TWI654314B

TWI654314B - 高突耳率鋁合金片及其製作方法

Info

Publication number: TWI654314B
Application number: TW107127301A
Authority: TW
Inventors: 曾天佑; 張志溢; 李丞欽; 張榮邦; 高琦凱
Original assignee: 中國鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2018-08-06
Filing date: 2018-08-06
Publication date: 2019-03-21
Also published as: TW202007780A

Abstract

本發明有關於一種高突耳率鋁合金片及其製作方法。鋁合金原料係先提供，並進行澆鑄製程，以形成鋁胚。然後，對鋁胚進行預熱製程與熱軋製程，以形成熱軋鋁板。接著，對熱軋鋁板進行冷軋製程，並進行退火製程，即可製得本發明之高突耳率鋁合金片。於{100}<001>與{110}<001>之集合組織方向上，本發明之高突耳率鋁合金片的突耳率不小於9%。

Description

高突耳率鋁合金片及其製作方法

本發明係有關一種鋁合金，特別是提供一種具有良好伸長率之高突耳率鋁合金片及其製作方法。

隨著環保意識之抬頭，與資源有限性之限制，人們開始思考應如何有效利用資源，並降低環境負擔。其中，如何降低石化資源之依賴性亦成為人們致力研究之目標。因此，不使用石化燃料之電動車係蓬勃發展。由於缺乏石化燃料之爆炸反應的推動，且為有效提升電動車之電池的續航力，電動車之材料一般係以質輕材料為優選。於金屬材料中，由於鋁合金具有質量輕、散熱快、易加工成型與易陽極加工等優勢，故其常用以製作電動車之電池的外殼。

為製作電池外殼，鋁合金材料須先澆鑄軋延為鋁合金片，方可藉由沖壓製程來製成鋁殼。然而，受限於鋁合金片中之結晶性質，當沖壓製程進行時，鋁合金片於各個方向具有不同之伸長率，故易導致鋁殼之開口端不平整。其中，依據各方向之伸長率的不同，開口端將呈現凹凸起伏之邊緣。因此，沖壓製得之鋁殼仍須藉由切割製程，切平鋁殼之開口。如此一來，被切除之殼壁即大幅增加鋁殼之製造成本，而徒增浪費。

有鑑於此，亟須提供一種高突耳率鋁合金片及其製作方法，以改進習知鋁合金片的缺陷。

因此，本發明之一態樣是在提供一種高突耳率鋁合金片之製作方法，其藉由特定組成之鋁合金原料來製作鋁合金片，而可提升鋁合金片於特定方向上之突耳率。

本發明之另一態樣是在提供一種高突耳率鋁合金片，其係藉由前述之製作方法所製得。

根據本發明之一態樣，提出一種高突耳率鋁合金片之製作方法。鋁合金原料係先被提供，並進行澆鑄製程，以形成鋁胚。其中，鋁合金原料可包含小於或等於0.2重量百分比之矽、0.15重量百分比至0.4重量百分比之鐵、小於或等於0.05重量百分比之銅、小於或等於0.05重量百分比之鎂、小於或等於0.05重量百分比之錳、小於或等於0.03重量百分比之鈦，以及無法避免之雜質。雜質之含量係不大於0.10重量百分比，且雜質包含鉻及/或鋅。然後，對鋁胚進行預熱製程，其中預熱製程之溫度不小於400℃。對預熱後之鋁胚進行熱軋製程，以形成熱軋鋁板。接著，對熱軋鋁板進行冷軋製程，以形成冷軋鋁片。之後，對冷軋鋁片進行退火製程，即可製成本發明之高突耳率鋁合金片。於 {100}<001>與{110}<001>之集合組織方向上，高突耳率鋁合金片之突耳率不小於9%。

依據本發明之一實施例，前述熱軋製程之完軋溫度可為300℃至350℃。

依據本發明之又一實施例，前述預熱製程之溫度可為420℃至520℃。

依據本發明之再一實施例，前述冷軋製程之裁減率可為70%至90%。

依據本發明之又另一實施例，前述退火製程之溫度可為280℃至330℃。

根據本發明之另一態樣，提出一種高突耳率鋁合金片，其係藉由前述之製作方法所製得。於{100}<001>與{110}<001>之集合組織方向上，高突耳率鋁合金片之突耳率不小於9%。

