CN107475570A - 成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板 - Google Patents

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Abstract

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0.05～0.29质量％的Fe，0.6～1.5质量％的Mn，0.05～0.6质量％的Si，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，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，作为不可避免的杂质的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。

Description

成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板
本发明专利申请是国际申请号为PCT/JP2013/064385，国际申请日为2013年5月23日，进入中国国家阶段的申请号为201380012746.8，名称为“成形性、散热性和焊接性优良的电池壳体用铝合金板”的发明专利申请的分案申请。
技术领域
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铝合金板。
背景技术
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。
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50μm以下，同时导电率为45IACS％以下。
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Mn，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Al及不可避免的杂质的，且Mn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500～8000μm2的范围内。
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0.02～0.10质量％的Si，Fe含量限制在0.30质量％以下，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成，圆当量直径1.5～6.5μm的金属间化合物粒子的个数限制为1000～2400个/mm2即可。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利特许第3620955号公报
专利文献2：日本专利特许第3763088号公报
专利文献3：日本专利特开2009-256754号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
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。
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Mn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。
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。
解决技术问题所采用的技术方案
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％。
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：冷延まま材)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。
进一步为了提高导电率，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。
发明效果
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。
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。
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。
附图说明
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
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。
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。
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。
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Mn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Mn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。
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(アンダーカット，undercut)、或产生称为气孔的焊接缺陷成为问题。
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℃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α-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α-Al溶解向液相进行相转移时，由于α-Al-(Fe·Mn)-Si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。
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。
下面说明其内容。
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。
Fe：0.05～低于0.3质量％
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α-Al-(Fe·Mn)-Si系、Al6(Fe·Mn)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Al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。
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。
Mn：0.6～1.5质量％
Mn是用于增加铝合金板强度的必需的元素。如果Mn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Mn的含量超过1.5质量％，则在基质中Mn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α-Al-(Fe·Mn)-Si系、Al6(Fe·Mn)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Al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。
