成形性和焊接性優(yōu)異的電池殼體用鋁合金板本申請(qǐng)是國(guó)際申請(qǐng)?zhí)枮镻CT/JP2011/080130，國(guó)際申請(qǐng)日為2011年12月26日的PCT國(guó)際申請(qǐng)進(jìn)入中國(guó)階段后國(guó)家申請(qǐng)?zhí)枮?01180055947.7的標(biāo)題為“成形性和焊接性優(yōu)異的電池殼體用鋁合金板”的中國(guó)專利申請(qǐng)的分案申請(qǐng)。技術(shù)領(lǐng)域本發(fā)明涉及鋰離子電池等的二次電池用容器所使用的成形性和激光焊接性優(yōu)異的鋁合金板。

背景技術(shù)：
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)異，因此逐漸被用作在制造鋰離子電池等的二次電池用容器時(shí)的原材料。在成形為所需形狀后通過激光焊接進(jìn)行密封，作為二次電池用容器使用。以與上述3000系合金和現(xiàn)有的3000系合金為基礎(chǔ)，還完成了強(qiáng)度和成形性得到提高了的二次電池容器用鋁合金板的開發(fā)。例如，在日本專利第4001007號(hào)公報(bào)中記載了具有下述特征的矩形截面電池容器用鋁合金板：作為鋁合金板的組成，含有0.10～0.60質(zhì)量％的Si、0.20～0.60質(zhì)量％的Fe、0.10～0.70質(zhì)量％的Cu、0.60～1.50質(zhì)量％的Mn、0.20～1.20質(zhì)量％的Mg、超過0.12質(zhì)量％且少于0.20質(zhì)量％的Zr、0.05～0.25質(zhì)量％的Ti、0.0010～0.02質(zhì)量％的B，其余部分由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，以圓筒容器深拉深成形法相對(duì)于軋制方向的45°制耳率(日文：45°耳率)為4～7％。另一方面，最近，作為電池殼體還開發(fā)了下述方型鋰離子電池殼體用鋁合金板：具有足夠的強(qiáng)度和拉深－減薄拉深加工性、蠕變特性，激光焊接性優(yōu)異，且能夠抑制充放電循環(huán)時(shí)的殼體厚度增加。日本專利特開2010-126804號(hào)公報(bào)中記載了具有下述組成的方型電池容器用鋁合金板：含有0.8質(zhì)量％以上且在1.8質(zhì)量％以下的Mn、超過0.6質(zhì)量％且在1.2質(zhì)量％以下的Mg、超過0.5質(zhì)量％且在1.5質(zhì)量％以下的Cu，將作為雜質(zhì)的Fe限制在0.5質(zhì)量％以下、Si限制在0.3質(zhì)量％以下，其余部分由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，{001}<100>取向的取向密度C與{123}<634>取向的取向密度S之比(C/S)在0.65以上1.5以下，還有，最終冷軋后的拉伸強(qiáng)度在250MPa以上330MPa以下，伸長(zhǎng)率在1％以上。但是，在以3000系合金為基礎(chǔ)并對(duì)其組成進(jìn)行了改良的鋁合金板的情況下，已知焊接熔深有時(shí)會(huì)不足，根據(jù)情況會(huì)產(chǎn)生異常焊珠(日文：ビード)，在激光焊接性上存在問題。于是，還開發(fā)了以1000系為基礎(chǔ)的激光焊接性優(yōu)異的二次電池容器用鋁合金板。日本專利特開2009-127075號(hào)公報(bào)中記載了通過對(duì)A1000系鋁材進(jìn)行脈沖激光焊接，異常部的產(chǎn)生得到防止，能夠均勻地形成良好的焊接部的脈沖激光焊接用鋁合金材和電池殼體。由此，以往在鑄造過程中用于抑制晶粒的粗大化而添加的Ti對(duì)焊接部產(chǎn)生不良影響，為了通過脈沖激光焊接來防止焊接A1000系鋁時(shí)的異常部的形成，只要將純鋁中所含的Ti限定為少于0.01質(zhì)量％即可。還有，作為以3000系合金為基礎(chǔ)而改良了高強(qiáng)度、成形性、焊接性的鋁合金，在日本專利特開2003-7260號(hào)公報(bào)中提出了包含0.3～1.5質(zhì)量％的Mn、超過1.0且在1.8質(zhì)量％以下的Fe，其余部分由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的二次電池殼體用鋁合金板。還可以含有0.1～0.8質(zhì)量％的Cu和/或超過0.10且在1.0質(zhì)量％以下的Mg、和/或0.05～0.2質(zhì)量％的Cr和/或0.05～0.2質(zhì)量％的Zr。但是，對(duì)焊接性沒有進(jìn)行詳細(xì)的研討。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
