成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板的制作方法

成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种具有能应用于大型锂离子电池容器的散热特性，且成形性优、形状冻结性优良，激光焊接性也优良的3000系铝合金板。该铝合金板是一种具有以下成分组成、呈现出导电率超过45％IACS、0.2％屈服强度为40～低于60MPa、20％以上的伸长率的值的冷轧退火材料；所述成分组成为具有0.05～低于0.3质量％的Fe，0.6～1.5质量％的Mn，0.05～0.6质量％的Si，剩余部分由Al和杂质构成，作为杂质的Cu低于0.35质量％，Mg低于0.05质量％。或者是一种呈现出导电率超过45％IACS、0.2％屈服强度为60～低于150MPa、3％以上的伸长率的值的冷轧材料。为了进一步提高导电率，还可含有0.001～0.5质量％的Co、0.005～0.05质量％的Nb、0.005～0.05质量％的V中的一种或二种以上。
【专利说明】成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板

【技术领域】
[0001] 本发明涉及用于锂离子电池等二次电池用容器的、成形性、散热性和焊接性优良 的错合金板。

【背景技术】
[0002] Al-Mn系的3000系合金由于强度、成形性和激光焊接性比较优良，因此逐渐被用 作制造锂离子电池等二次电池用容器时的原材料。在成形为所需形状后通过激光焊接进行 密封，作为二次电池用容器使用。以上述3000系合金和现有的3000系合金为基础，还进一 步开发了提高了强度和成形性的二次电池容器用铝合金板。
[0003] 例如专利文献1中记载了一种方形电池壳体用铝合金板，其特征是，作为铝合金 板的组成，具有根据JIS A3003而规定的组成，制耳率为8%以下，再结晶晶粒的平均粒径 为50μπι以下，同时导电率为45IACS%以下。
[0004] 另一方面，还开发了作为电池壳体，在高温内压负荷时耐膨胀性优良的电池壳体 用铝合金板。专利文献2中，记载了一种高温内压负荷时耐膨胀性优良的电池壳体用铝合 金板，其特征是，含有0.8?2.0% (重量％，以下相同）的Μη，且作为杂质元素将Si限制 在0. 04?0. 2%、将Fe限制在0. 04?0. 6%，剩余部分为A1及不可避免的杂质的，且Μη 固溶量为0.25%以上，屈服强度（日文：耐力）值在150?220N/mm2的范围内，而且与轧制 方向平行的截面上的结晶粒的平均面积在500?8000 μ m2的范围内。
[0005] 然而，已知以3000系合金为基础对其组成进行改良的铝合金板，有时会产生异常 焊珠，在激光焊接性上有问题。于是，还开发了以1000系为基础的激光焊接性优良的二次 电池容器用铝合金板。专利文献3中，记载了一种在激光焊接A1000系铝材时，不产生特别 参差不齐的焊珠的激光焊接性优良的铝合金板。由此，在铝合金板中含有〇. 02?0. 10质 量％的Si，Fe含量限制在0. 30质量％以下，剩余部分由A1及不可避免的杂质构成，圆当量 直径1. 5?6. 5 μ m的金属间化合物粒子的个数限制为1000?2400个/mm2即可。
[0006] 现有技术文献
[0007] 专利文献
[0008] 专利文献1 :日本专利特许第3620955号公报
[0009] 专利文献2 :日本专利特许第3763088号公报
[0010] 专利文献3 :日本专利特开2009-256754号公报


【发明内容】

[0011] 发明所要解决的技术问题
[0012] 确实，虽然1000系焊接性稳定、成形性优良，但存在强度低的问题。因此，在锂离 子电池的大型化的过程中，预计还要求高强度特性，在直接使用1000系的铝材方面存在问 题。
