201235479 , 六、發明說明： 【發明所厲技冬餘領域;j 發明領域 本發明係有關於一種用於鋰離子電池等二次電池用容 器之成形性及雷射熔接性優異的鋁合金板。 C ittr ]3 發明背景 由於Al-Mn系的3 000系合金在強度、成形性及雷射熔接 性較優異，因而被當作製造鋰離子電池等二次電池用容器 時的素材使用’乃在成形為期望的形狀後，藉由雷射熔接 加以密封作為二次電池用容器使用。並且，還有開發一種 將前述3000系合金與既存的3〇〇〇系合金作為基底，進一步 提高強度及成形性的二次電池容器用鋁合金板。 例如，在專利第4001007號公報中有記載一種矩形剖面 電池容器用紹合金板，其特徵在於：作為鋁合金板的組成 含有：Si : 0.10〜〇.6〇質量％、Fe : 0.20-0.60質量％、Cu : 0.10〜0_70質量％、Μη : 0.60~1.50質量％、Mg : 0.20〜1.20 質量％、Zr :超過〇·ΐ2且低於〇.2〇質量。/。、Ti : 0.05〜0.25質 量％ '及B : 0.0010〜0.02質量％，剩餘部分係由八丨及無法避 免之雜質所構成’且在圓筒容器深引伸成形法中，相對於 軋延方向的45。突耳率為4〜7〇/〇。 另一方面’最近亦有開發一種作為電池外殼具有充分 的強度與引伸-引縮加工性、潛變特性，且雷射熔接性優異 可抑制充電放電循環時外殼厚度增加的方型鋰離子電池外 3 201235479 殼用紹合金板。在特開201(M2_4號公報中則有記載一種 方型電池容器用紐合金板，其含有施：〇.8質量％以上且h8 質量％以下、Mg:超過0.6質量％且在1.2質量％以下、及^ 超過〇.5^量％且在l5f量％以下，並將作為雜質的&限制 在0.5質畺/〇以下且將&限制在〇 3質量〇/❶以下，剩餘部分則 具有由A1及無法避免之雜質所構成之組成，又，{謝}<100> 方位之方位社度(^與{123}<634>方位之方位密度s之比(⑽) 在0.65以上且在1>5以下，此外，最終冷乳延後之拉伸強度 在250MPa以上且在33GMPa以下，且延伸在1%以上。 然而，眾知，在以3000系合金為基底將其組成加以改 良之銘合金板中’也有祕炼人深度不足的問題，有時可 能會產生異常焊珠而在雷射熔接性上有問題。 爰此，亦有開發一種以1000系為基底且雷射熔接性優 異的二次電池容^祕合金板。在特開2__127()75號公報 中有記載一種脈衝雷射熔接用鋁合金材及電池外殼，其可 將A100G“材藉由脈衝雷祕接來防止異常部的產生並 均勻地形成良好的熔接部。依據該内容，習知，在鑄造過 程中用以抑制結晶粒粗大化所添加的Ti會對熔接部帶來不 良影響’因此’為了防止藉由脈衝雷射熔接將A1〇〇〇系鋁予 以熔接時之異料的形成’僅須將含於純财之Ti限制在 低於0.01質量％即可。 此外，作為以3000系合金為基底並已改良高強度、成 形性、及熔接性的鋁合金，在特開2〇〇3_726〇號公報中有記 載一種由Μη . 〇·3〜1·5質量。/〇、Fe :超過ι·〇且至1.8質量0/〇、 201235479 且剩餘。卩77為A1及無法避免之雜質所構成的二次 電池外殼 用在呂合金板，還可令古r 々d〇.l〜〇.8質量％及/或Mg:超過0.10 且至卿量％、及/机：Q G5〜q巧量％及/妨：G 〇5〜〇 2 質里％但’對於料性並未有詳細的檢討。 【明内溶^ j 發明概要 確實在_系中具有溶接性穩定（異常焊珠數量少） 且成形H優異但強度低之問題。所以，在链離子電池大型 化的進展中預料亦有高強度特性之要求，因此，直接適用 1000系的I呂材將有所問題。 如刖述，在30〇〇系的合金板中，雖可獲得強度與深溶 入深度C與1000系的合金板相較之下，有成形性較差且 異常焊珠數❹之傾向。又，在麵系的合金板中，雖然 成形性優異且異常焊珠數降低，但有強度不^之問題。 本發明係用以解決如上述之課題所提出者，其目的在 於提供-種具有可用於大独離子電池容^的高強度、 且成形性亦佳’而且雷㈣接性亦優異的A1_Fes銘合金 板。 