大多情況下，1000系雖然焊接性穩(wěn)定(異常焊珠數(shù)少)、成形性優(yōu)異，但存在強(qiáng)度較低的問題。因此，在鋰離子電池的大型化的發(fā)展過程中，預(yù)料還要求高強(qiáng)度特性，在直接使用1000系的鋁材方面存在問題。如上所述，3000系的合金板的情況下，雖然可獲得強(qiáng)度和深的熔深，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，1000系的合金板的情況下，雖然成形性優(yōu)異、異常焊珠數(shù)減少，但有強(qiáng)度不足之虞。本發(fā)明是為了解決上述問題而提出的發(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高強(qiáng)度，且成形性優(yōu)異、激光焊接性也優(yōu)異的Al-Fe系鋁合金板。為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明的成形性和焊接性優(yōu)異的電池殼體用鋁合金板的特征在于，具有下述化學(xué)組成：含有0.3～1.5質(zhì)量％的Fe、0.3～1.0質(zhì)量％的Mn、0.002～0.20質(zhì)量％的Ti，Mn/Fe的質(zhì)量比為0.2～1.0，其余部分由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，作為不可避免的雜質(zhì)的Si、Cu和Mg，Si少于0.30質(zhì)量％，Cu少于0.20質(zhì)量％，Mg少于0.20質(zhì)量％；并且具有圓當(dāng)量直徑為5μm以上的第二相粒子數(shù)少于500個(gè)/mm2的金相。冷軋材料的情況下，具有5％以上的伸長(zhǎng)率值和90MPa以上的拉伸強(qiáng)度冷軋材料。此外，制成冷軋退火材料的情況下，具有20％以上的伸長(zhǎng)率值。為了可以防止鑄造時(shí)的鑄塊破裂或激光焊接時(shí)的焊珠破裂，還可以含有0.05～0.20質(zhì)量％的Zr。本發(fā)明的鋁合金板具有高強(qiáng)度、成形性也優(yōu)異，而且具有優(yōu)異的激光焊接性，因此能夠以低成本來制造密閉性能優(yōu)異且膨脹能得到抑制的二次電池用容器。特別是在冷軋材料的情況下，具有90MPa以上的拉伸強(qiáng)度，在制成冷軋退火材料的情況下，伸長(zhǎng)率值為20％以上而表現(xiàn)出優(yōu)異的成形性。附圖說明圖1是說明異常焊珠數(shù)的測(cè)定/評(píng)價(jià)方法的示意圖，(A)是焊道(日文：溶接ビード)的俯視圖，(B)是表示沿焊珠長(zhǎng)度方向的焊珠寬度變化的圖。圖2是說明熔深的測(cè)定/評(píng)價(jià)方法的示意圖，(A)是焊道的俯視圖，(B)是剖視圖。具體實(shí)施方式二次電池通過將電極體放入容器中后，利用焊接等安裝蓋、進(jìn)行密封來制造。如果將這種二次電池用于手機(jī)等，則在充電時(shí)，會(huì)有容器內(nèi)部的溫度上升，容器內(nèi)部的圧力增加的情況。因此，如果構(gòu)成容器的材料的強(qiáng)度低，則所制造的容器會(huì)有發(fā)生大的膨脹的問題。因此，作為所使用的材料，要求具有高強(qiáng)度。此外，作為構(gòu)成容器的方法，通常使用擠壓法，所以要求所使用的材料自身具有優(yōu)異的擠壓成形性。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。另一方面，關(guān)于激光焊接性，作為課題可例舉(1)焊道寬度的穩(wěn)定性、熔深的穩(wěn)定性及(2)獲得相對(duì)于焊道寬度而言更深的熔深。通常而言，如果焊道寬度變寬，則熔深也有加深的傾向。因此，在局部的異常焊珠部，焊道寬度變寬、熔深變深，嚴(yán)重的情況下，會(huì)發(fā)生熔融部的穿透等，從而導(dǎo)致電池的性能和可靠性的下降。此外，另一方面，為了考察熔深，還需要觀察大量的截面，要付出辛勤的工作?？墒?，如上所述，由于在同一合金內(nèi)的焊道寬度和熔深之間相關(guān)，所以通過測(cè)定焊道寬度來檢測(cè)出異常(粗大)焊珠，能夠簡(jiǎn)單地調(diào)查發(fā)生問題的熔深異常的焊珠的比率。