JP2013014836A - 成形性、溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】Si:0.01〜0.4質量%、Fe:0.01〜0.5質量%、Co:0.003〜0.5質量%を含有し、残部Alおよび不可避的不純物からなり、円相当径3μm以上の第2相粒子数が100個/mm2未満である金属組織を有するアルミニウム合金板。
その冷延焼鈍板は、30%以上の伸びの値を呈する。
【選択図】なし
Description
そこで、1000系をベースとしたレーザー溶接性に優れる二次電池容器用アルミニウム合金板も開発されている。特許文献3では、A1000系アルミニウム材をパルスレーザー溶接により、異常部の発生が防止され、均一に良好な溶接部を形成することができるパルスレーザー溶接用アルミニウム合金材及び電池ケースが記載されている。これによると、従来、鋳造過程における結晶粒の粗大化を抑制するために添加されていたTiが溶接部に悪影響を与えており、パルスレーザー溶接によりA1000系アルミニウムを溶接した時の異常部の形成を防止するためには、純アルミニウム中に含まれるTiを0.01質量%未満に規制すればよいとのことである。
ところで、近年では、アルミニウム合金製のリチウムイオン電池用容器とその蓋は、パルスレーザー溶接により接合されることが一般的となっている。前述のように、比較的厚肉の1000系の板材では、成形性に優れ、異常ビード数は低下するが、熱伝導性が良好なこともあり、パルスレーザー溶接するためには、1パルス当たりのエネルギーを高くする等して、より過酷な条件で接合を行う必要がある。しかしながら、1000系の板材であっても、このように過酷な条件下でレーザー溶接を行うと、溶接ビードにアンダーカット、ブローホールと呼ばれる溶接欠陥が発生することが問題となる。
本発明は、このような課題を解決するために案出されたものであり、大型リチウムイオン電池容器に適用可能な厚みを有しており、しかも成形性にも優れ、さらにレーザー溶接性にも優れた1000系アルミニウム合金板を提供することを目的とするものである。
30%以上の伸びの値を有するものが好ましい。
また、容器を形作る方法としてプレス法が用いられるのが一般的であるから、用いる材料自身に優れたプレス成形性を有することが要求される。
ところで、レーザー溶接性に関しては、(1)溶接ビード幅の安定性、溶け込み深さの安定性や(2)溶接ビードにおけるアンダーカット、ブローホール等の溶接欠陥生成の抑制、が課題として挙げられる。
一般的には、容器の材料として1000系のアルミニウム合金板を用いると、溶接ビード幅が安定性し、溶接ビードにおけるアンダーカット、ブローホール等の溶接欠陥が少なくなることが判っている。
また、1000系のアルミニウム合金板は、熱伝導性が良好であるため、肉厚の材料をパルスレーザー溶接するためには、1パルス当たりのエネルギーを高くする等して、より過酷な条件で接合を行う必要がある。
以下にその内容を説明する。
Fe:0.01〜0.5質量%
Feは、金属間化合物であるAl3Feを構成する元素であるため、溶接欠陥を低減するためには、できるだけその含有量を減らすことが望ましい。しかしながら、Fe含有量が0.01質量%未満であると、高純度のアルミニウム地金を使用することとなり、コストアップを免れないため、好ましくない。
Fe含有量が0.5質量%を超えると、鋳塊鋳造時にAl3Feの粗大な金属間化合物が晶出して、最終板における成形性が低下するとともに、これら金属間化合物はレーザー溶接時にAlマトリックスに比べ蒸発しやすく、アンダーカット、ブローホール等の溶接欠陥数が増加して溶接性が低下するため、好ましくない。
従って、Fe含有量は、0.01〜0.5質量%の範囲とする。より好ましいFe含有量は、0.01〜0.4質量%の範囲である。さらに好ましいFe含有量は、0.02〜0.4質量%の範囲である。
Siは成形性を低下させる元素であり、単体Siとして粒界に晶析出しやすく、準安定相とされるAl6Feの晶出を促進する元素でもあるため、溶接欠陥を低減するためには、できるだけその含有量を減らすことが望ましい。しかしながら、Si含有量が0.01質量%未満であると、高純度のアルミニウム地金を使用することとなり、コストアップを免れないため、好ましくない。
Si含有量が0.4質量%を超えると、鋳塊鋳造時にAl6Feの粗大な金属間化合物が晶出し、単体Siが粒界に晶析出しやすく、最終板における成形性が低下するとともに、これら金属間化合物はレーザー溶接時にAlマトリックスに比べ蒸発しやすく、アンダーカット、ブローホール等の溶接欠陥数が増加して溶接性が低下するため、好ましくない。