依據本發明之一實施例，前述之高突耳率鋁合金片具有Al-Fe(Si)析出相。

依據本發明之另一實施例，前述Al-Fe(Si)析出相之尺寸不大於0.2μm。

應用本發明之高突耳率鋁合金片及其製作方法，其藉由特定組成之鋁合金原料與特定之製程步驟，促使鋁合金材料中之結晶析出，而可提升所製得之鋁合金片於特定方位之晶粒成長，進而提升鋁合金片於此特定方位之突耳率。

100‧‧‧方法

110/120/130/140/150/160/170‧‧‧操作

為了對本發明之實施例及其優點有更完整之理解，現請參照以下之說明並配合相應之圖式。必須強調的是，各種特徵並非依比例描繪且僅係為了圖解目的。相關圖式內容說明如下：

〔圖1〕係繪示依照本發明之一實施例之高突耳率鋁合金片的製作方法之流程圖。

以下仔細討論本發明實施例之製造和使用。然而，可以理解的是，實施例提供許多可應用的發明概念，其可實施於各式各樣的特定內容中。所討論之特定實施例僅供說明，並非用以限定本發明之範圍。

本發明所稱之「突耳率(Earing ratio)」係指對鋁合金片進行沖壓製程後，鋁合金片可形成具有封閉端及開口端之鋁殼，其中沿著垂直於沖壓方向之方向，鋁殼的截面積可為方形或其他可符合應用需求之形狀。

於此鋁殼中，由於鋁合金片中各析出相之含量不同，且各析出相的集合組織之強度不同，沖壓後之鋁合金片於各延伸方向會產生不同之變形伸長量，而使鋁殼之開口端的邊緣呈現波浪狀高低起伏之曲線。換言之，鋁殼之開口端並非整齊切平的。其中，突耳率可依據下式(I)計算所得。當突耳率越大時，前述鋁殼之開口端的邊緣越不平整，且當突耳率為0時，鋁殼之開口端係整齊切平的：

於式(I)中，D_H代表D₁及D₂兩者中之較大值，且D_L代表D₁及D₂兩者中之較小值，其中D₁及D₂分別係依據式(I-1)及式(I-2)計算而得。於式(I-1)中，D₀、D₉₀、D₁₈₀及D₂₇₀分別代表與鋁材軋延方向呈0度、90度、180度及270度之延伸方向上，由基準面起算，鋁殼外壁之垂直伸長量(即垂直距離)。於式(I-2)中，D₄₅、D₁₃₅、D₂₂₅及D₃₁₅分別代表與軋延方向呈45度、135度、225度及315度之延伸方向上，由基準面起算，鋁殼外壁之垂直伸長量(即垂直距離)。

前述之基準面係指垂直於沖壓方向之平面。若前述鋁殼之封閉端的封閉平面係垂直於沖壓方向，此封閉平面即可為基準面，且前述之垂直伸長量即為鋁殼外壁於各方向之高度。

其次，本發明所載「{100}<001>」之方向係指Cube方位之集合組織，且其經沖壓製程後之延伸方向係與鋁合金片之軋延方向呈0度、90度、180度及270度之方向；「{110}<001>」之方向係指Goss方位之集合組織，且其經沖壓製程後之延伸方向係與鋁合金片之軋延方向呈0度及180度之方向；「{110}<112>」之方向係指Brass方位之集合組織，且其經沖壓製程後之延伸方向係與鋁合金片之軋延方向呈45度、135度、225度及315度之方向；「{112}<111>」之方向係指Copper方位之集合組織，且其經沖壓製程後之延伸方向係與鋁合金片之軋延方向呈45度、135度、225度及315度之方向；「{123}<412>」之方向係指Silver方位之集合組織，且其經沖壓製程後之延伸方向係與鋁合金片之軋延方向呈45度、135度、225度及315度之方向。