為了達成其目的，本發明之成形性及熔接性優異之電 池外殼用鋁合金板之特徵在於：其具有下述化學組成及圓 等效徑長5μιη以上的第2相粒子數低於5〇〇個/mm2的金屬組 織，該化學組成為：含有!^ : 〇 H 5質量％、Mn : 〇 3^ 〇 質量。/〇、Ti: 0.002〜0.20質量。/。且他/以之質量比為ο ^ 〇， 剩餘部分係由A1及無法避免之雜質所構成，且作為無法避 201235479 免之雜質之Si、Cu及Mg分別為Si :低於0.30質量％、Cu : 低於0.20質量％、及Mg :低於0.20質量％。 在為冷軋未退火材的情況下為呈現5 %以上的延伸值 且90MPa以上的拉伸強度者。又，在為冷軋退火材的情況 下則為呈現20%以上的延伸值者。 為了防止鑄造時之鑄塊裂痕或雷射熔接時之焊珠裂 痕，亦可為還含有Zr : 0.05〜0.20質量％者。 由於本發明之鋁合金板具有高強度且成形性亦佳，並 具備有良好的雷射熔接性，因此可以低成本製造密閉性能 佳且可抑制膨脹的二次電池用容器。 尤其，在為冷軋未退火材的情況下具有90MPa以上的 拉伸強度，又，在為冷軋退火材的情況下，則延伸值在20% 以上，展現出良好的成形性。 圖式簡單說明 第1圖係說明異常焊珠數之測定/評估方法的概念圖， (A)為熔接焊珠之俯視圖，及(B)為顯示沿著焊珠長度方向之 焊珠寬度變化的圖表。 第2圖係說明熔入深度之測定/評估方法的概念圖，（A) 為熔接焊珠之俯視圖，及(B)為剖面圖。 【實施方式；1 用以實施發明之形態 一次電 >也係將電極體放入容器中以後，藉由溶接等覆 蓋上蓋子力α以密封所製造。若將此種二次電池使用在行動 電話等’會有充電時容器内部溫度上升而使容器内部的壓 6 201235479 田塑造容器的材料強度太低時， 在所製造之容器產生大女 有 的鉍脹之問題。所以，使用的才 料必須具有高強度。 材 又’由於一般係使用壓製法來作為塑造容器之方法 因此使用的材料本身須具有良好的壓製成形性。， 、而由於作為覆蓋上蓋子加以㈣之方法係使 接法，因此亦要求熔接性 熔 用容器等時之，幽二:用異。還有，作為製造， 夕使用雷射熔接法。 而，有關雷㈣接性之課題，例如有：⑴炼接 =穩定性，溶人深度的穩定性·，及⑺獲得相對於溶接ΐ 珠寬度更深的熔入深度。 -般而言’-旦溶接焊珠寬度變寬 深之傾向。因此，可能m有加 焊珠寬度践、姐在異料珠部巾產生溶接 的貫穿等而招致電池性^^果’嚴重時可能產生炫融部 『生此或可靠性的降低。 在另方面’為了調查炫 剖面，相當耗費勞力。但，“ X a須銳察夕處的 焊珠甯声盥忮 則述，在同—合金内，熔接 接焊珠ΐ度來檢:二有相關’從該點看來，藉由測定炼 的異常熔:深度之焊::率大:焊珠’可輕易地調查問題所在 本發明人等為了獲得_ 並透過生狀溶接部之異常^度且㈣成形性優異， 的調查發現雷射熔接性亦佳的^及炼接部中之溶入深度 檢討而達至本發明。 金板，不斷地重複精闢 201235479 於以下說明其内容。 首先，說明本發明中含於二次電池容器用鋁合金板之 各元素的作用及適當含量等。
Fe : 0.3〜1.5 質量％
Fe係用以㈣合金板強度增加並確料射轉中之炼 入深度的必要元素。Fe含量若低於Q 3f量％，便會使紹合 金板強度降低且使雷射熔接時之熔入深度減少，故非2 想。Fe含量若超過15質量％，則在鑄塊鑄造時會結晶出 Al-(Fe · Mn)-Si系及Al6Fe等粗大介金屬化合物而使最^板 之成形性降低，且在雷射熔接時該等介金屬化合物與Μ基 質相較之下較易蒸發而使異常焊珠數增加、熔接性降低， 故非理想。 所以’ Fe含量係設在on.5質量％之範圍。較理想的 Fe含量在0.5〜1.5質量％之範圍。更理想的Fe含量在〇7〜15 質量％之範圍。 Μη : 0_3〜1,0 質量〇/〇 Μη係用以使鋁合金板強度增加並確保雷射炼接之炫 入深度的必要元素。Μη含量若低於〇.3質量❾/〇,便會使鋁人 金板強度降低且使雷射熔接時之熔入深度減少，故非理 想。Μη含量若超過1.〇質量％，則在鑄塊鑄造時會結晶出 Al-(Fe · Mn)-Si系及AUMn等粗大介金屬化合物而使最終板 之成形性降低’且在雷射熔接時該等介金屬化合物與…基 質相較之下較易蒸發而使異常焊珠數增加、熔接性降低， 故非理想。 8 201235479 所以，Μη含量係設在0.3〜1.0質量％之範圍。較理想的 Μη含量在0.3〜0_8質量％之範圍。更理想的Μη含量在〇 4〜〇 7 質量％之範圍。