従って、Si含有量は、0.01〜0.4質量%の範囲とする。より好ましいSi含有量は、0.01〜0.3質量%の範囲である。さらに好ましいSi含有量は、0.02〜0.2質量%の範囲である。
Coは、凝固中のスラブの液相において、非常に微細な共晶Al9Co2のクラスターを生成させるため、極めて重要な元素である。適切なCo/Feの初期濃度比の範囲内で、この共晶Al9Co2のクラスターは共晶Al3Feよりも先に生成して、共晶Al3Feの核として作用すると考えられる。また、Co/Feの初期濃度比が比較的大きい場合には、凝固中のスラブの液相中において、このクラスターを核として共晶Al9Co2が晶出するとともに、共晶Al3Feの晶出は熱力学的に抑制される。このため、Coは、Co/Feの初期濃度比及び凝固時の冷却速度にもよるが、(1)共晶Al3Feの晶出サイトの密度を増加させて共晶Al3Feを微細化させる効果、及び(2)共晶Al3Feの晶出を熱力学的に抑制する効果、の2つの効果がある。
Co含有量が0.003質量%未満であると上記のような効果が発現しない。Co含有量が0.5質量%を超えると、単に製造コストが増加するため、好ましくない。したがって、Co含有量は、0.003〜0.5質量%の範囲とする。より好ましいCo含有量は、0.004〜0.3質量%の範囲である。さらに好ましいCo含有量は、0.005〜0.1質量%の範囲である。
レーザー溶接の溶接ビードにおけるアンダーカット、ブローホール等の溶接欠陥を低減するためには、金属組織における円相当径3μm以上の第2相粒子数が100個/mm2未満とする必要がある。このような金属組織を有していれば、確率的に見て比較的粗いAl3Fe等の金属間化合物の存在密度が低くなり、レーザー溶接の溶接ビードにおけるアンダーカット、ブローホール等の溶接欠陥を低減することができる。
本願発明の合金組成範囲において、0.003〜0.5質量%のCoを含有させることにより、共晶Al3Feの晶出抑制及び微細化を達成することが可能となり、金属組織における円相当径3μm以上の第2相粒子数が100個/mm2未満とすることができる。
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる含有量は、例えば、Ni、Mo、Zrの各0.50質量%未満、Cu、Mn、Mg、Zn、Ti、B、Ga、V及びNbの各0.01質量%未満、Pb、Bi、Sn、Na、Ca、Srについては、それぞれ0.005質量%未満、その他各0.02質量%未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
ところで、1000系アルミニウム合金板を大型リチウムイオン電池容器等に適用するに当たっては、優れたレーザー溶接性を有するだけでなく、成形性にも優れることが必要である。材料の成形性は引張り試験時の伸びの値で知ることができる。
詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、大型リチウムイオン電池容器等に適用する本発明の1000系アルミニウム合金板としては、伸びの値が30%以上なる特性を有するものが好適である。
溶解・溶製
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常30分以上取ることが望ましい。
必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。
インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−60℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、0.20cc/100g以下に低減することが好ましい。
また、鋳塊に過飽和に固溶している水素ガスは、熱間圧延工程前の均質化処理の条件にもよるが、最終板の成形後のレーザー溶接時に析出して、ビードに多数のブローホールを発生させる場合もある。このため、より好ましい鋳塊の水素ガス量は、0.15cc/100g以下である。
鋳塊は、半連続鋳造(DC鋳造)によって製造する。通常の半連続鋳造の場合は、鋳塊の厚みが一般的には400〜600mm程度であるため、鋳塊中央部における凝固冷却速度が1℃/sec程度である。このため、特にFe、Mnの含有量が高いアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造する場合には、鋳塊中央部にはAl−Fe−Si等の比較的粗い金属間化合物がアルミニウム合金溶湯から晶出する傾向がある。