本發(fā)明人為了獲得高強(qiáng)度、擠壓成形性優(yōu)異，并且通過調(diào)查在焊接部發(fā)生的異常焊珠數(shù)和在焊接部的熔深而獲知的激光焊接性也優(yōu)異的鋁合金板，反復(fù)進(jìn)行認(rèn)真研究，從而完成了本發(fā)明。下面，說明其內(nèi)容。首先，說明本發(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康?。Fe:0.3～1.5質(zhì)量％Fe能夠增加鋁合金板的強(qiáng)度，確保激光焊接中的熔深，所以是必需元素。如果Fe含量少于0.3質(zhì)量％，則鋁合金板的強(qiáng)度下降，激光焊接時(shí)的熔深減小，所以不優(yōu)選。如果Fe的含量超過1.5質(zhì)量％，則在鑄塊鑄造時(shí)Al-(Fe·Mn)-Si系、Al6Fe等粗大的金屬間化合物結(jié)晶析出，最終板的成形性下降，并且這些金屬間化合物在激光焊接時(shí)比Al基體容易蒸發(fā)，異常焊珠數(shù)增加、焊接性下降，所以不優(yōu)選。因此，F(xiàn)e含量采用0.3～1.5質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Fe含量是0.5～1.5質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Fe含量是0.7～1.5質(zhì)量％的范圍。Mn:0.3～1.0質(zhì)量％Mn能夠增加鋁合金板的強(qiáng)度，確保激光焊接中的熔深，所以是必需元素。如果Mn含量少于0.3質(zhì)量％，則鋁合金板的強(qiáng)度下降，并且激光焊接時(shí)的熔深減小，所以不優(yōu)選。如果Mn的含量超過1.0質(zhì)量％，則在鑄塊鑄造時(shí)Al-(Fe·Mn)-Si系、Al6Mn等粗大的金屬間化合物結(jié)晶析出，最終板的成形性下降，并且這些金屬間化合物在激光焊接時(shí)比Al基體容易蒸發(fā)，異常焊珠數(shù)增加、焊接性下降，所以不優(yōu)選。因此，Mn含量采用0.3～1.0質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Mn含量是0.3～0.8質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Mn含量是0.4～0.7質(zhì)量％的范圍。Ti:0.002～0.20質(zhì)量％Ti在鑄塊鑄造時(shí)作為晶粒微細(xì)化劑起作用，能夠防止鑄造破裂。當(dāng)然，Ti可以單獨(dú)添加，由于通過與B共存能夠期待更強(qiáng)大的晶粒的微細(xì)化效果，因此也可以以Al-5％Ti-1％B等棒中間合金(日文：ロッドハードナー)的形態(tài)添加。如果Ti含量少于0.002質(zhì)量％，則鑄塊鑄造時(shí)的微細(xì)化效果不充分，所以有可能造成鑄造破裂，因而不優(yōu)選。如果Ti含量超過0.20質(zhì)量％，則在鑄塊鑄造時(shí)TiAl3等粗大的金屬間化合物結(jié)晶析出，使最終板的成形性下降，所以不優(yōu)選。因此，Ti含量采用0.002～0.20質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Ti含量是0.002～0.15質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Ti含量是0.005～0.10質(zhì)量％的范圍。Zr:0.05～0.20質(zhì)量％Zr與Ti同樣，在鑄塊鑄造時(shí)作為晶粒微細(xì)化劑起作用，能夠防止鑄造破裂。此外，如果使Ti和Zr共存，則能夠防止伴隨急冷凝固的焊道部在凝固時(shí)發(fā)生破裂，實(shí)現(xiàn)脈沖激光焊接的高速度化。如果使Ti、Zr和B共存，則防止伴隨急冷凝固的焊道部在凝固時(shí)發(fā)生破裂的效果變得更加顯著。因此，可根據(jù)需要含有。如果Zr含量超過0.20質(zhì)量％，則在鑄塊鑄造時(shí)ZrAl3等粗大的金屬間化合物結(jié)晶析出，使最終板的成形性下降，所以不優(yōu)選。如果Zr含量少于0.05質(zhì)量％，則無法獲得足夠的效果。因此，優(yōu)選的Zr含量是0.05～0.20質(zhì)量％。更優(yōu)選的Zr含量是0.07～0.20質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的Zr含量是0.07～0.18質(zhì)量％的范圍。B:0.0005～0.10質(zhì)量％B也與Ti、Zr同樣，在鑄塊鑄造時(shí)作為晶粒微細(xì)化劑起作用，能夠防止鑄造破裂，所以也可以根據(jù)需要含有B。