一般而言，前述Brass方位、Copper方位與Silver方位之集合組織的型變係稱之為β-fiber型變(β-fiber deformation)。換言之，與鋁合金片之軋延方向呈45度、135度、225度及315度之方向的延伸型變即為β-fiber型變。

由於電池之外觀多為長方體，故進行沖壓製程時，相較於沿著電池短邊之方向，鋁合金片於沿著電池長邊之方向須具有較大之伸長率，以使沖壓後的鋁殼之殼壁可滿足尺寸要求。據此，於本發明所製得之高突耳率鋁合金片中，Cube方位與Goss方位之集合組織的高型變係欲達成之目標。換言之，與鋁合金片之軋延方向呈0度、90度、180度及270度之方向上，本發明經軋延製程所製得之鋁合金片具有較高的延伸型變。故，於本發明所製得之高突耳率鋁合金片中，Cube方位與Goss方位之集合組織的型變係大於Brass方位、Copper方位與Silver方位之集合組織的型變。如此一來，當對本發明之高突耳率鋁合金片進行沖壓製程後，沿著特定方向(亦即電池長邊之方向)，鋁合金片所形成之鋁殼可具有較大之型變伸長率，以使所製得之鋁殼滿足規格要求。

請參照圖1，其係繪示依照本發明之一實施例之高突耳率鋁合金片的製作方法之流程圖。於方法100中，鋁合金原料係先被提供，並進行澆鑄製程，以形成鋁胚，如操作110與120所示。此鋁合金原料可包含小於或等於0.2重量百分比之矽、0.15重量百分比至0.4重量百分比之鐵、小於或等於0.05重量百分比之銅、小於或等於0.05重量百分比之鎂、小於或等於0.05重量百分比之錳、小於或等於0.03重量百分比之鈦、無法避免之雜質，以及平衡量之鋁。其中，雜質之含量不大於0.10重量百分比，且雜質可包含鉻、鋅及/或其他雜質元素。

由於所製得鋁合金之突耳率與其晶粒集合組織之強度相關，且鋁合金原料中之元素組成會影響晶粒之形成。故，若鋁合金原料之組成不為前述之範圍時，後續所製得之鋁合金不易具有高突耳率，而無法滿足應用之需求。

於進行澆鑄製程時，鋁合金原料係被加熱熔融，而形成熔融鋁液。然後，經一系列之澆鑄步驟後，即可製得鋁胚。

於進行澆鑄製程後，可對澆鑄製程所製得之鋁胚進行預熱製程，如操作130所示。其中，預熱製程之溫度係不小於400℃。預熱製程係將鋁胚放置於預熱爐中，以預先加熱鋁胚。在此些實施例中，於進行預熱製程時，鋁胚係於預熱溫度下加熱4小時至10小時。

當預熱製程進行時，其高溫熱量可驅使鋁胚內部之元素析出形成微細之Al-Fe(Si)析出相，以助於使鋁胚內部形成為完全再結晶組織，而可有效地提升後續所製得之鋁合金片於Cube方位與Goss方位之集合組織的晶粒強度，並降低Brass方位、Copper方位與Silver方位之集合組織的晶粒強度，進而可提升後續所製得鋁合金片之突耳率。其中，Al-Fe(Si)析出相之尺寸不大於0.2μm。在一些實施例中，Al-Fe(Si)析出相之尺寸係不大於0.1μm。

當預熱製程之溫度小於400℃時，預熱製程所提供之驅動力不易使Al-Fe(Si)相析出，而降低Cube方位與Goss方位之集合組織的晶粒強度，進而降低所製得鋁合金之突耳率。在一些實施例中，預熱製程之溫度可為420℃至520℃。