半連続鋳造法により鋳造して得た鋳塊に均質化処理を施す。
均質化処理は、圧延を容易にするために鋳塊を高温に保持して、鋳造偏析、鋳塊内部の残留応力の解消を行なう処理である。本発明において、保持温度420〜620℃で1時間以上保持することが必要である。この場合、鋳造時に晶出した金属間化合物を構成する遷移元素等をマトリックスにある程度固溶させるための処理でもある。この保持温度が低すぎ、或いは保持温度が短い場合には、上記遷移元素等の固溶が進まず、再結晶粒が粗くなり、DI成形後の外観肌が綺麗に仕上がらない虞がある。また、保持温度が高すぎると、鋳塊の水素量にもよるが、膨れを起こすおそれがある。より好ましい均質化処理温度は、420〜600℃である。
所定時間高温に保持された鋳塊は、均質化処理後そのままクレーンで吊るされて、熱間圧延機に持ち来たされ、熱間圧延機の機種にもよるが、通常何回かの圧延パスによって熱間圧延されて所定の厚み、例えば4〜8mm程度の熱延板としてロールに巻き取る。
熱間圧延板を巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。この際、冷間圧延によって導入される塑性歪により加工硬化が起こるため、必要に応じて、中間焼鈍処理が行なわれる。通常中間焼鈍は軟化処理でもあるので、材料にもよるがバッチ炉に冷延ロールを挿入し、300〜450℃の温度で、1時間以上の保持を行なってもよい。保持温度が300℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が450℃をこえると、処理コストの増大を招く。また、中間焼鈍は、連続焼鈍炉によって例えば400℃〜550℃の温度で15秒以内保持し、その後急速に冷却すれば、溶体化処理を兼ねることもできる。保持温度が400℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が550℃をこえると、膨れを起こすおそれがある。
本発明において、最終冷間圧延の後に行なわれる最終焼鈍は、例えば焼鈍炉によって温度300〜500℃で1時間以上保持するバッチ処理であってもよいが、連続焼鈍炉によって例えば400℃〜550℃の温度で15秒以内保持し、その後急速に冷却すれば、溶体化処理を兼ねることもできる。
いずれにしても、本発明において最終焼鈍は必ずしも必須ということではないが、通常のDI成形における成形性を考慮すると、最終板はある程度の伸びを有することが望ましい。金型成形工程における成形性も考慮すると、焼鈍材、若しくは溶体化処理材としておくことが望ましい。
成形性よりも機械的強度を優先する場合には冷延まま材で提供する。
最終焼鈍を施す場合の最終冷延率は、50〜90%の範囲であることが好ましい。最終冷延率がこの範囲であれば、焼鈍後の最終板における平均再結晶粒を20〜100μmにして、伸びの値を30%以上にすることができ、成形後の外観肌を綺麗に仕上げることができる。さらに好ましい最終冷延率は、60〜90%の範囲である。
一方、最終焼鈍を施さずに冷延まま材とするときの最終冷延率は、5〜40%の範囲とすることが好ましい。DI成形時にしごき加工が多くなる場合には、焼鈍材よりも若干硬い最終板を提供する必要がある。さらに好ましい最終冷延率は、10〜30%の範囲である。
以上のような通常の工程を経ることにより、二次電池容器用アルミニウム合金板を得ることができる。
所定の各種インゴットを計量、配合して、離型材を塗布した#20坩堝に6kgずつ(合計8つの供試材)のインゴットを挿入装填した。これら坩堝を電気炉内に挿入して、780℃で溶解して滓を除去し、その後、溶湯温度を760℃に保持し、次いで脱滓用フラックス各6gをアルミニウム箔に包んでフォスフォライザーにて押し込み添加した。
次いで、溶湯中にランスを挿入して、N2ガスを流量1.0L/minで10分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。その後30分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去し、さらにスプーンで成分分析用鋳型にディスクサンプルを採取した。
次いで、治具を用いて順次坩堝を電気炉内から取り出し、予熱しておいた金型(250mm×200mm×30mm)にアルミニウム溶湯を鋳込んだ。各供試材のディスクサンプルは、発光分光分析によって、組成分析を行なった。その結果を表1に示す。
この鋳塊を電気加熱炉に挿入して、100℃/hrの昇温速度で430℃まで加熱し、430℃×1時間の均質化処理を行い、続いて熱間圧延機にて6mm厚さとなるまで熱間圧延を施した。
