CN105189797B

CN105189797B - 电池壳体用铝合金板及其制造方法

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Publication number: CN105189797B
Application number: CN201480026172.4A
Authority: CN
Inventors: 大菅广岳; 铃木义和; 热田贤; 后藤章仁; 北胁高太郎
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2013-05-09
Filing date: 2014-05-08
Publication date: 2017-11-14
Anticipated expiration: 2034-05-08
Also published as: CN105189797A; WO2014181544A1; KR20160006666A; TWI600194B; JP5864074B2; JPWO2014181544A1; TW201503453A

Abstract

本发明的课题在于提供一种具有良好的激光熔接性和耐膨胀性，并以高水平兼具即使是宽度宽的壳体也稳定的成型性和耐压入性的电池壳体用铝合金板。本发明提供一种电池壳体用铝合金板及其制造方法，该电池壳体用铝合金板由铝合金构成，该铝合金含有Mn：0.7～1.6％、Cu：0.5～0.7％、Mg：0.2～0.5％，Cu含量大于Mg含量，并含有合计含量为0～0.2％的Cr、Ni、V中的1种或2种以上，作为不可避免的杂质，Fe和Si被控制为Fe：0.2％以下且Si：0.15％以下，剩余部分由Al以及除Fe和Si以外的不可避免的杂质构成，在金属组织中，当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物分散10个/μm³以上，厚度减少50％的塑性加工后的拉伸强度为250N/mm²以上，伸长率为1.3％以上，拉伸强度(N/mm²)×伸长率(％)为420以上。

Description

电池壳体用铝合金板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合作为手机、平板型终端、笔记本型个人计算机、数码相机、其他电子设备等所使用的锂离子电池的壳体的原材料的铝合金板及其制造方法。

背景技术

通常，方型的锂离子二次电池的壳体，将铝板或铝合金板作为原材料，通过压制成型(深拉深·变薄成型)而制造。电池具有利用该壳体和盖封入电极、隔板、电解液等的结构。该壳体和铝制或铝合金制的盖的接合使用激光熔接。

因此，对电池壳体用的铝板或铝合金板，要求作为制造所必要的特性的压制成型性、激光熔接性良好，也同时要求制成壳体后的强度·耐久性良好。所谓壳体的强度·耐久性，具体而言，是指即使长时间使用也不膨胀，不易因外力产生变形，即使变形也不易开孔等的特性。

目前，作为电池壳体用的原料板，大多使用Al－Mn系合金。作为JIS的合金，使用A3003合金，或者组成为在A3003合金中加入Mg和Cu的A3005合金也作为强度更大的合金使用。

目前，伴随手机的发展，为了在外形尺寸的制约下提高电池容量，需要使壳体更薄。在该情况下，为了确保壳体的耐久性，开发了强度更高的壳体用铝合金。在专利文献1和2中记载了使用高Mg含量的铝合金。另外，在专利文献3和4记载了使用高Cu含量的铝合金。

近年来，正在快速普及的智能手机或平板型终端的电池中，为了使各种软件运行，需要提高电池容量，需求壳体更薄且适用于器具的与现有技术相比更薄型宽度宽的形状的壳体。

在装入了电池的壳体中，内部温度上升到85℃左右。由此，有时在壳体产生内压导致壳体膨胀。因此，需求减少这样的膨胀的材料。另外，也会发生装入了电池的电子设备受到外力、作为最严重的例子的突起物压入(狗咬住智能手机等)。这样的情况下，希望电池壳体即使变形也不破损，需要耐压入性高的材料。另外，要求在壳体成型后的状态下即使受到形成大的压入量的外力时，也不易开孔的特性，当然也要求变形阻力大。从电池壳体的耐久性的方面考虑，高强度是期望的特性。

但是，就高强度的材料而言，难以成型为具有薄壁且罩厚度小、宽度和高度大的形状的壳体。越是壳体薄宽度宽、即罩的宽度/厚度的比越大，成型性的难度越增加。作为智能手机用途，期望宽度/厚度比为10以上且高度＞宽度的壳体。但是，可以确认为了成型为这样的形状的壳体，使用能够成型为宽度/厚度比为6左右的壳体的现有高强度铝合金板材时，不能稳定地成型。

另外，在锂离子电池中，电池的内压上升而超出限度时，壳体的特定部位破裂使电解液漏出到外部的安全功能是必要的。因此，有时壳体的一部分形成槽状的薄壁部分。一旦在这样的槽状薄壁部分的形成加工时出现裂纹、或者不能成型加工为规定的薄壁厚度，则正常的安全功能不能发挥作用。在使用高强度的材料时，也难以形成这样的槽状薄壁部分。事实上，对薄型宽度宽的形状的壳体实施精密的槽加工，其技术难度也高，利用现有的材料不能进行稳定的槽加工。