[0013] 如上所述，3000系的合金板的情况下，虽然可获得强度和高温内压负荷时的耐膨 胀性，但是与1000系的合金板相比，有成形性较差、异常焊珠数多的倾向。此外，在锂离子 电池的大型化过程中，预计充放电时来自锂离子电池的发热量增加，还要求散热特性优良 的产品。而且，通常3000系铝合金板Μη固溶量高，作为大型锂离子电池容器由于其成分组 成而有时屈服强度过高，冲压成形后容易发生弹性变形回复，有不能稳定为规定的设计形 状的、所谓的形状冻结性的问题。
[0014] 本发明是为了解决上述问题而提出的发明，其目的是提供一种具有能够用于大型 锂离子电池容器的散热特性，且成形性、形状冻结性优良，激光焊接性也优良的3000系铝 合金板。
[0015] 解决技术问题所采用的技术方案
[0016] 为了实现该目的，将本发明的成形性、焊接性优良的电池壳体用铝合金板设为具 有以下成分组成，导电率超过45 % IACS的铝合金板；所述成分组成为具有0. 05?低于0. 3 质量％的Fe，0. 6?1. 5质量％的Μη，0. 05?0. 6质量％的Si，剩余部分由Α1和杂质构成， 作为杂质的Cu低于0. 35质量％，Mg低于0. 05质量％。
[0017] 在作为冷轧退火材料的情况下，设为呈现出0. 2%屈服强度为40?低于60MPa、 20%以上的伸长率值的材料。此外，在冷轧材料（日文：冷延t t材）的情况下，设为呈现 出0. 2%屈服强度为60?低于150MPa、3%以上的伸长率的值的材料。
[0018] 进一步为了提高导电率，还可含有0. 001?0. 5质量％的(：〇、0. 005?0. 05质量％ 的Nb、0. 005?0.05质量％的￥中的一种或二种以上。
[0019] 发明效果
[0020] 由于本发明的铝合金板在具有高热传导性的同时，成形性也优良，且具有优良的 激光焊接性，因此可以以低成本来制造密闭性能优良且提高了散热特性的二次电池用容 器。
[0021] 尤其在作为冷轧退火材料的情况下呈现出20%以上的伸长率值，在呈现优良的成 形性的同时，由于屈服强度为40?低于60MPa，抑制了冲压成形时的弹性变形恢复，其结果 是形状冻结性也优良。
[0022] 此外在作为冷轧材料的情况下呈现出3%以上的伸长率值，在呈现优良的成形性 的同时，由于屈服强度为60?低于150MPa，抑制了冲压成形时的弹性变形回复，其结果是 形状冻结性也优良。

【专利附图】

【附图说明】
[0023] 图1是对焊接缺陷数量的测定/评价方法进行说明的示意图。

【具体实施方式】
[0024] 二次电池通过将电极体放入容器中后，利用焊接等安装盖、进行密封来进行制造。 如果将这样的二次电池用于移动电话等，则在充电时容器内部的温度有时会上升。为此，存 在如果形成容器的材料的热传导性低则散热特性变差，进而导致锂离子电池的短寿命化的 问题。因此，作为所使用的材料，要求具有高热传导性。
[0025] 此外，作为形成容器的方法，通常使用冲压法，因此要求所使用的材料自身具有优 良的冲压成形性。进一步，对大型锂离子电池容器，还预计今后将推动原材料的薄壁化。显 然，如果原材料进行薄壁化，在冲压成形后容易产生弹性变形恢复，存在不能获得规定的设 计形状的问题变得显著化的可能性。因此，要求所使用的材料自身具有优良的形状冻结性。
[0026] 而且，安装盖进行密封的方法采用焊接法，因此还要求焊接性也优异。而且，作为 制造二次电池用容器等时的焊接法，采用激光焊接法的情况较多。
[0027] 如前所述，对3000系的板材，通常由于为了赋予耐膨胀性而增大Μη固溶量来提高 屈服强度，因此尽管在高温内压负荷时可以充分确保耐膨胀性，但存在热传导性差、容器的 散热特性差的问题。于是本发明中，通过将平板的热轧开始温度设定为低于均质化处理温 度，使基质中固溶的Mn、Si积极地扩散吸收在金属间化合物中，通过降低Μη固溶量、Si固 溶量，在提高最终板的热传导性的同时，提高伸长率值而将屈服强度抑制在低水平。其结果 是可制成具有高散热特性，并且成形性、形状冻结性也优良的铝合金板。
[0028] 因此，为了使本发明的3000系的铝合金板具有高热传导性，在对冲压成形而得的 容器和盖进行脉冲激光接合的情况下，需要在提高单个脉冲的能量等更严苛的条件下进行 接合。然而，如果在这样的比较严苛条件下进行激光焊接，则在焊接焊珠上产生切口（ 7 > 夕'一力7卜，undercut)、或产生称为气孔的焊接缺陷成为问题。
