JPWO2014192256A1 - 電池ケース用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
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はレーザ溶接性、成形性及び長期保管後の耐食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図られる。また、Al−Fe系金属間化合物の分散状態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。また、Al−Fe系金属間化合物、特に粗大なAl−Fe系金属間化合物は長期保管後の腐食の起点となる。
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。また円相当直径が16.0μmを超える粗大な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。以上により、Si含有量を0.03〜0.20%とする。なお、好ましいSi含有量は0.04〜0.15%である。
Cuはレーザ溶接性、成形性及び長期保管後の耐食性に大きな影響を及ぼす元素である。従って、これらの効果を得るために、Cuを選択的に添加してもよい。添加したCuの大部分はマトリックス中に固溶し、アルミニウム合金の熱伝導率を減少させることができる。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を深くすることができる。その結果、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。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。また、Cu含有量が1.00%を超えると、長期保管後の耐食性が低下する原因となる。なお、Cu含有量が0.05%未満では上記効果が十分でない場合があるので、Cu含有量を0.05〜1.00%とするのが好ましく、0.20〜0.80%とするのがより好ましい。
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ため、過剰な添加はコスト増加の原因となる。更に、Ti含有量が0.050%を超える場合は、Ti系金属間化合物が形成されやすく、この金属間化合物が圧延板にスジ状に分布して表面欠陥の原因となる。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。
Mgは、強度及び耐フクレ性を大きく向上させる元素であるが、レーザ溶接性を著しく悪化させる。具体的には、Mgは蒸気圧が低いため、レーザ溶接時に溶接部のブローホールの原因となるだけでなく、液相線と固相線の温度差を大きくするため、溶接割れを発生させる。また長期保管後、アルミニウム合金板表面に酸化物を形成し易く、その酸化物が原因でブローホールや溶接割れが発生する。Mg量を0.02%以下に規制することで、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。Mg量が0.02%を超える場合、レーザ溶接性及び長期保管後の耐食性が悪化する。以上により、Mg含有量は0.02%以下、好ましくは0.01%以下に規制する。なお、Mg含有量の下限値は特に規定されるものではなく0%としても良いが、0.001%未満としても効果の特段の向上が得られず、また、高純度のアルミニウム材を用いることによる原料コストの増加となる。従って、Mg量の下限値は、0.001%とするのが好ましい。
MnはMgと同様に、強度及び耐フクレ性を大きく向上させる元素であるが、Al−Fe系金属間化合物の円相当直径や数密度に影響を与える元素でもある。Mnの添加により、アルミニウム合金板中に分散するAl−Fe系金属間化合物の円相当直径は大きくなり、また数密度は小さくなる。また、粗大なAl−Mn系金属間化合物が形成される。Mn含有量を0.02%以下に規制することで、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はないが、Mn含有量が0.02%を超えると、レーザ溶接性の悪化や後述するクリーニング効果が損なわれるため、成形後の表面品質が損なわれる原因となる。以上により、Mn含有量は0.02%以下、好ましくは0.01%以下に規制する。なお、Mn含有量の下限値は特に規定されるものではなく0%としても良いが、0.001%未満としても効果の特段の向上が得られず、また、高純度のアルミニウム材を用いることによる原料コストの増加となる。従って、Mn量の下限値は、0.001%とするのが好ましい。
結晶粒組織を微細化するために、Tiと組合せてB及びCの少なくとも一方を微量添加してもよい。B及びCの両方を添加する場合には両方の添加量の合計量を、これに代わっていずれか一方を添加する場合にはその添加量を、いずれも0.0001〜0.0020%とするのが好ましい。なお、これらの添加量はより好ましくは、0.0005〜0.0015%である。前記添加量が0.0001%未満では、結晶粒微細化の十分な効果が得られない。一方、前記添加量が0.0020%を超えると結晶粒微細化効果が飽和するだけでなく、Ti−B系化合物やTi−C系化合物の粗大凝集物による表面欠陥が生じ易くなる。
不可避的不純物として、Cr:0.02%以下、Zn:0.02%以下、Zr:0.02%以下、ならびに、その他成分として合計が0.05%以下について、これらの1種又は2種以上を含有させてもよい。このような成分含有量であれば、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。
本発明に係る電池ケース用アルミニウム合金板においては、アルミニウム合金の成分組成を前述のように規定するだけでなく、最終的に調製された状態の金属組織におけるAl−Fe系金属間化合物の円相当直径と数密度を規定する必要がある。以下に、詳細に説明する。