这样，作为电子设备的形状功能的变化所必要的宽度宽·薄型的电池壳体的原材料，要求开发满足成型性、激光熔接性、耐膨胀性、耐压入性等的全部特性要求的铝合金板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001－131666

专利文献2：日本特开2003－3226

专利文献3：日本特开2006－188744

专利文献4：日本特开2007－277588

发明内容

发明所要解决的课题

本发明的目的在于提供一种电池壳体用铝合金板，其具有一定以上的激光熔接性和耐膨胀性，并且以高水平兼具即使是宽度宽(宽度/厚度比为10以上且高度＞宽度)的壳体也能够稳定成型的成型性和壳体的耐压入性。

用于解决课题的方法

本发明的发明人进行了各种研究，结果发现：具有规定的合金组成范围、满足特定的特性条件的铝合金板，满足能够成型为宽度/厚度比为10以上的壳体的成型性和高的耐压入性等的作为电池壳体应该具备的特性，从而完成了本发明。

即，本发明的项1为一种电池壳体用铝合金板，其特征在于：由铝合金构成，该铝合金含有Mn：0.7～1.6mass％(以下记作“％”)、Cu：0.5～0.7％、Mg：0.2～0.5％，Cu含量大于Mg含量，还含有合计含量为0～0.2％的选自Cr、Ni和V中的1种或2种以上，作为不可避免的杂质，Fe和Si被控制为Fe：0.2％以下且Si：0.15％以下，剩余部分由Al以及除Fe和Si以外的不可避免的杂质构成，该铝合金的金属组织中，以10个/μm³以上分散有当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物，厚度减少50％的塑性加工后的拉伸强度为250N/mm²以上，并且伸长率为1.3％以上，拉伸强度(N/mm²)×伸长率(％)为420以上。

另外，本发明的项2为，在项1中，上述铝合金还含有0.004～0.2％的Ti，或者还含有0.004～0.2％的Ti和0.0001～0.02％的B。

本发明的项3为一种电池壳体用铝合金板的制造方法，其用于制造项1或2所述的电池壳体用铝合金板，该制造方法包括上述铝合金的铸造工序；均质化处理工序；热轧工序；冷轧工序；退火处理工序；再冷轧工序；和析出稳定化处理工序，上述退火工序是以5℃/秒以上的升温速度将冷轧材料加热到480～580℃的温度，之后立即或在该温度下保持30秒以内后，以5℃/秒以上的冷却速度进行冷却的工序，上述析出稳定化处理工序是以150～240℃将再冷轧材料保持0.1～8小时的工序。

本发明的项4为，在项3中，在上述均质化处理工序中，以520～610℃的温度将铸块保持0.5～10小时。

本发明的项5为，在项3或4中，上述热轧工序中的轧制材料的轧制开始温度为350～520℃。

本发明的项6为，在项3～5中任一项中，上述冷轧工序中的轧制材料的压下率为40～80％。

本发明的项7为，在项3～6中任一项中，上述再冷轧工序中的轧制材料的压下率为20～60％。

本发明的项8为，在项3～7中任一项中，上述热轧工序包括预加热阶段，该预加热阶段兼作上述均质化处理工序。

本发明的项9为，在项8中，上述预加热阶段中的加热温度在上述热轧工序中的轧制开始温度到比其高40℃的温度范围内。

发明效果

根据本发明，能够得到激光熔接性和耐膨胀性优异、以良好的平衡性兼具宽度宽壳体(宽度/厚度比为10以上且高度＞宽度)的稳定的成型性和耐压入性的电池壳体用铝合金板。

附图说明

图1为用于进行槽加工性评价，在面积最宽的面(单面)的中央通过压制加工实施了×型的槽加工的电池壳体的立体图。

图2为用于进行耐压入性评价，插入了开孔的钢制间隔物的电池壳体的俯视图和主视图。

图3为用于进行耐压入性评价，在与插入电池壳体中的钢制间隔物的孔对应的电池壳体的正面中央部压入的钢制钻模的主视图。

图4为用于进行壳体耐弯曲性评价，使电池壳体沿着90°弯曲钻模弯曲的试验的说明图。

具体实施方式

本发明涉及的电池壳体用铝合金板由铝合金构成，该铝合金含有Mn：0.7～1.6mass％(以下简记作“％”)、Cu：0.5％～0.7％、Mg：0.2％～0.5％，Cu含量大于Mg含量，还含有合计含量为0～0.2％的选自Cr、Ni和V中的1种或2种以上，作为不可避免的杂质，Fe和Si被控制为Fe：0.2％以下且Si：0.15％以下，剩余部分由Al以及除Fe和Si以外的不可避免的杂质构成。另外，在铝合金板的金属组织中，以10个/μm³以上分散有当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物。并且，该铝合金板在厚度减少50％的塑性加工后，具有250N/mm²以上的拉伸强度和1.3％以上的伸长率，这些拉伸强度和伸长率之间具有拉伸强度(N/mm²)×伸长率(％)的数值为420以上的关系。以下对这些特征进行详细的说明。

