CN104641011B - 层压后的成形性优异的铝合金箔和其制造方法、及采用该铝合金箔的层压箔 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种尤其是在加工成层压箔的状态能够实现最为良好的成形性的铝合金箔，其特征在于，含有Fe：0.6～1.6％、Si：0.02～0.2％，含有Ti：0.01～0.1％、B：0.01～0.05％中的一种或两种，Mn被限制在0.1％以下，Mg被限制在0.1％以下，Cu被限制在0.1％以下，Zn被限制在0.25％以下，余量由Al及不可避免的杂质构成，粒径1.0μm以上的Al‑Fe类金属间化合物的数量密度为50000个/mm²以下，将基于EBSP的结晶方位分析中具有5°以上的方位差的边界规定为晶界时，对于该晶界所包围的结晶粒，结晶粒径的平均值D为12μm以下，且具有超过20μm的结晶粒径的结晶粒的面积率为30％以下，并且，将20℃的电阻设为E[nΩm]、Fe含量设为C[质量％]时，(E‑26.5)/C的值为3.8以下。

Description

层压后的成形性优异的铝合金箔和其制造方法、及采用该铝 合金箔的层压箔

技术领域

本发明涉及在食品、药品、电子部件等中利用的层压箔所用的、层压后的成形性优异的铝合金箔和其制造方法，及采用该铝合金箔的层压箔。

背景技术

一直以来，作为成形加工用的铝合金，使用的是1000系铝合金、3000系铝合金、5000系铝合金、6000系铝合金、8000系铝合金。其中，轧制性优异的8000系铝合金普遍被用作为成形加工用的铝合金箔，在JIS H4160中规定了A8079合金或A8021合金、Al-Fe类的铝合金。

铝合金箔是对铝合金的铸锭进行均质化处理后，通过实施热轧、冷轧来制造的，根据需要还可以进行冷轧过程中的中间退火、或冷轧后的最终退火。作为由以上方式制得的铝合金箔，例如，在两面层压了热塑性树脂的状态进行成形后，被用作为药品或电池的外包装等包装材料。就这些包装用层压箔而言，对于高成形性的要求逐年提高，对即使成形为难加工形状时也不产生断裂或穿孔的特性提出了要求。

关于为了提高层压箔的成形性，对层合薄膜及铝合金箔的构成进行探讨以获得良好的冷成形性的条件已经有所报道，但这些是针对作为最终产品的层压箔的成形性的研究，对于构成层压箔的铝合金箔给层压后的成形性带来的影响并没有进行充分研究。

并且，目前还提出了通过制造工序调整材料组织，从而提高了成形加工性的8000系合金的技术方案。例如，提出了通过调整固溶元素量来提高箔轧制性，减少穿孔，以及通过控制金属间化合物粒子的分散状态来实现优异的成形加工性等技术方案，但这些方案主要是基于箔轧制性的观点来追求素箔的成形性提高，并不涉及提高层压箔的状态下的冲压成形性的问题。

并且，目前也提出了通过控制结晶方位来得到有助于提高层压箔的成形性的、适宜的Al-Fe类铝合金箔的技术方案。然而，对于Al-Fe类合金中对层压箔的成形性具有重要影响的金属间化合物粒子的研究并不能说是充分的，且层压后的成形性也不充分。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭63-62729号公报

专利文献2：日本专利第3808276号公报

专利文献3：日本专利第3529269号公报

专利文献4：日本专利第3787695号公报

专利文献5：日本特开2012-52158号公报

发明内容

发明要解决的问题

为了解决上述的现有问题点，以获得在加工成层压箔的状态能够实现成形性提高的铝合金箔为目的，本发明人反复进行了试验和探讨，从而完成了本发明。即，本发明的目的在于，提供一种在素箔的状态也显示高的成形性的同时，尤其是在加工成层压箔的状态能够实现最为良好的成形性的、层压后的成形性优异的铝合金箔，及采用该铝合金箔的层压箔。