如果B含量超過0.10質(zhì)量％，則TiB2成為穩(wěn)定化的金屬間化合物，晶粒微細(xì)化效果衰減，并且有可能發(fā)生DI成形后的外觀表面粗糙，所以不優(yōu)選。如果B含量少于0.0005質(zhì)量％，則無法獲得充分的晶粒微細(xì)化效果。因此，優(yōu)選的B含量是0.0005～0.10質(zhì)量％。更優(yōu)選的B含量是0.001～0.05質(zhì)量％的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選的B含量是0.001～0.01質(zhì)量％的范圍。作為不可避免的雜質(zhì)的Si含量:少于0.30質(zhì)量％作為不可避免的雜質(zhì)的Si的含量，優(yōu)選限定在少于0.30質(zhì)量％。如果Si含量在0.30質(zhì)量％以上，則在鑄塊鑄造時(shí)Al-(Fe·Mn)-Si等粗大的金屬間化合物結(jié)晶析出，成形性下降。更優(yōu)選的Si含量是少于0.25質(zhì)量％。進(jìn)一步優(yōu)選的Si含量是少于0.20質(zhì)量％。本發(fā)明中，如果Si含量少于0.20質(zhì)量％，則成形性和焊接性等的特性就不會(huì)下降。作為不可避免的雜質(zhì)的Cu:少于0.2質(zhì)量％作為不可避免的雜質(zhì)的Cu，可以以少于0.2質(zhì)量％的量含有。本發(fā)明中，如果Cu含量少于0.2質(zhì)量％，則成形性和焊接性等的特性就不會(huì)下降。作為不可避免的雜質(zhì)的Mg:少于0.2質(zhì)量％作為不可避免的雜質(zhì)的Mg，可以以少于0.2質(zhì)量％的量含有。本發(fā)明中，如果Mg含量少于0.2質(zhì)量％，則成形性和焊接性等的特性就不會(huì)下降。其他的不可避免的雜質(zhì)不可避免的雜質(zhì)是來源于原料粗金屬錠、返回廢料等的不可避免地混入的雜質(zhì)，它們的可允許的含量是，例如Zn為少于0.25質(zhì)量％，Ni為少于0.20質(zhì)量％，Ga和V為少于0.05質(zhì)量％，Pb、Bi、Sn、Na、Ca、Sr分別少于0.02質(zhì)量％，其他雜質(zhì)各少于0.05質(zhì)量％，在該范圍內(nèi)即使含有管理外的元素也不會(huì)妨害本發(fā)明的效果。Mn/Fe的質(zhì)量比:0.2～1.0在本發(fā)明的范圍內(nèi)的Fe、Mn含量的范圍內(nèi)，如果Mn/Fe比少于0.2，則激光焊接時(shí)的熔深減小，所以不優(yōu)選。在本發(fā)明的范圍內(nèi)的Fe、Mn含量的范圍內(nèi)，如果Mn/Fe比超過1.0，則異常焊珠數(shù)增加，所以不優(yōu)選。另一方面，Mn/Fe的質(zhì)量比對(duì)鑄塊鑄造時(shí)結(jié)晶析出的金屬間化合物的種類和量產(chǎn)生影響。例如，眾所周知的是，如果Mn/Fe質(zhì)量比增加，則Al6Mn系的金屬間化合物的數(shù)量也增加。另一方面，這些Al6Mn等的金屬間化合物與Al-Fe-Si、Al6Fe、Al3Fe等的金屬間化合物相比，在激光焊接時(shí)容易蒸發(fā)而不穩(wěn)定。因此，如果Mn/Fe比超過1.0，則可以認(rèn)為激光焊接時(shí)的異常焊珠數(shù)增加，焊接性下降。此外，Mn可以通過固溶于Al基體中而增加材料的熱阻，因此在確保激光焊接時(shí)的熔深方面，是比Fe更重要的元素。因此，如果Mn/Fe比少于0.2，則可以認(rèn)為激光焊接時(shí)的熔深不足。拉伸強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率值冷軋材料:伸長(zhǎng)率的值為5％以上、且拉伸強(qiáng)度在90MPa以上冷軋退火材料:伸長(zhǎng)率的值為20％以上另一方面，在將Al-Fe系鋁合金板應(yīng)用于大型鋰離子電池容器等時(shí)，不僅需要具有高強(qiáng)度和優(yōu)異的激光焊接性，還需要成形性也優(yōu)異。材料的強(qiáng)度可由進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)的拉伸強(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。詳細(xì)內(nèi)容在后述的實(shí)施例中記載，作為大型鋰離子電池容器等中采用的本發(fā)明的Al-Fe系鋁合金板，為冷軋材料時(shí)，優(yōu)選具有伸長(zhǎng)率的值為5％以上、且拉伸強(qiáng)度在90MPa以上的特性的冷軋材料；為冷軋退火材料時(shí)，優(yōu)選具有伸長(zhǎng)率的值為20％以上的特性的冷軋退火材料。