JPH11350057A - ケース用Ａｌ−Ｍｎ系合金板およびその製造方法 - Google Patents
ケース用Ａｌ−Ｍｎ系合金板およびその製造方法Info
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- JPH11350057A JPH11350057A JP10162378A JP16237898A JPH11350057A JP H11350057 A JPH11350057 A JP H11350057A JP 10162378 A JP10162378 A JP 10162378A JP 16237898 A JP16237898 A JP 16237898A JP H11350057 A JPH11350057 A JP H11350057A
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- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 加熱および内圧が加わる小型ケース、例え
ば、小型電池ケースの素材として、成形特性に優れケー
ス使用時にフクレの生じにくい性質を備えたＡｌ−Ｍｎ
系合金板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｎ０．８〜２％を含み、Ｓｉが０．０
４〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．６％に制御さ
れ、さらにＣｕ０．０５〜０．２５％、Ｃｒ０．０２〜
０．１％を含み残部不可避的不純物とＡｌからなる組成
で、Ｍｎ固溶量が０．１５％以上で、圧延方向の耐力Ｙ
Ｓが１５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt%]）
＋１７０の範囲にあり、圧延方向断面での結晶粒平均面
積が１００μｍ2 以上かつ５００μｍ2 未満であるＡｌ
−Ｍｎ系合金板。
ば、小型電池ケースの素材として、成形特性に優れケー
ス使用時にフクレの生じにくい性質を備えたＡｌ−Ｍｎ
系合金板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｎ０．８〜２％を含み、Ｓｉが０．０
４〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．６％に制御さ
れ、さらにＣｕ０．０５〜０．２５％、Ｃｒ０．０２〜
０．１％を含み残部不可避的不純物とＡｌからなる組成
で、Ｍｎ固溶量が０．１５％以上で、圧延方向の耐力Ｙ
Ｓが１５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt%]）
＋１７０の範囲にあり、圧延方向断面での結晶粒平均面
積が１００μｍ2 以上かつ５００μｍ2 未満であるＡｌ
−Ｍｎ系合金板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は電池ケース等の成形
用素材となるＡｌ−Ｍｎ系合金板およびその製造方法を
提示するもので、特に成形特性に優れるため安定的・効
率的なケース製造が可能で、さらに自動車内放置等で想
定される７０〜９０℃の加熱および内圧発生時にもケー
スの変形が少ないため、軽量・安全が要求される小型軽
量の角形Ｌｉイオン電池のような電子機器用電池のケー
ス素材として好適な素材を提供するものである。
用素材となるＡｌ−Ｍｎ系合金板およびその製造方法を
提示するもので、特に成形特性に優れるため安定的・効
率的なケース製造が可能で、さらに自動車内放置等で想
定される７０〜９０℃の加熱および内圧発生時にもケー
スの変形が少ないため、軽量・安全が要求される小型軽
量の角形Ｌｉイオン電池のような電子機器用電池のケー
ス素材として好適な素材を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】電池ケース等のケース用プレス成形素材
として、鉄系材料に代りＡｌ合金を用いることはケース
の軽量化のために有利である。例えば、従来、携帯電話
等に搭載される角形の小型Ｌｉイオン二次電池の角型ケ
ースは、複数工程の絞り、しごき加工を組み合わせた多
段のプレス加工により成形されるものであり、スチール
板を成形素材とするのが一般的であったが、軽量化の要
求によりアルミニウム合金板を素材とするものが一部で
実用化されている。この角型電池等のケース用材とし
て、耐食性に優れるＡｌ−Ｍｎ系の材料が好適である。
として、鉄系材料に代りＡｌ合金を用いることはケース
の軽量化のために有利である。例えば、従来、携帯電話
等に搭載される角形の小型Ｌｉイオン二次電池の角型ケ
ースは、複数工程の絞り、しごき加工を組み合わせた多
段のプレス加工により成形されるものであり、スチール
板を成形素材とするのが一般的であったが、軽量化の要
求によりアルミニウム合金板を素材とするものが一部で
実用化されている。この角型電池等のケース用材とし
て、耐食性に優れるＡｌ−Ｍｎ系の材料が好適である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】小型Ｌｉイオン二次電
池の場合、ケースに陰極と陽極及び電解質の電池構成部
分を充填した後に、このケース上部に蓋部分を接合し、
さらに外側を樹脂で覆った状態で使用される。ここで、
ケースと蓋の接合は現状ではレーザー溶接で行われてい
るが、これを機械的に嵌合して接合することも試みられ
ている。この機械的嵌合は多くの場合曲げ変形を伴う加
工によるが、この曲げ部位での肌荒れに起因する微小ク
ラックが生じる場合がある。また、このケースのプレス
成形時に、不均一な変形により耳の発生が大きくなる
と、材料歩留りが低下して好ましくない。
池の場合、ケースに陰極と陽極及び電解質の電池構成部
分を充填した後に、このケース上部に蓋部分を接合し、
さらに外側を樹脂で覆った状態で使用される。ここで、
ケースと蓋の接合は現状ではレーザー溶接で行われてい
るが、これを機械的に嵌合して接合することも試みられ
ている。この機械的嵌合は多くの場合曲げ変形を伴う加
工によるが、この曲げ部位での肌荒れに起因する微小ク
ラックが生じる場合がある。また、このケースのプレス
成形時に、不均一な変形により耳の発生が大きくなる
と、材料歩留りが低下して好ましくない。
【０００４】また、このようなケースが加熱され内圧が
発生した場合に、フクレ変形が生じる場合がある。たと