解决问题的方法

为了实现上述的目的，本发明的第一个方面提供一种层压后的成形性优异的铝合金箔，其特征在于，含有Fe：0.6～1.6％(质量％，以下相同)、Si：0.02～0.2％，含有Ti：0.01～0.1％、B：0.01～0.05％中的一种或两种，Mn被限制在0.1％以下，Mg被限制在0.1％以下，Cu被限制在0.1％以下，Zn被限制在0.25％以下，余量由Al及不可避免的杂质构成，粒径(当量圆直径，以下相同)1.0μm以上的Al-Fe类金属间化合物的数量密度为50000个/mm²以下，将基于电子背散射衍射模式分析法(EBSP)的结晶方位分析中具有5°以上的方位差的边界规定为晶界时，对于该晶界所包围的结晶粒，结晶粒径(当量圆直径，以下相同)的平均值D为12μm以下，且具有超过20μm的结晶粒径的结晶粒的面积率为30％以下，并且，将20℃的电阻设为E[nΩm]、Fe含量设为C[质量％]时，(E-26.5)/C的值为3.8以下。

本发明的第二个方面提供一种层压后的成形性优异的铝合金箔的制造方法，该方法是制造本发明的第一个方面所述的铝合金箔的方法，其特征在于，熔解、铸造具有本发明的第一个方面所述的组成的铝合金，将得到的铸锭刨削后，进行在500～620℃的温度保持1小时以上的均质化处理，随后进行包含热粗轧和热精轧的热轧，热粗轧是将热粗轧中的温度范围设为350～550℃，在热粗轧的轧制道次中，进行一次以上的、在板厚变为小于150mm的轧制道次之间保持30秒以上直至开始下一次的轧制的工序，并将热粗轧的最终道次的板厚减少率设为40％以上，在热粗轧后进行热精轧、冷轧，并实施最终退火处理。

本发明的第三个方面提供一种层压箔，其特征在于，在本发明的第一个方面所述的铝合金箔的两面分别贴合了一层或两层以上的由热塑性树脂构成的拉伸膜。

发明的效果

根据本发明，可以提供一种尤其是在加工成层压箔的状态能够实现最为良好的成形性的、层压后的成形性优异的铝合金箔和其制造方法，及采用该铝合金箔的层压箔。

附图说明

图1是表示在实施例中进行的冲压成形中使用的冲头的形状的图。

具体实施方式

以下，对本发明的铝合金箔的合金成分的意义及限定理由进行说明。

Fe：Fe是本合金系中主要的合金元素，作为金属间化合物而存在，并发挥促进重结晶时的核生成，使结晶粒变微细的作用。Fe的优选含量在0.6～1.6％的范围，如果低于0.6％，则有助于结晶粒变微细的金属间化合物变少，从而无法得到微细粒，如果超过1.6％，则过多形成的金属间化合物成为穿孔、或成形加工中的层剥离的起点。Fe的更为优选的含量范围为0.75～1.55％，进一步优选的含量范围为0.9～1.5％。

Si：Si与Fe一同形成金属间化合物，但含有Mn时，金属间化合物粒子的粒径变小，会阻碍结晶粒的生长并促进混晶组织的形成，因此，将优选的Si含量的上限设为0.2％以下。对于Si量的下限没有特别的规定，但Si量少时，则意味着需要使用高纯度基体金属，基体金属成本变高，因此，通常优选的是0.02％以上。

本发明中，Mn、Mg、Cu及Zn具有提高强度、抑制成形时的局部形变、改善层压后的成形性的作用，这些元素基于以下的理由有必要限制其含量，并非一定要含有这些元素。

Mn与Fe及Si一同形成金属间化合物，然而，含有Mn的金属间化合物粒子的尺寸小，会阻碍结晶粒的生长并促进混晶组织的形成。因此，Mn的含量优选为0.1％以下。Mg、Cu及Zn在铝合金箔中固溶后，使最终退火时的重结晶延迟，并促使最终箔中生成粗大的结晶粒，从而成为成形性降低的原因，因此，这些元素的含量优选为Mg：0.1％以下、Cu：0.1％以下、Zn：0.25％以下。

Ti及B发挥使铸造组织微细化，从而使铸造时生成的结晶体的分散形态及结晶粒组织变均匀的功能。优选的含量分别为Ti：0.01～0.1％，B：0.01～0.05％的范围，超过该上限含有时，将生成粗大的金属间化合物，进而导致发生穿孔或成形加工中的层剥离。