金相中的圓當(dāng)量直徑為5μm以上的第二相粒子數(shù)少于500個(gè)/mm2如上所述的特性可通過對(duì)具有上述特定的化學(xué)組成的Al-Fe系鋁合金板的金相進(jìn)行精細(xì)的調(diào)整而表現(xiàn)出來。具體而言，只要使金相中的圓當(dāng)量直徑為5μm以上的第二相粒子數(shù)少于500個(gè)/mm2即可。無論是冷軋材料還是冷軋退火材料，金相沒有差異。如果具有如上所述的金相，則冷軋材料呈現(xiàn)出5％以上的伸長(zhǎng)率的值和90MPa以上的拉伸強(qiáng)度，冷軋退火材料呈現(xiàn)出20％以上的伸長(zhǎng)率的值。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。熔化和熔煉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。該熔化和熔煉中，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。理想的是，平靜時(shí)間通常需要30分鐘以上。由熔化爐熔煉而得的鋁合金熔液根據(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來進(jìn)行鑄造。更理想的平靜時(shí)間是45分鐘以上。也可以根據(jù)需要進(jìn)行在線脫氣(日文：インライン脫ガス)、過濾。在線脫氣的主流類型是從旋轉(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℃以下。鑄塊中的氫氣量?jī)?yōu)選減少至0.20cc/100g以下。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(日文：パス)的壓下率限定在例如7％以上，從而破壞孔隙。此外，鑄塊中過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。所以，更優(yōu)選的鑄塊中的氫氣量是0.15cc/100g以下。鑄造鑄塊通過半連續(xù)鑄造(DC鑄造)來制造。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℃/sec左右。因此，特別是在半連續(xù)鑄造Fe、Mn的含量高的鋁合金熔液時(shí)，在鑄塊中央部處，Al-(Fe·Mn)-Si等較粗的金屬間化合物傾向于從鋁合金熔液中結(jié)晶析出。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，則生產(chǎn)性下降，所以不理想。另外，顯然鑄造速度越慢，鑄塊中的液穴(日文：サンプ)(固相/液相的界面)的傾斜度越緩，越能夠防止鑄造破裂。均質(zhì)化處理:420～600℃×1小時(shí)以上對(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。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420～600℃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渡元素等在一定程度上固溶于基體的處理。該保持溫度過低、或者保持溫度短的情況下，有可能不會(huì)發(fā)生上述過渡元素等的固溶，重結(jié)晶晶粒變粗，DI成形后的外觀表面無法整潔地精加工。此外，如果保持溫度過高，則作為鑄塊的微觀的最終凝固部的CuMgAl2等的共晶部分有可能溶融、即發(fā)生氧化(日文：バーニング)。更優(yōu)選的均質(zhì)化處理溫度是420～590℃。熱軋工序?qū)⒁砸?guī)定時(shí)間保持于高溫的鑄塊在均質(zhì)化處理后直接用起重機(jī)吊起，送至熱軋機(jī)，雖與熱軋機(jī)的機(jī)種有關(guān)，但通常通過多次的軋制道次，可以制成規(guī)定的厚度、例如4～8mm左右的熱軋板并卷繞至輥上。冷軋工序使卷繞有熱軋板的輥通過冷軋機(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。通常中間退火也是軟化處理，所以因材料而異，可以將冷軋輥插入分批式爐內(nèi)，以300～450℃的溫度保持1小時(shí)以上。如果保持溫度低于300℃，則軟化無法得到促進(jìn)，如果保持溫度超過450℃，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℃～550℃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℃，則軟化無法得到促進(jìn)，如果保持溫度超過550℃，則有可能發(fā)生氧化。