1.铝合金的组成

首先，对上述铝合金的组成进行说明。

Mn：0.7～1.6％

Mn是在材料中部分固溶、其余部分作为与Al的金属间化合物分散、有助于强化分散的必须元素。通过使含有Mn的金属间化合物适当分布，也能够发挥防止压制成型时向模具凝结的效果。Mn含量低于0.7％时，强度不充分，防止压制成型时向模具凝结的效果降低，容易发生表面擦伤。另一方面，在超过1.6％时，形成含有Mn的粗大的金属间化合物(GiantCompounds)，成为材料缺陷，所以不优选。这样，在本发明中，使作为必须元素的Mn含量为0.7～1.6％。另外，优选的Mn含量为0.9～1.4％。

Cu：0.5～0.7％、Mg：0.2～0.5％

Cu和Mg参与Al－Mg－Cu系析出物的形成，都是有助于强度的必须元素。Cu含量低于0.5％时，提高强度的效果低，在超过0.7％时，宽度宽型壳体的成型困难，激光熔接时容易产生裂纹等的缺陷，因而不优选。

关于Mg含量，低于0.2％时，提高强度的效果低，在超过0.5％时，宽度宽型壳体的成型困难，激光熔接时容易产生裂纹等的缺陷，因而不优选。

这样，在本发明中，作为必须元素的Cu含量和Mg含量分别为0.5～0.7％和0.2～0.5％。另外，优选的Cu含量为0.54～0.65％，优选的Mg含量为0.24％～0.45％。

另外，在本发明中，Cu和Mg的含量之间需要满足Cu含量＞Mg含量的关系。通过使Cu含量大于Mg含量，实施适当的热处理，能够产生强化析出的效果。其结果，在壳体成型后，可以调整为保持高的强度和限界压入变形量。相对于此，Mg含量在Cu含量以上时，虽然在进一步促进加工固化、强度的上升方面也具有效果，但成为限界压入变形量降低的原因。

Fe：0.2％以下、Si：0.15％以下

Fe和Si是铝合金中通常存在的代表性的不可避免的杂质元素。在本发明中，将该作为不可避免的杂质的Fe量控制在0.2％以下、优选0.16％以下。Fe量超过0.2％时，材料组织中的含Fe的金属间化合物的尺寸变大，妨碍成型性、特别是槽加工成型时的剩余厚度的稳定性，因而不优选。Fe量的下限没有特别限定，可以为0％，但即使为需要高纯度的铝合金的低于0.04％的Fe量，由于高纯度合金价格昂贵所以经济上不优选。

在本发明中，将作为不可避免的杂质的Si量控制在0.15％以下，优选0.12％以下。Si量超过0.15％时，因为阻碍激光熔接性而不优选。Si量的下限也没有特别限定，可以为0％，但即使为需要高纯度的铝合金的低于0.03％的Si量，由于高纯度合金价格昂贵所以经济上不优选。

Cr、Ni、V：0～0.2％

在本发明中，除了上述必须元素以外，还可以含有合计含量为0～0.2％的选自Cr、Ni和V中的1种或2种以上。这些选择性的添加元素是实现提高强度、耐膨胀性和耐压入性的效果的任选成分。合计含量超过0.2％时，生成含有这些元素的粗大的金属间化合物，产生材料缺陷，因而不优选。另外，这些选择性的添加元素的优选含量为0.02～0.20％。也可以为0％，但低于0.02％时，有时上述效果不充分，在超过0.20％时，有时不能充分抑制上述材料缺陷的产生。

Ti：0.004～0.2％、B：0.0001～0.02％

在本发明中，除了上述必须元素和选择元素以外，还可以单独添加0.004～0.2％的Ti，或者可以在其中再组合0.0001～0.02％的B进行复合添加。Ti兼具提高强度、耐膨胀性和耐压入性的效果和将铸造时的晶粒微细化的效果。特别是为了铸造晶粒的微细化，通过一并含有B，能够得到更好的效果。Ti含量低于0.004％时，不能充分得到晶粒微细化的效果，Ti含量超过0.2％时，生成含有Ti或Ti和B的粗大的金属间化合物，产生材料缺陷，因而不优选。另外，B含量低于0.0001％时，不能充分得到晶粒微细化的效果，B含量超过0.02％时，生成含有这些元素的粗大的金属间化合物，产生材料缺陷，因而不优选。如果是只得到铸造晶粒的微细化效果，通过添加0.004～0.2％的Ti和0.0001～0.02％的B就能够得到规定的效果。在除了该微细化效果之外也需求强度和耐压入性的提高时，希望含有0.02～0.2％的Ti，进一步希望0.04～0.18％的含量，在该情况下，通过一并含有上述含量的B，也能够得到晶粒微细化的效果。