於進行預熱製程後，對鋁胚進行熱軋製程，以形成熱軋鋁板，如操作140所示。在一些實施例中，熱軋製程之軋延溫度可為300℃至500℃，且完軋溫度為300℃至350℃。當進行熱軋製程時，熱軋之高溫熱能與軋延壓力所施加的外界能量可成為驅動力，而再次促使鋁合金內部剩餘之Al-Fe(Si)析出相析出，而使鋁合金內部形成為完全再結晶組織，進而有助於提升所製得之鋁合金片於Cube方位與Goss方位之集合組織的晶粒強度，並抑制Brass方位、Copper方位與Silver方位之集合組織的晶粒強度。當熱軋製程之完軋溫度為300℃至350℃時，熱軋鋁胚中之析出相較易析出，而較易過飽和析出微細之Al-Fe(Si)析出相。

由於預熱製程之高溫熱能，以及接續之熱軋製程的高溫熱能與軋延壓力等外界能量的驅動，微細之Al-Fe(Si)析出相可較易過飽和析出，而提升所製得之鋁合金片於Cube方位與Goss方位之集合組織強度，因此提升其突耳率。

當熱軋製程之完軋溫度為300℃至350℃時，進一步藉由後述所進行之冷軋製程與退火製程後，所製得之鋁合金可具有較佳之突耳率，而可滿足應用需求。在一些實施例中，熱軋製程之完軋溫度可為330℃至350℃。

其中，基於澆鑄製程所製得之鋁胚厚度與所欲製得之高突耳率鋁合金片的規格要求，操作人員可依據設備能力調整熱軋製程之裁減率

請繼續參照圖1。於進行熱軋製程後，對所形成之熱軋鋁板進行冷軋製程，以形成冷軋鋁片，如操作150所示。基於所欲製得之高突耳率鋁合金片之規格要求，熱軋鋁板係藉由冷軋製程被軋延至適當之厚度。在一些實施例中，冷軋製程之裁減率可為70%至90%。

接著，對冷軋製程所獲得之冷軋鋁片進行退火製程，即可製得本發明之高突耳率鋁合金片，如操作160與操作170所示。當退火製程進行時，鋁材中之剩餘矽可更易析出，而有助於提升所製得之鋁合金片的突耳率。

為有效提升退火製程對於突耳率的助益，退火製程可為低溫退火熱處理。在一些實施例中，退火製程之溫度可為280℃至330℃。在一些實施例中，退火製程之溫度可為290℃至320℃。在一些實施例中，退火製程之熱處理時間可為2小時至5小時。

當前述冷軋製程之裁減率為70%至90%，且退火製程之溫度為280℃至330℃時，所製得之鋁合金片可具有不小於9%之突耳率，而可滿足應用之需求。

在一具體例中，於Cube方位(即{100}<001>方位)與Goss方位(即{110}<001>方位)上，藉由前述方法100所製得之高突耳率鋁合金片的突耳率係不小於9%。其中，由於此高突耳率鋁合金中之Al-Fe(Si)析出相有助於Cube方位與Goss方位之集合組織的晶粒成長，並可抑制Brass方位、Copper方位與Silver方位之集合組織的晶粒成長，故對所製得之鋁合金片進行沖壓製程時，於Cube方位與Goss方位上可獲得較高之深沖高度，且Brass方位、Copper方位與Silver方位上之深沖高度較低。據此，沖壓製得之鋁殼可具有較高之突耳率。

以下利用實施例以說明本發明之應用，然其並非用以限定本發明，任何熟習此技藝者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種之更動與潤飾。

提供鋁合金原料

金屬例1至金屬例7之鋁合金原料中的成分組成分別如第1表所示。

製備高突耳率鋁合金片

以下係根據第2表製備實施例1至實施例3與比較例1至比較例4之高突耳率鋁合金片。

實施例1

首先，對金屬例1之鋁合金原料進行澆鑄製程，以形成實施例1之鋁胚。然後，將鋁胚放置於460℃之預熱爐中。待經過8小時後，對預熱後之鋁胚進行熱軋製程，以軋延至適當之厚度規格，其中熱軋製程之完軋溫度為338℃。然後，對熱軋後之熱軋鋁板進行冷軋製程，以滿足欲製得之鋁合金片的規格要求，其中冷軋製程之裁減率為75%。接著，對冷軋後之冷軋鋁片進行320℃之退火製程，並持續4小時，以製得實施例1之高突耳率鋁合金片，並以下列之評價方式進行評價，其結果如第2表所示，其中突耳率與晶粒組織強度之評價方法容後再述。