円相当直径が1.0μm未満の微細なAl−Fe系金属間化合物は、レーザ溶接性に及ぼす影響、ならびに、クリーニング効果を殆ど有していない。従って、本発明においては、この円相当直径を有するものを対象としない。また、円相当直径が16.0μmを超える粗大なAl−Fe系金属間化合物が存在する場合には、レーザ吸収率の増加が局所的に生起する。そうすると、その局所部分において溶け込みが特に深くなるだけでなく、不均一なビードやスパッタが発生することによる溶接欠陥等の障害が発生する。更に、円相当直径が16.0μmを超える粗大なAl−Fe系金属間化合物は、腐食の起点となり、また成形加工において亀裂発生の起点となる障害を引き起こす。本発明では、上記障害の原因となる円相当直径が16.0μmを超える粗大なAl−Fe系金属間化合物が形成されないようにする。従って、本発明においては、円相当直径が16.0μmを超える粗大なAl−Fe系金属間化合物も対象としない。以上のように、本発明では、円相当直径が1.0〜16.0μmの範囲内のAl−Fe系金属間化合物を対象として、当該Al−Fe系金属間化合物の円相当直径及び数密度を調整することによって、優れたレーザ溶接性、成形性及び長期保管後の耐食性を備えたアルミニウム合金材を得るものである。
1.0〜16.0μmの円相当直径を有するAl−Fe系金属間化合物の平均数密度が20個/2500μm2未満の場合(当該金属間化合物が2500μm2当たりに存在する平均個数)には、Al−Fe系金属間化合物の分布が疎となるため、ビート幅や溶け込み深さが安定したレーザ溶接性を得ることができない。更にこの場合には、クリーニング効果が得られず、成形後の表面品質及び成形安定性が悪化する。また、比較的粗大なAl−Fe系金属間化合物が多くなるため、長期保管後の耐食性が低下する。一方、上記平均数密度が150個/2500μm2を超える場合には、Al−Fe系金属間化合物の円相当直径が小さくなるため、クリーニング効果が得られず、成型後の表面品質及び成形安定性が悪化する。更にこの場合には、レーザ吸収率の向上を増加させる効果が小さくなり、レーザ溶接時の溶け込みを深くする効果が低下し、安定した溶け込み深さを得ることが出来ない。以上により、1.0〜16.0μmの円相当直径を有するAl−Fe系金属間化合物の平均数密度を、20〜150個/2500μm2とする。なお、好ましい上記平均数密度は30〜130個/2500μm2である。
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、アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と;面削工程と;面削工程の前又は後に鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と;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;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の表面処理工程と;を備え、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、鋳造工程において、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凝固時の冷却速度が2〜20℃/秒であ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鋳造法等の常法に従い鋳造する。
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凝固時の冷却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凝固時の冷却速度が2〜20℃/秒となるように決定する。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、鋳塊表面の凝固時の冷却速度が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凝固時の冷却速度が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、表面除去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、化学的、電気化学的または機械的に材料表面を除去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除去されるため、最終板表面に相当する鋳塊厚み位置における凝固時の冷却速度が2〜20℃/秒となるように表面除去量を決定する必要がある。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。
X=(t−Δt)×(T−Δs)/t ここで、X:最終板厚のアルミニウム合金板表面に相当する、鋳塊板厚中央位置からの鋳塊厚み位置(mm)、T:鋳塊における、鋳塊板厚中央位置から表面までの距離(mm)、Δs:面削工程における片面の面削量(mm)、Δt:表面処理工程における片面の表面除去量(mm)、t:表面処理工程における、鋳塊板厚中央位置から板材表面までの距離(mm)である。
なお、複数回の表面処理工程を設ける場合は、上記式において、各表面処理工程毎のΔtとtを用いることにより、同様に算出可能である。
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、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。ここで、熱間圧延工程後の冷間圧延工程における圧下率とは、冷間圧延工程の途中に中間焼鈍段階が設けられる場合には、熱間圧延工程後から中間焼鈍段階までの冷間圧延工程における圧下率を示し、中間焼鈍段階が設けられない場合には、熱間圧延工程後から最終焼鈍段階までの冷間圧延工程における圧下率を示す。
