免的雜質(zhì)
[0056] 不可避免的雜質(zhì)是來(lái)自原料粗金屬、返回廢料等不可避免地混入的雜質(zhì)，它們的 可允許的含量是，例如Zn為低于0. 05質(zhì)量％，Ni為低于0. 10質(zhì)量％，Pb、Bi、Sn、Na、Ca、 Sr分別低于0. 02質(zhì)量％，Ga和Ti為低于0. 01質(zhì)量％，Nb和V為低于0. 005質(zhì)量％，Co為 低于0. 001質(zhì)量％，其他雜質(zhì)各低于0. 05質(zhì)量％，在該范圍內(nèi)即使含有控制外的兀素也不 會(huì)妨害本發(fā)明的效果。
[0057] 伸長(zhǎng)率倌和0.2%屈服強(qiáng)度
[0058] 冷軋退火材料：伸長(zhǎng)率的倌為20%以h,目.0. 2%屈服強(qiáng)度為40?低于60MPa
[0059] 冷軋材料：伸長(zhǎng)率的倌為3%以h,目.0. 2%屈服強(qiáng)度為60?低于150MPa
[0060] 另外，在將3000系鋁合金板應(yīng)用于大型鋰離子電池容器等時(shí)，不僅需要具有高散 熱特性和優(yōu)良的激光焊接性，還需要在保持適當(dāng)強(qiáng)度的同時(shí)，成形性、形狀凍結(jié)性也優(yōu)異。 材料的形狀凍結(jié)性和強(qiáng)度可由進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)的〇. 2%屈服強(qiáng)度得知，成形性可由拉伸試 驗(yàn)時(shí)的伸長(zhǎng)率的值得知。
[0061] 詳細(xì)內(nèi)容在后述的實(shí)施例中記載，作為應(yīng)用于大型鋰離子電池容器等的本發(fā)明的 3000系鋁合金板，特別適用作為冷軋退火材料具有伸長(zhǎng)率的值為20%以上、且0.2%屈服 強(qiáng)度為40?低于60MPa的特性的材料，作為冷軋材料具有伸長(zhǎng)率的值為3%以上、且0. 2% 屈服強(qiáng)度為60?低于150MPa的特性的材料。
[0062] 導(dǎo)電率軺討45% I ACS
[0063] 如上所述的特性，在制造具有前述的特定的成分組成的3000系鋁合金板時(shí)，通過(guò) 將壓延開始溫度設(shè)定為低于均質(zhì)化處理溫度，和降低基質(zhì)中的Μη固溶量、Si固溶量的方法 來(lái)呈現(xiàn)。
[0064] 具體而言，例如，可將平板插入均熱爐內(nèi)，實(shí)施加熱到600°C X保持1小時(shí)以上的 均質(zhì)化處理后，爐冷到規(guī)定的溫度如500°C，在該溫度下將平板從均熱爐中取出開始熱軋。 或者，將平板插入均熱爐內(nèi)，實(shí)施加熱到600°C X保持1小時(shí)以上的均質(zhì)化處理后，爐冷到 規(guī)定的溫度如500°C，繼續(xù)實(shí)施500°C X保持1小時(shí)以上的第2階段均質(zhì)化處理后，在該溫 度下將平板從均熱爐中取出開始熱軋。
[0065] 這樣，在以520?620°C的保持溫度、1小時(shí)以上的保持時(shí)間進(jìn)行平板的均質(zhì)化處 理的同時(shí)，將熱軋的開始溫度設(shè)定為低于520°C，能夠降低基質(zhì)中的Μη固溶量、Si固溶量。 [0066] 如果熱軋的開始溫度低于420°C，則由于熱軋時(shí)的塑性變形所需要的輥壓力變高， 每1道次的壓下率過(guò)低、生產(chǎn)性下降，因而不優(yōu)選。因此，優(yōu)選的熱軋開始溫度為420?低 于520°C的范圍。