えば、角形のＬｉイオン二次電池等が携帯電話等に搭載
された場合、充電、放電の繰り返しによる発熱や、夏場
の外気温の高い条件での自動車内放置状態を考えると、
最高では７０〜９０℃の温度にさらされると推定され
る。このような過酷の条件下に長時間置かれると、電池
内部で反応が進み気泡等の発生により内圧が高まってケ
ースにフクレ変形を生じる可能性がある。さらに、この
フクレ変形量が過大になった際には、携帯電話等に組み
込まれた電子部品を圧迫したり、電子部品外側のケース
に変形等の不具合を生じ、また、ケースの蓋部分との溶
接部分等に亀裂を生じた場合には、電池の電解物質等の
漏れを生じ、構成する電子部品に不具合を生じる等の問
題が生じ易くなる。このように、フクレが起ることによ
り電子機器の機能が損われ、場合によっては安全上の問
題が生じることも考えられる。
発生した場合に、フクレ変形が生じる場合がある。たと
えば、角形のＬｉイオン二次電池等が携帯電話等に搭載
された場合、充電、放電の繰り返しによる発熱や、夏場
の外気温の高い条件での自動車内放置状態を考えると、
最高では７０〜９０℃の温度にさらされると推定され
る。このような過酷の条件下に長時間置かれると、電池
内部で反応が進み気泡等の発生により内圧が高まってケ
ースにフクレ変形を生じる可能性がある。さらに、この
フクレ変形量が過大になった際には、携帯電話等に組み
込まれた電子部品を圧迫したり、電子部品外側のケース
に変形等の不具合を生じ、また、ケースの蓋部分との溶
接部分等に亀裂を生じた場合には、電池の電解物質等の
漏れを生じ、構成する電子部品に不具合を生じる等の問
題が生じ易くなる。このように、フクレが起ることによ
り電子機器の機能が損われ、場合によっては安全上の問
題が生じることも考えられる。
【０００５】従って、アルミニウム製の電池用角形ケー
スの材料には、曲げ性等を含めた成形特性が優れること
と、温度上昇による内圧の増加等によるケースのフクレ
変形が少ないことが求められており、これら特性のバラ
ンスの取れた材料の開発が待たれている。
スの材料には、曲げ性等を含めた成形特性が優れること
と、温度上昇による内圧の増加等によるケースのフクレ
変形が少ないことが求められており、これら特性のバラ
ンスの取れた材料の開発が待たれている。
【０００６】本発明は、上記の技術課題を解消して、曲
げ性を含む成形特性に優れ、軽量で温度上昇と内圧の増
加等によるケースのフクレが少ないケース成形素材用Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金板を提供する事を目的とするものであ
る。
げ性を含む成形特性に優れ、軽量で温度上昇と内圧の増
加等によるケースのフクレが少ないケース成形素材用Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金板を提供する事を目的とするものであ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、角型の小型
ケースを加熱して内圧を与えたときのフクレは特定部位
への応力集中による塑性変形と、温度および内圧保持中
に進行するクリープ変形により生じることを解明し、曲
げ性などの成形特性に優れ、かつケースが耐加熱加圧フ
クレ性を満足するようなＡｌ−Ｍｎ系合金材料の金属組
織上の必要条件や、その具体的な製造方法について種々
検討し、本発明に至った。
ケースを加熱して内圧を与えたときのフクレは特定部位
への応力集中による塑性変形と、温度および内圧保持中
に進行するクリープ変形により生じることを解明し、曲
げ性などの成形特性に優れ、かつケースが耐加熱加圧フ
クレ性を満足するようなＡｌ−Ｍｎ系合金材料の金属組
織上の必要条件や、その具体的な製造方法について種々
検討し、本発明に至った。
【０００８】すなわち本第一発明は、Ｍｎ０．８〜２％
を含み、Ｓｉが０．０４〜０．２％に、Ｆｅが０．０４
〜０．６％に制御され、残部不可避的不純物とＡｌから
なる組成で、Ｍｎ固溶量が０．１５％以上で、圧延方向
の耐力ＹＳが １５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt%]）＋１
７０ の範囲にあり、圧延方向断面での結晶粒平均面積が１０
０μｍ2 以上かつ５００μｍ2未満であることを特徴と
する成形特性および耐加熱フクレ性に優れたケース用Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金板である。また本第二発明は、さらにＣ
ｕ０．０５〜０．２５％、Ｃｒ０．０２〜０．１％を含
むＡｌ−Ｍｎ系合金板である。また本第三発明はこれら
の組成の合金を４８０〜６２０℃で１〜２０ｈ保持する
均質化処理ののち、材料温度が４１０℃を越えないよう
に制御した熱間圧延を行い、その後、圧下率４０〜７０
％の最終冷間圧延を施し、さらに１６０〜２１０℃で１
〜８ｈの焼鈍を行うものである。また本第四発明は本第
三発明の熱間圧延後に１５〜８０％の圧下率の冷間圧延
を施したのち、昇温速度５℃／ｓ以上で３８０〜５８０
℃に加熱し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速度５℃
／ｓ以上で降温する条件で中間焼鈍を行う工程を加えた
ものである。また本第五、第六発明は上記発明の最終焼
鈍を昇温・冷却速度を５℃／ｓ以上として２１０〜２６
０℃で０〜２００ｓの焼鈍を行うこととしたものであ
る。
を含み、Ｓｉが０．０４〜０．２％に、Ｆｅが０．０４
〜０．６％に制御され、残部不可避的不純物とＡｌから
なる組成で、Ｍｎ固溶量が０．１５％以上で、圧延方向
の耐力ＹＳが １５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt%]）＋１
７０ の範囲にあり、圧延方向断面での結晶粒平均面積が１０
０μｍ2 以上かつ５００μｍ2未満であることを特徴と
する成形特性および耐加熱フクレ性に優れたケース用Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金板である。また本第二発明は、さらにＣ
ｕ０．０５〜０．２５％、Ｃｒ０．０２〜０．１％を含
むＡｌ−Ｍｎ系合金板である。また本第三発明はこれら
の組成の合金を４８０〜６２０℃で１〜２０ｈ保持する
均質化処理ののち、材料温度が４１０℃を越えないよう
に制御した熱間圧延を行い、その後、圧下率４０〜７０
％の最終冷間圧延を施し、さらに１６０〜２１０℃で１