最終アルミニウム合金板の調質に合わせて、中間焼鈍段階を設けずに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の途中で中間焼鈍段階にかけた後に、更なる冷間圧延工程として常法に従った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)。なお、中間焼鈍段階を設ける場合には、中間焼鈍段階後の最終冷間圧延工程における圧下率は20〜60%とするのが好ましい。また、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。なお、0.01%未満の成分については0.00%とした。得られた鋳塊を表2に示すように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460℃の温度で4時間加熱保持する加熱保持段階(均質化処理工程の代替ではない)にかけた後に直ちに、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、表2に示す表面処理を行った。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時間の最終焼鈍にかけて、最終厚さ0.8mmのアルミニウム合金板を得た。
鋳造工程後の鋳塊において、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凝固時の冷却速度を求めた。まず、鋳造工程後の鋳塊から、鋳造方向に対して直角となる面に沿って厚さ20mmのスライス板を切断した。次いで、このスライス板の一方の切断面を研磨し、研磨した観察面にバーカー氏液による電解処理を施した。そして、光学顕微鏡を用いて観察面のDASを測定した。表2に示すX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である。そして、表2に示す鋳造時の冷却速度は、位置XにおけるDASを用いて上記関係式1から算出したものである。
得られたアルミニウム合金板表面を常法に従って最終板表面から板厚方向に2〜3μm程度研磨した。研磨後のアルミニウム合金板表面に分散するAl−Fe系金属間化合物の円相当径及び数密度を測定した。具体的には、16μmを超える円相当直径を有するAl−Fe系金属間化合物の存在の有無、1.0〜16.0μmの円相当直径を有するAl−Fe系金属間化合物の円相当直径及び数密度を測定した。なお、円相当直径が1.0μm以上のAl−Fe系金属間化合物を視認できる倍率、例えば500倍以上の倍率で観察する必要がある。
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試料(短辺:60mm、長辺:100mm、厚さ:0.8mm)を、50℃、湿度95%の湿潤雰囲気で100時間保持した。次いで、これら試料の長辺同士を突合わせて、全長100mmにわたってレーザ溶接試験を行った。前述の湿潤雰囲気での保持前に、突合せ面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/分で溶接を行った。集光径は0.1mmφ、出力は圧延材の板厚0.6mm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。前述のレーザ溶接部の健全性と同様に、ビードの外観観察及び断面観察を行った。外観観察及び断面観察のいずれにおいても、溶接割れ、ビード欠陥及びブローホールが発生していなかったものを良好(○印)、溶接割れ、ビード欠陥及びブローホールの少なくともいずれかが発生しているものを不良(×印)と判定した。結果を表3に示す。
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3に示す角型の電池ケース1を成形した。この電池ケース1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。引張り強さの結果を表3に示す。
b・・・定数(33.4)
C・・・凝固時の冷却速度(℃/秒)
DAS・・・二次デンドライト枝間隔(μm)
n・・・定数(−0.33)
t・・・表面処理工程における、鋳塊板厚中央位置から板材表面までの距離(mm)
T・・・鋳塊における、鋳塊板厚中央位置から表面までの距離(mm)
X・・・最終板厚のアルミニウム合金板表面に相当する、鋳塊板厚中央位置からの鋳塊厚み位置(mm)
Δs・・・面削工程における片面の面削量(mm)
Δt・・・表面処理工程における片面の表面除去量(mm)
前記表面処理が電気化学的又は機械的に材料表面を除去する工程であり、片面の表面除去量Δt(mm)が、X:最終板厚のアルミニウム合金板表面に相当する、鋳塊板厚中央位置からの鋳塊厚み位置(mm)、T:鋳塊における、鋳塊板厚中央位置から表面までの距離(mm)、Δs:面削工程における片面の面削量(mm)及びt:表面処理工程における、鋳塊板厚中央位置から板材表面までの距離(mm)として、X=(t−Δt)×(T−Δs)/tを満たし、
前記熱間圧延工程が熱間粗圧延段階の前に鋳塊を加熱保持する加熱保持段階を備え、面削工程後の均質化処理工程又は鋳造工程後の均質化処理工程を前記加熱保持段階によって代替し、
前記均質化処理工程において、鋳塊が450〜620℃の温度で1〜20時間保持され、
前記熱間粗圧延段階における開始温度が380〜550℃であり、終了温度が330〜480℃であり、前記熱間仕上圧延段階における開始温度が、熱間粗圧延段階の終了温度と20℃以内の範囲にあり、終了温度が250〜370℃であり、
前記冷間圧延工程の途中に中間焼鈍段階が設けられる場合に、熱間圧延工程後から中間焼鈍段階までの冷間圧延工程における圧下率、ならびに、前記冷間圧延工程の途中に中間焼鈍段階が設けられない場合に、熱間圧延工程後から最終焼鈍段階までの冷間圧延工程における圧下率が50〜85%あり、
前記焼鈍工程の中間焼鈍段階及び最終焼鈍段階において、圧延材がバッチ式焼鈍炉で350〜450℃の温度で1〜8時間保持され、或いは、連続焼鈍炉で400〜550℃の温度で0〜30秒保持されることを特徴とする電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法とした。
