JP3400910B2 - 高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度で成形性に
優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法に関する。
優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ａｌ−Ｍｇ系合金は溶接性、耐食性、成
形性に優れるため、調理器具、一般用器物、高級器物、
車両用材、船舶用材、圧力容器、缶材、燃料タンクに使
用される。Ａｌ−Ｍｇ系合金は溶解鋳造後、５００℃付
近で均熱化処理、熱間圧延を行った後、油性の圧延油へ
の引火を防止するため、圧延及び圧延終了温度６０〜１
００℃で冷間圧延を行う。次に冷間圧延のままでは強度
が高く、成形時に割れを生じるため、２００〜２７０℃
で最終焼鈍し、下部組織をサブグレイン化し、強度を低
下させることにより成形性を向上させる。
形性に優れるため、調理器具、一般用器物、高級器物、
車両用材、船舶用材、圧力容器、缶材、燃料タンクに使
用される。Ａｌ−Ｍｇ系合金は溶解鋳造後、５００℃付
近で均熱化処理、熱間圧延を行った後、油性の圧延油へ
の引火を防止するため、圧延及び圧延終了温度６０〜１
００℃で冷間圧延を行う。次に冷間圧延のままでは強度
が高く、成形時に割れを生じるため、２００〜２７０℃
で最終焼鈍し、下部組織をサブグレイン化し、強度を低
下させることにより成形性を向上させる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このように従来のＡｌ
−Ｍｇ系合金の製造方法では、冷間圧延後に焼鈍して下
部組織をサブグレイン化し、強度を犠牲にしないと成形
性が良好にならないという問題がある。本発明は従来技
術のかかる問題点に鑑みてなされたもので、強度低下を
抑制した高強度で成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金を提
供することを目的とする。
−Ｍｇ系合金の製造方法では、冷間圧延後に焼鈍して下
部組織をサブグレイン化し、強度を犠牲にしないと成形
性が良好にならないという問題がある。本発明は従来技
術のかかる問題点に鑑みてなされたもので、強度低下を
抑制した高強度で成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金を提
供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる高強度で
成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇ：１．５ｗｔ
％〜８ｗｔ％を含有し、さらにＭｎ：０．１〜０．５ｗ
ｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５
〜０．２ｗｔ％のうち少なくとも１種の元素を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、ポリゴニゼーシ
ョンによる直径０．１〜２μｍのシェルが形成されてい
ることを特徴とする。また、本発明に係わる高強度で成
形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金は、上記元素に加え、
Ｃｕ：０．０２〜１．０ｗｔ％、Ｚｎ：０．１〜２．０
ｗｔ％のうち少なくとも１種の元素を含有し、あるい
は、Ｔｉ：０．００１〜０．０５ｗｔ％を含有し、ま
たは、上記との双方を含有することを特徴とす
る。
成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇ：１．５ｗｔ
％〜８ｗｔ％を含有し、さらにＭｎ：０．１〜０．５ｗ
ｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５
〜０．２ｗｔ％のうち少なくとも１種の元素を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、ポリゴニゼーシ
ョンによる直径０．１〜２μｍのシェルが形成されてい
ることを特徴とする。また、本発明に係わる高強度で成
形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金は、上記元素に加え、
Ｃｕ：０．０２〜１．０ｗｔ％、Ｚｎ：０．１〜２．０
ｗｔ％のうち少なくとも１種の元素を含有し、あるい