对于本发明的铝合金箔中材料组织的限定理由，在以下进行说明。本发明的特征在于，粒径1.0μm以上的Al-Fe类金属间化合物的数量密度为50000个/mm²以下，将基于电子背散射衍射模式分析法(EBSP)的结晶方位分析中具有5°以上的方位差的边界规定为晶界时，对于该晶界所包围的结晶粒，结晶粒径的平均值D为12μm以下，且具有超过20μm的结晶粒径的结晶粒的面积率为30％以下，并且，将20℃的电阻设为E[nΩm]、Fe含量设为C[质量％]时，(E-26.5)/C的值为3.8以下。

粒径1.0μm以上的粗大的Al-Fe类金属间化合物粒子具有促进重结晶时的核生成，从而使结晶粒变微细的作用，然而，如果存在过多，则成为轧制时的穿孔发生或成形加工中的层剥离的原因，因此，粒径1.0μm以上的Al-Fe类金属间化合物粒子的数量密度优选为50000个/mm²以下。

结晶粒粗大时，成形加工中会发生微小的表面糙化现象，进而成为断裂的起点。本发明中，使用具备场发射电子枪的扫描式电子显微镜，将基于电子背散射衍射模式分析法(EBSP)的结晶方位分析中具有5°以上的方位差的边界规定为晶界时，对于该晶界所包围的结晶粒，结晶粒径的平均值D优选为12μm以下。

并且，就结晶粒的平均粒径小、但混有粗大的结晶粒的组织(混晶组织)而言，变形集中在粗大的结晶粒处，从而成为断裂的起点。因此，由上述的方位差5°以上所规定的粒界包围的、结晶粒径20μm以上的结晶粒的面积率优选为30％以下。

Fe作为金属间化合物存在时能够带来结晶粒的微细化的效果，但在固溶状态会促进成形加工中的加工硬化，从而因颈缩现象引起断裂。因此，相对于添加的Fe量，固溶Fe原子少是理想的情况。进而，将20℃的电阻设为E[nΩm]、Fe添加量设为C[质量％]时，(E-26.5)/C的值优选为3.8以下。

其次，对本发明的铝合金箔的制造方法进行说明。根据本发明的制造方法，熔解具有上述组成的铝合金，例如，通过DC铸造进行铸锭。将得到的铸锭进行刨削后，在消除铸锭的溶质原子的成分偏析、使结晶体球状化的同时，为了使含Fe金属间化合物粒子粗大化，进行均质化处理。

均质化处理的优选温度为500～620℃，优选的保持时间为1小时以上。均质化处理温度低于500℃时，固溶元素的析出变得不充分，成形性容易降低。超过620℃时，铸锭表层发生膨胀或局部熔融后形成微小缺陷，从而成为成形加工中的断裂的起点。并且，如果均质化处理时间小于1小时，则固溶元素的析出变得不充分，成形性容易降低。对于加热时间的上限没有特别的限定，但从生产效率的观点出发，通常为24小时左右。

随后，进行热轧。作为热轧，是通过可逆轧制的热粗轧、与热粗轧之后连续地通过三机架或四机架向一个方向进行轧制卷取的热精轧的组合来进行。在热粗轧中，进行多个道次的热粗轧，从而使厚度变为20～40mm。热粗轧中的温度范围优选为350～550℃。低于350℃时，热粗轧过程中的恢复及重结晶变得不充分，超过550℃时，在热粗轧过程中形成粗大的重结晶粒，两者都将构成最终箔中的混晶组织的成因。

并且，在热粗轧中，优选在板厚变为小于150mm的轧制道次之间包括一次以上的保持30秒以上直至开始下一次的轧制的工序，即，包括一次以上的使轧制材料待机30秒以上直至下一次的轧制开始为止的工序。即使在板厚为150mm以上的轧制道次之间进行保持30秒以上的工序，内部也无法形成均匀的组织，保持30秒以上时反而容易生成混晶组织。如果一次也不包括在轧制道次之间保持30秒以上的工序，而是通过连续地进行多个道次的热粗轧来结束加工时，则热粗轧中的恢复容易变得不充分，在最终箔中容易生成混晶组织。热粗轧的最终道次的优选的板厚减少率(加工度)为40％以上。板厚减少率小于40％时，加工组织的生成变得不充分，从而构成最终箔的混晶组织的成因。

热粗轧结束后，进行出口侧温度为200～380℃的热精轧，从而使厚度变为1.6～4.0mm，随后，通过多个道次的冷轧使厚度变为10～80μm。此时，在热精轧后至冷轧的道次之间也可以在250～400℃进行1小时以上的退火。在冷轧至规定的箔厚之后，通过在250～400℃进行1小时以上的最终退火，得到本发明的铝合金箔。