〜８ｈの焼鈍を行うものである。また本第四発明は本第
三発明の熱間圧延後に１５〜８０％の圧下率の冷間圧延
を施したのち、昇温速度５℃／ｓ以上で３８０〜５８０
℃に加熱し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速度５℃
／ｓ以上で降温する条件で中間焼鈍を行う工程を加えた
ものである。また本第五、第六発明は上記発明の最終焼
鈍を昇温・冷却速度を５℃／ｓ以上として２１０〜２６
０℃で０〜２００ｓの焼鈍を行うこととしたものであ
る。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細を説明
する。まず本発明の合金組成について説明する。
する。まず本発明の合金組成について説明する。
【００１０】本発明のＡｌ−Ｍｎ合金は、Ｍｎ０．８〜
２％を含み、不純物元素であるＳｉが０．０４〜０．２
％に、Ｆｅが０．０４〜０．５％に制御され、必要によ
りＣｕ０．０５〜０．２５％、Ｃｒ０．０２〜０．１％
を含み、残部他の不可避的不純物とＡｌからなる組成と
する。
２％を含み、不純物元素であるＳｉが０．０４〜０．２
％に、Ｆｅが０．０４〜０．５％に制御され、必要によ
りＣｕ０．０５〜０．２５％、Ｃｒ０．０２〜０．１％
を含み、残部他の不可避的不純物とＡｌからなる組成と
する。
【００１１】Ｍｎは、固溶量を０．１５％以上に制御す
ることにより、耐加熱フクレ性向上に寄与する添加元素
である。これは、固溶したＭｎが加熱・内圧負荷時のク
リープ変形の際の転位移動の抵抗として働くためであ
る。Ｍｎ添加量０．８％未満ではこの効果が不足し、ま
た機械的強度も低くなるため不適当である。Ｍｎ添加量
２％を越えると粗大な晶出物が多くなり成形性が問題と
なるためケース成形用素材として不適当である。
ることにより、耐加熱フクレ性向上に寄与する添加元素
である。これは、固溶したＭｎが加熱・内圧負荷時のク
リープ変形の際の転位移動の抵抗として働くためであ
る。Ｍｎ添加量０．８％未満ではこの効果が不足し、ま
た機械的強度も低くなるため不適当である。Ｍｎ添加量
２％を越えると粗大な晶出物が多くなり成形性が問題と
なるためケース成形用素材として不適当である。
【００１２】Ｓｉは、含有量が多いほどＭｎの析出を促
進する作用を持つ。そこで０．２％を越えてＳｉを含有
すると固溶Ｍｎによるフクレ防止効果が阻害され、耐加
熱フクレ性が低下するため不適当である。また、Ｓｉを
０．０４％未満に低減することはこれ以上の特性向上に
結びつかないにもかかわらず、高純度地金を必要とし高
コストとなるので不適当である。
進する作用を持つ。そこで０．２％を越えてＳｉを含有
すると固溶Ｍｎによるフクレ防止効果が阻害され、耐加
熱フクレ性が低下するため不適当である。また、Ｓｉを
０．０４％未満に低減することはこれ以上の特性向上に
結びつかないにもかかわらず、高純度地金を必要とし高
コストとなるので不適当である。
【００１３】Ｆｅは、多く含むと粗大な晶出物を生じ易
く成形性に問題が生じるので、０．０４〜０．６％に制
御する必要がある。Ｆｅを０．０４％未満に低減するこ
とはこれ以上の特性向上に結びつかないにもかかわら
ず、高純度地金を必要とし高コストとなるので不適当で
ある。Ｆｅが０．６％を越えて添加されると、成形性に
悪影響を及ぼすため不適当である。
く成形性に問題が生じるので、０．０４〜０．６％に制
御する必要がある。Ｆｅを０．０４％未満に低減するこ
とはこれ以上の特性向上に結びつかないにもかかわら
ず、高純度地金を必要とし高コストとなるので不適当で
ある。Ｆｅが０．６％を越えて添加されると、成形性に
悪影響を及ぼすため不適当である。
【００１４】０．０５〜０．２５％のＣｕを添加するこ
とにより、機械的強度および耐加熱フクレ性が向上す
る。また、Ｃｒを０．０２〜０．１％添加することで結
晶粒の微細化、安定化がはかられ、機械的強度および耐
加熱フクレ性が向上するとともに、諸特性のバラツキが
低減される。
とにより、機械的強度および耐加熱フクレ性が向上す
る。また、Ｃｒを０．０２〜０．１％添加することで結
晶粒の微細化、安定化がはかられ、機械的強度および耐
加熱フクレ性が向上するとともに、諸特性のバラツキが
低減される。
【００１５】このほか、アルミニウム合金の鋳造の際に
一般的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化
剤に起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下
の範囲で含んでもよい。なお、Ａｌ−Ｍｎ合金として生
産量の多いアルミ缶胴材には１％程度のＭｇが添加され
ており、この缶胴材と同一の設備で溶解鋳造した場合等
にＭｇが不純物として入ることがあるが、この場合には
一般的な不純物元素の許容量０．０５％未満であれば差
支えない。
一般的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化
剤に起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下
の範囲で含んでもよい。なお、Ａｌ−Ｍｎ合金として生
産量の多いアルミ缶胴材には１％程度のＭｇが添加され
ており、この缶胴材と同一の設備で溶解鋳造した場合等
にＭｇが不純物として入ることがあるが、この場合には
一般的な不純物元素の許容量０．０５％未満であれば差
支えない。
【００１６】次にＭｎ固溶量について説明する。固溶Ｍ
ｎは、クリープ変形における転位の移動に対する抵抗と
して働くことにより、耐加熱フクレ性の向上に寄与す
る。これが０．１５％未満であるとＭｎによる耐加熱フ
クレ性が不十分となる。したがってＭｎ固溶量は０．１
５％以上とする。
ｎは、クリープ変形における転位の移動に対する抵抗と
して働くことにより、耐加熱フクレ性の向上に寄与す
る。これが０．１５％未満であるとＭｎによる耐加熱フ
クレ性が不十分となる。したがってＭｎ固溶量は０．１
５％以上とする。
【００１７】また、本発明のＡｌ−Ｍｎ合金板の圧延方
向の耐力は、式１の範囲に制御される。 １５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt%]）＋１７０ （式１） これより低い耐力であると、成形されたケースに内圧が
かかった時に単なる塑性変形でのフクレが生じやすいた
め不適当である。また、この範囲より高い耐力である
と、成形前の材料中の可動転位の量が多く、結果として
