CN1294284C - 高强度和良好可轧制性的铝合金箔的生产 - Google Patents

高强度和良好可轧制性的铝合金箔的生产 Download PDF

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Abstract

一种铝合金箔，由一种包含1.2～1.7重量%铁和0.35～0.80重量%硅，其余是铝和偶然杂质的合金制成。所述合金经连续铸带成形为厚度小于约25mm的带材，然后经冷轧至中间退火的厚度并在至少400℃的温度进行中间退火。该中间退火的带材经冷轧并进一步退火而形成最终箔产品，具有卓越可轧制性与高最终箔强度的组合。

Description

高强度和良好可轧制性的铝合金箔的生产
技术领域
本发明涉及铝合金箔的生产。具体地说，它涉及采用连续铸带工艺制造铝合金箔的方法，其中该材料具有在最终轧制步骤中优异可轧制性和良好最终箔产品强度。
背景技术
薄规格箔一般是这样制备的，首先按照所谓DC或直接冷铸法(半连续浇铸)进行铸造诸如AA8021之类的铝合金锭。然后，通常将该铝锭加热到高温，热轧到介于1～10mm的再轧制表号厚度，然后冷轧至“箔材”的规格(gauge)，通常介于0.2～0.4mm厚。在冷轧加工期间带材通常经过中间退火步骤。随后，通常采用双辊轧制技术，对该“箔材”进一步进行冷轧操作，最后生产出约5～150μm厚的最终箔。
在此种箔材制造中若采用连续铸带作为起点，则成本上将具有优势，因为热轧前不要求均化，并且使形成再轧厚度的热轧量大大减少。在要求大批量连续铸带的情况下，双(输送)带铸造是连续铸带的优选方法。然而，连续铸带方法在固化期间所施加的冷却条件不同于DC冷铸法(半连续)，并且在热轧前没有高温均化步骤。因此，当连续铸带法被应用在通常采用DC冷铸及均化制备的合金上时，这将导致在铸造产品中形成不同金属间的化学物种，从而在最终箔材产品中造成所谓“枝晶效应”的表面缺陷。在连续铸带中，铸带期间带材的冷却速率一般比大DC铝锭中的冷却速率大得多。于是，此种在连续铸带方法中加工的合金所生产出的箔材也会具有较高溶质元素的过饱和，并因此具有不理想的硬化和软化性质，造成轧制箔材达到最终厚度尺寸的困难。
人们对能通过连续铸带方法由AA8021-型合金生产铝箔表现出特殊兴趣。AA8021-型合金的标称组成包含小于0.2重量％硅和1.2～1.7重量％铁以及其余数量的铝和偶然杂质。此种合金在日本被广泛应用于例如常用直接冷铸法铸造箔的生产中。当在连续铸带机上铸造同一AA8021合金时，制成带材所具有的显微结构不同于采用直接冷铸法所获得的。例如，在固化期间带式铸造造成的冷却速率远高于DC冷铸中的，这将造成各种各样的金属间粒度和浓度，从而对显微结构的控制造成不利影响。因此，最终退火不能生产出符合箔要求的结构。
已知，生产高强度铝箔可采取，对加入其他增强合金元素如锰、铜和硅予以增强的AA1200-型合金进行连续铸带的方法。此种合金容易在连续铸带机上铸造并且最终产品具有优异强度。然而，由于添加了这些增强溶质元素，该材料在冷轧期间表现出高加工硬化率。因此，难以将此种材料轧制成最终的薄规格。
一种生产高强度铝箔的双辊铸造方法描述在Furukawa Alum的日本专利JP01-034548中。该方法采用了一种铝合金，按重量百分率计包含0.8～2％Fe、0.1～1％Si、0.01～0.5％Cu、0.01～0.5％Mg和0.01～1％Mn。其内也包括晶粒细化(作用的)用量的Ti和B。该合金被双辊铸造为0.5～3mm的厚度，再轧制成箔。还包括在200～450℃的温度进行热处理。
Ward等人在美国专利5,725,695中采用AA8111合金(包含0.30～1.0重量％硅和0.40～1.0重量％铁)，按如下加工：双辊铸造，中间退火至最高441℃再进行冷轧，并进行最终退火。所用合金包含其量等于或多于铁的硅。
另一种采用Al-Fe-Si型铝合金的连续铸带技术描述在Katano等人的WO 99/23269中。该连续铸造材料在两个加工步骤中采用两种不同温度范围进行中间退火。
另一种生产基于Al-Fe-Si合金的高强度箔的程序描述在Furukawa JP06-101004中。在该程序中，合金被铸带至要求的厚度5～10mm，然后进行中间退火，冷轧以及最终退火。
本发明的目的是采用连续铸带生产一种铝箔，它具有低加工硬化率以及因此良好的可轧制性，同时提供高强度最终箔产品。
本发明另一个目的是采用高生产率铸造方法生产一种铝箔，它具有低加工硬化率以及因此良好的可轧制性，以及最终箔产品的高强度。
