(57)【要約】【課題】強度、レーザ溶接性及び成形性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板を提供する。【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
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【特許請求の範囲】
【請求項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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、携帯電話、デジタルカメラ、ノート型パーソナルコンピュータ等に用いられるリチウムイオン電池などの電池用ケースとして好適な強度、レーザ溶接性及び成形性に優れたアルミニウム合金板に関する。また本発明で得られるアルミニウム合金板は電池蓋として利用することも出来る。
【背景技術】
【０００２】
リチウムイオン二次電池の多くが、缶体と蓋からなるケース材の両方にアルミニウム材を用いている。一般に、缶体はプレスにより、アルミニウム板又はアルミニウム合金板を深絞り成形及びしごき成形して製造される。蓋はアルミニウム板又はアルミニウム合金板を打ち抜き加工又は機械加工により缶体と接合する所定形状に成形され、端子の取り付けのための孔や窪み、液注入口などが設けられたものである。缶体は深い筒状の形態を有するが、蓋は平板に近い形態を有する。缶体と蓋は、電極などの内部構造体を封入した後に周囲をレーザ溶接により封止される。
【０００３】
このように、電池用ケース材には、優れた成形性と共に良好なレーザ溶接性が求められる。特に自動車用などの電池において、レーザ接合部に長期の耐久性が必要となる場合が増えている。近年、効率的な電池生産のため、レーザ溶接速度が高速化されて、レーザ溶接の難度が増してきている。高速レーザ溶接においても溶け込み深さや溶接痕（ビード）幅のバラツキが少なく、安定した継手が得られる電池ケース用のアルミニウム合金板が求められている。
【０００４】
Ａｌ−Ｍｎ系のＪＩＳ３００３アルミニウム合金板では、凝固収縮の応力が液相残存部に加わることで生じる溶接割れ（凝固割れ、熱間割れ）が発生し易く、またそれに伴う溶接部の強度の低下が問題となる。純アルミニウム系のＪＩＳ１０５０では、溶接割れは発生しにくいが、レーザ溶接の安定性に欠け、強度も低い。レーザ溶接性に優れたアルミニウム合金板として、ＪＩＳ８０７９やＪＩＳ８０２１に代表されるＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板が提案されている（特許文献１、２）。
【０００５】
レーザ溶接性を得るために、特許文献１、２ではＦｅ等の含有量が規定されている。Ｆｅの含有量がレーザ溶接性に及ぼす影響は大きく、特に金属間化合物が存在することでレーザ吸収率が増加するため、深い溶け込みが得られ易いことが知られている。
【０００６】
しかしながら、これらの技術では、強度がＪＩＳ３００３より劣っており、電池ケース及び電池蓋に適用するには不十分である。
【０００７】
電池ケースは、絞り加工としごき加工からなる複数工程を組み合わせて成形されるものであるが、近年では電池生産効率化が求められており、ケースの深絞り成形及びしごき成形、電池蓋の打ち抜き加工及び機械加工の速度は高速化している。高速成形あるいは高速加工により、成形あるいは加工中に金型表面へのアルミニウムの凝着によるビルドアップや凝着アルミニウムの酸化による焼付きによって、金型とアルミニウム合金板の間の潤滑性が低下する。その結果、成形後の表面に筋状模様や欠陥が発生し易くなり、また所定の形状に成形あるいは加工できない問題が発生し易くなった。従って、成形性、特に成形後の表面品質及び成形安定性に優れたアルミニウム合金板が望まれている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１１−１４０７０８号公報
【特許文献２】特開２００７−２６２５５９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記事情を背景としてなされたもので、アルミニウム合金の成分を確実かつ適切に制御することにより優れた強度、レーザ溶接性及び成形性を有する電池ケース用アルミニウム合金板の提供を目的とする。本発明で得られるアルミニウム合金板は電池蓋としても利用できる。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者等は、前述のような課題を解決するべく鋭意研究を重ねた結果、アルミニウム合金板のＦｅ、Ｓｉ、Ｃｕ及びＴｉの含有量を厳密に調整することによって、前述の課題を解決できることを見出して本発明を完成するに至った。
【００１１】
具体的には、本発明は請求項１において、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とした。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、優れた強度、レーザ溶接性及び成形性を備えた電池ケース用アルミニウム合金板を提供することができる。また、本発明で得られたアルミニウム合金板は電池蓋にも利用できる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】多段プレス成形を施した角型ケースの断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に、本発明について詳細に説明する。
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。
【００１５】
１−１．Ｆｅ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％
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。
【００１６】
Ｆｅ含有量が０．８ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満では、強度が低く、結晶粒粗大化による肌荒れの原因となる。また、レーザ溶接時に溶け込みを深くする効果が十分得られず、安定したレーザ溶接性を得られない。
【００１７】