成形後の組織中にある可動転位が多くなるのでクリープ
変形が生じやすいため不適当である。式１のように、耐
力の上限をＭｎ固溶量と関係して規定するのは、固溶Ｍ
ｎが耐力増に寄与している部分をキャンセルして可動転
位量をより直接的に制御するように工夫したものであ
る。
向の耐力は、式１の範囲に制御される。 １５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt%]）＋１７０ （式１） これより低い耐力であると、成形されたケースに内圧が
かかった時に単なる塑性変形でのフクレが生じやすいた
め不適当である。また、この範囲より高い耐力である
と、成形前の材料中の可動転位の量が多く、結果として
成形後の組織中にある可動転位が多くなるのでクリープ
変形が生じやすいため不適当である。式１のように、耐
力の上限をＭｎ固溶量と関係して規定するのは、固溶Ｍ
ｎが耐力増に寄与している部分をキャンセルして可動転
位量をより直接的に制御するように工夫したものであ
る。
【００１８】次に本発明の組織限定について説明する。
本発明のＡｌ−Ｍｎ合金板の組織は、圧延方向断面での
結晶粒平均面積が１００μｍ2 以上で５００μｍ2 未満
であることを特徴とする。５００μｍ2 以上であると曲
げ部等で肌荒れや微小クラックを生じるため不適当であ
る。また、クリープ変形には素材中の空孔の拡散が関与
し、拡散が速い場合にクリープ変形がより助長される。
結晶粒が特に小さく粒界が多い場合、粒界を通って拡散
が生じることによりクリープ変形が大きくなる。そこ
で、結晶粒の平均面積が１００μｍ 2 より小さいとクリ
ープ変形によるフクレが増大し不適当である。このため
上記の範囲内と限定する。
本発明のＡｌ−Ｍｎ合金板の組織は、圧延方向断面での
結晶粒平均面積が１００μｍ2 以上で５００μｍ2 未満
であることを特徴とする。５００μｍ2 以上であると曲
げ部等で肌荒れや微小クラックを生じるため不適当であ
る。また、クリープ変形には素材中の空孔の拡散が関与
し、拡散が速い場合にクリープ変形がより助長される。
結晶粒が特に小さく粒界が多い場合、粒界を通って拡散
が生じることによりクリープ変形が大きくなる。そこ
で、結晶粒の平均面積が１００μｍ 2 より小さいとクリ
ープ変形によるフクレが増大し不適当である。このため
上記の範囲内と限定する。
【００１９】次に本発明の製造方法について説明する。
【００２０】鋳造方法は通常の半連続鋳造法（ＤＣ法）
および板連続鋳造法（ＣＣ法）のいずれも用いることが
できる。高いＭｎ固溶量を容易に実現するにはＣＣ法を
用いるのが有利であるが、諸特性の安定性ではＤＣ材が
有利である。
および板連続鋳造法（ＣＣ法）のいずれも用いることが
できる。高いＭｎ固溶量を容易に実現するにはＣＣ法を
用いるのが有利であるが、諸特性の安定性ではＤＣ材が
有利である。
【００２１】鋳造後の均質化処理は４８０〜６２０℃で
１〜２０ｈ保持する条件で行う。この温度の規定より低
温あるいは短時間の加熱であると、均質化処理の効果が
不十分となり、最終的に粗大な結晶粒の材料となりやす
く、成形時の不均一変形により耳が大きくなるので不適
当である。また、これより高温度での均質化処理は、局
部的な溶融が生じる恐れがあるため不適当である。ま
た、この範囲より長時間であると、Ｍｎの析出が過度に
起り、加熱および内圧負荷時のケースふくれが大きくな
るため不適当である。
１〜２０ｈ保持する条件で行う。この温度の規定より低
温あるいは短時間の加熱であると、均質化処理の効果が
不十分となり、最終的に粗大な結晶粒の材料となりやす
く、成形時の不均一変形により耳が大きくなるので不適
当である。また、これより高温度での均質化処理は、局
部的な溶融が生じる恐れがあるため不適当である。ま
た、この範囲より長時間であると、Ｍｎの析出が過度に
起り、加熱および内圧負荷時のケースふくれが大きくな
るため不適当である。
【００２２】均質化処理後、材料を熱間圧延温度まで冷
却して、連続して熱間圧延を行うことが可能である。ま
た、均質化処理後、十分に材料を冷却し、熱間圧延前に
これを３２０〜４１０℃で予備加熱してもかまわない。
後者の場合、均質化処理後に面削加工を行うことも可能
である。
却して、連続して熱間圧延を行うことが可能である。ま
た、均質化処理後、十分に材料を冷却し、熱間圧延前に
これを３２０〜４１０℃で予備加熱してもかまわない。
後者の場合、均質化処理後に面削加工を行うことも可能
である。
【００２３】熱間圧延中の材料温度は、４１０℃を越え
ないように制御する必要がある。この温度より高くなる
と、熱間圧延中に粗大な再結晶粒が形成され、結果的に
これが最終板の結晶粒を粗大化し、曲げ性などの成形特
性を低下させる恐れがあるため不適当である。また、４
１０℃を越える熱間圧延温度ではＭｎの析出が過度に生
じて、成形されたケースの耐加熱フクレ性が低下するの
で不適当である。熱間圧延では少なくとも５０％以上の
圧下を加えることが望ましい。また、予備加熱後、熱間
圧延終了までは１ｈ以内である事が望ましい。
ないように制御する必要がある。この温度より高くなる
と、熱間圧延中に粗大な再結晶粒が形成され、結果的に
これが最終板の結晶粒を粗大化し、曲げ性などの成形特
性を低下させる恐れがあるため不適当である。また、４
１０℃を越える熱間圧延温度ではＭｎの析出が過度に生
じて、成形されたケースの耐加熱フクレ性が低下するの
で不適当である。熱間圧延では少なくとも５０％以上の
圧下を加えることが望ましい。また、予備加熱後、熱間
圧延終了までは１ｈ以内である事が望ましい。
【００２４】本発明の一つの製造法としては、熱間圧延
の次に圧下率を４０〜７０％の最終冷間圧延を施す。圧
下率がこれより低いと、機械的強さが不足し、初期の塑
性変形により大きなフクレが起こってしまうため不適当
である。また７０％を越えると、耐力などの機械的強度
は高くなるが成形が困難となり、また多くの可動転位を
組識中に含み最終的に成形された後のケースでも可動転
位が多くなるため、クリープ変形が起こりやすくなりフ
クレの発生を招くので不適当である。
の次に圧下率を４０〜７０％の最終冷間圧延を施す。圧
下率がこれより低いと、機械的強さが不足し、初期の塑
性変形により大きなフクレが起こってしまうため不適当
である。また７０％を越えると、耐力などの機械的強度
は高くなるが成形が困難となり、また多くの可動転位を
組識中に含み最終的に成形された後のケースでも可動転