发明公开
按照本发明，采用一种新合金组合物和一种新加工路线解决了连续铸带机生产高质量铝合金箔的问题。据此，所使用的合金包含1.2～1.7重量％铁和0.35～0.8重量％硅，其余为铝和偶然杂质。上述合金随后在连续铸带机上铸造为厚度小于约25mm，优选约5～25mm的带材，随后冷轧到中间退火规格。在至少400℃的温度进行中间退火，随后冷轧至最终规格并最终退火。
中间退火优选在约400～520℃的温度实施约1～8h。最终退火优选在约250～400℃的温度实施约1～12h，该连续铸带优选在带式铸带机上进行。
在上述程序中，连续铸造的带材优选被热轧到再轧厚度(典型值介于1～5mm)，然后再冷轧至中间退火规格。中间退火前的冷轧量通常至少是40％。为达到最佳效果，中间退火阶段的加热和冷却速率应维持在约20～60℃/h的范围。
上述合金组合物的使用基本上消除了“枝晶效应”。此种枝晶效应的消除意味着，最终箔的表面质量改善以及最终箔中经常存在的针孔减少。
现又惊奇地发现，凭借合金组合物与加工路线的上述组合，该合金的加工硬化特性类似于经过完全均化的直接冷铸AA8021的。据信，此种令人惊奇的效应乃是中间退火期间基质合金中过饱和合金元素加速分解的结果。
于是，本发明提供对质量优良、高强度箔的制造至关重要的箔材料的结构和性能，即：
(a)在原封铸造状态中(具有)均一的金属间相分布(无枝晶)；
(b)低加工硬化率并因此，良好的可轧制性(冷轧90％之后的UTS(最终拉伸强度)在190MPa以下)；以及
(c)最终产品的高强度(在最终退火后在0回火条件下的UTS大于90MPa)。
在上述合金中，铁是主要增强元素并在铸造期间形成含铁金属间颗粒(它们在随后的轧制阶段又破碎成较小颗粒)。这些颗粒有助于在最终退火阶段通过颗粒增强和通过促进晶粒成核进行增强，从而在最终产品中造成细晶粒结构。如果铁含量小于1.2重量％，此种增强作用将不足，而如果铁含量大于1.7重量％，则在铸造期间形成大的一次金属间颗粒，它们将不利于轧制和箔产品的质量。
在上述合金中，硅能延缓铸造期间非平衡金属间化合物的形成，从而改善铸造结构的均一性(消除“枝晶”效应)。它还改善可轧制性。如果硅含量低于0.35重量％，它将不足以促进铸造结构的均一化，而当硅含量超过0.8重量％时，它可能增加加工硬化率，从而对轧制产生不利影响。
连续铸造步骤优选在双(输送)带铸带机上进行。带材的最终性能取决于最终达到的晶粒尺寸，而双辊铸造不能达到采用本发明合金和后续加工步骤时带式铸造所达到那样细的晶粒尺寸。另外，带式铸带机能达到远高于双辊铸带机所达到的生产速度。
带式铸带是一种在移动的柔性冷却输送带之间进行连续铸带的形式。虽然，输送带可能对带材施加一定的力以保证充分冷却，但优选的是，该力不足以在带材固化的同时压缩带材。就典型而言，带式铸带机将铸造小于约25mm厚，且优选大于约5mm厚的带材。本发明合金铸造的冷却速率一般介于约20～300℃/s之间。
附图说明
图1表示沿原封铸造带材横截面的铸造结构随不同硅含量的变化。
图2是不同中间退火条件下UTS与冷加工百分率关系的曲线图；以及
图3是本发明产品和直接冷铸AA8021的UTS与冷加工百分率关系的曲线图。
发明最佳实施方式
实施例1
用下表1列出的6种合金进行了一系列试验：
               表1
  铸造号   Fe   Si
  1   1.54   0.47
  2   1.25   0.11
  3   1.52   0.11
  4   1.23   0.29
  5   0.43   0.22
  6   1.43   0.42
表1中的合金在实验室双带式铸带机上被铸造为约7.3mm的厚度。所用输送带是网纹钢带，操作中提供1.5～2.5MW/m2的热通量。这相当于沿整个带材厚度平均150～275℃/S之间的冷却速率。
按金相学制备原封铸造带材样品，用以检验横截面的铸造结构。图1显示从铸带1、3和4采集的样品断面的阳极化表面。该图揭示金属间颗粒的不均匀程度。可以清楚地看出，金属间相均一性明显与合金的硅含量相关。从这一观察结果可以看出，当高铁合金(符合本发明范围的铁含量)在带式铸带机上铸造时，0.29重量％(低于本发明范围)的硅含量将产生不均匀的铸造结构。所有6种合金全都采用同一方法考察，只有合金1、5和6具有均一显微结构(不存在枝晶效应)。合金2、3和4在结构上不健全(枝晶效应)。合金1、5和6是按照表2所述被进一步加工了的。