最終退火本發(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400～500℃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500℃～550℃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?？傊?，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。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。最終冷軋率實(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平均重結(jié)晶粒達(dá)到20～100μm，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。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5～40％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拉伸強(qiáng)度達(dá)到90MPa以上，如果最終冷軋率超過40％，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5％以上。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5％以上、且使拉伸強(qiáng)度達(dá)到90MPa以上。進(jìn)一步優(yōu)選的最終冷軋率是10～30％的范圍。通過經(jīng)過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。實(shí)施例最終板的制造將規(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℃熔化并除去渣滓，然后將熔液溫度保持于760℃，接著將脫滓用熔劑各6g包在鋁箔中，用塞進(jìn)器(phosphorizer)擠壓添加。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。接著，用夾具將坩堝從電爐內(nèi)依次取出，在已預(yù)熱過的金屬模具(250mm×200mm×30mm)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。[表1]表1：供試材料的成分組成對(duì)于鑄塊，將冒口切斷后，對(duì)兩面各進(jìn)行2mm的表面切削，使厚度達(dá)到26mm。將該鑄塊插入電加熱爐中，以100℃/小時(shí)的升溫速度加熱至430℃，進(jìn)行430℃×1小時(shí)的均質(zhì)化處理，接著用熱軋機(jī)實(shí)施熱軋直至厚度達(dá)到6mm。對(duì)該熱軋板實(shí)施冷軋，得到厚度為1.25mm的冷軋板。將該冷軋板插入退火爐，在390℃下保持1小時(shí)進(jìn)行中間退火處理后，將退火板從退火爐取出后進(jìn)行空氣冷卻。接著，對(duì)該退火板實(shí)施冷軋，得到厚度為1.0mm的冷軋板。該情況下的最終冷軋率是20％。冷軋退火板是通過對(duì)上述熱軋板不實(shí)施中間退火而實(shí)施冷軋，從而獲得的1mm的冷軋板。該情況下的最終冷軋率是83.3％。最終退火是將冷軋板插入退火爐，在390℃×1小時(shí)的條件下進(jìn)行退火處理后，將冷軋板從退火爐取出后進(jìn)行空氣冷卻。接著，對(duì)由此所得的最終板(各供試材料)進(jìn)行成形性、激光焊接性的評(píng)價(jià)。成形性的評(píng)價(jià)通過拉伸試驗(yàn)的伸長(zhǎng)率(％)來進(jìn)行所得的最終板的成形性評(píng)價(jià)。具體而言，以拉伸方向與軋制方向平行的方式采集JIS5號(hào)試驗(yàn)片，按照J(rèn)ISZ2241來進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，算出拉伸強(qiáng)度(UTS)、0.2％屈服強(qiáng)度(YS)、伸長(zhǎng)率(斷裂伸長(zhǎng)率)。冷軋的最終板中，將伸長(zhǎng)率的值為5％以上的供試材料記為成形性良好(○)，將低于5％的供試材料記為成形性不良(×)。