[0029] 通过这样的脉冲激光的照射，推测接合中的焊接焊珠的表面温度局部达到2000°C 以上的高温。铝为高反射材料，反射激光射束的约7成。另一方面，存在于铝合金板的表面 附近的第2相粒子，如a -Al_(Fe · Mn)_Si等金属间化合物，与母相的铝相比，即使在室温 下其比热、热传导率也小，温度优先上升。这些金属间化合物的热传导率在温度上升的同时 进一步变低，其光吸收率加速上升，只有金属间化合物剧烈地加热溶解。脉冲激光的1次脉 冲的照射时间是被称为纳秒、飞秒的非常短的时间。因此，基质的a -A1溶解向液相进行相 转移时，由于a -Al_(Fe ·Μη)?等金属间化合物先一步到达沸点而蒸发，因此体积急剧膨 胀。
[0030] 因此本发明中，通过在规定Fe、Mn、Si的含量，将作为杂质的Cu、Mg的含量抑制在 低水平的同时，将平板的均质化处理温度设定为较高温，在一定程度上促进迁移元素的固 溶，还降低激光焊接部产生的焊接缺陷数量。本发明人为了获得激光焊接性也优良的铝合 金板进行了认真研究，通过对关于热传导性（导电率）、冲压成形性特性的考察，和在焊接 部产生的焊接缺陷数量的考察，完成了本发明。
[0031] 下面说明其内容。
[0032] 首先，对本发明的二次电池容器用铝合金板中所含的各元素的作用、适当的含量 等进行说明。
[0033] Fe :0. 05 ?低于 0. 3 质量％
[0034] Fe是用于增加铝合金板强度的必需的元素。如果Fe含量少于0.05质量％，则由 于将降低铝合金板的强度而不优选。如果Fe的含量超过0. 3质量％，则由于在铸块铸造时 a -Al-(Fe · Mn)-Si系、Al6(Fe · Μη)等粗大的金属间化合物结晶析出，这些金属间化合物 在激光焊接时与Α1基体相比容易蒸发，焊接缺陷数量增加、焊接性下降，因而不优选。
[0035] 因此，Fe含量设为0.05?低于0.3质量％的范围。更优选的Fe含量是0.07? 低于0. 3质量％的范围。进一步优选的Fe含量是0. 1?低于0. 3质量％的范围。
[0036] ]\&1:0.6?1.5质量％
[0037] Μη是用于增加铝合金板强度的必需的元素。如果Μη含量少于0.6质量％，则由于 将降低铝合金板的强度而不优选。如果Μη的含量超过1. 5质量％，则在基质中Μη的固溶 量变得过高，不只是最终板的热传导性下降，其屈服强度变得过高、形状冻结性也下降。而 且，由于在铸块铸造时a -Al-(Fe · Mn)-Si系、Al6(Fe · Μη)等粗大的金属间化合物结晶析 出，这些金属间化合物在激光焊接时与Α1基体相比容易蒸发，焊接缺陷数量增加、焊接性 下降，因而不优选。
[0038] 因此，Mg含量设为0.6?1.5质量％的范围。更优选的Μη含量是0.6?1.4质 量％的范围。进一步优选的Μη含量是0. 6?1. 3质量％的范围。
[0039] Si :0. 05 ?0. 6 质量％
[0040] Si是增加铝合金板的强度，改善铸造时流动性的必需元素。如果Si含量少于0. 05 质量％，则在铝合金板的强度降低的同时，液体流动性降低，因而不优选。如果Si的含量超 过0. 6质量％，则由于在铸块铸造时的最终凝固部中较为粗大的a-Al-(Fe ·Μη)?等金 属间化合物结晶析出，这些金属间化合物在激光焊接时与Α1基体相比容易蒸发，焊接缺陷 数量增加、焊接性下降，因而不优选。
[0041] 因此,优选的Si含量为0. 05质量％?0. 6质量％的范围。更优选的Si含量是 0. 07质量％?0. 6质量％的范围。进一步优选的Si含量为0. 07质量％?0. 55质量％的 范围。
[0042] Co :0. 001 ?0. 5 质量％
[0043] Co在本发明的合金组成范围中，有提高最终板的导电率、且提高伸长率值的效果。 对于含有〇. 〇〇1?〇. 5质量％的Co的情况下的效果，现在还不明确它是以何种机理呈现 的。本发明人推测，在本发明的合金组成范围中，在含有〇. 001?〇. 5质量％的Co的情况 下，在均质化处理或均质化处理后的炉内冷却过程中，在基质中是否比Al6(Fe · Μη)更均匀 细微地析出。