Ti : 0.002〜0.20 質量 ％
Ti可在鑄塊鑄造時作為晶粒微化劑起作用來防止鑄造 裂痕。當然，Ti可單獨添加，但藉由與B共存，更可期待強 力的結晶粒之微化效果，因此亦可以桿式硬化機來添加 Al-5%Ti-l%B 等。 Τι合|若低於0.002質量％，會使鑄塊鑄造時之微化效 果不夠充分，故而有招致鑄造裂痕之虞，並非理想。又， Ti含量若超過〇.2〇質量％，則在鑄塊鑄造時會結晶出丁认^ 等粗大介金屬化合物而使最終板之成形性降低，故非理想。 所以，Ti含量係設在0.002〜0.20質量％之範圍。較抑 的Ti含量在0.002〜〇.15質4%之_。更理想的Ti含量^ 0.005〜0.10質量％之範圍。
Zr : 0.05〜0.20 質量％ &與丁丨同樣地可在鑄塊鑄造時作為晶粒微化劑起作用 來防止鑄造裂痕。X，若使Ti妨共存，可防止伴隨各冷 凝固之_焊珠部在㈣日杨裂痕發生而相脈衝雷祕 接之高速化。若使Ti、Zr及B共存，則可使防止伴隨急冷凝 固之溶接焊珠部在凝固時產生裂痕的效果更加顯著。因 此，可視需求而含有。 &含量若超過G.2G質量％ ’在鵠塊鑄造時會結晶出 ZrAl3等粗大介金屬化合物錢最終板之成形性降低故非 9 201235479 理想。Zr含量若低於〇.〇5質量％則無法獲得充分的效果。所 以，理想的Zr含量為0.05〜0.20質量％。較理想的Zr含量在 〇·〇7〜0.20質量％之範圍。更理想的Zr含量在0 07〜018質量％ 之範圍。 B : 0.0005〜0.10 質量％ B亦與Ti、Zr同樣地可在鑄塊鑄造時作為晶粒微化劑起 作用來防止鑄造裂痕，因此可視需要而含有。 B含量若超過〇.1〇質量％，會使丁出2變成穩定化的介金 屬化合物而使晶粒微化效果衰減’並有引起DI成形後之外 觀表皮粗糙之虞，故非理想。B含量若低於〇.〇〇〇5質量％則 無法獲得充分的晶粒微化效果。所以，理想的B含量為 0.0005~0.10質量°/。。較理想的b含量在o.ooi〜0.05質量％之 範圍。更理想的B含量在0_〇〇1〜〇.〇1質量％之範圍。 作為無法避免之雜質之Si含量：低於〇.3〇質量％ 作為無法避免之雜質之Si含量宜限制在低於〇·3〇質 量％。Si含量若在0.30質量。/。以上，在鑄塊鑄造時會結晶出 Al-(Fe · Mn)-Si等粗大介金屬化合物而使成形性降低。較理 想的Si含量為低於0.25質量％。更理想的Si含量為低於〇 2〇 質量％。 在本發明中’只要Si含量低於〇.2〇質量％，即不會有成 形性及熔接性等特性降低之問題。 作為無法避免之雜質之Cu :低於〇.2質量0/〇 亦可含有作為無法避免之雜質之Cu在低於〇 2質量％範 圍。在本發明中，只要Cu含量低於〇.2質量％，即不會有成 10 201235479 •形性及熔接性等特性降低之問題。 作為無法避免之雜質之Mg :低於0.2質量％ 亦可含有作為無法避免之雜質之Mg在低於0.2質量％ 範圍。在本發明中，只要Mg含量低於0.2質量％，即不會有 成形性及熔接性等特性降低之問題。 其他無法避免之雜質 無法避免之雜質係無法避免地從原料裸金屬或回爐廢 料等混入者’該等的可許容含量為例如：Zn低於0.25質量 % ; Ni低於0.20質量％ ; Ga及V低於0.05質量％ ; Pb、Bi、 Sn、Na、Ca、Sr分別低於0.02質量％ ;且其他各低於0.05 . 質量％ ;只要在該範圍内，即便含有管理外之元素，亦不 會妨礙本發明之效果。