は、Ｔｉ：０．００１〜０．０５ｗｔ％を含有し、ま
たは、上記との双方を含有することを特徴とす
る。
【０００５】一方、その製造方法は、上記組成のＡｌ−
Ｍｇ系合金鋳塊を、均熱化処理、熱間圧延後、圧延及び
圧延終了温度が１００℃を超えても引火しない水溶性の
圧延油を使用し、圧延及び圧延終了温度を１００〜２０
０℃として圧延し、ポリゴニゼーションにより直径０．
１〜２μｍのシェルを形成させたことを特徴とする。こ
の製造方法においては、上記Ａｌ−Ｍｇ系合金の圧延及
び圧延終了温度を１００〜２００℃に制御することによ
り転位の増殖及び回復を同時進行させ、下部組織をサブ
グレイン化手前のポリゴン化組織にすることにより、強
度低下を抑制した高強度で成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系
合金を得ることができる。
Ｍｇ系合金鋳塊を、均熱化処理、熱間圧延後、圧延及び
圧延終了温度が１００℃を超えても引火しない水溶性の
圧延油を使用し、圧延及び圧延終了温度を１００〜２０
０℃として圧延し、ポリゴニゼーションにより直径０．
１〜２μｍのシェルを形成させたことを特徴とする。こ
の製造方法においては、上記Ａｌ−Ｍｇ系合金の圧延及
び圧延終了温度を１００〜２００℃に制御することによ
り転位の増殖及び回復を同時進行させ、下部組織をサブ
グレイン化手前のポリゴン化組織にすることにより、強
度低下を抑制した高強度で成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系
合金を得ることができる。
【０００６】次に、本発明におけるＡｌ−Ｍｇ系合金の
成分限定理由と、圧延及び圧延終了温度の限定理由につ
いて説明する。
成分限定理由と、圧延及び圧延終了温度の限定理由につ
いて説明する。
【０００７】＜Ｍｇ＞Ｍｇ含有量が１．５ｗｔ％未満で
は成形性には優れるが、強度不足となる。一方、Ｍｇが
８ｗｔ％を超える合金では耐ＳＣＣ性及び耐食性が低下
し、価格も高くなる。このため、Ｍｇ含有量は１．５〜
８ｗｔ％とする。
は成形性には優れるが、強度不足となる。一方、Ｍｇが
８ｗｔ％を超える合金では耐ＳＣＣ性及び耐食性が低下
し、価格も高くなる。このため、Ｍｇ含有量は１．５〜
８ｗｔ％とする。
【０００８】＜Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ＞Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは
いずれも結晶粒を微細化し、伸び及び成形性を向上させ
る効果がある。しかし、これらの成分の含有量がそれぞ
れ０．１ｗｔ％未満、０．０５ｗｔ％未満、０．０５ｗ
ｔ％未満ではその効果は十分でなく、一方、それぞれ
０．５ｗｔ％、０．２ｗｔ％、０．２ｗｔ％を超えると
微細化の効果は飽和するとともに成形性が低下する。し
たがって、Ｍｎ含有量は０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ含
有量は０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ含有量は０．０５
〜０．２ｗｔ％とする。
いずれも結晶粒を微細化し、伸び及び成形性を向上させ
る効果がある。しかし、これらの成分の含有量がそれぞ
れ０．１ｗｔ％未満、０．０５ｗｔ％未満、０．０５ｗ
ｔ％未満ではその効果は十分でなく、一方、それぞれ
０．５ｗｔ％、０．２ｗｔ％、０．２ｗｔ％を超えると
微細化の効果は飽和するとともに成形性が低下する。し
たがって、Ｍｎ含有量は０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ含
有量は０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ含有量は０．０５
〜０．２ｗｔ％とする。
【０００９】＜Ｃｕ、Ｚｎ＞Ｃｕ及びＺｎはいずれもＡ
ｌ−Ｍｇ系合金の強度を向上させる効果がある。しか
し、これらの成分の含有量がそれぞれ０．０２ｗｔ％未
満、０．１ｗｔ％未満ではその効果は少なく、一方、そ
れぞれ１．０ｗｔ％、２．０ｗｔ％を超えると強度は向
上するが、常温時効性が大きくなり過ぎ、出荷後の強度
変化を生じるとともに、耐食性も低下する。したがっ
て、Ｃｕ含有量は０．０２〜１．０ｗｔ％、Ｚｎ含有量
は０．１〜２．０ｗｔ％とする。
ｌ−Ｍｇ系合金の強度を向上させる効果がある。しか