評(píng)價(jià)結(jié)果示于表2。冷軋后實(shí)施了退火的最終板中，將伸長(zhǎng)率的值為20％以上的供試材料記為成形性良好(○)，將低于20％的供試材料記為成形性不良(×)。評(píng)價(jià)結(jié)果示于表3。另外，表3中的供試材料編號(hào)以表1示出的各供試材料編號(hào)加上10的位數(shù)而得的編號(hào)進(jìn)行表示。激光焊接條件對(duì)所得的最終板進(jìn)行脈沖激光照射，來進(jìn)行激光焊接性的評(píng)價(jià)。使用盧莫尼克斯公司(LUMONICS社)制的YAG激光焊接機(jī)JK701，在頻率37.5Hz、焊接速度450mm/分鐘、每個(gè)脈沖的能量6.0J、保護(hù)氣體(氮)流量1.5(L/分鐘)的條件下，對(duì)2塊相同的供試材料的板以端部彼此沒有間隙、緊挨著的方式沿著該部分進(jìn)行總長(zhǎng)為120mm長(zhǎng)度的脈沖激光焊接。激光焊接性的評(píng)價(jià)、異常焊珠數(shù)的測(cè)定/評(píng)價(jià)接著，作為激光焊接性的評(píng)價(jià)，測(cè)定在焊接部產(chǎn)生的異常焊珠數(shù)。首先，在上述120mm長(zhǎng)的焊接線中，將中央部分的60mm長(zhǎng)的焊接線確定為測(cè)定區(qū)域。接著，如圖1所示，在焊接方向上以0.05mm的間隔連續(xù)測(cè)定沿60mm長(zhǎng)的焊接線所形成的由各脈沖產(chǎn)生的圓的熔融焊珠的寬度，算出每10mm長(zhǎng)(1區(qū)間)的“平均焊道寬度”，由各區(qū)間的“平均焊道寬度”計(jì)算表示偏離焊珠寬度的1.1以上的地方的個(gè)數(shù)，并以比率表示。將60mm(6區(qū)間)份的該計(jì)數(shù)相加，作為該供試材料的異常焊珠數(shù)。本發(fā)明書中，將異常焊珠數(shù)少于10的供試材料記為異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)良好(○)，將異常焊珠數(shù)在10以上的供試材料記為異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)不良(×)。將冷軋材料的評(píng)價(jià)結(jié)果示于表2，將冷軋退火板的評(píng)價(jià)結(jié)果示于表3。熔深的測(cè)定/評(píng)價(jià)接著，作為激光焊接性的評(píng)價(jià)，測(cè)定焊接部的熔深。如圖2所示，切出在與焊接方向垂直的方向上的板截面，將該板截面埋入熱塑性樹脂并進(jìn)行鏡面研磨，來觀察焊接部垂直截面的金相。鑄造時(shí)結(jié)晶析出的金屬間化合物被由脈沖激光照射產(chǎn)生的熱量加熱至高溫，熔化入鋁中，緊接著，將溶融焊珠急速冷卻，形成構(gòu)成上述金屬間化合物的Fe、Mn、Si等元素過飽和地固溶于Al基體中的組織。因此，通過觀察焊接部垂直截面的金相，該截面中只有未觀察到金屬間化合物的Al基體的區(qū)域是熔融部分，通過測(cè)定該區(qū)域距最終板表面的最大深度，能夠測(cè)定熔深。對(duì)1個(gè)供試材料進(jìn)行5個(gè)截面的熔深測(cè)定，將其平均值作為該供試材料的熔深(μm)。另外，此時(shí)上述的異常焊珠處的截面不屬于測(cè)定對(duì)象。本說明書中，將熔深為220μm以上的供試材料記為熔深評(píng)價(jià)良好(○)，將熔深小于220μm的供試材料記為熔深評(píng)價(jià)不良(×)。將冷軋材料的評(píng)價(jià)結(jié)果示于表2，將冷軋退火板的評(píng)價(jià)結(jié)果示于表3。[表2]表2：供試材料的評(píng)價(jià)結(jié)果(冷軋材料)[表3]表3：供試材料的評(píng)價(jià)結(jié)果(冷軋退火材料)各供試材料的評(píng)價(jià)示出冷軋材料的評(píng)價(jià)結(jié)果的表2中的實(shí)施例1～4是組成在本發(fā)明的組成范圍內(nèi)的冷軋材料，激光焊接性(異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)、熔深評(píng)價(jià))、成形性全都是良好(○)。比較例1的Mn含量高達(dá)1.27質(zhì)量％，Mn/Fe比為2.59且也在本發(fā)明的范圍之外，雖然熔深評(píng)價(jià)良好(○)，但成形性不良(×)、異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)不良(×)。