Mn/Fe之質量比：0.2〜1.〇 在本發明範圍内的Fe、Μη含量之範圍内，Mn/Fe比若 低於0.2 ’則雷射熔接時之熔入深度會減少，故非理想。在 本發明範圍内的Fe、]^11含量之範圍内，Mn/Fe比若超過1 〇 則會使異常焊珠數增加，故非理想。 另外’Mn/Fe之質量比會對鑄塊鑄造時結晶出之介金屬 化合物的種類及數量造成影響。例如：眾知當Mn/Fe質量比 一旦增加，AUMn系介金屬化合物之數量亦會增加。 另—方面，雷射熔接時，該等AUMn等介金屬化合物與 A1 F"e Si、Aije、A〖3Fe等介金屬化合物相較之下較易蒸發 U 且不穩定。因此，Mn/Fe比若超過1.0，可能會使雷射熔接 時之異常焊珠數增加而使熔接性降低。 11 201235479 又’ Μη係藉由固溶於a丨基質中來增加材料之熱阻，因 此在確保雷射熔接時之熔入深度之點而言，為比Fe更重要 的元素。因此，Mn/Fe比若低於〇.2，則可能會使雷射熔接 時之熔入深度不夠充分。 拉伸強度及延伸值 冷軋未退火材：延伸值5°/。以上且拉伸強度％MPa以上 冷軋退火材：延伸值20%以上 而’將Al-Fe系鋁合金板適用於大型链離子電池容器等 時，不僅須具有高強度及良好的雷射溶接性，亦需要有良 好的成形性。材料強度可以進行拉伸試驗時之拉伸強度得 知，又，成形性可以拉伸試驗時之延伸值得知。 詳細將於後述之實施例記載，就適用於大型鋰離子電 池容器等之本發明之Al-Fe系鋁合金板而言，為冷軋未退火 材時，以具有延伸值5❶/◦以上且拉伸強度9〇MPa以上之特性 者為宜；為冷軋退火材時’則以具有延伸值2〇%以上之特 性者為宜。 金屬組織中之圓等效徑長5μηι以上的第2相粒子數低於5〇〇 個 /mm2 如上述之特性可藉由仔細調整具有前述特定化學組成 之Al-Fe系鋁合金板的金屬組織而顯現。 具體而言’只要使金屬組織中之圓等效徑長5μπι以上 的第2相粒子數低於500個/mm2即可。 不論為冷軋未退火材或為冷軋退火材，在金屬組織皆 無差異。只要具有如上述之金屬組織，在冷軋未退火材即 12 201235479 ，呈現5%以上的延伸值且9〇MPa以上的拉伸強度，在冷軋退 火材則呈現2〇%以上的延伸值。 接下來’簡單介紹製造如上述之二次電池容器用鋁合 金板之方法。 熔解•熔製 將原料投入熔解爐中，並在達到預定的熔解溫度時適 田地杈入助熔劑進行攪拌，再視需求使用噴搶等進行爐内 脫氣後加以鎮靜保持’然後從熔汁表面分離熔渣。 在°亥炫解.溶製中，為了作成預定的合金成分，雖然 母合金等再度的原料投入亦相當重要，但直到前述助熔劑 及熔渣從鋁合金熔汁中分離且浮上熔汁面為止，充分取得 . 鎮靜時間乃極度重要。鎮靜時間一般以採取30分鐘以上為 • 宜。 以熔解爐所熔製之鋁合金熔汁可依情況暫時移至保持 爐後再進饤鍀造’亦可直接從炼解爐取出加以禱造。較理 想的鎮靜時間為45分鐘以上。 視需求，亦可通過線内脫氣、濾器。 線内脫軋係以從旋轉轉子將惰性氣體等噴入銘溶汁 中，使熔汁中之氫氣擴散至惰性氣體之泡中而除去之種類 為主流。使用氮氣作為惰性氣體時，將露點管理在例如-60 °C以下乃相#重要。鑄塊之氫氣量宜減低至G_2GeC/100g以 下。 當铸塊之氫氣量太多時，會在鑄塊之最終凝固部產生 孔隙，因此必須將熱軋延步驟中每1道次之乾縮率限制在例 13 201235479 如7%以上，以消去孔隙。 又，雖可能因熱軋延步驟前之均質化處理條件而有所 不同，但過度飽和地固溶於鑄塊中之氫氣亦有可能會在最 終板之成形後的雷射熔接時析出，而於焊珠產生多數的氣 孔。因此，較理想的鑷塊之氫氣量為〇15cc/1〇〇g以下。 鑄造 鑄塊係藉由半連續鑄造(DC鑄造）而製造。在通常的半 連續铸ϊβ·中’由於鱗塊的厚度一般在400~600mm左右，因 此鑄塊中央部的凝固冷卻速度在H/sec左右。所以，尤其 在將高Fe、Μη含量的鋁合金熔汁予以半連續鑄造時，在鑄 塊中央部會有Al-(Fe · Mn)_Si等較粗的介金屬化合物從鋁合 金炫汁,结晶出之傾向。 半連續铸造中之鑄造速度雖會因鑄塊的寬度及厚度而 異’但通常亦會將生產性納入考量而設為5〇〜7〇rnm/lnin。 