JP4286431B2 - アルミニウム合金配管材の製造方法 - Google Patents
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【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車および各種産業用の熱交換器に用いられるアルミニウム合金のうちで、特に耐食性に優れた自動車の熱交換器用アルミニウム合金配管材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
従来は、この種の熱交換器の配管などの材料として、ＪＩＳ１０００系合金、ＪＩＳ３０００系合金、ＪＩＳ６０００系合金などが良く使われている。例えば、ＪＩＳ６０００系合金として、特公昭６１−３６５７７号公報には、Ｍｇを０．３５〜１．５ｗｔ％、Ｓｉを０．２〜０．８ｗｔ％、Ｚｎを０．１〜０．３ｗｔ％を含有し、さらにＳｎを０．０２〜０．１ｗｔ％、Ｃｕを０．１５〜０．４ｗｔ％含有することを特徴とする耐粒界腐食性および耐孔食性に優れたアルミニウム合金が開示されている。また、現在高耐食性の配管材料としてはＪＩＳ３０００系の合金を芯材としてＪＩＳ７０７２合金などで管の内外面または片面をクラッドしたものが一般的となっている。
このように、従来の自動車用配管材には、強度、加工性、溶接性、耐食性に優れたＪＩＳ３００３合金などが使われているが、過酷な条件下では耐食性が不足する場合がある。そこで、耐食性の面からは上記のように単層でなく、ＪＩＳ３００３合金などの芯材にＪＩＳ７０７２合金などで内外面または片面をクラッドしたものが一般的となっているが、製造コストが高いという問題点があった。そこで、クラッドすることなく、単層でＪＩＳ３００３合金よりも耐食性が良い材料の開発が必要とされてきた。
また配管材については、それを製造する際の押し出し加工や熱交換器を組み立てる際に曲げ加工などの上で良好な成形性、加工性を有することが要求されることは言うまでもないことである。しかし、従来の配管材は耐食性と成形性及び加工性を同時に具備するという点で必ずしも十分とは言えない。
【０００３】
【課題を解決するための手段】
本発明の上記課題は下記の手段によって達成された。
すなわち本発明は、
（１）０．０５ｗｔ％を越え０．２ｗｔ％以下のＳｉ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＦｅ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＣｕ、０．５ｗｔ％を越え１．０ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５ｗｔ％を越え０．３０ｗｔ％以下のＴｉ、０．０１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＭｇを含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を熱間押し出しして、押し出し素管とし、ドローベンチ方式抽伸加工または連続抽伸加工と時効析出処理でアルミニウム合金管材を製造するに当り、焼鈍処理を３３０℃を越え４５０℃以下の温度で１〜１０時間加熱し、冷却速度を１００℃／時間以上の条件で行うことを特徴とするアルミニウム合金配管材の製造方法、及び
（２）０．０５ｗｔ％を越え０．２ｗｔ％以下のＳｉ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＦｅ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＣｕ、０．５ｗｔ％を越え１．０ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５ｗｔ％を越え０．３０ｗｔ％以下のＴｉ、０．０１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＭｇを含有し、さらに０．１ｗｔ％を越え０．５ｗｔ％以下のＺｎを含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を熱間押し出しして、押し出し素管とし、ドローベンチ方式抽伸加工または連続抽伸加工と時効析出処理でアルミニウム合金管材を製造するに当り、焼鈍処理を３３０℃を越え４５０℃以下の温度で１〜１０時間加熱し、冷却速度を１００℃／時間以上の条件で行うことを特徴とするアルミニウム合金配管材の製造方法
を提供するものである。
【０００４】
【発明の実施の形態】
以下に本発明に係るアルミニウム合金配管材の合金元素について説明する。
【０００５】
Ｓｉ；ＳｉはＭｇとともに人工時効処理により極めて微細な金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉを形成し強度向上に寄与する。Ｓｉの含有量を０．０５ｗｔ％を越え、０．２ｗｔ％以下のＳｉとした理由は、０．０５ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．２ｗｔ％を越えると複数回の抽伸加工を行う際に素管の加工硬化が大きくなり、抽伸加工の途中に中間焼鈍を施す必要が生じ、生産性が悪化するためである。Ｓｉの含有量は好ましくは０．０５〜０．１ｗｔ％である。
