JP2014227590A - 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】Fe:0.80〜2.00mass%、Si:0.03〜0.20mass%、Cu:0.05〜1.00mass%、Ti:0.004〜0.050mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる電池ケース用アルミニウム合金板。
【選択図】図1
Description
1.アルミニウム合金の成分組成
先ず、本発明に係る電池ケース用アルミニウム合金板の成分組成と限定理由について説明する。
Feは強度、レーザ溶接性及び成形性に大きな影響を及ぼす重要な成分元素である。母相中で大部分のFeがAl−Fe系金属間化合物として存在している。Al−Fe系金属間化合物が存在することで、レーザ吸収率が増加し、レーザ溶接時の溶け込みを深くする効果が発揮される。また、Al−Fe系金属間化合物によって、強度が増加する。更に、Al−Fe系金属間化合物によって鋳造工程以降の後工程、例えば熱間圧延時やその後の焼鈍時における再結晶挙動が変化するため、Fe量は粗大結晶粒が原因で生起する成形後の肌荒れの発生に大きな影響を及ぼす。
Siはレーザ溶接性及び成形性に大きな影響を及ぼす元素である。Si含有量が0.03%未満では、高純度のアルミニウム地金を使用する必要があり原料コストが増加する。一方で、0.20%を超えると、液相線と固相線の温度差が大きくなる。この温度差が大きくなることで、レーザ溶接直後の凝固時において残存する液相量が増え、その液相残存部に凝固収縮の応力が加わって溶接割れが発生し易くなる。また、粗大なAl−Fe−Si系化合物が晶出し、溶け込み深さやビード幅が不均一となるだけでなく、成形加工中に亀裂発生の起点となる。
Cuは強度及びレーザ溶接性に大きな影響を及ぼす元素である。Cuの大部分はマトリックス中に固溶することで、強度を増加させ、熱伝導率を減少させる。熱伝導率の減少によりレーザ吸収率が増加するため、低出力でもレーザ溶接の溶け込みが深くすることができる。その結果、Cuを添加しない場合と比べるとエネルギー投入量が少なくて済むため、製造コストの低減が図られる。Cu含有量が0.05%未満では上記効果が十分ではない。一方、Cuの添加により液相線と固相線の温度差が大きくなるため、Cu含有量が1.00%を超えると溶接割れが発生し易くなる。以上により、Cu含有量を0.05〜1.00%とする。なお、好ましいCu含有量は0.20〜0.80%であり、更に好ましいCu含有量は0.25〜0.80%である。
Tiは、アルミニウム合金の凝固組織に大きな影響を及ぼす元素である。Ti含有量が0.004%未満では、鋳塊の結晶粒が微細化されず粗大結晶粒組織となり、アルミニウム合金板にスジ状不具合が発生する原因となるだけでなく、成形後の肌荒れの原因となる。また、レーザ溶接部の凝固組織の微細化効果が小さくなるため、溶接割れの原因となる。一方、Ti含有量が0.050%を超えると、レーザ溶接部の凝固組織の微細化効果が飽和する。更に、粗大なAl−Ti系金属間化合物が形成され、この金属間化合物により局所的にレーザ吸収率が増加し、溶け込み深さやビード幅が不均一となってレーザ溶接の安定性が悪化する。以上により、Ti含有量は0.004〜0.050%とする。なお、好ましいTi含有量は、0.007〜0.030%である。
不可避的不純物として、上記以外の成分、例えば、Mn、Mg、Cr、Zn、Zr等の含有量を各々が0.05%以下、合計で0.15%以下であれば、電池ケース用アルミニウム合金板としての特性を損なうことがない。
次に、本発明に係る電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法について詳細に説明する。本発明に係る電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法は、請求項1に記載の電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金の鋳造工程と;面削工程と;面削工程の前又は後の均質化処理工程と;熱間粗圧延段階と熱間仕上圧延段階とからなる熱間圧延工程と;冷間圧延工程と;焼鈍工程と;前記均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程及び焼鈍工程の少なくともいずれかの工程の前又は後に鋳塊又は圧延板を表面処理する表面処理工程と;を備え、前記焼鈍工程は、冷間圧延工程の途中の中間焼鈍段階及び冷間圧延工程後の最終焼鈍段階の少なくともいずれかを備えることを特徴とするものである。
まず、上記成分組成範囲内に調整されたアルミニウム合金溶湯に脱ガス処理、ろ過処理等の溶湯処理を適宜施した後、DC鋳造法、CC鋳造法等の常法に従い鋳造する。本発明者らは、最終板厚のアルミニウム合金板表面に相当する鋳塊厚み位置の鋳造凝固速度が20℃/秒を超えると、成形後のアルミニウム合金板の表面品質及び成形安定性が悪化することを見出した。