然而，進行線内脫氣時，若考慮到脫氣處理槽内之實質的 溶汁滯留時間’雖會因惰性氣體之流量等脫氣條件而異， 但鋁熔汁之流量(每單位時間之熔汁供給量）愈小，愈可提升 槽内之脱氣效率而達到減低鑄塊之氫氣量的可能性。又， 雖因鑄造的注入條數等而異，但為了減低鑄塊的氫氣量， 宜將鑄造速度限制為3〇〜5〇mm/min。更理想的鑄造速度為 3〇〜4〇mm/min。當然，一旦鑄造速度低於3〇mm/min，便會 使生產性降低，故非理想。而，不消說，鑄造速度愈慢， 愈可使禱塊中之槽（SUmp)(固相/液相之界面）的傾斜緩和， 進而可防止鑄造裂痕。 14 201235479 , 均質化處理：42〇〜6〇〇〇Cxl小時以上 對藉由半連續禱造法铸造而得之鑄塊施行均質化處 理。 田^質化處理係為了使軋延容易進行而將缚塊保持在高 &進行轉造騎、或解除铸塊内部殘留應力的處理。在本 =中’必須以保持溫度420〜鮮C保持i小時以上。此時， 均質化處理亦為用以使禱造時所結晶出構成介金屬化合物 的過渡元素等在某程度上固溶至基質中之處理。該保持溫 度過低或保持溫度太短的情況下，會有上述過渡元素等之 固溶無法進行而使再結晶粒變粗，進而無法精美地完成DI 成形後之外觀表皮之虞。又，一旦保持溫度過高，會有引 起鑄塊中細微的最終凝固部之CuMgA丨2等共晶部分熔融— 即所明的禱砂燒結—之虞。較理想的均質化處理溫度為 420〜590。(：。 熱軋延步驟 以預定時間保持在高溫之鎮塊經過均質化處理後，直 接以活動吊具吊起並移送至熱軋延機，又，雖會因熱軋延 機機種而異，但一般係藉由數次的軋延道次加以熱軋延而 作為預定厚度一例如4〜8mm左右一的熱軋板捲取至輥。 冷軋延步驟 使已捲取熱軋延板之輥通過冷軋機，且通常會施行數 道次的冷乳延。此時，會因以冷軋延而導入的塑性應變引 起加工硬化，因此，可視需求進行中間退火處理。通常， 中間退火亦為軟化處理，因此，雖因材料而異但亦可於分 15 201235479 ⑽爐插人冷軋觀’以·〜45Gt的溫度進行i小時以上之 保持。保持溫度-旦低於綱t將無法促進軟化而保持田 度若超過4抓料招致處理成本之增大。又，中間退火^ 藉由連續退域以例如彳贼〜的溫度料1 $秒鐘以 内之後再急速冷卻，亦可兼作賴化處理。保持溫度—曰 低於45Gt將無法促進軟化，而㈣溫度若超财代則 引起鑄砂燒結之虞。 最終退火 在本發明中，於最終冷軋延之後進行之最終退火亦可 為分批處理，例如藉由退火爐以溫度400〜500。(：保持〗小時 以上，但若藉由連續退火爐以例如5〇〇<Jc〜55〇<)c的溫度保持 15秒鐘以内之後再急速冷卻，亦可兼作溶體化處理。 不論何者，在本發明中，最終退火並非必須，但若考 慮到一般DI成形中之成形性，則以盡可能使最終板軟化為 且。若亦考量到模具成形步驟中之成形性，則以作為退火 材、或溶體化處理材為宜。 在以機械強度一而非成形性一為優先之情況下，以A 札未退火材作提供。 最終冷軋率 施行最終退火時的最終冷軋率在50〜90%之範圍内為 宜。只要最終冷軋率在該範圍内，可使退火後之最終板的 平均再結晶粒在20〜ΙΟΟμηι且將延伸值設在20°/。以上，進而 可精美地完成成形後之外觀表皮.。更理想的最終冷軋率在 60〜90%之範圍。 16 201235479 另一方面，未施加最終退火而作為冷軋未退火材時的 最終冷軋率以在5〜40%之範圍為宜。DI成形時，若引縮加 工增多’則必須提供比退火材稍為硬一些的最終板。最終 冷軋率若低於5%，雖因組成而異但會難以將最終板之拉伸 強度設在90MPa以上，又最終冷軋率若超過4〇%，雖因組成 而異但會難以將最終板之延伸值設在5%以上。 只要最終冷軋率在該範圍内’即可將冷軋未退火最終 板之延伸值設在5%以上且將拉伸強度設在9〇MPa以上。更 理想的最終冷軋率在10〜30°/。之範圍。 藉由經過如上的一般步驟’可獲得二次電池容器用鋁 合金板。 實施例 最終板之作成 將預定的各種鑄錠予以計量、摻混後，將各6kg(合計8 個供試材）的鑄錠插入填裝至有塗佈脫模材之#2〇坩堝中。 