在不加入Ti和/或B的晶粒微细化成分时，可能由于铸造时的粗大晶粒而产生因材料部位而异的特性差。由于其产生频率低，是局部发生的现象，因此不成为防止使用不添加Ti、B的材料的程度的问题，但通过添加Ti、B能够实现微细化效果，从而能够可靠地实现批量生产时的材料制造成品率的提高。

2.铝合金的金属组织

接着，对上述铝合金的金属组织进行说明。

在本发明的电池壳体用铝合金板中，在金属组织中，当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物分散10个/μm³以上。该析出物优选分散20个/μm³以上。其中，所谓Al－Cu－Mg系析出物，是指含有Al、Cu、Mg作为主要成分的析出物，可以通过透射电子显微镜的EDX分析来确认。另外，Al－Cu－Mg系析出物的分散状态也能够通过透射电子显微镜观察及其图像解析来确认。

当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物通过如上所述以10个/μm³以上的密度分散，能够实现提高强度的效果。当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物的分散密度低于10个/μm³、分散有当量圆直径低于0.01μm的Al－Cu－Mg系析出物，或者Cu或Mg在基体中固溶的情况，成为成型时产生不均匀变形、成型品出现褶皱或表面花纹的原因。这样，当量圆直径低于0.01μm的Al－Cu－Mg系析出物由于成为成型时出现不均匀变形的原因，所以从对象中排除。另一方面，当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物的分散密度低于10个/μm³、分散有当量圆直径超过0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物的情况下，提高强度的效果不足。这样，当量圆直径超过0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物由于无助于提高强度的效果，所以从对象中排除。另外，当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物的分散密度的上限没有特别限定，可以根据铝合金的组成和制造工序适当地决定该上限，根据本发明所采用的合金组成和制造工序，300个/μm³为分散密度的上限。

3.铝合金板的加工后的强度和延展性

接着，对上述铝合金的加工后的强度和延展性进行说明。

就本发明的电池壳体用铝合金板而言，实施使其板厚减少50％的塑性加工后，拉伸强度为250N/mm²以上，并且伸长率为1.3％以上，并且，在这些拉伸强度与伸长率之间具有拉伸强度(N/mm²)×伸长率(％)的数值为420以上的关系。拉伸强度和伸长率的测定通过拉伸试验进行。

其中，所谓使板厚减少50％的塑性加工是意图再现相当于由压制成型进行的壳体成型的加工状态的加工。该塑性加工无论是使用模具的压制成型、还是简便地进行冷轧，都能够实施。板厚减少率的允许差为±3％以下是允许的。

拉伸试验用的试验片使用平行部16mm、宽度5mm、标点间距离15mm的试验片。关于耐压入性，由于受局部的强度和延展性影响，所以使用与通常的板状JIS试验片(JISZ224113B号试验片)相比平行部短的拉伸试验片的评价值进行规定。拉伸试验与上述的塑性加工中的材料的主流动方向平行进行。

板厚减少50％后的拉伸强度低于250N/mm²时，以低的压入负荷产生开孔，耐膨胀性差，因而不优选。拉伸强度优选为260N/mm²以上。关于拉伸强度的上限，没有特别限定，可以根据铝合金板的成分组成和制造工序适当地决定，根据本发明的发明人的研究，在本发明涉及的成分组成和制造工序中，不能得到超过350N/mm²的值，实施例中的最高值为334N/mm²。另外，在伸长率低于1.3％时，即使拉伸强度大，压入变形的限界值也变小，因而不优选。伸长率优选为1.6％以上。关于伸长率的上限，没有特别限定，可以根据铝合金板的成分组成和制造工序适当地决定，在后述的本发明涉及的成分组成和制造工序中，不能得到超过3％的值，实施例中的最高值为2.3％。进一步而言，耐压入性需要材料的强度和延展性的良好平衡，拉伸强度(N/mm²)×伸长率(％)的数值低于420时，耐压入性不足，因而不优选。该数值优选为500以上，关于上限，没有特别限定，可以根据铝合金板的成分组成和制造工序适当地决定，根据本发明的发明人的研究，在本发明涉及的成分组成和制造工序中，不能得到超过800的值，实施例中的最高值为745。

4.铝合金板的制造方法

接着，对本发明的电池壳体用铝合金板的适当的制造方法进行说明。

本发明的电池壳体用铝合金板的制造方法依次实施铝合金的铸造工序、铸块的均质化处理工序、均质化材料的热轧工序、热轧材料的冷轧工序、冷轧材料的退火处理工序、退火材料的再冷轧工序、再冷轧材料的析出稳定化处理工序。

4－1.铸造工序

优选采用通常的DC铸造法，由调整为上述组成的铝合金熔液制造铸块。也适合采用利用双辊浇注或带式浇注进行的连续铸造法。其中，关于以下的工序，以批量生产率最优异的DC铸造法为前提进行说明。