对铸造号1的合金带材采用多种不同加工路线进行了加工，并考察了所获样品的加工硬化特性。图2是UTS对冷加工百分率的关系图，展示了3种不同中间退火条件下处理的样品的加工硬化特性的。第一种样品在400℃中间退火4h，而第二种样品则在500℃中间退火4h。第三种样品在500℃中间退火4h，然后在400℃退火2h。图3是一幅UTS对冷加工百分率的关系图，提供在500℃中间退火的带式铸造的合金与DC铸造的AA8021合金在加工硬化特性上的比较。从这些结果可以看出，本发明的带式铸造材料具有与直接冷铸AA8021基本相同的加工硬化特性。
为检验这些材料是否满足最终产品目标强度的要求(在0回火条件下，UTS等于90MPa或更高)，带式铸造(铸造号1、5和6)与DC冷铸材料分别被加工成最终厚度并进行0回火的退火，然后对最终退火前后的轧制样品进行拉伸试验。加工条件和获得的结果载于表2.
表2
  合金   中间退火前片材厚度(mm) 中间退火   箔材厚度(μm) 90％冷轧后的强度(MPa) 0回火强度(MPa)
  加热速率(℃/h) 温度*(℃)   冷却速率(℃/h)
  1   4.0   25   500   25   500   185   106
  1   0.5   25   500   25   55   187   107
  1   0.5   100   400   3400   59   194   106
  DCAA8021   0.5   100   400   3400   56   187   92
  5   4.0   25   500   25   500   175   87
  6   4.0   25   350   25   500   206   120
*均热时间＝4h
当采用本发明优选控制的中间退火工艺(加热和冷却速率25℃/h)处理合金1时，片材具有均一的显微结构(无枝晶)而且90％冷轧和最终退火(0回火)后的强度都与DC冷铸性能(参见上表中的AA8021)不相上下。然而当对同样的合金，采用带式铸造，但在中间退火中以比优选范围快的加热和冷却速率进行加工时，90％冷轧后的强度变得高于同一合金按优选路线加工时的。
合金5具有比本发明范围低的铁和硅含量，因此当采用带式铸造并按优选中间退火工艺加工时，在0回火状态(最终退火后)得到过低的强度。
合金6的组成落在本发明范围内，并且按照本发明的条件进行加工，但不同的是中间退火温度低于优选范围。这样生产出一种90％冷轧后强度过高的材料。
表2清楚地显示，本发明材料具有与传统高强度DC材料不相上下的性能，并且满足90％冷轧和0回火条件下的目标强度。
综上所述，本发明提供的部分技术如下：
1.一种采用连续铸带生产铝箔产品的方法，其中该产品表现出优异的可轧制性与最终箔产品高强度的组合，包括下列步骤：
(a)提供一种铝合金，它包含1.2～1.7重量％铁和0.35～0.80重量％硅，其余是铝和偶然杂质，
(b)连续铸带该合金，形成具有小于约25mm的原封铸造厚度的铸带，
(c)冷轧该铸带至中间退火的规格，
(d)在至少400℃的温度中间退火该带材，
(e)冷轧中间退火带材至最终规格，以及
(f)使最终规格的带材接受最终退火。
2.按照技术方案1的方法，其中连续铸带是在带式铸带机上进行的。
3.按照技术方案1或2的方法，其中铸造带材达到原封铸造厚度约5～25mm。
4.按照技术方案1、2或3的方法，其中原封铸造带材在冷轧前进行热轧。
5.按照技术方案1～4中任何一项的方法，其中中间退火在等于或小于520℃的温度进行。
6.按照技术方案5的方法，其中中间退火在介于约400～520℃的温度进行约1～8h。
7.按照技术方案1～6中任何一项的方法，其中最终退火在介于约250～400℃的温度进行。
8.按照技术方案7的方法，其中最终退火在介于约250～400℃的温度进行约1～12h。
9.按照技术方案1～8中任何一项的方法，其中铸带以后的各步骤的冷却和加热都是以约20～60℃/h的冷却或加热速率进行的。
10.按照技术方案1～9中任何一项的方法，其中中间退火后的带材在冷轧90％后具有190MPa以下的最终拉伸强度(UTS)，而最终退火后箔材在0退火下的UTS大于90MPa。
11.一种铝合金箔，由一种包含1.2～1.7重量％铁和0.35～0.80重量％硅，其余是铝和偶然杂质的合金制成，最终规格的所述箔在0回火条件下的最终拉伸强度(UTS)大于90MPa。
12.按照技术方案11的铝合金箔，其中在轧制到最终厚度箔之前的该合金在冷轧90％以后的最终拉伸强度在190MPa以下。