[0067] 在均質(zhì)化處理后的爐內(nèi)冷卻過(guò)程（包括第2階段的均質(zhì)化處理）中，在高溫一側(cè) Al6(Fe · Μη)結(jié)晶析出物吸收基質(zhì)中固溶著的Mn，其尺寸變大，在低溫一側(cè)Al6(Fe · Μη)結(jié) 晶析出物吸收基質(zhì)中固溶著的Mn、Si，擴(kuò)散轉(zhuǎn)變?yōu)閍-Al-(Fe ·Μη)?。
[0068] 本發(fā)明人在本發(fā)明的合金組成范圍中，推測(cè)在以規(guī)定量含有Co、Nb或V的情況下， 在均質(zhì)化處理或均質(zhì)化處理后的爐內(nèi)冷卻過(guò)程中,Al 6(Fe*Mn)更均勻細(xì)微地析出。在這樣 的情況下，由于基質(zhì)中固溶著的Mn、Si被擴(kuò)散吸收的位置（日文：寸4卜）數(shù)增加，能夠更 高效地降低基質(zhì)的Mn、Si的固溶量，提高導(dǎo)電率。
[0069] 另一方面，在3000系合金鑄造時(shí)，尤其在最終凝固部的這樣的部位中，其成分組 成根據(jù)情況有所不同，但較為粗大的Al 6(Fe ·Μη)、a -Al-(Fe ?MrO-Si等金屬間化合物結(jié)晶 析出。這樣的較為粗大的金屬間化合物，在最終板的激光焊接時(shí)與A1基質(zhì)相比易于蒸發(fā)， 被認(rèn)為是增加焊接缺陷數(shù)量的原因。然而，即使在本發(fā)明的組成范圍的熔液中以規(guī)定量含 有Co、Nb或V，在激光焊接部上也不能確認(rèn)有顯著減少焊接缺陷數(shù)量的效果。因此，推測(cè)在 本發(fā)明的組成范圍的熔液中以規(guī)定量含有Co、Nb或V，也不會(huì)影響較為粗大的Al 6 (Fe ·Μη)、 a -Al_(Fe · Mn)_Si等金屬間化合物的結(jié)晶析出形態(tài)。
[0070] 接著，對(duì)制造如上所述的二次電池容器用鋁合金板的方法進(jìn)行簡(jiǎn)單介紹。
[0071] 焙化和焙煉
[0072] 將原料投入到熔化爐中，若達(dá)到規(guī)定的熔化溫度，則適當(dāng)投入熔劑并進(jìn)行攪拌，在 根據(jù)需要使用噴槍等進(jìn)行爐內(nèi)脫氣后，保持平靜，將渣滓從熔液的表面分離。
[0073] 該熔化、熔煉中，由于采用規(guī)定的合金成分，所以母合金等的原料再次投入也很重 要，但極為重要的是到上述熔劑和渣滓從鋁合金熔液中上浮至熔液面而分離為止，需要足 夠的平靜時(shí)間。平靜時(shí)間通常理想的是30分鐘以上。
[0074] 以熔化爐熔煉的鋁合金熔液根據(jù)情況不同，有時(shí)將一部分熔液轉(zhuǎn)移至保持爐后再 進(jìn)行鑄造，有時(shí)直接將熔液從熔化爐排出、進(jìn)行鑄造。更理想的平靜時(shí)間是45分鐘以上。 [0075] 也可根據(jù)需要進(jìn)行在線脫氣（日文d 5 4 >脫力' 7 )、過(guò)濾。
[0076] 在線脫氣的主流類型是由旋轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)子向鋁熔液中吹入惰性氣體等，使熔液中的氫氣 擴(kuò)散至惰性氣體的泡中而進(jìn)行除去的類型。作為惰性氣體使用氮?dú)鈺r(shí)，重要的是將露點(diǎn)控 制在例如_60°C以下。鑄塊中的氫氣量?jī)?yōu)選減少至0. 20cc/100g以下。