4－2.均质化处理工序

均质化处理的条件没有特别限定，为了消除铸块内部的偏析，优选以520℃～610℃的温度保持0.5～10小时，更优选以540℃～600℃的温度保持1～8小时。温度低于520℃和/或保持时间低于0.5小时时，均质化效果不充分，在后续的热轧工序中再结晶粒容易粗大化，因此在成型后有时产生表面粗糙，成为外观不良的原因。另一方面，温度超过610℃时，有材料发生熔融的危险。另外，保持时间超过10小时时，虽然能够得到规定的材料强度，但有损生产性。

另外，在均质化处理工序之前或之后，进行去除铸块的表面部分的表面切削。在均质化处理工序之前进行表面切削时，由用于热轧工序的预加热阶段兼作均质化处理工序。在该情况下，以预加热温度保持经表面切削的铸块，之后冷却到规定温度，之后，可以立即开始热轧工序，或者也可以将热轧开始温度到比其高40℃的温度的范围作为预加热温度范围，在该预加热温度范围内保持后，立即开始热轧。另一方面，在均质化处理工序之后进行表面切削时，需要对经表面切削的铸块独立地进行用于热轧工序的预加热阶段。在该预加热阶段，优选在达到热轧开始温度到比其高40℃的温度的范围之后，立即开始热轧。

4－3.热轧工序

热轧开始时的材料温度没有特别限定，但为了有效地进行轧制，优选热轧开始时的材料温度为350～520℃。开始温度低于350℃时，难以进行稳定的热轧，在超过520℃时，有时热轧工序中再结晶粒粗大化、成为外观不良的原因。并且，由于同样的理由，更优选为380～480℃。

4－4.冷轧工序

接着热轧工序，将热轧材料供于冷轧工序。该冷轧工序中的压下率优选为40～80％。压下率低于40％时，后续的退火处理工序中再结晶粒容易粗大化，成为外观不良的原因，压下率超过80％时，冷轧的压下量增大，冷轧次数增加，因此从成本的观点出发是不优选的。并且，由于同样的理由，更优选为50～70％。

4－5.退火处理工序

在退火处理工序中，以5℃/秒以上的升温速度将冷轧材料加热到480～580℃的温度，之后立即或在该温度保持30秒以内之后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却到100℃以下。这样的退火处理优选通过连续退火线(CAL)进行。

退火处理除了具有冷轧材料的软化和再结晶化的作用之外，还兼具使析出的Cu固溶在铝母材中的熔体化处理的作用，在低于480℃的温度下，Cu的固溶不充分，因而不优选，在超过580℃时，可能在晶界等发生局部的熔解，因而不优选。加热温度优选为500～550℃。

升温速度低于5℃/秒时，在升温中，固溶元素成为粗大的析出物，该析出物即使在退火处理温度范围也不固溶，因而不优选。升温速度优选为10℃/秒以上，受到CAL的结构的限制，但通常更优选为10～50℃/秒。

在上述温度范围内，即使保持超过30秒，上述的熔体化处理效果也不会增加，生产性降低，因此保持时间为30秒以内。这样保持后，接着以5℃/秒以上的冷却速度将材料冷却到100℃以下。冷却速度低于5℃/秒时，已固溶的元素在冷却中析出而粗大化，因而不优选。冷却速度优选为10℃/秒以上，受到CAL的结构和冷却方法的限制，但通常更优选为10～100℃/秒。另外，也可以不在上述温度范围保持30秒以内，而是在达到该温度范围后立即进行上述冷却。此时的保持时间为0秒。

4－5.再冷轧工序

在退火工序之后，将材料供于再冷轧工序。再冷轧的条件没有特别限定，可以根据需要的产品板强度和成型加工性进行设定。本发明中，优选压下率为20～60％。压下率低于20％时，成型后的强度变低，压下率超过60％时，成型前的强度变高，难以进行稳定的成型。

4－6.析出稳定化处理工序

再冷轧工序之后，将材料供于析出稳定化处理工序。在该工序中，将材料以150～240℃的温度保持0.1～8小时。通过该析出稳定化处理，能够提高材料强度和延展性，能够提高板厚减少50％的塑性加工后的强度和延展性。

上述保持温度低于150℃时，保持固溶状态的Cu、Mg和/或当量圆直径低于0.01μm的Al－Cu－Mg系析出物大量存在。其结果，成型时出现不均匀变形，成为成型品出现褶皱或表面花纹的原因，因而不优选。另一方面，上述保持温度超过240℃时，当量圆直径超过0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物大量存在。其结果，不能得到充分的强度，因而不优选。优选的析出稳定化处理的温度范围为200～240℃的范围。

另外，保持时间低于0.1小时时，不能充分地获得强度和延展性的提高，保持时间超过8小时时，不能获得强度和延展性的进一步提高，材料发生软化，因而均不优选。另外，优选的保持时间的范围为1～6小时。