し、これらの成分の含有量がそれぞれ０．０２ｗｔ％未
満、０．１ｗｔ％未満ではその効果は少なく、一方、そ
れぞれ１．０ｗｔ％、２．０ｗｔ％を超えると強度は向
上するが、常温時効性が大きくなり過ぎ、出荷後の強度
変化を生じるとともに、耐食性も低下する。したがっ
て、Ｃｕ含有量は０．０２〜１．０ｗｔ％、Ｚｎ含有量
は０．１〜２．０ｗｔ％とする。
【００１０】＜Ｔｉ＞ＴｉはＡｌ合金鋳塊中の結晶粒を
微細化する効果がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．００
１ｗｔ％未満ではその効果は十分でなく、０．０５ｗｔ
％を超えるとその効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含
有量は０．００１〜０．０５ｗｔ％とする。
微細化する効果がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．００
１ｗｔ％未満ではその効果は十分でなく、０．０５ｗｔ
％を超えるとその効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含
有量は０．００１〜０．０５ｗｔ％とする。
【００１１】＜圧延及び圧延終了温度＞金属結晶の下部
組織は成形性に大きく影響を及ぼし、本発明では圧延及
び圧延終了温度を従来の冷間圧延より高くしたことで転
位の回復が生じ、ポリゴニゼーションによるシェルが形
成され成形性が向上する。なお、本発明において圧延及
び圧延終了温度とは、圧延中及び圧延直後の材料の温度
を意味する。この温度が１００℃より低いと転位の回復
を生じないタングルの状態になり成形性が向上しない。
また、この温度が２００℃より高いと、転位の回復によ
りサブグレインが形成されるため、成形性は向上するが
強度の低下も大きくなる。したがって、圧延及び圧延終
了温度は１００〜２００℃とする。この圧延条件により
上記アルミニウム合金において転位の増殖及び回復が同
時進行し、下部組織がサブグレイン化手前のポリゴン化
組織となり、そのときのシェル直径は０．１〜２μｍの
範囲となる。なお、圧下率を高めた方（例えば６０％以
上）が転移の回復が促進され、ポリゴン化しやすくな
る。
組織は成形性に大きく影響を及ぼし、本発明では圧延及
び圧延終了温度を従来の冷間圧延より高くしたことで転
位の回復が生じ、ポリゴニゼーションによるシェルが形
成され成形性が向上する。なお、本発明において圧延及
び圧延終了温度とは、圧延中及び圧延直後の材料の温度
を意味する。この温度が１００℃より低いと転位の回復
を生じないタングルの状態になり成形性が向上しない。
また、この温度が２００℃より高いと、転位の回復によ
りサブグレインが形成されるため、成形性は向上するが
強度の低下も大きくなる。したがって、圧延及び圧延終
了温度は１００〜２００℃とする。この圧延条件により
上記アルミニウム合金において転位の増殖及び回復が同
時進行し、下部組織がサブグレイン化手前のポリゴン化
組織となり、そのときのシェル直径は０．１〜２μｍの
範囲となる。なお、圧下率を高めた方（例えば６０％以
上）が転移の回復が促進され、ポリゴン化しやすくな
る。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明における圧延は、Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金の一連の製造工程の最終段階において施され
る。この圧延における圧延及び圧延終了温度を上記の範
囲内に制御する手段としては、例えばロール加熱による
方法、及び／又は、圧下による発熱を利用する方法が挙
げられる。
ｇ系合金の一連の製造工程の最終段階において施され
る。この圧延における圧延及び圧延終了温度を上記の範
囲内に制御する手段としては、例えばロール加熱による
方法、及び／又は、圧下による発熱を利用する方法が挙
げられる。
【００１３】Ａｌ−Ｍｇ系合金に対し本発明を適用した
場合の製造工程の代表的なものは、鋳塊を均熱化処理
（ｅｘ．４５０〜５００℃×４Ｈｒ）、熱間圧延（ｅ
ｘ．圧延開始温度４５０〜５５０℃、最終板厚１〜４ｍ
ｍ）、次いで上記条件下で圧延するというものであり、
必要に応じてこの圧延の前に冷間圧延が施される。な
お、冷間圧延に引き続きこの発明の圧延を施す場合、圧
下率を大きめに設定することで、外部加熱を要すること
なく圧延及び圧延終了温度を上記の範囲内に制御するこ
とができる。一例を挙げれば、冷間圧延の圧下率を例え