實施例2至實施例3與比較例1至比較例4

實施例2至實施例3與比較例1至比較例4係使用與實施例1之鋁合金片相同之製造方法，不同之處在於實施例2至實施例3及比較例1至比較例4係改變鋁合金原料之組成，以及預熱製程、熱軋製程、冷軋製程與退火製程等之參數設定。其條件及評價結果如第2表所示，在此不另贅述。

評價項目

1.突耳率

對實施例1至實施例3及比較例1至比較例4之鋁合金片進行沖壓製程，以分別製得實施例1至實施例3及比較例1至比較例4之鋁殼。然後，分別選定實施例1至實施例3及比較例1至比較例4之鋁殼的基準面，並依據前述之式(I)、式(I-1)與式(I-2)計算突耳率。

須特別說明的是，相較於鋁合金片之Brass方位、Copper方位與Silver方位，由於本發明之鋁合金片欲於Cube方位與Goss方位具有較高之深沖高度，故前述式(I) 中之D_H即為式(I-1)中之D₁，且式(I)中之D_L即為式(I-2)中之D₂。

2.晶粒組織強度

實施例1至實施例3及比較例1至比較例4之鋁合金片的晶粒組織強度分別係藉由X光繞射儀量測並計算鋁合金片之晶向分佈函數(Orientation Distribution Function；ODF)值，以進一步量得Cube方位之晶粒組織的集合強度與β-fiber方位之晶粒組織的集合強度。

其中，由於Cube方位涵蓋Goss方位，故為明確說明之目的，Cube方位與Goss方位之晶粒組織的集合強度係統稱為Cube方位之晶粒組織的集合強度。另外，由於Brass方位、Copper方位與Silver方位之集合組織的型變係稱之為β-fiber型變，故Brass方位、Copper方位與Silver方位之晶粒組織的集合強度係統稱為β-fiber方位之晶粒組織的集合強度。

換言之，於晶粒組織強度之評價項目中，Cube方位之晶粒組織係指與鋁材軋延方向呈0度、90度、180度及270度之延伸方向上的晶粒組織；β-fiber方位之晶粒組織係指與鋁材軋延方向呈45度、135度、225度及315度之延伸方向上的晶粒組織。

請參照第2表。於實施例1中，鋁合金片之鋁合金原料滿足前述之組成，且所製得之鋁胚於460℃下預熱8小時，故鋁胚中之Al-Fe(Si)析出相可析出，並驅使鋁胚內部形成完全再結晶組織。其次，藉由特定完軋溫度之熱軋製程，鋁材內部可再析出Al-Fe(Si)析出相，而使Cube方位之晶粒成長可被提升，且β-fiber方位之晶粒成長可被抑制。再者，利用冷軋製程之高裁減率與特定溫度之退火製程即可製得實施例1之鋁合金片。據此，實施例1之鋁合金片經沖壓製程所製得的鋁殼具有10.8%之突耳率，且依據晶粒組織強度之評價結果，Cube方位晶粒之強度係遠大於β-fiber方位晶粒的強度。

然而，於比較例1中，過高之預熱製程溫度易使鋁材中之元素以固溶方式存在於鋁材中，而不易析出Al-Fe(Si)析出相，進而無法抑制β-fiber方位之晶粒成長，因此雖然比較例1所製得之鋁合金片的Cube方位晶粒之強度係大於β-fiber方位晶粒之強度，但β-fiber方位晶粒之強度過高。據此，比較例1之鋁合金片的突耳率係較低。

於比較例2中，溫度適當但過久之預熱製程易導致鋁材中析出過多之Al-Fe(Si)析出相。雖然Al-Fe(Si)析出相有助於提升Cube方位之晶粒成長，但過多之Al-Fe(Si)析出相反而抑制Cube方位之晶粒組織強度。據此，比較例2之鋁合金片的突耳率無法滿足應用需求。