实施例

以下，通过与比较例进行对比来说明本发明的实施例，并验证其效果。此外，这些实施例是用于说明本发明的优选的一个实施方式，本发明并不受这些实施例的限定。

实施例1

按照常规方法熔解具有表1所示的组成的铝合金(A1～A13)，通过半连续铸造铸锭后，对于得到的铸锭，在空气炉中以550℃进行了10小时的均质化处理。随后，在470℃开始热粗轧，热粗轧是按照如下的轧制流程来进行的，即，在轧制过程中，进行一次在板厚为120mm的轧制道次之间保持30秒以上的工序，热粗轧的最终道次的板厚减少率设为50％，结束温度设为350～450℃。

热粗轧后，进行出口侧温度为210～250℃的热精轧，从而得到了2.5mm的板材。其次，通过冷轧得到厚度40μm的箔，并在350℃进行了12小时的最终退火。用得到的铝合金箔作为试验材料(试验材料1～13)，按照以下所示的方法对其特性进行了评价。结果如表1所示。

Al-Fe类金属间化合物的数量密度(个/mm²)：用纸及抛光研磨对试验材料进行镜面加工后，对利用具备场发射电子枪的扫描式电子显微镜、且在加速电压10kV、1000倍的条件观察的照片进行了图像解析和测定。解析过程中使用了10个视野以上的照片，图像解析的总面积为6×10⁴μm²以上。

(E-26.5)/C值的测定：对于试验材料，依据JIS H0505在20℃测定电阻，从而算出了(E-26.5)/C值。

结晶粒径：用纸及抛光研磨对试验材料进行镜面加工后，利用具备场发射电子枪的扫描式电子显微镜，在加速电压10kV、测定步长0.1μm的条件进行了基于电子背散射衍射模式分析法(EBSP)的结晶方位分析。基于解析结果，将具有5°以上的方位差的边界规定为晶界，对于该晶界包围的结晶粒，求出结晶粒径并计算了平均值D。并且，测定了当量圆直径超过20μm的结晶粒的面积率。

成形性：对试验材料的两面实施层压加工以后，制作了尼龙25μm/铝合金箔40μm/聚丙烯50μm的层压箔。将该层压箔的尼龙侧设为外表面，用图1所示的形状的冲头(宽度50mm×纵深30mm，R为1.0mm)进行成形深度为5.0mm的冲压成形后，根据成形与否评价了成形性。此外，冲压是在成形速度1000mm/分钟、无润滑的条件进行，每一个条件进行了n＝10的试验以后，将所有材料均没有问题地成形的评价为了合格(○)，将发生断裂的评价为了不合格(×)。

比较例1

按照常规方法熔解具有表2所示的组成的铝合金(A14～A22)，与实施例1相同地进行铸锭、均质化处理、热轧、冷轧、最终退火来制作铝合金箔后，用这些箔作为试验材料(试验材料14～22)，通过与实施例1相同的方法对其特性进行了评价。结果如表2所示。此外，在表2中，对偏离了本发明的条件的数据标注了下划线。

如表1所示，遵循本发明的试验材料1～13作为层压箔均表现出了良好的成形性。

相对于此，如表2所示，试验材料14由于Fe含量低，结晶粒变粗大，成形时发生了断裂。试验材料15由于Fe含量高，1μm以上的金属间化合物粒子增多，成形时发生了断裂。试验材料16由于Si含量高，形成微细的金属间化合物后变成混晶组织，成形时发生了断裂。试验材料17由于Mn含量高，形成微细的金属间化合物后变成混晶组织，成形时发生了断裂。

在试验材料18、试验材料19及试验材料20中，Mg、Cu及Zn的固溶量分别增加，从而阻碍了热轧制过程中的恢复及重结晶，变成混晶组织后在成形时发生了断裂。试验材料21及试验材料22分别由于Ti和B的含量高，形成了粗大的金属间化合物，成形时发生了断裂。