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。なお、0.01%未満の成分については0.00%とした。得られた鋳塊を表2に示すように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460℃の温度で4時間加熱保持する加熱保持段階(均質化処理工程の代替ではない)にかけた後に直ちに、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、表2に示す表面処理を行った。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時間の最終焼鈍にかけて、最終厚さ0.8mmのアルミニウム合金板を得た。
前記表面処理が電気化学的又は機械的に材料表面を除去する工程であり、片面の表面除去量Δt(mm)が、X:最終板厚のアルミニウム合金板表面に相当する、鋳塊板厚中央位置からの鋳塊厚み位置(mm)、T:鋳塊における、鋳塊板厚中央位置から表面までの距離(mm)、Δs:面削工程における片面の面削量(mm)及びt:表面処理工程における、鋳塊板厚中央位置から板材表面までの距離(mm)として、X=(t−Δt)×(T−Δs)/tを満たし、
前記熱間圧延工程が熱間粗圧延段階の前に鋳塊を加熱保持する加熱保持段階を備え、面削工程後の均質化処理工程又は鋳造工程後の均質化処理工程を前記加熱保持段階によって代替し、
前記均質化処理工程において、鋳塊が450〜620℃の温度で1〜20時間保持され、
前記熱間粗圧延段階における開始温度が380〜550℃であり、終了温度が330〜480℃であり、前記熱間仕上圧延段階における開始温度が、熱間粗圧延段階の終了温度と20℃以内の範囲にあり、終了温度が250〜370℃であり、
前記冷間圧延工程の途中に中間焼鈍段階が設けられる場合に、熱間圧延工程後から中間焼鈍段階までの冷間圧延工程における圧下率、ならびに、前記冷間圧延工程の途中に中間焼鈍段階が設けられない場合に、熱間圧延工程後から最終焼鈍段階までの冷間圧延工程における圧下率が50〜85%あり、
前記焼鈍工程の中間焼鈍段階及び最終焼鈍段階において、圧延材がバッチ式焼鈍炉で350〜450℃の温度で1〜8時間保持され、或いは、連続焼鈍炉で400〜550℃の温度で0〜30秒保持されることを特徴とする電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法とした。
Claims (8)
- Fe:0.8〜2.0mass%、Si:0.03〜0.20mass%、Cu:0〜1.00mass%、Ti:0.004〜0.050mass%を含有し、Mg:0.02mass%以下及びMn:0.02mass%以下に規制され、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り、最終板厚のアルミニウム合金板表面から板厚方向に少なくとも5μmの深さまでの金属組織中において、1.0〜16.0μmの円相当直径を有するAl−Fe系金属間化合物の平均円相当直径が1.3〜1.9μmで、かつ円相当直径の変動係数が0.55以下であり、前記Al−Fe系金属間化合物の平均数密度が20〜150個/2500μm2で、かつ数密度の変動係数が0.30以下であることを特徴とする電池ケース用アルミニウム合金板。
- 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を鋳造する鋳造工程と;面削工程と;面削工程の前又は後に鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と;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の表面処理工程と;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、前記鋳造工程において、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凝固時の冷却速度が2〜20℃/秒であることを特徴とする電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記面削工程と表面処理工程のいずれか一方又は両方を備えない、請求項2に記載の電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法。
- 熱間圧延工程が熱間粗圧延段階の前に鋳塊を加熱保持する加熱保持段階を備え、面削工程後の均質化処理工程又は鋳造工程後の均質化処理工程を前記加熱保持段階によって代替する、請求項2又は3に記載の電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記均質化処理工程において、鋳塊が450〜620℃の温度で1〜20時間保持される、請求項2〜4のいずれか一項に記載の電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記熱間粗圧延段階における開始温度が380〜550℃であり、終了温度が330〜480℃であり、前記熱間仕上圧延段階における開始温度が、熱間粗圧延段階の終了温度と20℃以内の範囲にあり、終了温度が250〜370℃である、請求項2〜5のいずれか一項に記載の電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記冷間圧延工程の途中に中間焼鈍段階が設けられる場合に、熱間圧延工程後から中間焼鈍段階までの冷間圧延工程における圧下率、ならびに、前記冷間圧延工程の途中に中間焼鈍段階が設けられない場合に、熱間圧延工程後から最終焼鈍段階までの冷間圧延工程における圧下率が50〜85%ある、請求項2〜6のいずれか一項に記載の電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記焼鈍工程の中間焼鈍段階及び最終焼鈍段階において、圧延材がバッチ式焼鈍炉で350〜450℃の温度で1〜8時間保持され、或いは、連続焼鈍炉で400〜550℃の温度で0〜30秒保持される、請求項2〜7のいずれか一項に記載の電池ケース用アルミニウム合金板の製造方法。
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