相較於實施例1所選用之金屬例1，實施例2所使用之鋁合金原料具有較高之鐵含量，具有不同於實施例1之預熱製程的溫度、冷軋製程的裁剪率與退火製程的溫度，且實施例2所製得之鋁合金片具有更高之突耳率。顯然，本發明之高突耳率鋁合金片之製作方法具有良好之適用性，而可具有良好之應用範圍。

其次，比較例3係使用與實施例2相同之鋁合金片的製作方法，兩者之差異在於比較例3之冷軋製程之裁減率較低。其中，Cube方位之晶粒組織強度係降至16.2。因此，比較例3所製得之鋁合金片的突耳率係降至8.4。故，若冷軋製程之裁減率較低時，所製得之鋁合金片將具有較低之突耳率。

於實施例3與比較例4中，當鋁金屬原料中之鐵含量大於0.4重量百分比時，Cube方位之晶粒組織強度將被抑制，且β-fiber方位之晶粒組織強度係被提升，故比較例4之鋁合金片具有較低之突耳率，而無法滿足應用之需求。

依據前述之實驗結果可知，本案之高突耳率鋁合金片的製作方法係藉由特定之鋁合金原料組成來製作鋁合金片，其中所製得之高突耳率鋁合金片於Cube方位與Goss方位可具有良好之突耳率，而可滿足應用之要求。

其次，藉由本發明所載之預熱製程與熱軋製程，所施加之高溫熱能與軋延應變能可促使鋁合金內部析出Al-Fe(Si)析出相，以助於提升Cube方位與Goss方位之晶粒成長，並抑制Brass方位、Copper方位與Silver方位之晶粒成長，進而提升鋁合金片於Cube方位與Goss方位上之晶粒強度，因此可提升所製得之鋁合金片的突耳率。

另外，藉由本發明之冷軋製程與退火製程，特定之裁減率與退火溫度係有助於提升所製得之鋁合金片的突耳率。

雖然本發明已以實施方式揭露如上，然其並非用以限定本發明，在本發明所屬技術領域中任何具有通常知識者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種之更動與潤飾，因此本發明之保護範圍當視後附之申請專利範圍所界定者為準。

Claims

一種高突耳率鋁合金片之製作方法，包含：提供一鋁合金原料，其中該鋁合金原料包含：小於或等於0.2重量百分比之矽；0.15重量百分比至0.4重量百分比之鐵；小於或等於0.05重量百分比之銅；小於或等於0.05重量百分比之鎂；小於或等於0.05重量百分比之錳；小於或等於0.03重量百分比之鈦；以及無法避免之雜質，該雜質之含量不大於0.10重量百分比，且該雜質包含鉻及/或鋅；對該鋁合金原料進行一澆鑄製程，以形成一鋁胚；對該鋁胚進行一預熱製程，其中該預熱製程之一溫度為420℃至520℃；對預熱後之該鋁胚進行一熱軋製程，以形成一熱軋鋁板，其中該熱軋製程之一完軋溫度為300℃至350℃；對該熱軋鋁板進行一冷軋製程，以形成一冷軋鋁片；以及對該冷軋鋁片進行一退火製程，即可形成該高突耳率鋁合金片，其中該退火製程之一溫度為280℃至330℃，且於{100}<001>與{110}<001>之集合組織方向上，該高突耳率鋁合金片之突耳率不小於9%。
如申請專利範圍第1項所述之高突耳率鋁合金片之製作方法，其中該冷軋製程之一裁減率為70%至90%。
一種高突耳率鋁合金片，藉由如申請專利範圍第1或2項所述之製作方法所製得，其中於{100}<001>與{110}<001>之集合組織方向上，該高突耳率鋁合金片之突耳率不小於9%。
如申請專利範圍第3項所述之高突耳率鋁合金片，其中該高突耳率鋁合金片具有Al-Fe(Si)析出相。
如申請專利範圍第4項所述之高突耳率鋁合金片，其中該Al-Fe(Si)析出相之尺寸不大於0.2μm。