[0044] 如果Co含量低于0. 001质量％则不能呈现如上所述的效果。如果Co含量超过 0. 5质量％，则单纯由于制造成本增加，而不优选。因此，优选的Co含量为0.001?0. 5质 量％的范围。更优选的Co含量为0.001?0.3质量％的范围。进一步优选的Co含量为 0. 001?0. 1质量％的范围。
[0045] Nb :0. 005 ?0. 05 质量％
[0046] Nb在本发明的合金组成范围中，有提高最终板的导电率、且提高伸长率值的效果。 对于含有〇. 〇〇5?0. 05质量％的Nb的情况下的效果，现在还不明确它是以何种机理呈现 的。本发明人推测，在本发明的合金组成范围中，在含有〇. 005?0. 05质量％的Nb的情况 下，在均质化处理或均质化处理后的炉内冷却过程中，在基质中是否比Al6(Fe · Μη)更均匀 细微地析出。
[0047] 如果Nb含量低于0. 005质量％则不能呈现如上所述的效果。如果Nb含量超过 0. 05质量％，则单纯由于制造成本增加，而不优选。因此，优选的Nb含量为0. 005?0. 05 质量％的范围。更优选的Nb含量为0.007?0.05质量％的范围。进一步优选的Nb含量 是0. 01?0. 05质量％的范围。
[0048] V :0. 005 ?0. 05 质量％
[0049] V在本发明的合金组成范围内，有提高最终板的导电率的效果。对于含有0. 005? 0. 05质量％的V的情况下的效果，现在还不明确它是以何种机理呈现的。本发明人推测，在 本发明的合金组成范围中，在含有0. 005?0. 05质量％的V的情况下，在均质化处理或均 质化处理后的炉内冷却过程中，在基质中是否比Al6(Fe · Μη)更均匀细微地析出。
[0050] 如果V含量低于0.005质量％则不能呈现如上所述的效果。如果V含量超过0.05 质量％，由于反而会降低导电率而不优选。因此，优选的V含量为0. 005?0. 05质量％的范 围。更优选的V含量为0.005?0.03质量％的范围。进一步优选的V含量为0.01?0.03 质量％的范围。
[0051] 作为不可避免的杂质的Cu :低于0· 35质量％
[0052] 还可以含有低于0.35质量％的作为不可避免的杂质的Cu。本发明中，如果Cu含 量少于0. 35质量％，则热传导性、成形性和焊接性等特性不会下降。如果Cu含量在0. 35 质量％以上，则由于热传导性下降而不优选。
[0053] 作为不可擗免的杂质的Mg :低于0. 05质量％
[0054] 还可以含有低于0.05质量％的作为不可避免的杂质的Mg。本发明中，如果Mg含 量低于〇. 05质量％，则热传导性、成形性和焊接性等特性不会下降。
[0055] 其他的不可擗免的杂质
[0056] 不可避免的杂质是来自原料粗金属、返回废料等不可避免地混入的杂质，它们的 可允许的含量是，例如Zn为低于0. 05质量％，Ni为低于0. 10质量％，Pb、Bi、Sn、Na、Ca、 Sr分别低于0. 02质量％，Ga和Ti为低于0. 01质量％，Nb和V为低于0. 005质量％，Co为 低于0. 001质量％，其他杂质各低于0. 05质量％，在该范围内即使含有控制外的兀素也不 会妨害本发明的效果。
[0057] 伸长率倌和0.2%屈服强度
[0058] 冷轧退火材料：伸长率的倌为20%以h,目.0. 2%屈服强度为40?低于60MPa
[0059] 冷轧材料：伸长率的倌为3%以h,目.0. 2%屈服强度为60?低于150MPa
[0060] 另外，在将3000系铝合金板应用于大型锂离子电池容器等时，不仅需要具有高散 热特性和优良的激光焊接性，还需要在保持适当强度的同时，成形性、形状冻结性也优异。 材料的形状冻结性和强度可由进行拉伸试验时的〇. 2%屈服强度得知，成形性可由拉伸试 验时的伸长率的值得知。