因此，Mg含量设为0.6～1.5质量％的范围。更优选的Mn含量是0.6～1.4质量％的范围。进一步优选的Mn含量是0.6～1.3质量％的范围。
Si：0.05～0.6质量％
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α-Al-(Fe·Mn)-Si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Al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。
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。
Co：0.001～0.5质量％
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0.001～0.5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0.001～0.5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·Mn)更均匀细微地析出。
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。
Nb：0.005～0.05质量％
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0.005～0.05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0.005～0.05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·Mn)更均匀细微地析出。
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。
V：0.005～0.05质量％
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·Mn)更均匀细微地析出。
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。
作为不可避免的杂质的Cu：低于0.35质量％
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。
作为不可避免的杂质的Mg：低于0.05质量％
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0.05质量％，则热传导性、成形性和焊接性等特性不会下降。
其他的不可避免的杂质
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元素也不会妨害本发明的效果。
伸长率值和0.2％屈服强度
冷轧退火材料：伸长率的值为20％以上，且0.2％屈服强度为40～低于60MPa
冷轧材料：伸长率的值为3％以上，且0.2％屈服强度为60～低于150MPa
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0.2％屈服强度得知，成形性可由拉伸试验时的伸长率的值得知。
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。
导电率超过45％IACS
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Mn固溶量、Si固溶量的方法来呈现。
具体而言，例如，可将平板插入均热炉内，实施加热到600℃×保持1小时以上的均质化处理后，炉冷到规定的温度如500℃，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℃×保持1小时以上的均质化处理后，炉冷到规定的温度如500℃，继续实施500℃×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。
这样，在以520～620℃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℃，能够降低基质中的Mn固溶量、Si固溶量。
如果热轧的开始温度低于420℃，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℃的范围。
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·Mn)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·Mn)结晶析出物吸收基质中固溶着的Mn、Si，扩散转变为α-Al-(Fe·Mn)-Si。
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，Al6(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：サイト)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。
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Al6(Fe·Mn)、α-Al-(Fe·Mn)-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Al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Al6(Fe·Mn)、α-Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物的结晶析出形态。
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。
熔化和熔炼
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。
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。
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。
也可根据需要进行在线脱气(日文：インライン脱ガス)、过滤。
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℃以下。铸块中的氢气量优选减少至0.20cc/100g以下。
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。
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0.15cc/100g以下。
铸造
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℃/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·Mn)、Al-(Fe·Mn)-Si等较粗的金属间化合物倾向于从铝合金熔液中结晶析出。
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：サンプ)(固相/液相的界面)的倾斜度越缓，越能够防止铸造破裂。
均质化处理：520～620℃×1小时以上