位が多くなるため、クリープ変形が起こりやすくなりフ
クレの発生を招くので不適当である。
【００２５】また、本発明の別の方法としては、熱間圧
延後１５〜８０％の圧下率の冷間圧延を行ない、急速加
熱冷却による中間焼鈍を施し、次に圧下率４０〜７０％
の冷間圧延を施すものである。中間焼鈍前の冷間圧延の
圧下率は１５％より低いと中間焼鈍での再結晶が不安定
となり安定した特性が得られず、８０％より大きいと中
間焼鈍時の再結晶粒が過度に細かくなる恐れがある。中
間焼鈍は昇温５℃／ｓ以上で３８０〜５８０℃に加熱
し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速度５℃／ｓ以上
で降温する条件で行うが、この様な急速加熱冷却による
焼鈍方法でないとＭｎの析出が生じ、Ｍｎ固溶量が低く
なるので不適当である。この中間焼鈍は、連続焼鈍ライ
ン（ＣＡＬ）により実施することが望ましい。なお０ｓ
の保持とは、所定温度に到達後に保持すること無しに直
ちに冷却することを意味する。中間焼鈍後の最終冷間圧
延での圧下率を４０〜７０％とする。これより低いと機
械的強さが不足するし、これに伴い初期の塑性変形によ
り大きなフクレが起こってしまうため不適当である。一
方７０％を越えると、耐力などの機械的強度は高くなる
がプレス成形が困難となり、また多くの可動転位を組識
中に含み最終的に成形された後のケースでも可動転位が
多くなるためクリープ変形が起こりやすくなるので不適
当である。
延後１５〜８０％の圧下率の冷間圧延を行ない、急速加
熱冷却による中間焼鈍を施し、次に圧下率４０〜７０％
の冷間圧延を施すものである。中間焼鈍前の冷間圧延の
圧下率は１５％より低いと中間焼鈍での再結晶が不安定
となり安定した特性が得られず、８０％より大きいと中
間焼鈍時の再結晶粒が過度に細かくなる恐れがある。中
間焼鈍は昇温５℃／ｓ以上で３８０〜５８０℃に加熱
し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速度５℃／ｓ以上
で降温する条件で行うが、この様な急速加熱冷却による
焼鈍方法でないとＭｎの析出が生じ、Ｍｎ固溶量が低く
なるので不適当である。この中間焼鈍は、連続焼鈍ライ
ン（ＣＡＬ）により実施することが望ましい。なお０ｓ
の保持とは、所定温度に到達後に保持すること無しに直
ちに冷却することを意味する。中間焼鈍後の最終冷間圧
延での圧下率を４０〜７０％とする。これより低いと機
械的強さが不足するし、これに伴い初期の塑性変形によ
り大きなフクレが起こってしまうため不適当である。一
方７０％を越えると、耐力などの機械的強度は高くなる
がプレス成形が困難となり、また多くの可動転位を組識
中に含み最終的に成形された後のケースでも可動転位が
多くなるためクリープ変形が起こりやすくなるので不適
当である。
【００２６】冷間圧延後に最終焼鈍を行うが、これは成
形特性を確保した上でケースの耐加熱加圧フクレ性を向
上させるために必要な工程である。すなわち、この焼鈍
により圧延加工で導入された可動転位が低減するか、あ
るいは固溶Ｍｎが微細な偏析状態を形成し、これが転位
の移動に対する抵抗として働くことにより、クリープ変
形が抑制されるのである。この最終焼鈍では、昇温・冷
却速度１０〜１００℃／ｈ、焼鈍温度１６０〜２１０
℃、保持時間１〜８ｈの焼鈍条件、あるいは昇温・冷却
速度を５℃／ｓ以上として２１０〜２６０℃で０〜２０
０ｓとする焼鈍条件が好適である。前者はバッチ式の焼
鈍装置により行うのに適した条件で、後者は急速加熱お
よび冷却が可能な連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）により実施
するのに適した条件である。ここで、規定温度より低い
か保持時間が短いと十分なケースの耐加熱加圧フクレ性
向上が達成されず、逆に規定温度より高いか保持時間が
長すぎると機械的強度が低下してしまうので不適当であ
る。なお０ｓの保持とは、所定温度に到達後に保持する
こと無しに直ちに冷却することを意味する。
形特性を確保した上でケースの耐加熱加圧フクレ性を向
上させるために必要な工程である。すなわち、この焼鈍
により圧延加工で導入された可動転位が低減するか、あ
るいは固溶Ｍｎが微細な偏析状態を形成し、これが転位
の移動に対する抵抗として働くことにより、クリープ変
形が抑制されるのである。この最終焼鈍では、昇温・冷
却速度１０〜１００℃／ｈ、焼鈍温度１６０〜２１０
℃、保持時間１〜８ｈの焼鈍条件、あるいは昇温・冷却
速度を５℃／ｓ以上として２１０〜２６０℃で０〜２０
０ｓとする焼鈍条件が好適である。前者はバッチ式の焼
鈍装置により行うのに適した条件で、後者は急速加熱お
よび冷却が可能な連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）により実施
するのに適した条件である。ここで、規定温度より低い
か保持時間が短いと十分なケースの耐加熱加圧フクレ性
向上が達成されず、逆に規定温度より高いか保持時間が
長すぎると機械的強度が低下してしまうので不適当であ
る。なお０ｓの保持とは、所定温度に到達後に保持する
こと無しに直ちに冷却することを意味する。
【００２７】本発明の合金板を用いたケースの成形法
は、特に限定するものではないが、本発明材は絞りおよ
びしごきを組み合せた多段プレス成形に対して好適であ
る。ケースに対する蓋の接合方法として、本発明材を用
いれば機械的な圧着による方法を採用できるが、レーザ
ー溶接や接着法を用いることもできるし、これらを組み
合せて用いる場合に対しても本発明材は好適である。
は、特に限定するものではないが、本発明材は絞りおよ
びしごきを組み合せた多段プレス成形に対して好適であ
る。ケースに対する蓋の接合方法として、本発明材を用
いれば機械的な圧着による方法を採用できるが、レーザ
ー溶接や接着法を用いることもできるし、これらを組み
合せて用いる場合に対しても本発明材は好適である。
【００２８】
【実施例】表１に示す本発明規定組成の合金をＤＣ法で
鋳造し、表２の条件で０．８ｍｍの圧延板とした。なお
表１に示す合金のうち合金ＡはＡｌ缶材のリサイクル材
と同一炉での鋳造により本発明の不可避的的不純物レベ
ルのＭｇが混入したものを想定したものである。
鋳造し、表２の条件で０．８ｍｍの圧延板とした。なお
表１に示す合金のうち合金ＡはＡｌ缶材のリサイクル材
と同一炉での鋳造により本発明の不可避的的不純物レベ