[0061] 详细内容在后述的实施例中记载，作为应用于大型锂离子电池容器等的本发明的 3000系铝合金板，特别适用作为冷轧退火材料具有伸长率的值为20%以上、且0.2%屈服 强度为40?低于60MPa的特性的材料，作为冷轧材料具有伸长率的值为3%以上、且0. 2% 屈服强度为60?低于150MPa的特性的材料。
[0062] 导电率轺讨45% I ACS
[0063] 如上所述的特性，在制造具有前述的特定的成分组成的3000系铝合金板时，通过 将压延开始温度设定为低于均质化处理温度，和降低基质中的Μη固溶量、Si固溶量的方法 来呈现。
[0064] 具体而言，例如，可将平板插入均热炉内，实施加热到600°C X保持1小时以上的 均质化处理后，炉冷到规定的温度如500°C，在该温度下将平板从均热炉中取出开始热轧。 或者，将平板插入均热炉内，实施加热到600°C X保持1小时以上的均质化处理后，炉冷到 规定的温度如500°C，继续实施500°C X保持1小时以上的第2阶段均质化处理后，在该温 度下将平板从均热炉中取出开始热轧。
[0065] 这样，在以520?620°C的保持温度、1小时以上的保持时间进行平板的均质化处 理的同时，将热轧的开始温度设定为低于520°C，能够降低基质中的Μη固溶量、Si固溶量。 [0066] 如果热轧的开始温度低于420°C，则由于热轧时的塑性变形所需要的辊压力变高， 每1道次的压下率过低、生产性下降，因而不优选。因此，优选的热轧开始温度为420?低 于520°C的范围。
[0067] 在均质化处理后的炉内冷却过程（包括第2阶段的均质化处理）中，在高温一侧 Al6(Fe · Μη)结晶析出物吸收基质中固溶着的Mn，其尺寸变大，在低温一侧Al6(Fe · Μη)结 晶析出物吸收基质中固溶着的Mn、Si，扩散转变为a-Al-(Fe ·Μη)?。
[0068] 本发明人在本发明的合金组成范围中，推测在以规定量含有Co、Nb或V的情况下， 在均质化处理或均质化处理后的炉内冷却过程中,Al 6(Fe*Mn)更均匀细微地析出。在这样 的情况下，由于基质中固溶着的Mn、Si被扩散吸收的位置（日文：寸4卜）数增加，能够更 高效地降低基质的Mn、Si的固溶量，提高导电率。
[0069] 另一方面，在3000系合金铸造时，尤其在最终凝固部的这样的部位中，其成分组 成根据情况有所不同，但较为粗大的Al 6(Fe ·Μη)、a -Al-(Fe ?MrO-Si等金属间化合物结晶 析出。这样的较为粗大的金属间化合物，在最终板的激光焊接时与A1基质相比易于蒸发， 被认为是增加焊接缺陷数量的原因。然而，即使在本发明的组成范围的熔液中以规定量含 有Co、Nb或V，在激光焊接部上也不能确认有显著减少焊接缺陷数量的效果。因此，推测在 本发明的组成范围的熔液中以规定量含有Co、Nb或V，也不会影响较为粗大的Al 6 (Fe ·Μη)、 a -Al_(Fe · Mn)_Si等金属间化合物的结晶析出形态。
[0070] 接着，对制造如上所述的二次电池容器用铝合金板的方法进行简单介绍。
[0071] 焙化和焙炼
[0072] 将原料投入到熔化炉中，若达到规定的熔化温度，则适当投入熔剂并进行搅拌，在 根据需要使用喷枪等进行炉内脱气后，保持平静，将渣滓从熔液的表面分离。
[0073] 该熔化、熔炼中，由于采用规定的合金成分，所以母合金等的原料再次投入也很重 要，但极为重要的是到上述熔剂和渣滓从铝合金熔液中上浮至熔液面而分离为止，需要足 够的平静时间。平静时间通常理想的是30分钟以上。
[0074] 以熔化炉熔炼的铝合金熔液根据情况不同，有时将一部分熔液转移至保持炉后再 进行铸造，有时直接将熔液从熔化炉排出、进行铸造。更理想的平静时间是45分钟以上。 [0075] 也可根据需要进行在线脱气（日文d 5 4 >脱力' 7 )、过滤。
[0076] 在线脱气的主流类型是由旋转转子向铝熔液中吹入惰性气体等，使熔液中的氢气 扩散至惰性气体的泡中而进行除去的类型。作为惰性气体使用氮气时，重要的是将露点控 制在例如_60°C以下。铸块中的氢气量优选减少至0. 20cc/100g以下。
[0077] 铸块的氢气量多时，在铸块的最终凝固部产生孔隙，所以需要将热轧工序中的每1 道次的压下率限定在例如7%以上，从而破坏孔隙。