对利用半连续铸造法铸造而得的铸块实施均质化处理。
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℃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：バーニング)。更优选的均质化处理温度是520～610℃。
热轧的开始温度：420～低于520℃
这样，在以520～620℃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℃，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℃，则难以降低基质中固溶着的Mn、Si。如果热轧的开始温度低于420℃，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℃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4～8mm左右的热轧板并卷绕为卷材。
冷轧工序
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℃的温度保持1小时以上。如果保持温度低于300℃，则软化无法得到促进，如果保持温度超过450℃，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℃～550℃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℃，则软化无法得到促进，如果保持温度超过550℃，则有可能发生过烧。
最终退火
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℃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℃～550℃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。
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。
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。
最终冷轧率
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20～100μm，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。
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。
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。
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。
实施例
最终板的制造
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℃熔化并除去渣滓，然后将熔液温度保持于760℃，接着将脱渣用熔剂各6g包在铝箔中，用塞进器(phosphorizer)挤压添加。
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。
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(250mm×200mm×30mm)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。
[表1]
表1：供试材料的成分组成(实施例)
[表2]
表2：供试材料的成分组成(比较例)
注)下划线的值表示对于该元素，为规定范围外的值
关于比较例7、8，参考表4的热轧开始温度。
对于铸块，将冒口切断后，对两面各进行2mm的表面切削，使厚度达到26mm。
将该铸块插入电加热炉中，以100℃/小时的升温速度加热到600℃，进行600℃×1小时的均质化处理后，在该温度下将平板从加热炉取出用热轧机实施热轧至厚度为6mm为止，或者在600℃×1小时的均质化处理后将电加热炉的输出设为关闭(OFF)，直接进行炉内冷却，在到达规定的温度(550℃、500℃、450℃)时，将平板从加热炉取出用热轧机实施热轧至厚度6mm为止。
对该热轧板实施冷轧，得到厚度为1.25mm、1.11mm的冷轧板。将该冷轧板插入退火炉，在进行400℃×1小时保持的中间退火处理后，将退火板从退火炉取出后进行空气冷却。接着，对该退火板实施冷轧，得到厚度为1.0mm的冷轧板。将其作为冷轧材料(调质记号：H12)。该情况下的最终冷轧率分别为20％(实施例16)、10％(实施例17～21、比较例9～12)。
对于冷轧退火板，通过对上述热轧板不实施中间退火而实施冷轧，获得1mm的冷轧板。该情况下的最终冷轧率是83.3％。最终退火是将冷轧板插入退火炉，在400℃×1小时的条件下进行退火处理后，将冷轧板从退火炉取出后进行空气冷却。将其作为冷轧退火材料(调质记号：0)。
接着，对由此所得的最终板(各供试材料)进行成形性、形状冻结性和强度、激光焊接性、热传导性的评价。
成形性的评价
通过拉伸试验的伸长率(％)来进行所得的最终板的成形性评价。
具体而言，以拉伸方向与轧制方向平行的方式采集JIS5号试验片，按照JISZ2241来进行拉伸试验，算出拉伸强度、0.2％屈服强度、伸长率(断裂伸长率)。
冷轧后实施了退火的最终板中，将伸长率的值为20％以上的供试材料记为成形性良好(○)，将低于20％的供试材料记为成形性不良(×)。评价结果示于表3、4。
冷轧的最终板中，将伸长率的值为3％以上的供试材料记为成形性良好(○)，将低于3％的供试材料记为成形性不良(×)。评价结果示于表3、4。
形状冻结性和强度的评价
获得的最终板的形状冻结性和强度的评价通过拉伸试验的0.2％屈服强度(MPa)进行。
在冷轧后实施退火的最终板(冷轧退火材料)中，将0.2％屈服强度为40～低于60MPa低于的供试材料作为形状冻结性和强度良好(○)，将60MPa以上的供试材料作为形状冻结性不良(×)。此外，将0.2％屈服强度低于40MPa低于的供试材料作为强度不足(×)。
在直接冷轧的最终板(冷轧材料)中，将0.2％屈服强度为60～低于150MPa低于的供试材料作为形状冻结性和强度良好(○)，将150MPa以上的供试材料作为形状冻结性不良(×)。此外，将0.2％屈服强度低于60MPa低于的供试材料作为强度不足(×)。评价结果示于表3、4。
激光焊接条件
对所得的最终板进行脉冲激光照射，进行激光焊接性的评价。使用卢莫尼克斯公司(LUMONICS社)制的YAG激光焊接机JK701，在频率33.0Hz、焊接速度400mm/分钟、每个脉冲的能量6.5J、脉冲宽度1.5毫秒、保护气体(氮)流量1.5(L/分钟)的条件下，对2块相同的供试材料的板以端部彼此没有间隙、紧挨着的方式沿着该部分进行总长为100mm长度的脉冲激光焊接。
激光焊接性的评价
黑色部分缺陷的测定/评价
接着，作为激光焊接性的评价，测定在焊接部产生的焊接缺陷数量。首先，在上述100mm长度的焊接线中，除开焊接开始部的20mm长度的焊接线，将剩下的80mm长度的区域作为测定区域。焊接开始附近是由于不稳定而被排除的。
于是，如图1所示对沿着80mm长度的焊接线形成的焊接焊珠截面用X射线CT检查，得到与焊接线平行的板厚截面上的X射线CT图像。进一步以该X射线CT图像为基础利用图像编辑软件检测黑色缺陷部分，利用图像分析软件算出黑色部分缺陷的面积。由该黑色部分缺陷面积算出与各圆当量径对应的粒子数。