將該等坩堝插入電爐内並以780。(：加以熔解除去熔渣後，將 炼汁溫度保持在760 C，接下來將脫溶查用助炼劑各6g包入 鋁箔中並以塞進器壓入添加。 接下來，於熔汁中插入喷搶，以流量^此如化喷入N2 氣體10分鐘以進行脫氣處理。然後進行3〇分鐘的鎮靜，再 以攪拌棒除去浮在熔汁表面上之熔渣後，以勺具採取盤形 樣本至成分分析用鑄模中。 再來’使用夾具依序從電爐内取出坩堝，並於業已預 熱的模具(250mmx200mmx30mm)中鑄入銘熔汁。各供試材 17 201235479 的盤形樣本係藉由發光分光分析進行組成分析。其結果顯 示於表1。 表1 :供試材的成分組成 供試材 No. 成分組成(質量％) Mn/Fe Si Fe Μη Cu Mg Ti Zr B 實施例1 0.015 0.35 0.34 <0.01 <0.01 0.002 0.001 0.001 0.97 實施例2 0.19 1.02 0.97 <0.01 <0.01 0.003 0.001 0.001 0.95 實施例3 0.07 1.21 0.56 <0.01 <0.01 0.01 0.003 0.004 0.46 實施例4 0.07 1.25 0.54 <0.01 <0.01 0.01 0.05 0.001 0.43 比較例1 0.24 0.49 1.27 0.26 0.53 0.02 0.003 0.001 2.59 比較例2 0.07 1.60 0.94 <0.01 <0.01 0.004 0.002 0.002 0.59 比較例3 0.01 0.011 <0.01 <0.01 <0.01 0.002 0.001 0.002 - 比較例4 0.015 0.28 <0.01 <0.01 <0.01 0.002 0.001 0.001 - 比較例5 0.015 0.015 0.28 <0.01 <0.01 0.002 0.001 0.001 18.7 比較例6 0.5 1.24 0.49 0.52 0.53 0.08 0.10 - 0.40 鑄塊係在切斷鑄塊頭後，將兩面各面削2mm作為厚度 26mm。 將該鑄塊插入電熱爐中，以l〇〇°C/hr的升溫速度加熱至 430°C進行430°Cxl小時的均質化處理，再以熱軋延機施加 熱軋延直到成為6mm厚度為止》 對該熱軋延板施加冷軋延而獲得厚度1.25mm的冷軋 板。將該冷軋板插入退火裝置中進行390°Cxl小時保持的中 間退火處理後，從退火裝置取出退火板並加以氣冷。接下 來，對該退火板施加冷軋延而獲得厚度丨.〇mm的冷軋板。 此時的最終冷軋率為20%。 冷軋退火板係未對前述熱軋延板施加中間退火而直接 施加冷軋延獲得1mm的冷軋板。此時的最終冷軋率為83.3%。 18 201235479 . 最終退火係將冷軋板插入退火裝置中進行39〇tXl小時退 火處理後，從退火裴置取出冷軋板並加以氣冷。 接下來’對以上述方法所製得之最終板(各供試材）進行 成形性、及雷射熔接性之評估。 成形性評估 所獲得之最終板的成形性評估係藉由拉伸試驗之延伸 (%)所進行。 具體而言，以拉伸方向平行於軋延方向的方式採取 JIS5號試驗片，再依據1182：2241進行拉伸試驗，並求算拉伸 強度(UTS)、0.2%耐力（YS)、及延伸（斷裂延伸）。 在冷軋未退火最終板中，視延伸值在5%以上之供試材 . 為成形性良好（〇），且視低於5%之供試材為成形性不良 (x)。評估結果顯示於表2。 在冷軋後有施加退火的最終板中，視延伸值在2〇。/0以 上之供試材為成形性良好(〇），且視低於20%之供試材為成 形性不良（X)。評估結果顯示於表3。 而，表3中之供試材No.係以表1中所示之各供試材ν〇· 加上10的位數之No.表示。 雷射熔接條件 就所獲得之最終板進行脈衝雷射照射，以進行雷射熔 接性評估。使用LUMONICS公司製YAG雷射熔接機JK7(H， 在頻率37·5Ηζ、熔接速度450mm/min、每脈衝之能量6.0J、 且遮蔽氣體（氮氣)流量1.5(L/min)的條件下，使同供試材的2 片板以端部彼此毫無隙間的方式抵合’並沿著該部分進行 201235479 全長120mm長的脈衝雷射’熔接。 