ば４０％としたとき、この圧延の圧下率を５０〜８０％
とすればよい。
場合の製造工程の代表的なものは、鋳塊を均熱化処理
（ｅｘ．４５０〜５００℃×４Ｈｒ）、熱間圧延（ｅ
ｘ．圧延開始温度４５０〜５５０℃、最終板厚１〜４ｍ
ｍ）、次いで上記条件下で圧延するというものであり、
必要に応じてこの圧延の前に冷間圧延が施される。な
お、冷間圧延に引き続きこの発明の圧延を施す場合、圧
下率を大きめに設定することで、外部加熱を要すること
なく圧延及び圧延終了温度を上記の範囲内に制御するこ
とができる。一例を挙げれば、冷間圧延の圧下率を例え
ば４０％としたとき、この圧延の圧下率を５０〜８０％
とすればよい。
【００１４】
【実施例】次に、本発明の実施例についてその比較例と
比較して説明する。まず、表１に示す組成のＡｌ合金を
板厚５０ｍｍの金型に鋳造した後、５１０℃×４ｈの均
質化処理を施した。次に板厚３．５ｍｍまで熱間圧延を
行った後、２５０℃を超えても引火しない水溶性の圧延
油を用いて、１パス目で板厚１．１ｍｍまで、２パス目
で板厚０．２８５ｍｍまで圧延した。なお、１パス目は
通常の冷間圧延とし、２パス目ではロール加熱を行い、
圧延及び圧延終了温度が５０〜２５０℃になるように調
整し、供試材とした。表１にはその圧延終了温度をあわ
せて示す。
比較して説明する。まず、表１に示す組成のＡｌ合金を
板厚５０ｍｍの金型に鋳造した後、５１０℃×４ｈの均
質化処理を施した。次に板厚３．５ｍｍまで熱間圧延を
行った後、２５０℃を超えても引火しない水溶性の圧延
油を用いて、１パス目で板厚１．１ｍｍまで、２パス目
で板厚０．２８５ｍｍまで圧延した。なお、１パス目は
通常の冷間圧延とし、２パス目ではロール加熱を行い、
圧延及び圧延終了温度が５０〜２５０℃になるように調
整し、供試材とした。表１にはその圧延終了温度をあわ
せて示す。
【００１５】
【表１】
【００１６】得られた供試材について、引張特性、耳
率、リベット成形性、耐食性を下記の要領で測定し、そ
の結果を表２に示す。 引張特性：評点間距離１８．６ｍｍ、板幅１２ｍｍ、板
厚０．２８５ｍｍのＪＩＳ７号試験片を用い、引張速度
３ｍｍ／ｍｉｎにて引張試験を行い、その耐力を測定し
た。 耳率：エリクセン試験機を使用し、φ４０ｍｍのパンチ
を用いて、絞り率４０％時の０度、４５度、９０度方向
の耳率を測定し、最も大きい耳率の値を供試材の耳率と
した。 リベット成形性：リベット成形高さ１．７ｍｍで成形し
た時の割れの有無により、割れなしを○、割れ有りを×
と評価した。 耐食性：表面積１０００ｍｍ2の試料を用いて塩水噴霧
試験を行い、１０００時間後の重量減少量を測定し、重
量減少量５ｍｇ未満を○、５ｍｇ以上を×と評価した。
率、リベット成形性、耐食性を下記の要領で測定し、そ
の結果を表２に示す。 引張特性：評点間距離１８．６ｍｍ、板幅１２ｍｍ、板
厚０．２８５ｍｍのＪＩＳ７号試験片を用い、引張速度
３ｍｍ／ｍｉｎにて引張試験を行い、その耐力を測定し
た。 耳率：エリクセン試験機を使用し、φ４０ｍｍのパンチ
を用いて、絞り率４０％時の０度、４５度、９０度方向
の耳率を測定し、最も大きい耳率の値を供試材の耳率と
した。 リベット成形性：リベット成形高さ１．７ｍｍで成形し
た時の割れの有無により、割れなしを○、割れ有りを×
と評価した。 耐食性：表面積１０００ｍｍ2の試料を用いて塩水噴霧
試験を行い、１０００時間後の重量減少量を測定し、重
量減少量５ｍｇ未満を○、５ｍｇ以上を×と評価した。
【００１７】
【表２】
【００１８】また、供試材のＬ方向断面を研磨し、バー
カー液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて結晶粒
を観察し、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）を用いて下部組織
を観察し、シェルサイズを切断法により測定した。下部
組織の種別とシェルサイズの測定結果を表２にあわせて
示す。また、本発明材Ｎｏ．３及び比較材Ｎｏ．１２に
ついて結晶粒の光学顕微鏡写真を図１に、本発明材Ｎ
ｏ．３、比較材Ｎｏ．１３及び比較材Ｎｏ．１４につい
て下部組織の透過電子顕微鏡写真を図２に示す。
カー液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて結晶粒
を観察し、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）を用いて下部組織