比較例2的Fe含量高達(dá)1.6質(zhì)量％，在本發(fā)明的范圍之外，雖然熔深評(píng)價(jià)良好(○)，但成形性不良(×)、異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)不良(×)。比較例3～5的Fe、Mn都少，在本發(fā)明的范圍之外，雖然成形性良好(○)、異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)良好(○)，但熔深評(píng)價(jià)不良(×)。比較例6的Si含量高達(dá)0.5質(zhì)量％，在本發(fā)明的范圍之外，雖然熔深評(píng)價(jià)良好(○)、異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)良好(○)，但成形性不良(×)。示出冷軋退火材料的評(píng)價(jià)結(jié)果的表3中的實(shí)施例11～14是組成在本發(fā)明的組成范圍內(nèi)的退火材料，激光焊接性(異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)、熔深評(píng)價(jià))、成形性全都是良好(○)。比較例11的Mn含量高達(dá)1.27質(zhì)量％，Mn/Fe比為2.59且在本發(fā)明的范圍之外，雖然熔深評(píng)價(jià)良好(○)、成形性良好(○)，但異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)為不良(×)。比較例12的Fe含量高達(dá)1.6質(zhì)量％，在本發(fā)明的范圍之外，雖然熔深評(píng)價(jià)良好(○)，但成形性不良(×)、異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)不良(×)。比較例13～15的Fe、Mn均少，且在本發(fā)明的范圍之外，雖然成形性良好(○)、異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)良好(○)，但熔深評(píng)價(jià)不良(×)。比較例16的Si含量高達(dá)0.5質(zhì)量％，在本發(fā)明的范圍之外，雖然熔深評(píng)價(jià)良好(○)、異常焊珠數(shù)評(píng)價(jià)良好(○)，但成形性不良(×)。金相中的第二相粒子數(shù)的測(cè)定切出與所得的最終板的軋制方向平行的縱截面(與LT方向垂直的截面)，將該縱截面埋入熱塑性樹脂并進(jìn)行鏡面研磨，觀察金相。用光學(xué)顯微鏡對(duì)微觀金相進(jìn)行照片拍攝(每1個(gè)視野內(nèi)的面積為0.0334mm2，對(duì)各試樣拍攝10個(gè)視野)、并進(jìn)行相片的圖像分析，測(cè)定每單位面積的圓當(dāng)量直徑為5μm以上的第二相粒子數(shù)。將冷軋材料的由圖像分析所得的測(cè)定結(jié)果示于表4，將冷軋退火板的由圖像分析所得的測(cè)定結(jié)果示于表5。[表4]表4：第二相粒子數(shù)(單位：個(gè)/mm2)(冷軋材料)[表5]表5：第二相粒子數(shù)(單位：個(gè)/mm2)(冷軋退火材料)根據(jù)示出冷軋材料的評(píng)價(jià)結(jié)果的表4可知，在金相中的圓當(dāng)量直徑為5μm以上的第二相粒子數(shù)為500個(gè)/mm2以上的情況下(比較例2、6)，在拉伸試驗(yàn)中，在較粗的第二相粒子和基體之間的界面處容易發(fā)生分離，所以伸長(zhǎng)率的值變小為低于5％。因此，可知在本發(fā)明中，為了使伸長(zhǎng)率的值達(dá)到5％以上，必須使金相中的圓當(dāng)量直徑為5μm以上的第二相粒子數(shù)少于500個(gè)/mm2。根據(jù)示出冷軋退火材料的評(píng)價(jià)結(jié)果的表5可知，在金相中的圓當(dāng)量直徑為5μm以上的第二相粒子數(shù)為500個(gè)/mm2以上的情況下(比較例12、16)，在拉伸試驗(yàn)中，在較粗的第二相粒子和基體之間的界面處容易發(fā)生分離，因此伸長(zhǎng)率的值變小為低于20％。因此，可知為了使伸長(zhǎng)率的值達(dá)到20％以上，必須使金相中的圓當(dāng)量直徑為5μm以上的第二相粒子數(shù)少于500個(gè)/mm2。產(chǎn)業(yè)上利用的可能性根據(jù)本發(fā)明，能夠提供具有能用于大型鋰離子電池容器的高強(qiáng)度，且成形性優(yōu)異、激光焊接性也優(yōu)異的Al-Fe系鋁合金板。