实施例2

按照常规方法熔解表1的合金A3，通过半连续铸造铸锭后，对于得到的铸锭，用表3所示的制造条件实施至热粗轧为止的加工后，在出口侧温度为210～250℃的条件进行了热精轧直至厚度变为2.5mm。其次，通过冷轧得到厚度40μm的铝合金箔后，在350℃进行了12小时的最终退火。此外，表3中，关于热粗轧过程中的轧制道次之间的保持，对在板厚为120mm的轧制道次之间保持40秒的用(注1)、对在板厚为120mm的轧制道次之间保持60秒的用(注2)、对在板厚为120mm及100mm的轧制道次之间分别保持40秒的用(注3)进行了表示。用得到的铝合金箔作为试验材料(试验材料23～28)，通过与实施例1相同的方法对其特性进行了评价。评价结果示于表3。

比较例2

按照常规方法熔解表1的合金A3，通过半连续铸造铸锭后，对于得到的铸锭，用表4所示的制造条件实施至热粗轧为止的加工后，在出口侧温度为210～250℃的条件进行了热精轧直至厚度变为2.5mm。其次，通过冷轧制作厚度40μm的铝合金箔后，在350℃进行了12小时的最终退火。用得到的铝合金箔作为试验材料(试验材料29～36)，通过与实施例1相同的方法对其特性进行了评价。评价结果示于表4。对于试验材料36，在热粗轧过程中，在板厚为200mm的轧制道次之间保持了40秒(注4)。此外，在表4中，对偏离了本发明的条件的数据标注了下划线。

如表3所示，遵循本发明的试验材料23～28作为层压箔均表现出了良好的成形性。

相对于此，如表4所示，试验材料29的均质化处理温度低，因此析出未能充分进行，(E-26.5)/C的值处在本发明的范围外，成形性降低。试验材料30的均质化处理温度高，铸锭表层发生了膨胀，其结果，箔轧制时发生了箔断裂。试验材料31的均质化处理时间短，析出未能充分进行，(E-26.5)/C的值处在本发明的范围外，成形性降低。

试验材料32的热粗轧的温度低，形成了混晶组织，成形性降低。试验材料33的热粗轧的温度高，形成了混晶组织，成形性降低。试验材料34由于没有包括在热粗轧中的轧制道次之间保持30秒以上的工序，形成了混晶组织，成形性降低。试验材料35的热粗轧的最终道次的加工度低，形成了混晶组织，成形性降低。作为试验材料36，在热粗轧过程中是在板厚为200mm的阶段的轧制道次之间进行了保持，因此，在内部没有形成均匀的加工组织而是形成了混晶组织，成形性降低。

Claims (3)

1.一种层压后的成形性优异的铝合金箔，其特征在于，

含有Fe：0.6～1.6质量％、Si：0.02～0.2质量％，含有Ti：0.01～0.1质量％、B：0.01～0.05质量％中的一种或两种，Mn被限制在0.1质量％以下，Mg被限制在0.1质量％以下，Cu被限制在0.1质量％以下，Zn被限制在0.25质量％以下，余量由Al及不可避免的杂质构成，

粒径1.0μm以上的Al-Fe类金属间化合物的数量密度为50000个/mm²以下，所述粒径为当量圆直径，

将基于电子背散射衍射模式分析法(EBSP)的结晶方位分析中具有5°以上的方位差的边界规定为晶界时，对于该晶界所包围的结晶粒，结晶粒径的平均值D为12μm以下，且具有超过20μm的结晶粒径的结晶粒的面积率为30％以下，所述结晶粒径为当量圆直径，

并且，将20℃的电阻设为E[nΩm]、Fe含量设为C[质量％]时，(E-26.5)/C的值为3.8以下。

2.一种层压后的成形性优异的铝合金箔的制造方法，该方法是制造权利要求1所述的铝合金箔的方法，其特征在于，

熔解、铸造具有权利要求1所述的组成的铝合金，将得到的铸锭刨削后，进行在500～620℃的温度保持1小时以上的均质化处理，

随后进行包含热粗轧和热精轧的热轧，热粗轧是将热粗轧中的温度范围设为350～550℃，在热粗轧的轧制道次中，进行一次以上的、在板厚变为小于150mm的轧制道次之间保持30秒以上直至开始下一次的轧制的工序，并将热粗轧的最终道次的板厚减少率设为40％以上，

在热粗轧后进行热精轧、冷轧，并实施最终退火处理。

3.一种层压箔，其特征在于，在权利要求1所述的铝合金箔的两面分别贴合了一层或两层以上的由热塑性树脂构成的拉伸膜。