鋳造工程後の鋳塊は、鋳塊表面の状態や形状、かつ鋳塊内における鋳造凝固速度の分布に応じて、面削を施してもよい。鋳塊表面が起伏に富んだ形状の場合や、鋳塊表面に鋳造工程で形成した又は付着した酸化物や汚れがある場合において、後工程の熱間圧延や冷間圧延を施すと、最終板において筋状模様や疵の原因となるため面削を施す。面削量は、上述のように最終板表面に相当する鋳塊厚み位置における鋳造凝固速度が2〜20℃/秒となるように決定するのが好ましい。また、鋳塊表面が平滑で、かつ表面に存在する酸化物や汚れが少なくても、鋳塊表面の鋳造凝固速度が2℃/秒未満あるいは20℃/秒を超える場合は、最終板表面に相当する鋳塊厚み位置における鋳造凝固速度が2〜20℃/秒となるように面削を施す。なお、後述する表面処理工程と組み合わせる場合、表面溶解量も考慮した上で面削量を決定すれば良い。
鋳造工程後の均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程及び焼鈍工程の少なくともいずれかの前後において、鋳塊表面の汚れや酸化膜の除去を目的として、アルカリ性溶液又は酸性溶液によって鋳塊表面を処理する表面処理工程を設けても良い。表面処理工程では、アルミニウム合金板表面の一部が溶解されるため、最終板表面に相当する鋳塊厚み位置における鋳造凝固速度が2〜20℃/秒となるように表面溶解量を決定するのが好ましい。なお、表面処理工程は、均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程のいずれの工程の前あるいは後に設けても良い。また、表面処理工程は1回あるいは複数回設けても良い。
鋳塊を温度450〜620℃で保持時間1〜20時間で均質化する均質化処理工程が設けられる。均質化処理の温度が450℃未満又は均質化処理の保持時間が1時間未満では、均質化効果が小さく、後述の熱間粗圧延段階及び熱間仕上圧延段階、ならびに、中間焼鈍段階及び最終焼鈍段階において再結晶粒が粗大化する。このような粗大再結晶粒が原因となって、成形後に肌荒れが発生し易くなる。均質化処理の温度が620℃を超えると、鋳塊の一部が溶解してしまい、アルミニウム合金板を安定的に生産することが出来ない。また、均質化処理の保持時間が20時間を超えても均質化効果が向上せず、製造コストの観点から不経済となる。以上により、均質化処理条件は、温度450〜620℃で保持時間1〜20時間とすることが好ましく、温度480〜600℃で保持時間3〜15時間とすることがより好ましい。
熱間圧延工程は、熱間粗圧延段階と熱間仕上圧延段階とから構成されるが、熱間粗圧延段階の前に加熱保持段階を備えるようにしてもよい。
熱間圧延工程の熱間粗圧延段階の前に加熱保持段階を設ける場合は、この段階において圧延前の鋳塊が所定温度で所定時間加熱される。ここで、熱間圧延工程前に前述の均質化処理を行わないで、熱間圧延工程における加熱保持段階を適切な条件(保持温度と保持時間)に設定することにより、この加熱保持段階をもって、熱間圧延前の加熱効果と共に均質化処理効果も付与される。このように、均質化処理工程を加熱保持段階によって代替することにより、均質化処理とほぼ同様の効果が得られるだけでなく、面削工程前後に均質化処理工程を設けた場合に比べて、製造工程数や製造コストの削減の点で有利となる。一方で、均質化処理を行わず、かつ、均質化処理効果が得られない条件で加熱保持段階を行った場合には、後続の熱間粗圧延段階及び熱間仕上圧延段階、ならびに、中間焼鈍段階及び最終焼鈍段階において再結晶粒が粗大化し、成形後の肌荒れが発生し易い。
熱間粗圧延開始温度が380℃未満では熱間粗圧延終了後の均一な再結晶組織が得られず、成形後の肌荒れの原因となる場合がある。一方、熱間粗圧延開始温度が550℃を超えると、熱間粗圧延終了後の再結晶粒が粗大化して、成形後の肌荒れの原因となる場合がある。また、圧延時にロール表面に生成される酸化物(ロールコーティング)がアルミニウム合金板表面に転写されるため、スジ状不具合の原因となる場合もある。以上により、熱間粗圧延開始温度は380〜550℃とするのが好ましい。
熱間仕上圧延方式には、複数の圧延機を組み合わせたタンデム方式と単独の圧延機で熱間圧延を施すリバース方式が挙げられる。熱間仕上圧延とは、タンデム方式の場合、複数の圧延機を組み合わせた圧延のことを言い、またリバース方式の場合、コイルに巻き取られる直前の圧延から最終圧延までのことを言う。熱間仕上圧延が開始される板厚としては、15〜40mm程度である。また熱間粗圧延が終了後、すぐに熱間仕上圧延が施されるため、熱間粗圧延終了温度と熱間仕上圧延開始温度の温度差は20℃以内とする。温度差が20℃以内であれば、成形性が損なわれることは無い。なお、通常は、熱間仕上圧延開始温度が熱間粗圧延終了温度よりも低い。