[0077] 鑄塊的氫氣量多時(shí)，在鑄塊的最終凝固部產(chǎn)生孔隙，所以需要將熱軋工序中的每1 道次的壓下率限定在例如7%以上，從而破壞孔隙。
[0078] 此外，鑄塊中過(guò)飽和地固溶的氫氣取決于熱軋工序前的均質(zhì)化處理的條件，但有 時(shí)會(huì)在最終板的成形后的激光焊接時(shí)析出，使焊珠中產(chǎn)生大量的氣孔。為此，更優(yōu)選的鑄塊 中的氫氣量是〇. 15cc/100g以下。
[0079] 鏈造
[0080] 鑄塊通過(guò)半連續(xù)鑄造（DC鑄造）來(lái)制造。通常的半連續(xù)鑄造的情況下，鑄塊的厚 度通常為400?600mm左右，所以鑄塊中央部的凝固冷卻速度為1°C /秒左右。因此，特 別是在半連續(xù)鑄造 Fe、Mn、Si的含量高的鋁合金熔液時(shí)，在鑄塊中央部處，Al6(Fe · Μη)、 Al-(Fe · Μη)-Si等較粗的金屬間化合物傾向于從錯(cuò)合金烙液中結(jié)晶析出。
[0081] 半連續(xù)鑄造中的鑄造速度取決于鑄塊的寬度、厚度，但考慮到生產(chǎn)性，通常是 50?70mm/分鐘。但是，進(jìn)行在線脫氣時(shí)，如果考慮到脫氣處理槽內(nèi)的實(shí)際上的熔液滯留時(shí) 間，則還取決于惰性氣體的流量等脫氣條件，鋁熔液的流量（每單位時(shí)間內(nèi)的熔液供應(yīng)量） 越小則槽內(nèi)的脫氣效率越高，越能夠減少鑄塊的氫氣量。雖然還取決于鑄造的澆鑄根數(shù)等， 但為了減少鑄塊的氫氣量，理想的是將鑄造速度限定為30?50mm/分鐘。更理想的鑄造速 度是30?40mm/分鐘。當(dāng)然，如果鑄造速度小于30mm/分鐘，則由于生產(chǎn)性下降而不理想。 另外，顯然鑄造速度越慢，鑄塊中的液穴（日文：寸> 7 )(固相/液相的界面）的傾斜度越 緩，越能夠防止鑄造破裂。
[0082] 詢質(zhì)化處理：520?620°C X 1小時(shí)以h
[0083] 對(duì)利用半連續(xù)鑄造法鑄造而得的鑄塊實(shí)施均質(zhì)化處理。
[0084] 均質(zhì)化處理是指為了容易地進(jìn)行軋制而將鑄塊保持于高溫，進(jìn)行消除鑄造偏析、 鑄塊內(nèi)部的殘留應(yīng)力的處理。本發(fā)明中，需要在保持溫度520?620°C下保持1小時(shí)以上。 該情況下，也可以是用于使構(gòu)成在鑄造時(shí)結(jié)晶析出的金屬間化合物的過(guò)渡元素等在一定程 度上固溶于基體的處理。在該保持溫度過(guò)低、或者保持溫度短的情況下，有可能不會(huì)發(fā)生上 述固溶，DI成形后的外觀表面無(wú)法整潔地精加工。此外，如果保持溫度過(guò)高，則作為鑄塊的 微觀的最終凝固部的共晶部分有可能溶融、即發(fā)生過(guò)燒（日文：〃一=> )。更優(yōu)選的均 質(zhì)化處理溫度是520?610°C。
[0085] 熱軋的開始淵度：420?低于520°C