ルのＭｇが混入したものを想定したものである。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】できた圧延板のＭｎ固溶量を以下の手順の
フェノール抽出分析で測定した。 1)試料を０．５ｇ採取 2)無水フェノール１００ｍｌ中で１７０〜１８０℃×３
０ｍｉｎ溶解 3)１０ｍｉｎ空気中で放冷 4)フェノール凝固防止のため１４０℃でベンジルアルコ
ール５０ｍｌ添加 5)冷却 6)一定体積（２５０ｍｌ）となるようベンジルアルコー
ルで希釈 7)ポアサイズ０．２μｍのメンブランフィルターとポア
サイズ０．０２μｍの陽極酸化膜フィルターで濾過 8)濾液を原子吸光分析しＭｎ固溶量を算出 また、材料の耳率はスイフトカップ試験方法に準じて以
下の条件でカップの絞り加工を行い、耳率＝（山部分の
平均値−谷部分の平均値）／（谷部分の平均値）として
測定した。 絞りダイス−−内径＝３４．６ｍｍφ、肩ｒ＝８ｍｍ 絞りポンチ−−内径＝３２．０ｍｍφ、肩ｒ＝４ｍｍ しわ押さえ力−−２００ｋｇ ブランク径−−５６ｍｍφ（絞り比１．７５） 潤滑剤−−ジョンソンワックス＃７００ 次に材料を多段プレス成形機により、図１のような厚さ
８ｍｍ、幅３０ｍｍで角がＲ２ｍｍの断面を持ち、高さ
５０ｍｍの角型ケースとした。次いで、ケース端部を切
断し、送圧管のついた蓋と機械的に接合した。この際、
図１のようにケース開口部の端を０．６ｍｍの蓋材を挟
んだ状態で１８０゜曲げして、曲げ部分のクラックの発
生を目視観察し、○クラックなし、×クラック発生で評
価した。次いで、Ｌｉイオン電池が自動車車内に放置さ
れて高温になり電池内容物の反応により内圧が生じた状
態を模して、このケースを８５℃で保持しながら、２ｋ
ｇ／ｃｍ2 の内圧をかけ２４ｈ保持する加熱内圧フクレ
試験を実施し、フクレが最大となった部位でフクレ量を
測定した。ここでフクレ量とはケース外形における厚さ
の増加量を意味し、試験前のケース厚さと、加熱内圧付
加して所定時間保持した後に除圧し室温に冷却した後の
ケース厚さとの差である。それらの結果を表３に示す。
なお表には固溶Ｍｎ量を元に本発明における耐力値の限
定式 １５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt
%]）＋１７０ の右項の計算値も掲げた。
フェノール抽出分析で測定した。 1)試料を０．５ｇ採取 2)無水フェノール１００ｍｌ中で１７０〜１８０℃×３
０ｍｉｎ溶解 3)１０ｍｉｎ空気中で放冷 4)フェノール凝固防止のため１４０℃でベンジルアルコ
ール５０ｍｌ添加 5)冷却 6)一定体積（２５０ｍｌ）となるようベンジルアルコー
ルで希釈 7)ポアサイズ０．２μｍのメンブランフィルターとポア
サイズ０．０２μｍの陽極酸化膜フィルターで濾過 8)濾液を原子吸光分析しＭｎ固溶量を算出 また、材料の耳率はスイフトカップ試験方法に準じて以
下の条件でカップの絞り加工を行い、耳率＝（山部分の
平均値−谷部分の平均値）／（谷部分の平均値）として
測定した。 絞りダイス−−内径＝３４．６ｍｍφ、肩ｒ＝８ｍｍ 絞りポンチ−−内径＝３２．０ｍｍφ、肩ｒ＝４ｍｍ しわ押さえ力−−２００ｋｇ ブランク径−−５６ｍｍφ（絞り比１．７５） 潤滑剤−−ジョンソンワックス＃７００ 次に材料を多段プレス成形機により、図１のような厚さ
８ｍｍ、幅３０ｍｍで角がＲ２ｍｍの断面を持ち、高さ
５０ｍｍの角型ケースとした。次いで、ケース端部を切
断し、送圧管のついた蓋と機械的に接合した。この際、
図１のようにケース開口部の端を０．６ｍｍの蓋材を挟
んだ状態で１８０゜曲げして、曲げ部分のクラックの発
生を目視観察し、○クラックなし、×クラック発生で評
価した。次いで、Ｌｉイオン電池が自動車車内に放置さ
れて高温になり電池内容物の反応により内圧が生じた状
態を模して、このケースを８５℃で保持しながら、２ｋ
ｇ／ｃｍ2 の内圧をかけ２４ｈ保持する加熱内圧フクレ
試験を実施し、フクレが最大となった部位でフクレ量を
測定した。ここでフクレ量とはケース外形における厚さ
の増加量を意味し、試験前のケース厚さと、加熱内圧付
加して所定時間保持した後に除圧し室温に冷却した後の
ケース厚さとの差である。それらの結果を表３に示す。
なお表には固溶Ｍｎ量を元に本発明における耐力値の限
定式 １５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt
%]）＋１７０ の右項の計算値も掲げた。
【００３２】
【表３】
【００３３】表に示すように比較例ではケース成形段階
で割れが生じたり、曲げ部での肌荒れによる微小クラッ
クが生じたのに対し、本発明実施例のものはすべて問題
なく成形でき、優れた成形性を有していることを示して
いる。また本発明材はいずれも耳率が低く歩留りの良い
プレス成形に適することがわかる。また本発明実施例の
フクレ量は比較例と比べて格段に少なく、耐加熱フクレ
性に優れることが明らかである。これに対して比較例の
ＮＧ１はＭｎ量が本発明の規定より少ないものであり、
その結果Ｍｎ固溶量が少なくなり、耐力が低くフクレが
大きくなってしまったものである。またＮＧ２はＭｎ量
が本発明の規定より多いものであり、ケース成型時に割
れが発生してしまい耳率の測定ができず、またその後の
加熱内圧フクレ試験は行っていない。ＮＧ３はＳｉ量が
高いもので、Ｍｎ固溶量が少なくフクレが大きくなって
いるものである。ＮＧ４はＳｉ量，Ｆｅ量ともに高いも
ので、Ｍｎ固溶が少なく、耐力が大きすぎ、フクレが大
きくなっているものである。ＮＧ５は合金組成は本願発
明の範囲を満たしているが、均質化処理温度が低温で、
また最終焼鈍が無いものであり、結晶粒が粗大化してお
り曲げ性が低下してクラックが発生しており、このため
加熱内圧フクレ試験は行っていない。ＮＧ６は均質化処
理温度が低温で中間焼鈍と冷間圧延を施したものの最終
焼鈍が無いものであり、結晶粒が粗大化しており曲げ性
が低下してクラックが発生しており、このため加熱内圧
フクレ試験は行っていない。ＮＧ７は均質化処理温度が
低温のもので結晶粒が粗大化しており曲げ性が低下して
クラックが発生しており、このため加熱内圧フクレ試験
は行っていない。ＮＧ８は最終焼鈍なしのもので、耐力
が大きくフクレが大きくなっている。ＮＧ９は熱延温度
が本発明の範囲を超えて高温のもので、Ｍｎ固溶量が少
なく、耐力が大きく、フクレ量が大きくなってしまって
いる。ＮＧ１０は最終焼鈍なしのもので、耐力が大き
く、フクレ量が大きくなっている。ＮＧ１１は最終焼鈍
温度が本発明の規定より低温のもので、耐力が大きく、