一方、２．０％を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が生成されるため、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。更に成形加工時に亀裂発生の起点となるため、成形性を著しく悪化させる。
【００１８】
以上により、Ｆｅ含有量を０．８〜２．０％とする。なお、好ましいＦｅ含有量は１．０〜１．６％である。
【００１９】
１−２．Ｓｉ：０．０３〜０．２０％
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。
【００２０】
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。
【００２１】
１−３．Ｃｕ：０．０５〜１．００％
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。
【００２２】
１−４．Ｔｉ：
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。
【００２３】
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（例えば、ＴｉＢ２）やＴｉ−Ｃ系化合物（例えば、ＴｉＣ）の粗大凝集物による局所的なレーザ吸収率の増加が起こり、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。
【００２４】
１−５．不可避的不純物
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。
【００２５】
２．アルミニウム合金板の製造方法
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。
【００２６】
ここで、鋳塊表面が十分に平滑である場合や、酸化物等の付着物が無い場合には、面削工程と表面処理工程のいずれか一方又は両方を省略しても良い。また、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この加熱保持段階によって代替するようにしても良い。更に、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鋳造凝固速度が２〜２０℃／秒とするのが好ましい。
【００２７】
２−１．鋳造工程
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。
【００２８】
２−２．面削工程
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。
【００２９】
２−３．表面処理工程
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。
【００３０】
鋳造工程、面削工程及び表面処理工程以外の製造工程は特に限定されるものではないが、次に述べるような製造工程を用いるのが、成形性、耐フクレ性及び最終板での表面品質の点から好ましい。
【００３１】
２−４．均質化処理工程
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。
【００３２】
２−５．熱間圧延工程
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。
【００３３】
２−５−１．加熱保持段階
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。
【００３４】
均質化処理工程を設けずに加熱保持段階によって均質化処理効果を得るためには、保持温度４５０〜６２０℃で保持時間１〜２０時間とすることが好ましい。保持温度が４５０℃未満又は保持時間が１時間未満では、均質化効果が小さく、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。保持温度が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、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。また、続く熱間粗圧延段階及び熱間仕上圧延段階の製造効率が低下する。
【００３５】
なお、加熱保持段階で均質化処理工程を代替することなく均質化処理工程を設ける場合には、鋳塊は均質化処理工程において十分に均質化される。従って、この場合には、加熱保持段階での保持時間及び保持温度は上述のように限定されるものではなく、通常の条件、例えば、温度３８０〜５６０℃で１〜１０時間、鋳塊を保持するようにしてもよい。
【００３６】
２−５−２．熱間粗圧延段階
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。
【００３７】
熱間粗圧延終了温度が３３０℃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、熱間粗圧延終了温度が４８０℃を超えると、熱間粗圧延終了後の再結晶粒が粗大化して、成形後性の肌荒れの原因となる場合がある。以上により、熱間粗圧延終了温度は３３０〜４８０℃とするのが好ましい。
【００３８】
２−５−３．熱間仕上圧延段階
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。
【００３９】
熱間仕上圧延終了温度が２５０℃未満では含有する成分の固溶量が減少し、加工硬化し難くなる。その結果、成形後の強度が低下し、耐フクレ性に劣る場合がある。一方、熱間仕上圧延終了温度が３７０℃を超えると含有する成分の固溶量が増大し、加工硬化し易くなる。その結果、成形時に割れが発生する場合がある。更に、熱間圧延仕上工程終了後においては圧延材が高温状態にあるため、熱間圧延仕上がり状態において自己再結晶が進むだけでなく、再結晶粒が粗大化し、成形後の肌荒れの原因となる場合がある。以上により、熱間仕上圧延終了温度を２５０〜３７０℃とするのが好ましい。
【００４０】
２−６．熱間仕上圧延後の冷間圧延工程
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。
【００４１】
２−７．焼鈍工程と更なる冷間圧延工程（最終冷間圧延工程）
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。
【００４２】