熱間仕上圧延工程にかけられた圧延材は、冷間圧延工程にかけられる。この冷間圧延工程における圧下率は、続く焼鈍工程(中間焼鈍段階又は最終焼鈍段階)における再結晶挙動に大きな影響を及ぼす。圧下率が50%未満では、蓄積される歪量が小さいため再結晶粒が粗大化する場合がある。その結果、成形後の肌荒れの原因となる。一方、圧下率が85%を超えると、冷間圧延回数が増加するため製造コストの観点で好ましくない。そのため、熱間圧延工程後の冷間圧延工程における圧下率は、50〜85%とするのが好ましい。
最終アルミニウム合金板の調質に合わせて、前述の冷間圧延工程後に最終焼鈍段階にかけてもよく、或いは、前述の冷間圧延工程後に中間焼鈍段階にかけた後に、更なる冷間圧延工程として最終冷間圧延工程にかけてもよい。最終焼鈍段階及び中間焼鈍段階の条件としては特に限定されず、常法に従って行えばよい。好ましい焼鈍条件としては、バッチ式焼鈍炉を用いる場合は温度350〜450℃で1〜8時間の保持時間であり、連続焼鈍炉を用いる場合は温度400〜550℃で0〜30秒の保持時間である(ここで、保持時間0秒とは、所定温度に到達した後に直ちに冷却することを意味する)。また、中間焼鈍段階後の最終冷間圧延工程条件についても常法に従って行えばよいが、圧下率は通常20〜60%が好ましい。なお、最終冷間圧延工程あるいは最終焼鈍段階後に、レベラー矯正工程、前述の表面処理工程、有機溶媒や温水を用いる脱脂工程、アルミニウム合金板を重ねたとき擦り傷が発生しないように油を塗布する塗油工程などを設けてもよい。
表1に示す組成のアルミニウム合金を用いて、半連続鋳造法により厚み550mmの鋳塊を鋳造した。得られた鋳塊を面削工程にかけた後に、温度540℃で保持時間4時間の均質化処理工程にかけた。次いで、鋳塊を一度室温まで冷却した。そして、冷却した鋳塊を開始温度が430℃で終了温度が360℃の熱間粗圧延段階にかけ、次いで、圧延板を終了温度が270℃の熱間仕上圧延段階にかけて、板厚3mmの熱間圧延板を得た。得られた熱間圧延板を冷間圧延工程にかけた。その後、冷間圧延板を、バッチ式焼鈍炉を用いて温度390℃で保持時間3時間の最終焼鈍段階にかけて、最終厚さ0.8mmのアルミニウム合金板を得た。
上記アルミニウム合金板試料の、2枚の圧延材(短辺:60mm、長辺:100mm、厚さ:0.8mm)を長辺同士で突合わせて、全長100mmにわたってレーザ溶接試験を行った。なお、突合せ面にはフライス盤を用いて平面加工を施した。溶接速度として、5m/分、15m/分で溶接を行った。集光径は0.1mmφ、レーザ溶接時の出力は最終板の板厚0.8mmに対して平均溶け込み深さが70%となるように調整し、連続波(CW、Continuous Wave)条件でレーザ溶接した。終端部で出力を段階的に低下させる終端処理は行わなかった。
上記レーザ溶接後の試料について、溶接部の全長(100mm)にわたって外観を目視で観察した。更に、溶接部断面(溶接方向に対する直交断面)を目視で10視野観察した。なお、溶接部断面における各視野の間隔は5mm以上設けた。
健全性評価と同様にして、レーザ溶接後の試料について外観観察と断面観察を行った。ビード幅に関しては、溶接部の全長100mmにおいて任意位置のビード幅を10箇所測定し、その平均ビード幅waveを算出した。また,溶け込み深さに関しては、溶接部断面(溶接方向に対し直行断面)10視野における溶け込み深さを測定し、その平均溶け込み深さでdaveを算出した。なお、溶接部表面及び断面における各視野の間隔は5mm以上設けた。
上記アルミニウム合金板に対して多段成形、具体的には3段の絞り試験及び10段のしごき成型を施して、図1に示す角型の電池ケースを成形した。この電池ケースは、幅30mm、高さ8mm、奥行45mm(不図示)で、側面の平均板厚0.62mm、上面及び底面の平均板厚0.51mmで、角Rが1.5mmの角形断面を有する。
上記アルミニウム合金板試料を用いて、JIS Z 2201で規定されるJIS5号試験片を作製し、室温でJIS 2241に準拠して引張り試験を行った。引張り強さが100MPa以上のものを合格とした。結果を表2に示す。
粗大結晶粒の発生により成形性が悪化した。
Claims (1)
- Fe:0.80〜2.00mass%、Si:0.03〜0.20mass%、Cu:0.05〜1.00mass%、Ti:0.004〜0.050mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる電池ケース用アルミニウム合金板。
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- 2013-05-25 JP JP2013110452A patent/JP2014227590A/ja active Pending
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