を観察し、シェルサイズを切断法により測定した。下部
組織の種別とシェルサイズの測定結果を表２にあわせて
示す。また、本発明材Ｎｏ．３及び比較材Ｎｏ．１２に
ついて結晶粒の光学顕微鏡写真を図１に、本発明材Ｎ
ｏ．３、比較材Ｎｏ．１３及び比較材Ｎｏ．１４につい
て下部組織の透過電子顕微鏡写真を図２に示す。
【００１９】表２の測定結果を見ると、組成及び圧延終
了温度が本発明の範囲内にある本発明材Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．９は、結晶粒が微細化し、下部組織がポリゴニゼー
ションにより直径０．１〜２μｍのシェルを形成してい
るため、強度が高く成形性にも優れ、耐食性にも優れて
いる。
了温度が本発明の範囲内にある本発明材Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．９は、結晶粒が微細化し、下部組織がポリゴニゼー
ションにより直径０．１〜２μｍのシェルを形成してい
るため、強度が高く成形性にも優れ、耐食性にも優れて
いる。
【００２０】一方、比較材Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１９は組
成又は圧延終了温度が本発明で規定する範囲外のもので
ある。比較材Ｎｏ．１０は成形性に優れるが、Ｍｇ含有
量が１．５ｗｔ％未満であるため、強度が低くなってい
る。比較材Ｎｏ．１１はＭｇ含有量が８ｗｔ％を超えて
いるため、成形性及び耐食性が低下している。比較材Ｎ
ｏ．１２はＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒのいずれも含有してないた
め、図１に示すように結晶粒が粗大化し、成形性が低下
している。比較材Ｎｏ．１３は圧延終了温度が１００℃
未満であるため、図２に示すように下部組織がポリゴン
化せず、タングルの状態になっており、成形性が低下す
ると同時に耳率も大きくなっている。比較材Ｎｏ．１４
は圧延終了温度が２００℃を超えているため、下部組織
がサブグレインになり、強度低下が大きくなっている。
比較材Ｎｏ．１５、１６はＣｕ又はＺｎ含有量がそれぞ
れ１．０ｗｔ％、２．０ｗｔ％を超えているため、耐食
性が低下している。比較材Ｎｏ．１７〜１９はＭｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒがそれぞれ０．５ｗｔ％、０．２ｗｔ％、０．
２ｗｔ％を超えているため、結晶粒が粗大化し、成形性
が低下している。
成又は圧延終了温度が本発明で規定する範囲外のもので
ある。比較材Ｎｏ．１０は成形性に優れるが、Ｍｇ含有
量が１．５ｗｔ％未満であるため、強度が低くなってい
る。比較材Ｎｏ．１１はＭｇ含有量が８ｗｔ％を超えて
いるため、成形性及び耐食性が低下している。比較材Ｎ
ｏ．１２はＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒのいずれも含有してないた
め、図１に示すように結晶粒が粗大化し、成形性が低下
している。比較材Ｎｏ．１３は圧延終了温度が１００℃
未満であるため、図２に示すように下部組織がポリゴン
化せず、タングルの状態になっており、成形性が低下す
ると同時に耳率も大きくなっている。比較材Ｎｏ．１４
は圧延終了温度が２００℃を超えているため、下部組織
がサブグレインになり、強度低下が大きくなっている。
比較材Ｎｏ．１５、１６はＣｕ又はＺｎ含有量がそれぞ
れ１．０ｗｔ％、２．０ｗｔ％を超えているため、耐食
性が低下している。比較材Ｎｏ．１７〜１９はＭｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒがそれぞれ０．５ｗｔ％、０．２ｗｔ％、０．
２ｗｔ％を超えているため、結晶粒が粗大化し、成形性
が低下している。
【００２１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
所定量のＭｇとＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくとも１
種、必要に応じてＣｕ、Ｚｎ、Ｔｉ等を含有するＡｌ−
Ｍｇ系合金において、下部組織をポリゴン化してシェル
直径０．１〜２μｍのシェルを形成することで、高強度
で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金を得ることができ
る。