本发明的电池壳体用铝合金板的制造工序实质上通过熔体化处理工序－冷轧工序－人工时效处理工序进行，形成相当于铝材的调质记号T8的状态。该T8材与O材相比，虽然初始的延展性差，但壳体成型途中的底部和壁部的强度差比使用O材的情况小，具有不易在底部和壁部的边界附近产生裂纹这样的优点。并且，即使在壳体成型后的耐压入性方面，本发明所使用的T8材也具有比O材优异这样的优点。

实施例

以下，基于本发明例和比较例的实施例，对本发明进行详细的说明。

采用DC铸造法，由具有表1组成的铝合金制作厚度450mm的铸块。将铸块供于均质化处理工序后，进行表面切削，再进行用于热轧工序的预加热。在预加热阶段之后供于热轧工序，再供于冷轧工序、退火工序、再冷轧工序，制成厚度0.49mm的板材，最后供于析出稳定化处理工序。将这些制造条件表示在表2中。其中，关于制造条件B8，在热轧工序之后，供于冷轧工序直至厚度达到0.49mm为止，之后供于退火工序，但没有供于再冷轧工序和析出稳定化处理工序。另外，预加热将经表面切削的铸块加热至热轧开始温度到比其高40℃的温度的范围内的温度。然后，在达到上述加热温度之后，立即开始热轧。

[表1]

[表2]

接着，对于制得的板材，利用下述的方法，评价Al－Cu－Mg系析出物的个数分布(分散密度)、使板厚减少50％的塑性加工后的强度和延展性、压制成型性、压制成型后的表面品质、槽加工性、壳体耐压入性、壳体耐弯曲性、耐膨胀性、激光熔接性。将评价结果表示在表3、4中。

[表3]

[表4]

1.Al－Cu－Mg系析出物的个数分布评价：

使用集束离子束(FIB)装置，由制得的板材制作厚度200nm以下的观察用薄片样品。对于制得的薄片样品，测定Al－Cu－Mg系析出物的个数分布作为分散密度(个/μm³)。在该测定中，利用板材的任意截面的扫描透射型电子显微镜(STEM)观察。Al－Cu－Mg系析出物通过利用STEM－EDS(能量分散型X射线分光法)分析研究含有元素而特定。关于观察，对各样品以倍率40000倍每10视场进行STEM照片的拍摄，对各个视场的STEM照片进行图像解析，由此研究试样中的当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物的分散密度。其中，分散密度为上述10视场的算术平均值。另外，薄片样品的厚度使用透射型电子显微镜(TEM)所附带的电子能量损失分光(EELS)检测器进行测定。

2.使板厚减少50％的塑性加工后的特性评价：

使板厚减少50％的塑性加工，在表3的示例中，以利用冷轧在3％的允许范围内达到50％的板厚减少率的方式进行实施。之后，使用平行部16mm、宽度5mm、标点间距离15mm的试验片，实施拉伸试验，测定以拉伸强度(TS)和标点间距离15mm为基准的伸长率(EL)。

3.压制成型性评价：

通过由压制进行的拉深·变薄成型，成型为厚度4.0mm、宽度45mm、正面和侧面的角(R)1.0mm、高度55mm和65mm、面积最宽的面的壁厚0.25mm的形状的壳体。在同一例子中，制作10个试样，将全部能够成型的情况评价为合格(○)，将1个以上不能成型的情况评价为不合格(×)。

4.压制成型后的表面品质评价：

确认上述压制成型得到的高度55mm的壳体的表面品质。不希望因不均匀变形而存在表面花纹或成型擦伤。关于这些不良情况，虽然有时对电池壳体的功能不产生决定性的不良影响，但由于可能成为疲劳的起点等，所以希望不存在。在同一例子中，将10个全部的试样在成型后的表面不存在花纹或成型擦伤的情况评价为“◎”，将没有后述的×，1个以上的试样稍稍存在花纹或成型擦伤的情况评价为“○”，将1个以上的试样中花纹或成型擦伤明显的情况评价为“×”。将◎和○评价为合格，将×评价为不合格。

5.槽加工性评价：

如图1所示，在高度55mm的上述壳体的面积最宽的面(单面)的中央，通过压制加工，实施×型的槽加工(切出长度4mm、深度0.15mm、表面侧宽度0.3mm、底宽度0.15mm的槽)。在同一例子中制作100个试样，对它们实施槽加工时，将相对剩余厚度0.10mm的差全部为±0.005mm以下的情况评价为合格(○)，将超过±0.005mm的试样为1个以上的情况评价为不合格(×)。