フクレ量も大になっている。ＮＧ１３は冷間圧延率が大
きいもので、耐力が高くフクレ量も大となっている。Ｎ
Ｇ１４は最終焼鈍温度が本発明の範囲より高温のもの
で、耐力が低くフクレ量が大となっている。このように
本発明の範囲から外れたものは成形性や耳率で問題があ
るかあるいはフクレ量が大きくなってしまっている。
で割れが生じたり、曲げ部での肌荒れによる微小クラッ
クが生じたのに対し、本発明実施例のものはすべて問題
なく成形でき、優れた成形性を有していることを示して
いる。また本発明材はいずれも耳率が低く歩留りの良い
プレス成形に適することがわかる。また本発明実施例の
フクレ量は比較例と比べて格段に少なく、耐加熱フクレ
性に優れることが明らかである。これに対して比較例の
ＮＧ１はＭｎ量が本発明の規定より少ないものであり、
その結果Ｍｎ固溶量が少なくなり、耐力が低くフクレが
大きくなってしまったものである。またＮＧ２はＭｎ量
が本発明の規定より多いものであり、ケース成型時に割
れが発生してしまい耳率の測定ができず、またその後の
加熱内圧フクレ試験は行っていない。ＮＧ３はＳｉ量が
高いもので、Ｍｎ固溶量が少なくフクレが大きくなって
いるものである。ＮＧ４はＳｉ量，Ｆｅ量ともに高いも
ので、Ｍｎ固溶が少なく、耐力が大きすぎ、フクレが大
きくなっているものである。ＮＧ５は合金組成は本願発
明の範囲を満たしているが、均質化処理温度が低温で、
また最終焼鈍が無いものであり、結晶粒が粗大化してお
り曲げ性が低下してクラックが発生しており、このため
加熱内圧フクレ試験は行っていない。ＮＧ６は均質化処
理温度が低温で中間焼鈍と冷間圧延を施したものの最終
焼鈍が無いものであり、結晶粒が粗大化しており曲げ性
が低下してクラックが発生しており、このため加熱内圧
フクレ試験は行っていない。ＮＧ７は均質化処理温度が
低温のもので結晶粒が粗大化しており曲げ性が低下して
クラックが発生しており、このため加熱内圧フクレ試験
は行っていない。ＮＧ８は最終焼鈍なしのもので、耐力
が大きくフクレが大きくなっている。ＮＧ９は熱延温度
が本発明の範囲を超えて高温のもので、Ｍｎ固溶量が少
なく、耐力が大きく、フクレ量が大きくなってしまって
いる。ＮＧ１０は最終焼鈍なしのもので、耐力が大き
く、フクレ量が大きくなっている。ＮＧ１１は最終焼鈍
温度が本発明の規定より低温のもので、耐力が大きく、
フクレ量も大になっている。ＮＧ１３は冷間圧延率が大
きいもので、耐力が高くフクレ量も大となっている。Ｎ
Ｇ１４は最終焼鈍温度が本発明の範囲より高温のもの
で、耐力が低くフクレ量が大となっている。このように
本発明の範囲から外れたものは成形性や耳率で問題があ
るかあるいはフクレ量が大きくなってしまっている。
【００３４】
【発明の効果】以上述べたように、本発明のＡｌ−Ｍｎ
系合金は、適切に制御された金属組織を持つことによ
り、曲げ性を含めた成形特性に優れると同時に、これを
素材としたケースでは、固溶Ｍｎによる加熱内圧負荷時
の転位移動抵抗の増加と可動転位の低減によりクリープ
変形が起こりにくくなり、加熱および内圧が作用する場
合のフクレが低減されている。従って本発明に係るＡｌ
−Ｍｎ系合金板は軽量・安全が要求される小型軽量の角
形Ｌｉイオン電池のような電子機器用電池のケース素材
として好適なものである。
系合金は、適切に制御された金属組織を持つことによ
り、曲げ性を含めた成形特性に優れると同時に、これを
素材としたケースでは、固溶Ｍｎによる加熱内圧負荷時
の転位移動抵抗の増加と可動転位の低減によりクリープ
変形が起こりにくくなり、加熱および内圧が作用する場
合のフクレが低減されている。従って本発明に係るＡｌ
−Ｍｎ系合金板は軽量・安全が要求される小型軽量の角
形Ｌｉイオン電池のような電子機器用電池のケース素材
として好適なものである。
【図１】本発明の加熱内圧フクレ試験方法を示す平面図
ならびに断面図である。
ならびに断面図である。
１‥‥‥ケース ２‥‥‥蓋 ３‥‥‥送圧管
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９１Ａ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ａ ６９４Ｂ Ｈ０１Ｍ 2/02 Ｈ０１Ｍ 2/02 Ａ
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｍｎ０．８〜２％を含み、Ｓｉが０．０
４〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．６％に制御さ
れ、残部不可避的不純物とＡｌからなる組成で、Ｍｎ固
溶量が０．１５％以上で、圧延方向の耐力ＹＳが １５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt%]）＋１
７０ の範囲にあり、圧延方向断面での結晶粒平均面積が１０
０μｍ2 以上かつ５００μｍ2未満であることを特徴と
する成形特性および耐加熱フクレ性に優れたケース用Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金板。 - 【請求項２】 Ｍｎ０．８〜２％を含み、Ｓｉが０．０
４〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．６％に制御さ
れ、さらにＣｕ０．０５〜０．２５％、Ｃｒ０．０２〜
０．１％を含み、残部不可避的不純物とＡｌからなる組
成で、Ｍｎ固溶量が０．１５％以上で、圧延方向の耐力
ＹＳが １５０≦ＹＳ[N/mm2]≦６４×（Ｍｎ固溶量[wt%]）＋１
７０ の範囲にあり、圧延方向断面での結晶粒平均面積が１０
０μｍ2 以上かつ５００μｍ2未満であることを特徴と
する成形特性および耐加熱フクレ性に優れたケース成形
素材用Ａｌ−Ｍｎ系合金板。 - 【請求項３】 ４８０〜６２０℃で１〜２０ｈ保持する
均質化処理ののち、材料温度が４１０℃を越えないよう
に制御した熱間圧延を行い、その後、圧下率４０〜７０
％の最終冷間圧延を施し、さらに１６０〜２１０℃で１
〜８ｈの焼鈍を行うことを特徴とする請求項１および請
求項２記載の成形特性および耐加熱フクレ性に優れたケ
ース成形素材用Ａｌ−Ｍｎ系合金板の製造方法。 - 【請求項４】 ４８０〜６２０℃で１〜２０ｈ保持する
均質化処理ののち、材料温度が４１０℃を越えないよう
に制御した熱間圧延を行い、次いで１５〜８０％の圧下
率の冷間圧延を施したのち、昇温速度５℃／ｓ以上で３