所定量のＭｇとＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくとも１
種、必要に応じてＣｕ、Ｚｎ、Ｔｉ等を含有するＡｌ−
Ｍｇ系合金において、下部組織をポリゴン化してシェル
直径０．１〜２μｍのシェルを形成することで、高強度
で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金を得ることができ
る。
【図１】本発明材（Ｎｏ．３）と比較材（Ｎｏ．１２）
の金属結晶組織を同倍率で示す光学顕微鏡写真である。
の金属結晶組織を同倍率で示す光学顕微鏡写真である。
【図２】本発明材（Ｎｏ．３）と比較材（Ｎｏ．１３、
Ｎｏ．１４）の金属結晶下部組織を同倍率で示す透過電
子顕微鏡写真である。
Ｎｏ．１４）の金属結晶下部組織を同倍率で示す透過電
子顕微鏡写真である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｍｇ：１．５ｗｔ％〜８ｗｔ％を含有
し、さらにＭｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ：０．０
５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２ｗｔ％のう
ち少なくとも１種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可
避不純物からなり、ポリゴニゼーションによる直径０．
１〜２μｍのシェルが形成されていることを特徴とする
高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金。 - 【請求項２】 さらに、Ｃｕ：０．０２〜１．０ｗｔ
％、Ｚｎ：０．１〜２．０ｗｔ％のうち少なくとも１種
の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載され
た高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金。 - 【請求項３】 さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５ｗ
ｔ％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載
された高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載された組
成をもつＡｌ−Ｍｇ系合金鋳塊を、均熱化処理、熱間圧
延後、水溶性の圧延油を用いて圧延及び圧延終了温度１
００〜２００℃で圧延し、ポリゴニゼーションにより直
径０．１〜２μｍのシェルを形成させることを特徴とす
る高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11533796A JP3400910B2 (ja) | 1996-04-11 | 1996-04-11 | 高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11533796A JP3400910B2 (ja) | 1996-04-11 | 1996-04-11 | 高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09279282A JPH09279282A (ja) | 1997-10-28 |
| JP3400910B2 true JP3400910B2 (ja) | 2003-04-28 |
Family
ID=14660055
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11533796A Expired - Fee Related JP3400910B2 (ja) | 1996-04-11 | 1996-04-11 | 高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3400910B2 (ja) |
-
1996
- 1996-04-11 JP JP11533796A patent/JP3400910B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09279282A (ja) | 1997-10-28 |
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