なお、均質化処理工程を設けずに加熱保持段階で均質化処理工程を代替する場合においては、加熱保持段階の温度と熱間粗圧延の開始温度の差が大きいと、鋳塊を加熱保持段階にかけて所定の温度まで加熱・保持した後、熱間粗圧延の開始温度まで冷却してから熱間粗圧延段階にかけるのが好ましい。この場合には、加熱・保持された鋳塊を冷却制御することにより、熱間粗圧延段階や熱間仕上圧延段階の開始温度及び終了温度を適正な温度に調整できる。一方、上記温度差が小さい場合は、冷却段階を経ずに加熱保持段階から直ちに鋳塊が熱間粗圧延される。この場合には、冷却段階を経ないため速やかに熱間粗圧延段階に移行できるが、熱間粗圧延段階や熱間仕上圧延段階の開始温度及び終了温度が高くなり易く、粗大再結晶粒が生成され、或いは、含有する成分の固溶量が増加して加工硬化し易くなる場合がある。
【実施例】
【００４３】
以下に、本発明を本発明例及び比較例に基づいて更に詳細に説明する。なお、請求項に記載した以外の条件は、常法の条件範囲のものである。これら本発明例及び比較例は、本発明の技術的範囲を限定するものでない。
【００４４】
本発明例１〜９及び比較例１０〜１６
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。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
上記のようにして調製したアルミニウム合金板材試料を用いて、下記の方法で評価を行った。
【００４７】
（レーザ溶接性）
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。
【００４８】
＜レーザ溶接部の健全性＞
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。
【００４９】
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２に示す。
【００５０】
【表２】
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【００５１】
＜レーザ溶接部の安定性＞
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。
【００５２】
最大ビード幅ｗｍａｘ、最小ビード幅ｗｍｉｎ、最大溶け込み深さｄｍａｘ及び最小溶け込み深さｄｍｉｎを測定し、ｗｍａｘ／ｗａｖｅ、ｗｍｉｎ／ｗａｖｅ、ｄｍａｘ／ｄａｖｅ、ｄｍｉｎ／ｄａｖｅがいずれも０．９０〜１．１０の範囲のものを最優良（◎印）、０．８５以上０．９０未満又は１．１０を超え１．１５以下の範囲のものを優良（○印）、０．８０以上０．８５未満又は１．１５を超え１．２０以下の範囲のものを良好（△印）、０．８未満又は１．２を超える範囲のものを不良（×印）と判定した。結果を表２に示す。
【００５３】
＜成形性＞
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。
【００５４】
また高速成形試験として、しごき成形工程を１０段ではなく、７段のしごき成形を施して、上述の角型の電池ケース１を成形した。
【００５５】
上記電池ケースの外観評価を行った。成形時に発生する割れ等の表面欠陥、肌荒れ、ならびに、ビルドアップ及び焼き付きが原因で発生する筋状模様の発生が無いものを最優良（◎印）、表面欠陥が無く、かつ、肌荒れや筋状模様が発生しているものの軽微であるものを優良（○印）、表面欠陥が無く、かつ、肌荒れや筋状模様が軽微とはいえないものの実用上問題の無いものを良好（△印）、実用上問題となる表面欠陥、肌荒れ及び筋状模様の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２に示す。
【００５６】
＜引張り強さ＞
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。
【００５７】
本発明例１〜９では、レーザ溶接性、成形性及び引張り強さが合格であった。本発明例２、４、８では、引張り強さが特に大きかった。
【００５８】
比較例１０では、Ｆｅ含有量が多いため、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した。また、前記箇所が成形加工時に亀裂発生の起点となり成形中に亀裂が発生し、成形性が悪化した。
【００５９】
比較例１１では、Ｓｉ含有量が多いため液相線と固相線の温度差が大きくなり、溶接割れが発生し、レーザ溶接の健全性が悪化した。また、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も悪化した。更に、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の晶出により、成形加工中の亀裂発生の起点となり成形性が悪化した。
【００６０】
比較例１２では、Ｃｕ含有量が多いため液相線と固相線の温度差が大きくなり、溶接割れが発生し、レーザ溶接の健全性が悪化した。
【００６１】
比較例１３では、Ｃｕ含有量が少ないため引張り強さが１００ＭＰａを下回った。
【００６２】
比較例１４では、Ｔｉ含有量が多いため、粗大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物が形成され、この金属間化合物が圧延板にスジ状に分布して表面欠陥の原因となり、成形時に亀裂の起点となった。その結果、成形性が悪化した。また、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のため、１５ｍ／分におけるレーザ溶接の安定性が悪化した。
【００６３】
比較例１５では、Ｔｉ含有量が少ないため、鋳塊の結晶粒が微細化されず粗大結晶粒組織となった。その結果、成形後の肌荒れの原因となり、成形性が悪化した。また、溶接割れが発生し、レーザ溶接の健全性が悪化した。
【００６４】
比較例１６では、Ｆｅ含有量が少なく、ならびに、Ｃｕが含有されていなかったため、レーザ溶接の安定性が悪化した。また、強度も１００ＭＰａを大きく下回った。更に、
粗大結晶粒の発生により成形性が悪化した。
【産業上の利用可能性】
【００６５】
本発明により、強度、レーザ溶接性及び成形性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板を提供できる。前記電池ケース用アルミニウム合金板は電池蓋としても優れた特性を示す。
【符号の説明】
【００６６】
１・・・角型の電池ケース
【図１】
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