6.壳体耐压入性评价：

在上述压制成型试验中成型得到的55mm高度的壳体内，如图2所示，插入开有直径8mm的孔的钢制的间隔物，从与该孔对应的壳体的正面中央部压入前端为R0.48mm的钢制钻模(图3)。将此时的规定压入深度设为距壳体表面1mm和1.5mm，评价此时是否出现破断。在同一例子中，将10个全部的试样没有出现破断的情况评价为合格(○)，将1个以上的试样出现破断的情况评价为不合格(×)。另外，也测定压入直至产生孔时的最大负荷。在同一例子，测定10个全部的试样的最大负荷，利用这些最大负荷中的最低值进行评价。将最大负荷为65N以上评价为合格(○)，将低于该值评价为不合格(×)。

7.壳体耐弯曲性评价：

如图4所示，使在压制成型试验中成型得到的55mm高的壳体(未实施槽加工)沿着R3mm的90°弯曲钻模弯曲，评价壳体是否出现破断。在同一例子中，将10个全部的试样未出现破断的情况评价为合格(○)，将1个以上的试样出现破断的情况评价为不合格(×)。

8.耐膨胀性评价：

限制55mm高度的电池壳体的上部3mm的外周，一边施加0.5kgf/cm²的内压，一边在95℃的恒温槽中放置24小时。去除压力冷却到室温后，在同一例子中，将10个全部的试样中壳体中央部厚度的增加量在0.6mm以下的情况评价为合格(○)，将1个以上的试样中超过上述值的情况评价为不合格(×)。

9.激光熔接性评价：

利用连续振动光纤激光器，将在各例中使用的0.4mm厚的原料板重叠熔接。以功率1.6kW、的点径、以16m/分钟的熔接速度制成100mm的接合长。评价在该接合部全部区域是否出现熔接裂纹。将试样中没有出现熔接裂纹的情况评价为合格(○)，将出现熔接裂纹的情况评价为不合格(×)。

如表3所示，在本发明例1～24中，满足Al－Cu－Mg系析出物的分散密度和使板厚减少50％的塑性加工后的强度及延展性，作为宽度宽·薄型的电池壳体的原材料所要求的压制成型性、压制成型后的表面品质、槽加工性、壳体耐压入性、壳体耐弯曲性、耐膨胀性和激光熔接性的特性要求全部合格。

相对于此，在比较例25～41、43～49中，由于未全部满足本发明所规定的条件，因此作为宽度宽·薄型的电池壳体的原材料所要求的上述要求特性的至少任一个特性是不合格的。

具体而言，在比较例25中，由于Mn含量少，因此使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度小，h65mm的压制成型性、压制成型后的表面品质、壳体耐压入性中的最大负荷和耐膨胀性不合格。

在比较例26中，由于Mn含量多，因此压制成型性不合格。

在比较例27中，由于Cu含量少，因此该析出物的分散密度小，使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度小，壳体耐压入性中的最大负荷和耐膨胀性不合格。

在比较例28、29中，由于Cu含量多，因此压制成型性不合格。

在比较例30中，由于Mg含量少，因此该析出物的分散密度小，使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度小，壳体耐压入性中的最大负荷和耐膨胀性不合格。

在比较例31中，由于Mg含量多，因此使板厚减少50％的塑性加工后的伸长率和拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1.5mm的压入和最大负荷、耐弯曲性和激光熔接性不合格。

在比较例32中，由于Fe含量、Si含量多，因此使板厚减少50％的塑性加工后的伸长率和拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1mm、1.5mm的压入和最大负荷以及激光熔接性不合格。

在比较例33中，由于Fe含量多，因此使板厚减少50％的塑性加工后的伸长率和拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1mm、1.5mm的压入和耐弯曲性不合格。

在比较例34中，由于Si含量多，因此使板厚减少的50％的塑性加工后的拉伸强度×伸长率小、h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1.5mm的压入和激光熔接性不合格。

在比较例35中，由于选择性的添加元素(Cr+Ni+Ti)的合计含量多，因此使板厚减少50％的塑性加工后的伸长率和拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1mm、1.5mm的压入和最大负荷以及耐弯曲性不合格。

在比较例36中，由于选择性的添加元素(Cr+Ni+Ti)的合计含量多，因此使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1.5mm的压入和最大负荷以及耐弯曲性不合格。

在比较例37中，由于选择性的添加元素(Cr+Ni+Ti)的合计含量多，因此使板厚减少50％的塑性加工后的伸长率和拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1mm、1.5mm的压入和最大负荷以及耐弯曲性不合格。

在比较例38中，由于Ti含量和B含量多，因此耐弯曲性和激光熔接性不合格。

在比较例39、40中，由于Ti含量多，因此耐弯曲性和激光熔接性不合格。

在比较例41中，由于Ti含量和B含量多，因此耐弯曲性和激光熔接性不合格。

另外，在比较例26、28、29中，由于不能进行压制成型，因此压制成型后的表面品质、槽加工性、壳体耐压入性、耐弯曲性、耐膨胀性和激光熔接性无法评价。另外，在比较例42中，由于退火工序的加热温度高，因此在退火中在晶界等发生局部的熔解，铝板变形，因此无法进行各评价。