雷射溶接性之評估異常焊珠數之測定/評估 藉下來，就雷射溶接性評估測定產生於熔接部之異常 焊珠數。首先，將上述120mm長的熔接線之中，中央部6〇mm 長之熔接線決定為測定區域。再來，如第丨圖顯示，在熔接 方向以0.05mm之間隔連續測定由沿著6〇mm長之溶接線所 形成的各脈衝所造成之圓形熔融焊珠之寬度，算出每1〇111〇1 長（1區間）之「平均熔接焊珠寬度」後，計數顯示自各區間 之平均嫁接焊珠寬度」偏離比率在ι·ι以上之焊珠寬度之 處的數量。將該計數合計60mm(6區間）份，作為其供試材之 異常焊珠數。 在本說明書中，視異常焊珠數低於10的供試材為異常 烊珠數評估良好(〇），並視異常焊珠數在1〇以上的供試材為 異常¥珠數評估不良（X)。將冷軋未退火材之評估結果顯示 於表2，並將冷軋退火板之評估結果顯示於表3。 炫入深度之測定/評估 接下來，就雷射熔接性評估測定炫接部中之溶入深 度。如第2圖顯示，切出與熔接方向呈垂直的方向中之板剖 面並將之埋入熱可塑性樹脂中加以鏡面研磨，以進行熔接 部垂直剖面之金屬組織觀察。 鑄造時所結晶出的介金屬化合物係藉由脈衝雷射照射 之加熱而升溫到高溫並熔解於鋁中，其瞬後將熔融焊珠予 以急冷使其成為構成前述介金屬化合物之Fe、、&等元 素過飽和地固溶於A1基質中之組織。 20 201235479 所以，藉由熔接部垂直剖面之金屬組織觀察，在該剖 面中”有未觀察到介金屬化合物的A1基質之區域為熔融部 刀藉由測定該區域離最終板表面的最大深度，可測定熔 入深度。 就1供試材進行5刮面的熔入深度測定，並將其平均值 "彳’、D式材中之熔入深度(μιη)。而，此時，在前述異常 焊珠中之剖面為測定對象以外。 在本說明書中，視熔入深度220μιη以上的供試材為熔 入/木度怦估良好(〇），並視熔入深度低於220μιη的供試材為 溶入深度評估不良（χ)。將冷軋未退火材之評估結果顯示於 表2，並將冷軋退火板之評估結果顯示於表3。 表2 :供試材的評估結果(冷軋未退火材)
供試材 No. 異常 數 熔入 深度 拉伸特性 異常 焊珠 炫入 成形性 (延伸） 4kW (μιη) UTS (MPa) YS (MPa) 延伸 (%) 實施例1 0 250 106 104 10 〇 〇 〇 實施例2 0 249 148 143 9 〇 〇 〇 實施例3 1 280 140 125 15 〇 〇 〇 實施例4 0 223 141 128 14 〇 〇 〇 比較例1 19 276 226 217 3 X 〇 X 比較例2 13 355 140 136 <1 X 〇 X 比較例3 0 185 68 67 8 〇 X 〇 比較例4 0 199 91 89 16 〇 X 〇 比較例5 0 179 85 85 6 〇 X 〇 比較例6 2 251 224 222 <1 〇 〇 X 21 201235479 表3 :供試材的評估結果（冷軋退火材）
供試材 No. 異常 焊珠數 炫入 深度 拉伸特性 異常 焊珠 炫入 成形性 (延#) 4kW (μιη) UTS (MPa) YS (MPa) 延伸 (%) 實施例11 0 222 95 33 32 〇 〇 〇 實施例12 0 一 221 135 76 28 〇 〇 〇 實施例13 2 229 110 60 40 〇 〇 〇 實施例14 0 225 112 61 39 〇 〇 〇 比較例11 20 261 160 100 25 X 〇 〇 比較例12 11 340 168^ 90 17 X 〇 X 比較例13 0 196 67 29 45 〇 X 〇 比較例14 0 205 70 30 43 〇 X 〇 比較例15 0 208 75 41 38 〇 X 〇 比較例16 1 238 170 92 19 〇 X 各供試材之評估 顯不有關冷軋未退火材之評估結果的表2中，實施例 1〜4為本發明之組成範圍内的冷軋材，雷射熔接性（異常焊 珠數評估、炼入深度評估）、及成形性皆良好(〇）。 比較例1中，Mn含量高為1_27質量❶/〇且Mii/Fe比亦為 2.59在本發明範圍外，雖然熔人深度評估良好(〇)，但成形 性不良⑺且異常焊珠數評估;f良⑺。 j τ . 向马1力買重％在本發明範圍外， 評估不良（X)。 然炫入深度評估良好(〇)，但鼓彡料良(X)且異常焊硃 評估不良〔>0。 比較例3〜5中，Fe、Mn皆低，在本發明範圍外，雖然