[0078] 此外，铸块中过饱和地固溶的氢气取决于热轧工序前的均质化处理的条件，但有 时会在最终板的成形后的激光焊接时析出，使焊珠中产生大量的气孔。为此，更优选的铸块 中的氢气量是〇. 15cc/100g以下。
[0079] 链造
[0080] 铸块通过半连续铸造（DC铸造）来制造。通常的半连续铸造的情况下，铸块的厚 度通常为400?600mm左右，所以铸块中央部的凝固冷却速度为1°C /秒左右。因此，特 别是在半连续铸造 Fe、Mn、Si的含量高的铝合金熔液时，在铸块中央部处，Al6(Fe · Μη)、 Al-(Fe · Μη)-Si等较粗的金属间化合物倾向于从错合金烙液中结晶析出。
[0081] 半连续铸造中的铸造速度取决于铸块的宽度、厚度，但考虑到生产性，通常是 50?70mm/分钟。但是，进行在线脱气时，如果考虑到脱气处理槽内的实际上的熔液滞留时 间，则还取决于惰性气体的流量等脱气条件，铝熔液的流量（每单位时间内的熔液供应量） 越小则槽内的脱气效率越高，越能够减少铸块的氢气量。虽然还取决于铸造的浇铸根数等， 但为了减少铸块的氢气量，理想的是将铸造速度限定为30?50mm/分钟。更理想的铸造速 度是30?40mm/分钟。当然，如果铸造速度小于30mm/分钟，则由于生产性下降而不理想。 另外，显然铸造速度越慢，铸块中的液穴（日文：寸> 7 )(固相/液相的界面）的倾斜度越 缓，越能够防止铸造破裂。
[0082] 询质化处理：520?620°C X 1小时以h
[0083] 对利用半连续铸造法铸造而得的铸块实施均质化处理。
[0084] 均质化处理是指为了容易地进行轧制而将铸块保持于高温，进行消除铸造偏析、 铸块内部的残留应力的处理。本发明中，需要在保持温度520?620°C下保持1小时以上。 该情况下，也可以是用于使构成在铸造时结晶析出的金属间化合物的过渡元素等在一定程 度上固溶于基体的处理。在该保持温度过低、或者保持温度短的情况下，有可能不会发生上 述固溶，DI成形后的外观表面无法整洁地精加工。此外，如果保持温度过高，则作为铸块的 微观的最终凝固部的共晶部分有可能溶融、即发生过烧（日文：〃一=> )。更优选的均 质化处理温度是520?610°C。
[0085] 热轧的开始淵度：420?低于520°C
[0086] 这样，在以520?620°C的保持温度、1小时以上的保持时间进行平板的均质化处 理的同时，将热轧的开始温度设定为低于520°C，能够降低基质中固溶着的Mn、Si。如果热 轧的开始温度超过520°C，则难以降低基质中固溶着的Μη、Si。如果热轧的开始温度低于 420°C，则由于热轧时的塑性变形所需要的辊压力变高，每1道次的压下率过低、生产性下 降，因而不优选。因此，优选的热轧开始温度为420?低于520°C的范围。将从均热炉内取 出的平板直接用起重机吊起，送至热轧机，虽与热轧机的机种有关，但通常通过多次的轧制 道次，可以制成规定的厚度、例如4?8_左右的热轧板并卷绕为卷材。
[0087] 冷轧工序
[0088] 使卷绕有热轧板的卷材通过冷轧机，通常实施数个道次的冷轧。此时，由于因冷轧 导入的塑性变形而发生加工硬化，所以根据需要可进行中间退火处理。由于通常中间退火 也是软化处理，所以因材料而异，可将冷轧卷材插入间歇式炉内，以300?450°C的温度保 持1小时以上。如果保持温度低于300°C，则软化无法得到促进，如果保持温度超过450°C， 则会导致处理成本的增加。此外，作为中间退火,如果利用连续退火炉在例如450°C? 550°C的温度下保持15秒以内，然后急速冷却，则也能够兼作固溶处理。如果保持温度低于 450°C，则软化无法得到促进，如果保持温度超过550°C，则有可能发生过烧。
[0089] 最终退火
[0090] 本发明中，在最终冷轧之后所进行的最终退火可以是例如用退火炉在温度350? 500°C下保持1小时以上的分批式处理，如果利用连续退火炉在例如400°C?550°C的温度 下保持15秒以内，然后急速冷却，则也能够兼作固溶处理。