【０００６】
Ｆｅ；Ｆｅは材料に固溶、またはＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を析出し強度向上に寄与する。その添加量が０．１ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．３ｗｔ％を越えるとＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が多くなり、成形加工時に割れの起点となるためである。Ｆｅの含有量は好ましくは０．１〜０．２５ｗｔ％である。
【０００７】
Ｃｕ；Ｃｕは、材料に固溶し材料強度を向上させる効果と、配管材を高温でろう付けする時などに起きる結晶粒の粗大化を防止する。その添加量が０．１ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．３ｗｔ％を越えると粗大な化合物が晶出し加工性が低下することと、耐食性が劣ってしまうことである。Ｃｕの含有量は好ましくは０．０５〜０．２ｗｔ％である。
【０００８】
Ｍｎ；Ｍｎは、材料に固溶し材料強度を向上させる効果を有する。この添加量が０．５ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、１．０ｗｔ％を越えると、成形加工性が劣るためである。Ｍｎの含有量は好ましくは０．６〜０．８ｗｔ％である。
【０００９】
Ｔｉ；Ｔｉは鋳造組織を微細化する効果と、押し出した時に管の管厚方向に成分の濃淡を形成することにより、Ｔｉの濃化部分は貴、その周辺は卑となり、腐食を層状にすることにより、肉厚方向への腐食進行を押さえるために、アルミニウム管材の耐食性を向上させる効果を有する。この添加量が０．０５ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．３０ｗｔ％を越えると、Ｔｉの粗大な化合物が生成し、成形加工性を低下させる。Ｔｉの含有量は好ましくは０．０１〜０．２ｗｔ％である。
【００１０】
Ｍｇ；Ｍｇはマトリックスに固溶し、強度を高める効果と、時効析出効果により微細な金属間化合物を析出し強度向上に寄与する。この添加量が０．０１ｗｔ％未満の場合にはこの効果が無く、０．３ｗｔ％を越えると複数回の抽伸加工を行う際に素管の加工硬化が大きくなり、抽伸加工途中に中間焼鈍が必要になり生産性が低下し、また押し出し性や成形加工性（曲げ加工性）が低下するためである。Ｍｇの含有量は好ましくは０．０５〜０．２ｗｔ％である。
【００１１】
Ｚｎ；Ｚｎはマトリックスに均一に固溶し、粒界、粒内の電位差を均一にし粒界腐食を防止することにより耐食性を向上させる効果を有する。この添加量が０．１ｗｔ％未満では効果が無く、０．５ｗｔ％を越えるとＺｎが過剰となり耐食性を損ねてしまう。Ｚｎの含有量は好ましくは０．２〜０．４ｗｔ％である。
【００１２】
本発明でいうアルミニウム合金配管材は、前記の組成アルミニウム合金を次の工程によって加工することにより製造することができる。
アルミニウム合金の溶解鋳造→均質化処理→熱間押し出し
→ドローベンチ方式抽伸加工または連続抽伸加工→焼鈍
この配管材の加工工程自体は公知のものであるが、その焼鈍処理及びその後の冷却工程に特徴がある。
ここで、アルミニウム合金配管材の製造方法として、焼鈍処理条件を３３０℃を越え、４５０℃以下の温度で１〜１０時間加熱し、冷却速度を１００℃／時間以上の条件で行う理由を説明する。
焼鈍処理温度が３３０℃未満の場合には、材料の伸びが低下し、熱交換器に組み付ける場合の曲げ加工性に劣る。また焼鈍処理温度が４５０℃を越えた場合には、配管材に添加した成分のうち、Ａｌ−Ｍｎ系の析出物が粒界に析出し、粒界腐食を促進し、耐食性を損ねてしまう。また、このＡｌ−Ｍｎ系の析出物が析出する条件は冷却速度も関係し、冷却速度が１００℃／時間未満の場合には、粒界に析出する頻度が多くなり、結果として、粒界腐食を促進し、耐食性を損ねてしまう。
【００１３】
【実施例】
次に、本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明する。
【００１６】
表２に示すアルミニウム合金に示す本発明組成のアルミニウム合金と本発明成分を外れる比較例合金を溶解鋳造して断面円形形状の鋳塊とし、この鋳塊を６１０℃で４時間の均質化処理後、長さ１０００ｍｍに切断して押し出しビレットとし、これを５１０〜５４０℃に再加熱して、外径４７ｍｍの素管に熱間押し出しし、その後連続抽伸加工を冷間で複数回行って外径８．０ｍｍ、肉厚１．０ｍｍの管材に仕上げた。その後表３に示す人工時効処理を行い、表３に示す冷却速度にて供試材を冷却し、試験片を得た。これらの供試材の配管を市販の水性クーラントに循環試験装置を用いて接続し、８８℃、８時間→室温、１６時間のサイクル試験を１年間行った。供試材の表面腐食生成物を除去して、材料の腐食状況を評価した。評価は光学顕微鏡により最大孔食深さを焦点深度法にて測定して、その結果を表３に示した。またこの配管材について、前記と同様にして曲げ加工性試験を行った。その結果を表３に示した。
【００１７】