成形性良好(〇)且異常焊珠數評估良好(〇)，但炫入深 估不良（X)。 J 22 201235479 _為本發明之:=之評估結果的㈣，實施例 焊珠數料卜 退讀，#㈣接性(異常 知珠f估、“深度評估）、及成频皆良好(〇）。 比較例11中，Mn含量高為127f量％且祕e比亦為 2.59在本發明範圍外，雖然炫入深度評估良好(〇)且成形性 良好(〇）’但異常焊珠數評估不良(X)。 匕較例12中，Fe含量高為16質量％在本發明範圍外， 雖然熔人深度評估良好(◦)，但絲料良(X)且異常焊珠 數評估不良（X) 比較例13〜15中’ Fe、Μη皆低，在本發明範圍外，雖 然成形性良好(〇)且異常焊珠數評估良好(〇)，但炫入深度 評估不良(X)。 ^ 比較例16中，Si含量高為〇.5質量％在本發明範圍外， 雖然炼人深度評估良好(〇)且異f焊珠數評估良好(◦)，但 成形性不良(X)。 金屬組織中之第2相粒子數測定 將與所獲得之最終板之軋延方向呈平行的縱剖面（與 LT方向呈垂直之刮面）予以切出並埋入熱可塑性樹脂中加 以鏡面研磨，再進行金屬組織觀察。以光學顯微鏡照相拍 攝微金屬組織(每1視野之面積；0.0334mm2、各試料拍攝1〇 視野)並進行相片的圖像解析，以測定每單位面積之圓等效 23 201235479 徑長5 μπι以上的第2相粒子數。將冷軋未退火材之圖像解析 之測定結果顯示於表4，並將冷軋退火板之圖像解析之測定 結果顯示於表5。 表4 :第2相粒子數(單位：個/mm2)(冷軋未退火材） 供試材No. 圓等效徑長5μιη以上 實施例1 41 實施例2 342 實施例3 123 實施例4 40 比較例1 398 比較例2 1007 比較例3 0 比較例4 0 比較例5 0 比較例6 614 表5 :第2相粒子數(單位：個/mm2)(冷軋退火材) 供試材No. 圓等效徑長5μηι以上 實施例11 13 實施例12 326 實施例13 156 實施例14 26 比較例11 413 比較例12 965 比較例13 1 比較例14 0 比較例15 0 比較例16 553 24 201235479 從顯示有關冷軋未退火材之評估結果的表4可知，在金 屬組織中之圓等效徑長5μηι以上的第2相粒子數在5〇〇個 /mm2以上的情況下（比較例2、6)，在拉伸試驗中，在較粗 的第2相粒子與基質之界面中容易產生剝離，因此延伸值會 變低到低於5°/〇。 所以，可知，在本發明中，為了使延伸值在5%以上， 必須使金屬組織中之圓等效徑長5μιη以上的第2相粒子數 低於500個/mm2。 從顯示有關冷軋退火材之評估結果的表5可知，在金屬 組織中之圓等效徑長5μιη以上的第2相粒子數在5〇〇個/mm2 以上的情況下（比較例12、16) ’在拉伸試驗中，在較粗的第 2相粒子與基質之界面中容易產生剝離，所以延伸值會變低 到低於20%。 所以，可知，為了使延伸值在20%以上，必須使金屬 組織中之圓等效徑長5μιη以上的第2相粒子數低於5〇〇個 /mm2。 產業上之可利用性 依據本發明，可提供具有可適用於大型鐘離子電池容 器的高強度，且成形性優異、雷射熔接性亦佳的Al-Fe系鋁 合金板。 【圖式簡單說明】 第1圖係說明異常焊珠數之測定/評估方法的概念圖， (A)為熔接焊珠之俯視圖，及(B)為顯示沿著焊珠長度方向之 ύ 焊珠寬度變化的圖表。 25 201235479 第2圖係說明熔入深度之測定/評估方法的概念圖，（A) 為熔接焊珠之俯視圖，及(B)為剖面圖。 【主要元件符號說明】 (無） 26