在本说明书中，将圆当量径0.1mm以上的黑色部分缺陷的个数低于5的供试材料作为焊接缺陷数量评价良好(○)，圆当量径0.1mm以上的黑色部分缺陷的个数为5以上的供试材料作为焊接缺陷数量评价不良(×)。评价结果一并示于表3、4。
热传导性的评价
导电率的测定/评价
导电率(IACS％)用导电率计(AUTOSIGMA 2000日本霍金株式会社(日本ホッキング株式会社)制)实施测定。将导电率超过45(IACS％)的供试材料作为导电率良好(○)，将导电率为45(IACS％)以下的供试材料作为导电率不良(×)。评价结果一并示于表3、4。
[表3]
表3：供试材料的评价结果(实施例)
[表4]
表4：供试材料的评价结果(比较例)
各供试材料的评价
示出关于最终板的评价结果的表3、4中的实施例1～21为本发明的组成范围内的最终板(冷轧退火材料、冷轧材料)，热轧的开始温度为500℃或450℃，激光焊接性评价(黑色部分缺陷)、形状冻结性和强度的评价(0.2％屈服强度)、成形性评价(伸长率)、热传导性评价(导电率)都为良好(○)。
此外，实施例9～14与实施例3相比，尽管Si、Fe、Cu、Mn等含量几乎相同，但由于含有规定量的Co、Nb或V，导电率在0.5～1.3％IACS的范围内上升。尤其，实施例9～13与实施例3相比，由于含有规定量的Co、Nb、V，伸长率的值也变高。
比较例1为冷轧退火材料，由于Fe含量高达0.31质量％，且V含量为0.42的过高含量，其焊接性评价不良(×)、热传导性评价不良(×)。
比较例2为冷轧退火材料，Si含量高达0.72质量％，其焊接性评价不良(×)。
比较例3为冷轧退火材料，由于Fe含量为0.51质量％的过高含量，其焊接性评价不良(×)。
比较例4为冷轧退火材料，由于Mn含量为1.6质量％的过高含量，其焊接性评价不良(×)，形状冻结性评价不良(×)，热传导性评价不良(×)。
比较例5为冷轧退火材料，由于Mn含量为0.5质量％的过低含量，其强度评价不良(×)。
比较例6为冷轧退火材料，由于Cu含量为0.5质量％的过高含量，其形状冻结性评价不良(×)，成形性评价不良(×)，热传导性评价不良(×)。
比较例7为本发明的组成范围内的冷轧退火材料，但由于热轧的开始温度为过高的600℃，其热传导性评价不良(×)。
比较例8为本发明的组成范围内的冷轧退火材料，但由于热轧的开始温度为过高的550℃，其热传导性评价不良(×)。
比较例9为冷轧材料，Si含量高达0.72质量％，其焊接性评价不良(×)。
比较例10为冷轧材料，Fe含量高达0.51质量％，其焊接性评价不良(×)。
比较例11为冷轧材料，由于Mn含量为1.6质量％的过高含量，其焊接性评价不良(×)，成形性评价不良(×)，热传导性评价不良(×)。
比较例12为冷轧材料，Cu含量为0.5质量％的过高含量，其热传导性评价不良(×)。
如上，如果采用本发明，能够提供具有能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。

Claims (2)

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0.05～0.29质量％的Fe，0.6～1.5质量％的Mn，0.05～0.6质量％的Si，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，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，作为不可避免的杂质的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。
2.一种成形性、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0.05～0.29质量％的Fe，0.6～1.5质量％的Mn，0.05～0.6质量％的Si，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，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，作为不可避免的杂质的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。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI700377B (zh) * 2018-08-23 2020-08-01 日商日本輕金屬股份有限公司 用於成形一體型防爆閥之電池蓋用鋁合金板及其製造方法
TWI709650B (zh) * 2018-09-21 2020-11-11 日商日本輕金屬股份有限公司 用於成形一體型防爆閥之電池蓋用鋁合金板及其製造方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5929855B2 (ja) * 2013-08-02 2016-06-08 日本軽金属株式会社 成形性、放熱性及び溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板
JP6536885B2 (ja) * 2015-06-15 2019-07-03 トヨタ自動車株式会社 電池容器の製造方法および電池容器
CN106521246B (zh) * 2016-10-10 2018-01-02 上海华峰新材料研发科技有限公司 用于电池外壳铝合金防爆阀的材料及其制造方法
CN107393718B (zh) * 2017-08-16 2019-09-20 韶关东阳光电容器有限公司 耐高温铝电解电容器
JP6780664B2 (ja) * 2017-12-05 2020-11-04 日本軽金属株式会社 一体型円形防爆弁成形用の電池蓋用アルミニウム合金板およびその製造方法
CN108206315A (zh) * 2017-12-24 2018-06-26 中山市榄商置业发展有限公司 一种新能源汽车电池组散热装置
CN109652681A (zh) * 2018-12-29 2019-04-19 安徽鑫铂铝业股份有限公司 一种利于高效散热的铝型材料及其制备方法
CN112210698B (zh) * 2020-09-14 2021-09-10 中国石油天然气股份有限公司 一种用于井下定时移除工具的铝基可溶合金及其制备方法
CN112195373A (zh) * 2020-11-09 2021-01-08 江苏常铝铝业集团股份有限公司 一种电池壳体用铝合金带材及其制造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH117922A (ja) * 1997-06-18 1999-01-12 Mitsubishi Cable Ind Ltd 密閉型電池の密閉構造
JPH11214856A (ja) * 1998-01-20 1999-08-06 Sumitomo Electric Ind Ltd ハードケース
JP2000104149A (ja) * 1998-09-29 2000-04-11 Kobe Steel Ltd 微細な再結晶粒組織を有するＡｌ−Ｍｎ系合金圧延材の製造方法
JP2002134069A (ja) * 2000-10-23 2002-05-10 Sky Alum Co Ltd 耐高温フクレ性に優れたケース用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP2002339049A (ja) * 2001-05-15 2002-11-27 Mitsubishi Alum Co Ltd 二次電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法