在比较例43中，由于退火工序的加热温度低，因此该析出物的分散密度小，使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度×伸长率小，壳体耐压入性中的1.5mm的压入和最大负荷、耐弯曲性和耐膨胀性不合格。

在比较例44中，由于退火工序的升温速度和冷却速度小，因此该析出物的分散密度小，使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度×伸长率小，壳体耐压入性中的最大负荷和耐膨胀性不合格。

在比较例45中，由于析出稳定化工序中的加热温度低，因此不存在该析出物，使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度和伸长率、以及拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、压制成型后的表面品质、槽加工性、壳体耐压入性中的1.5mm的压入和最大负荷、耐弯曲性和耐膨胀性不合格。

在比较例46中，由于析出稳定化工序中的加热温度高，因此该析出物的分散密度小，使板厚减少50％的塑性加工后的伸长率和拉伸强度×伸长率小，槽加工性、壳体耐压入性的1.5mm的压入和最大负荷、耐弯曲性和耐膨胀性不合格。

在比较例47中，由于析出稳定化工序中的处理时间短，因此不存在该析出物，使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度和拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1.5mm的压入和最大负荷、耐弯曲性和耐膨胀性不合格。

在比较例48中，由于析出稳定化工序中的处理时间长，因此不存在该析出物，使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度×伸长率小，槽加工性、壳体耐压入性中的1.5mm的压入和最大负荷、耐弯曲性和耐膨胀性不合格。

在比较例49中，由于未实施再冷轧工序和析出稳定化工序，因此不存在该析出物，使板厚减少50％的塑性加工后的拉伸强度和伸长率、以及拉伸强度×伸长率小，h65mm的压制成型性、槽加工性、壳体耐压入性中的1.5mm的压入和最大负荷、耐弯曲性和耐膨胀性不合格。产业上的可利用性

本发明涉及的电池壳体用铝合金板，激光熔接性和耐膨胀性优异，能够以良好的平衡性兼具宽度宽壳体(宽度/厚度比为10以上且高度＞宽度)的稳定的成型性和耐压入性。

Claims

1.一种电池壳体用铝合金板，其特征在于：

由铝合金构成，该铝合金含有Mn：0.7～1.6mass％、Cu：0.5～0.69mass％、Mg：0.2～0.5mass％，Cu含量大于Mg含量，还含有合计含量为0～0.2mass％的选自Cr、Ni和V中的1种或2种以上，作为不可避免的杂质，Fe和Si被控制为Fe：0.2mass％以下且Si：0.15mass％以下，剩余部分包括Al以及除Fe和Si以外的不可避免的杂质，所述铝合金的金属组织中，以10个/μm³以上分散有当量圆直径0.01～0.1μm的Al－Cu－Mg系析出物，厚度减少50％的塑性加工后的拉伸强度为250N/mm²以上，并且伸长率为1.3％以上，

在拉伸强度的单位是N/mm²、伸长率的单位是％时，拉伸强度×伸长率为420MPa·％以上。

2.如权利要求1所述的电池壳体用铝合金板，其特征在于：

所述铝合金还含有0.004～0.2mass％的Ti，或者还含有0.004～0.2mass％的Ti和0.0001～0.02mass％的B。

3.一种电池壳体用铝合金板的制造方法，用于制造权利要求1或2所述的电池壳体用铝合金板，该制造方法的特征在于：

包括所述铝合金的铸造工序、均质化处理工序、热轧工序、冷轧工序、退火处理工序、再冷轧工序和析出稳定化处理工序，

所述退火工序是以5℃/秒以上的升温速度将冷轧材料加热到480～580℃的温度，之后立即或在该温度下保持30秒以内后，以5℃/秒以上的冷却速度进行冷却的工序，

所述析出稳定化处理工序是以202～240℃将再冷轧材料保持0.1～8小时的工序。

4.如权利要求3所述的电池壳体用铝合金板的制造方法，其特征在于：在所述均质化处理工序中，以520～610℃的温度将铸块保持0.5～10小时。

5.如权利要求3或4所述的电池壳体用铝合金板的制造方法，其特征在于：

所述热轧工序中的轧制材料的轧制开始温度为350～520℃。

6.如权利要求3或4所述的电池壳体用铝合金板的制造方法，其特征在于：

所述冷轧工序中的轧制材料的压下率为40～80％。

7.如权利要求3或4所述的电池壳体用铝合金板的制造方法，其特征在于：

所述再冷轧工序中的轧制材料的压下率为20～60％。

8.如权利要求3或4所述的电池壳体用铝合金板的制造方法，其特征在于：

所述热轧工序包括预加热阶段，该预加热阶段兼作所述均质化处理工序。

9.如权利要求8所述的电池壳体用铝合金板的制造方法，其特征在于：所述预加热阶段中的加热温度在所述热轧工序中的轧制开始温度到比其高40℃的温度范围内。