Claims (9)

1.一种采用连续铸带生产铝箔产品的方法，其中该产品表现出优异的可轧制性与最终箔产品高强度的组合，包括下列步骤：
(a)提供一种铝合金，它包含1.2～1.7重量％铁和0.35～0.80重量％硅，其余是铝和偶然杂质，
(b)连续铸带该合金，形成具有小于25mm的原封铸造厚度的铸带材，
(c)冷轧该铸带材至中间退火的规格，
(d)在至少400℃的温度中间退火所述带材，其间在中间退火阶段中对带材的加热和冷却速率都维持在20～60℃/h的范围内，
(e)冷轧中间退火带材至最终规格，以及
(f)使最终规格的带材接受最终退火。
2.按照权利要求1的方法，其中连续铸带是在带式铸带机上进行的。
3.按照权利要求1或2的方法，其中铸造的带材的原封铸造厚度介于5～25mm。
4.按照权利要求1或2的方法，其中原封铸造带材在冷轧前进行热轧。
5.按照权利要求1或2的方法，其中中间退火在等于或小于520℃的温度进行。
6.按照权利要求5的方法，其中中间退火在介于400～520℃的温度进行1～8h。
7.按照权利要求1或2的方法，其中最终退火在介于250～400℃的温度进行。
8.按照权利要求7的方法，其中最终退火在介于250～400℃的温度进行1～12h。
9.按照权利要求1或2的方法，其中中间退火后的带材在冷轧90％后具有190MPa以下的最终拉伸强度，而最终退火后箔材在0退火下的最终拉伸强度大于90MPa。
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