[0086] 這樣，在以520?620°C的保持溫度、1小時(shí)以上的保持時(shí)間進(jìn)行平板的均質(zhì)化處 理的同時(shí)，將熱軋的開始溫度設(shè)定為低于520°C，能夠降低基質(zhì)中固溶著的Mn、Si。如果熱 軋的開始溫度超過(guò)520°C，則難以降低基質(zhì)中固溶著的Μη、Si。如果熱軋的開始溫度低于 420°C，則由于熱軋時(shí)的塑性變形所需要的輥壓力變高，每1道次的壓下率過(guò)低、生產(chǎn)性下 降，因而不優(yōu)選。因此，優(yōu)選的熱軋開始溫度為420?低于520°C的范圍。將從均熱爐內(nèi)取 出的平板直接用起重機(jī)吊起，送至熱軋機(jī)，雖與熱軋機(jī)的機(jī)種有關(guān)，但通常通過(guò)多次的軋制 道次，可以制成規(guī)定的厚度、例如4?8_左右的熱軋板并卷繞為卷材。
[0087] 冷軋工序
[0088] 使卷繞有熱軋板的卷材通過(guò)冷軋機(jī)，通常實(shí)施數(shù)個(gè)道次的冷軋。此時(shí)，由于因冷軋 導(dǎo)入的塑性變形而發(fā)生加工硬化，所以根據(jù)需要可進(jìn)行中間退火處理。由于通常中間退火 也是軟化處理，所以因材料而異，可將冷軋卷材插入間歇式爐內(nèi)，以300?450°C的溫度保 持1小時(shí)以上。如果保持溫度低于300°C，則軟化無(wú)法得到促進(jìn)，如果保持溫度超過(guò)450°C， 則會(huì)導(dǎo)致處理成本的增加。此外，作為中間退火,如果利用連續(xù)退火爐在例如450°C? 550°C的溫度下保持15秒以內(nèi)，然后急速冷卻，則也能夠兼作固溶處理。如果保持溫度低于 450°C，則軟化無(wú)法得到促進(jìn)，如果保持溫度超過(guò)550°C，則有可能發(fā)生過(guò)燒。
[0089] 最終退火
[0090] 本發(fā)明中，在最終冷軋之后所進(jìn)行的最終退火可以是例如用退火爐在溫度350? 500°C下保持1小時(shí)以上的分批式處理，如果利用連續(xù)退火爐在例如400°C?550°C的溫度 下保持15秒以內(nèi)，然后急速冷卻，則也能夠兼作固溶處理。
[0091] 總之，本發(fā)明中的最終退火不是必需的，但若考慮到通常的DI成形中的成形性， 理想的是盡可能預(yù)先將最終板軟化。如果還考慮金屬模具成形工序中的成形性，則理想的 是預(yù)先制成退火材料、或者固溶處理材料。
[0092] 在相對(duì)于成形性而優(yōu)先要求機(jī)械強(qiáng)度的情況下，提供冷軋材料。
[0093] 最終冷軋率
[0094] 實(shí)施最終退火情況下的最終冷軋率優(yōu)選在50?90%的范圍內(nèi)。如果最終冷軋率 在該范圍內(nèi)，則可以使退火后的最終板中的再結(jié)晶晶粒的平均粒徑達(dá)到20?100 μ m，使伸 長(zhǎng)率的值達(dá)到20%以上，從而能夠?qū)⒊尚魏蟮耐庥^表面整潔地精加工。進(jìn)一步優(yōu)選的最終 冷軋率是60?90 %的范圍。
[0095] 另一方面，在不實(shí)施最終退火的前提下而制成冷軋材料時(shí)的最終冷軋率優(yōu)選在 5?20%的范圍內(nèi)。DI成形時(shí)，在減薄拉深加工較多的情況下，必須提供比退火材料稍硬 的最終板。如果最終冷軋率低于5%，則雖與組成有關(guān)，但將難以使最終板的屈服強(qiáng)度達(dá)到 60MPa以上，如果最終冷軋率超過(guò)20%，則雖與組成有關(guān)，但將難以使最終板的伸長(zhǎng)率的值 達(dá)到3%以上。