CN101100716A (zh) * 2006-07-03 2008-01-09 杰出材料科技股份有限公司 具有纳米复合相的铝合金及其应用
CN102628129A (zh) * 2011-02-01 2012-08-08 株式会社神户制钢所 电池壳体用铝合金板和电池壳体
WO2012105144A1 (ja) * 2011-02-02 2012-08-09 日本軽金属株式会社 成形性および溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板
WO2012105143A1 (ja) * 2011-02-02 2012-08-09 日本軽金属株式会社 成形性および溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3096615B2 (ja) * 1995-06-02 2000-10-10 三洋電機株式会社 アルミニウム外装缶の二次電池
JP3620955B2 (ja) 1997-12-09 2005-02-16 株式会社神戸製鋼所 角形電池ケース用アルミニウム合金板
JP3750966B2 (ja) 1998-06-10 2006-03-01 古河スカイ株式会社 電池ケース用Ａｌ−Ｍｎ系合金板およびその製造方法
JP3763088B2 (ja) 1998-06-26 2006-04-05 古河スカイ株式会社 耐フクレ性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP3853103B2 (ja) 1999-03-23 2006-12-06 株式会社神戸製鋼所 開缶性が優れたアルミニウム合金板の製造方法
JP3434236B2 (ja) 1999-05-12 2003-08-04 古河電気工業株式会社 密閉型角型電池外装缶用アルミニウム合金板の製造方法
JP3760262B2 (ja) 2001-06-21 2006-03-29 日本軽金属株式会社 パルスレーザー溶接性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
EP1300480A1 (en) 2001-10-05 2003-04-09 Corus L.P. Aluminium alloy for making fin stock material
JP4114342B2 (ja) * 2001-11-12 2008-07-09 松下電器産業株式会社 角型リチウムイオン二次電池
JP3702840B2 (ja) * 2001-11-26 2005-10-05 松下電器産業株式会社 角型リチウムイオン二次電池
JP4242225B2 (ja) * 2002-10-18 2009-03-25 住友軽金属工業株式会社 電池ケース用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP2004232009A (ja) * 2003-01-29 2004-08-19 Kobe Steel Ltd 電池ケース用アルミニウム合金板およびその製造方法ならびにアルミニウム合金製電池ケース
JP2006037129A (ja) * 2004-07-23 2006-02-09 Kobe Steel Ltd 二次電池ケースの封口板用アルミニウム合金板
JP4281727B2 (ja) * 2005-10-13 2009-06-17 日本軽金属株式会社 電池蓋用アルミニウム合金板
CN100590214C (zh) * 2006-04-13 2010-02-17 深圳市比克电池有限公司 一种用于制造电池外壳的铝合金
JP5396701B2 (ja) * 2007-08-22 2014-01-22 日本軽金属株式会社 アルミニウム合金板製電池ケース
JP2009256754A (ja) 2008-04-21 2009-11-05 Sumitomo Light Metal Ind Ltd レーザー溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム板
CN102400015B (zh) * 2010-09-14 2015-05-06 株式会社神户制钢所 电池箱用铝合金板和电池箱
CN102453819B (zh) 2010-10-26 2014-05-07 上海中天铝线有限公司 导电率为59%的中强度铝合金线的制造方法
JP5684617B2 (ja) 2011-03-22 2015-03-18 三菱アルミニウム株式会社 レーザ溶接性に優れる二次電池大型角型缶用高強度アルミニウム合金板及びその製造方法
CN102925758A (zh) 2012-10-25 2013-02-13 苏州有色金属研究院有限公司 锂离子电池壳用铝合金

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH117922A (ja) * 1997-06-18 1999-01-12 Mitsubishi Cable Ind Ltd 密閉型電池の密閉構造
JPH11214856A (ja) * 1998-01-20 1999-08-06 Sumitomo Electric Ind Ltd ハードケース
JP2000104149A (ja) * 1998-09-29 2000-04-11 Kobe Steel Ltd 微細な再結晶粒組織を有するＡｌ−Ｍｎ系合金圧延材の製造方法
JP2002134069A (ja) * 2000-10-23 2002-05-10 Sky Alum Co Ltd 耐高温フクレ性に優れたケース用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP2002339049A (ja) * 2001-05-15 2002-11-27 Mitsubishi Alum Co Ltd 二次電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法
CN101100716A (zh) * 2006-07-03 2008-01-09 杰出材料科技股份有限公司 具有纳米复合相的铝合金及其应用
CN102628129A (zh) * 2011-02-01 2012-08-08 株式会社神户制钢所 电池壳体用铝合金板和电池壳体
WO2012105144A1 (ja) * 2011-02-02 2012-08-09 日本軽金属株式会社 成形性および溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板
WO2012105143A1 (ja) * 2011-02-02 2012-08-09 日本軽金属株式会社 成形性および溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ASM HANDBOOK COMMITTEE: "Properties of Wrought Aluminum and Aluminum Alloys", 《ASM HANDBOOK》 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI700377B (zh) * 2018-08-23 2020-08-01 日商日本輕金屬股份有限公司 用於成形一體型防爆閥之電池蓋用鋁合金板及其製造方法
TWI709650B (zh) * 2018-09-21 2020-11-11 日商日本輕金屬股份有限公司 用於成形一體型防爆閥之電池蓋用鋁合金板及其製造方法

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