冷延焼鈍板は、前記熱間圧延板に中間焼鈍を施すことなく冷間圧延を施して、1mmの冷延板を得た。この場合の最終冷延率は83%であった。最終焼鈍は、冷延板をアニーラーに挿入して、390℃×1時間焼鈍処理後、アニーラーから冷延板を取り出して空冷した。
成形性の評価
得られた最終板の成形性評価は、引張り試験の伸び(%)によって行った。
具体的には、引張り方向が圧延方向と平行になるようにJIS5号試験片を採取し、JISZ2241に準じて引張り試験を行って、引張強度、0.2%耐力、伸び(破断伸び)を求めた。
冷延後に焼鈍を施した最終板において、伸びの値が30%以上であった供試材を成形性良好(○)とし、30%未満であった供試材を成形性不良(×)とした。評価結果を表2に示す。
得られた最終板について、パルスレーザー照射を行なって、レーザー溶接性の評価を行なった。LUMONICS社製YAGレーザー溶接機JK701を用いて、周波数37.5Hz、溶接速度400mm/min、パルス当たりのエネルギー9.0J、パルス幅1.5msec、シールドガス(窒素)流量1.5(L/min)の条件にて、同供試材の2枚の板を端部同士隙間なく、突き合わせて当該部分に沿って全長100mm長さのパルスレーザー溶接を行なった。
溶接欠陥数の測定/評価
次に、レーザー溶接性の評価として、溶接部に発生した溶接欠陥数を測定した。まず、上記100mm長さの溶接線のうち、溶接スタート部の20mm長さの溶接線を除く、残りの80mm長さの領域を測定領域として決めた。溶接スタート近傍部は不安定なため除いたのである。
そして、図3に示すように80mm長さの溶接線に沿って形成された溶接ビード断面をX線CT検査によって、溶接線に平行な板厚断面におけるX線CT画像を得た。さらにこのX線CT画像を基にして画像編集ソフトによって黒色欠陥部を検出し、画像解析ソフトにより黒色部欠陥の面積を算出した。この黒色部欠陥面積から各円相当径に対応する粒子数を算出した。
本明細書において、円相当径0.4mm以上である黒色部欠陥の個数が10未満であった供試材を溶接欠陥数評価良好(○)とし、円相当径0.4mm以上である黒色部欠陥の個数が10以上であった供試材を溶接欠陥数評価不良(×)とした。評価結果を、表2に示す。
実施例1〜7の供試材は、本発明の合金組成の範囲内であり、溶接欠陥数も基準の10個未満を十分に満足するため、レーザー溶接性に優れている。しかも、引張り試験における伸びの値も30%以上であるため、成形性にも優れている。比較例1の供試材は、Co含有量が0.0001質量%と極めて低く、溶接欠陥数が12個であり、レーザー溶接性に劣る。比較例2の供試材は、Co含有量が0.0005質量%と低く、溶接欠陥数が12個であり、レーザー溶接性に劣る。比較例3の供試材は、Co含有量が0.0008質量%と低く、溶接欠陥数が11個であり、レーザー溶接性に劣る。比較例4の供試材は、Fe含有量が0.70質量%と高く、溶接欠陥数が24個であり、レーザー溶接性に劣る。比較例5の供試材は、Si含有量が0.42質量%と高く、溶接欠陥数が17個であり、レーザー溶接性に劣る。比較例6の供試材は、Si含有量が0.65質量%と高く、溶接欠陥数が10個であり、レーザー溶接性に劣る。
画像解析結果を表3に示す。
各供試材の金属組織における第2相粒子の画像解析の結果、実施例1〜7について円相当径3μm以上の第2相粒子数が100個/mm2未満であり、比較的粗いAl3Fe等の金属間化合物の存在密度が低いと考えられ、評価良好(○)であった。これらに対して、比較例1〜6について、円相当径3μm以上の第2相粒子数が100個/mm2以上であり、比較的粗いAl3Fe等の金属間化合物の存在密度が高いと考えられ、評価不良(×)であった。これら金属組織における第2相粒子の画像解析の評価結果は、前述のレーザー溶接性の評価結果と一致する。
Claims (2)
- Si:0.01〜0.4質量%、Fe:0.01〜0.5質量%、Co:0.003〜0.5質量%を含有し、残部Alおよび不可避的不純物からなり、円相当径3μm以上の第2相粒子数が100個/mm2未満である金属組織を有することを特徴とする成形性、溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板。
- 伸びの値が30%以上あることを特徴とする請求項1に記載の成形性、溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板。
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