[0091] 总之，本发明中的最终退火不是必需的，但若考虑到通常的DI成形中的成形性， 理想的是尽可能预先将最终板软化。如果还考虑金属模具成形工序中的成形性，则理想的 是预先制成退火材料、或者固溶处理材料。
[0092] 在相对于成形性而优先要求机械强度的情况下，提供冷轧材料。
[0093] 最终冷轧率
[0094] 实施最终退火情况下的最终冷轧率优选在50?90%的范围内。如果最终冷轧率 在该范围内，则可以使退火后的最终板中的再结晶晶粒的平均粒径达到20?100 μ m，使伸 长率的值达到20%以上，从而能够将成形后的外观表面整洁地精加工。进一步优选的最终 冷轧率是60?90 %的范围。
[0095] 另一方面，在不实施最终退火的前提下而制成冷轧材料时的最终冷轧率优选在 5?20%的范围内。DI成形时，在减薄拉深加工较多的情况下，必须提供比退火材料稍硬 的最终板。如果最终冷轧率低于5%，则虽与组成有关，但将难以使最终板的屈服强度达到 60MPa以上，如果最终冷轧率超过20%，则虽与组成有关，但将难以使最终板的伸长率的值 达到3%以上。
[0096] 如果最终冷轧率在该范围内，则能够使冷轧最终板的伸长率的值达到3%以上、且 使屈服强度为60?低于150MPa。进一步优选的最终冷轧率是5?15%的范围。
[0097] 通过经过如上所述的通常的工序，能够获得二次电池容器用铝合金板。
[0098] 实施例
[0099] 最终板的制诰
[0100] 将规定的各种铸锭计量、掺合，在涂布有脱模材料的20号坩埚中分别插入装填 6kg(合计8个供试材料）的铸锭。将这些坩埚插入电炉内，于780°C熔化并除去渣滓，然后 将熔液温度保持于760°C，接着将脱渣用熔剂各6g包在铝箔中，用塞进器（phosphorizer) 挤压添加。
[0101] 接着，在熔液中插入喷枪，将N2气体以1.0L/分钟的流量吹入10分钟来进行脱气 处理。然后，平静30分钟，用搅拌棒除去浮在熔液表面上的渣滓，再用样勺将圆盘样品取至 成分分析用模具中。
[0102] 接着，用夹具将坩埚从电炉内依次取出，在已预热过的金属模具 (250mmX200mmX30mm)中浇铸铝熔液。对各供试材料的圆盘样品用发光光谱分析进行组成 分析。其结果示于表1、2。
[0103] [表 1]
[0104] 表1 :供试材料的成分组成（实施例）
[0105]

【权利要求】
1. 一种成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板，其特征在于， 所述铝合金板是一种具有0. 05?低于0. 3质量％的Fe，0. 6?1. 5质量％的Mn， 0. 05?0. 6质量％的Si，剩余部分由A1和杂质构成，作为杂质的Cu低于0. 35质量％，Mg 低于0. 05质量％的成分组成， 呈现出导电率超过45% IACS、0. 2%屈服强度为40?低于60MPa、20%以上的伸长率的 值的冷轧退火材料。
2. -种成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板，其特征在于， 所述铝合金板是一种具有0.05?低于0.3质量％的？〇, 0.6?1.5质量％的此， 0. 05?0. 6质量％的Si，剩余部分由A1和杂质构成，作为杂质的Cu低于0. 35质量％，Mg 低于0. 05质量％的成分组成， 呈现出导电率超过45% IACS、0. 2%屈服强度为60?低于150MPa、3%以上的伸长率的 值的冷轧材料。
3. 如权利要求1或2所述的成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板，其 特征在于，进一步含有0. 001?0. 5质量％的Co、0. 005?0. 05质量％的Nb、0. 005?0. 05 质量％的V中的一种或两种以上。
【文档编号】C22F1/00GK104204249SQ201380012746
【公开日】2014年12月10日 申请日期:2013年5月23日 优先权日:2012年10月12日
【发明者】铃木健太, 大和田安志, 堀久司, 水岛一光 申请人:日本轻金属株式会社