[0096] 如果最終冷軋率在該范圍內(nèi)，則能夠使冷軋最終板的伸長(zhǎng)率的值達(dá)到3%以上、且 使屈服強(qiáng)度為60?低于150MPa。進(jìn)一步優(yōu)選的最終冷軋率是5?15%的范圍。
[0097] 通過(guò)經(jīng)過(guò)如上所述的通常的工序，能夠獲得二次電池容器用鋁合金板。
[0098] 實(shí)施例
[0099] 最終板的制誥
[0100] 將規(guī)定的各種鑄錠計(jì)量、摻合，在涂布有脫模材料的20號(hào)坩堝中分別插入裝填 6kg(合計(jì)8個(gè)供試材料）的鑄錠。將這些坩堝插入電爐內(nèi)，于780°C熔化并除去渣滓，然后 將熔液溫度保持于760°C，接著將脫渣用熔劑各6g包在鋁箔中，用塞進(jìn)器（phosphorizer) 擠壓添加。
[0101] 接著，在熔液中插入噴槍，將N2氣體以1.0L/分鐘的流量吹入10分鐘來(lái)進(jìn)行脫氣 處理。然后，平靜30分鐘，用攪拌棒除去浮在熔液表面上的渣滓，再用樣勺將圓盤樣品取至 成分分析用模具中。
[0102] 接著，用夾具將坩堝從電爐內(nèi)依次取出，在已預(yù)熱過(guò)的金屬模具 (250mmX200mmX30mm)中澆鑄鋁熔液。對(duì)各供試材料的圓盤樣品用發(fā)光光譜分析進(jìn)行組成 分析。其結(jié)果示于表1、2。
[0103] [表 1]
[0104] 表1 :供試材料的成分組成（實(shí)施例）
[0105]

【權(quán)利要求】
1. 一種成形性、散熱性和焊接性優(yōu)良的電池殼體用鋁合金板，其特征在于， 所述鋁合金板是一種具有0. 05?低于0. 3質(zhì)量％的Fe，0. 6?1. 5質(zhì)量％的Mn， 0. 05?0. 6質(zhì)量％的Si，剩余部分由A1和雜質(zhì)構(gòu)成，作為雜質(zhì)的Cu低于0. 35質(zhì)量％，Mg 低于0. 05質(zhì)量％的成分組成， 呈現(xiàn)出導(dǎo)電率超過(guò)45% IACS、0. 2%屈服強(qiáng)度為40?低于60MPa、20%以上的伸長(zhǎng)率的 值的冷軋退火材料。
2. -種成形性、散熱性和焊接性優(yōu)良的電池殼體用鋁合金板，其特征在于， 所述鋁合金板是一種具有0.05?低于0.3質(zhì)量％的？〇, 0.6?1.5質(zhì)量％的此， 0. 05?0. 6質(zhì)量％的Si，剩余部分由A1和雜質(zhì)構(gòu)成，作為雜質(zhì)的Cu低于0. 35質(zhì)量％，Mg 低于0. 05質(zhì)量％的成分組成， 呈現(xiàn)出導(dǎo)電率超過(guò)45% IACS、0. 2%屈服強(qiáng)度為60?低于150MPa、3%以上的伸長(zhǎng)率的 值的冷軋材料。
3. 如權(quán)利要求1或2所述的成形性、散熱性和焊接性優(yōu)良的電池殼體用鋁合金板，其 特征在于，進(jìn)一步含有0. 001?0. 5質(zhì)量％的Co、0. 005?0. 05質(zhì)量％的Nb、0. 005?0. 05 質(zhì)量％的V中的一種或兩種以上。
【文檔編號(hào)】C22F1/00GK104204249SQ201380012746
【公開日】2014年12月10日 申請(qǐng)日期:2013年5月23日 優(yōu)先權(quán)日:2012年10月12日
【發(fā)明者】鈴木健太, 大和田安志, 堀久司, 水島一光 申請(qǐng)人:日本輕金屬株式會(huì)社