８０〜５８０℃に加熱し、０〜２００ｓ保持して直ちに
冷却速度５℃／ｓ以上で降温する条件で中間焼鈍を行
い、その後、圧下率４０〜７０％の最終冷間圧延を施
し、さらに昇温・冷却速度を１０〜１００℃／ｈとして
１６０〜２１０℃で１〜８ｈの焼鈍を行うことを特徴と
する請求項１および請求項２記載の成形特性および耐加
熱フクレ性に優れたケース成形素材用Ａｌ−Ｍｎ系合金
板の製造方法。 - 【請求項５】 ４８０〜６２０℃で１〜２０ｈ保持する
均質化処理ののち、材料温度が４１０℃を越えないよう
に制御した熱間圧延を行い、その後、圧下率４０〜７０
％の最終冷間圧延を施し、さらに昇温・冷却速度を５℃
／ｓ以上として２１０〜２６０℃で０〜２００ｓの焼鈍
を行うことを特徴とする請求項１および請求項２記載の
成形特性および耐加熱フクレ性に優れたケース成形素材
用Ａｌ−Ｍｎ系合金板の製造方法。 - 【請求項６】 ４８０〜６２０℃で１〜２０ｈ保持する
均質化処理ののち、材料温度が４１０℃を越えないよう
に制御した熱間圧延を行い、１５〜８０％の圧下率の冷
間圧延を施したのち、昇温速度５℃／ｓ以上で３８０〜
５８０℃に加熱し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速
度５℃／ｓ以上で降温する条件で中間焼鈍を行い、その
後、圧下率４０〜７０％の最終冷間圧延を施し、さらに
昇温・冷却速度を５℃／ｓ以上として２１０〜２６０℃
で０〜２００ｓの焼鈍を行うことを特徴とする請求項１
および請求項２記載の成形特性および耐加熱フクレ性に
優れたケース成形素材用Ａｌ−Ｍｎ系合金板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16237898A JP3750966B2 (ja) | 1998-06-10 | 1998-06-10 | 電池ケース用Ａｌ−Ｍｎ系合金板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16237898A JP3750966B2 (ja) | 1998-06-10 | 1998-06-10 | 電池ケース用Ａｌ−Ｍｎ系合金板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11350057A true JPH11350057A (ja) | 1999-12-21 |
| JP3750966B2 JP3750966B2 (ja) | 2006-03-01 |
Family
ID=15753448
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16237898A Expired - Fee Related JP3750966B2 (ja) | 1998-06-10 | 1998-06-10 | 電池ケース用Ａｌ−Ｍｎ系合金板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3750966B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100463988C (zh) * | 2002-12-19 | 2009-02-25 | 日本轻金属株式会社 | 矩形断面电池容器用铝合金板 |
| JP2012082506A (ja) * | 2010-09-14 | 2012-04-26 | Kobe Steel Ltd | 電池ケース用アルミニウム合金板及び電池ケース |
| WO2014057707A1 (ja) * | 2012-10-12 | 2014-04-17 | 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 |
| WO2022258457A1 (en) | 2021-06-11 | 2022-12-15 | Constellium Rolled Products Singen Gmbh & Co.Kg | Aluminum alloy plate sheet for parallelepiped battery housing |
-
1998
- 1998-06-10 JP JP16237898A patent/JP3750966B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100463988C (zh) * | 2002-12-19 | 2009-02-25 | 日本轻金属株式会社 | 矩形断面电池容器用铝合金板 |
| JP2012082506A (ja) * | 2010-09-14 | 2012-04-26 | Kobe Steel Ltd | 電池ケース用アルミニウム合金板及び電池ケース |
| WO2014057707A1 (ja) * | 2012-10-12 | 2014-04-17 | 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 |
| US9885097B2 (en) | 2012-10-12 | 2018-02-06 | Nippon Light Metal Company, Ltd. | Aluminum alloy sheet for battery case use excellent in formability, heat dissipation, and weldability |
| WO2022258457A1 (en) | 2021-06-11 | 2022-12-15 | Constellium Rolled Products Singen Gmbh & Co.Kg | Aluminum alloy plate sheet for parallelepiped battery housing |
| FR3123922A1 (fr) | 2021-06-11 | 2022-12-16 | Constellium Rolled Products Singen | Tôle forte en alliage d’aluminium pour boîtier de batterie parallélépipédique |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3750966B2 (ja) | 2006-03-01 |
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