表３から、合金組成及び、熱処理、冷却速度が本発明範囲内にあるものは耐食性が良好であった。それに対して、合金組成が本発明範囲内にある比較例１〜３では、比較例１が熱処理温度及び冷却速度が本発明の規定範囲を下回るために、耐食性も劣っておりかつ曲げ加工性も低下している。比較例２は、熱処理温度は本発明の範囲にあるが、冷却速度が本発明を逸脱するために、耐食性が劣っている。比較例３は、熱処理温度が本発明の範囲を逸脱しているために、冷却速度が本発明例の範囲にあるにも関わらず、耐食性が劣っている。
また、比較例４〜６は、合金成分が本発明の規定の範囲を逸脱している。比較例４では、合金成分及び熱処理温度が本発明例を逸脱しているために、耐食性も劣り、曲げ加工性も劣っている。比較例５では、合金成分及び冷却速度が本発明の規定の範囲を逸脱しているために、耐食性も劣り、曲げ加工性も劣っている。比較例６では、合金成分が本発明の規定の範囲を逸脱しているために、熱処理温度、冷却速度が本発明の範囲内であっても、耐食性も劣り、曲げ加工性も劣っていた。
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【発明の効果】
この様に本発明によれば、自動車用熱交換器のアルミニウム合金配管材としてクラッド材ではなく、単層のベア材であっても、製造時の加工性と優れた耐食性および曲げ加工性の全てを具備した熱交換器配管材が得られ、熱交換器のコストダウンが図れる等、工業的に顕著な効果が得られる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車および各種産業用の熱交換器に用いられるアルミニウム合金のうちで、特に耐食性に優れた自動車の熱交換器用アルミニウム合金配管材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
従来は、この種の熱交換器の配管などの材料として、ＪＩＳ１０００系合金、ＪＩＳ３０００系合金、ＪＩＳ６０００系合金などが良く使われている。例えば、ＪＩＳ６０００系合金として、特公昭６１−３６５７７号公報には、Ｍｇを０．３５〜１．５ｗｔ％、Ｓｉを０．２〜０．８ｗｔ％、Ｚｎを０．１〜０．３ｗｔ％を含有し、さらにＳｎを０．０２〜０．１ｗｔ％、Ｃｕを０．１５〜０．４ｗｔ％含有することを特徴とする耐粒界腐食性および耐孔食性に優れたアルミニウム合金が開示されている。また、現在高耐食性の配管材料としてはＪＩＳ３０００系の合金を芯材としてＪＩＳ７０７２合金などで管の内外面または片面をクラッドしたものが一般的となっている。
このように、従来の自動車用配管材には、強度、加工性、溶接性、耐食性に優れたＪＩＳ３００３合金などが使われているが、過酷な条件下では耐食性が不足する場合がある。そこで、耐食性の面からは上記のように単層でなく、ＪＩＳ３００３合金などの芯材にＪＩＳ７０７２合金などで内外面または片面をクラッドしたものが一般的となっているが、製造コストが高いという問題点があった。そこで、クラッドすることなく、単層でＪＩＳ３００３合金よりも耐食性が良い材料の開発が必要とされてきた。
また配管材については、それを製造する際の押し出し加工や熱交換器を組み立てる際に曲げ加工などの上で良好な成形性、加工性を有することが要求されることは言うまでもないことである。しかし、従来の配管材は耐食性と成形性及び加工性を同時に具備するという点で必ずしも十分とは言えない。
【０００３】
【課題を解決するための手段】
本発明の上記課題は下記の手段によって達成された。
すなわち本発明は、
（１）０．０５ｗｔ％を越え０．２ｗｔ％以下のＳｉ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＦｅ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＣｕ、０．５ｗｔ％を越え１．０ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５ｗｔ％を越え０．３０ｗｔ％以下のＴｉ、０．０１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＭｇを含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を熱間押し出しして、押し出し素管とし、ドローベンチ方式抽伸加工または連続抽伸加工と時効析出処理でアルミニウム合金管材を製造するに当り、焼鈍処理を３３０℃を越え４５０℃以下の温度で１〜１０時間加熱し、冷却速度を１００℃／時間以上の条件で行うことを特徴とするアルミニウム合金配管材の製造方法、及び
（２）０．０５ｗｔ％を越え０．２ｗｔ％以下のＳｉ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＦｅ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＣｕ、０．５ｗｔ％を越え１．０ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５ｗｔ％を越え０．３０ｗｔ％以下のＴｉ、０．０１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＭｇを含有し、さらに０．１ｗｔ％を越え０．５ｗｔ％以下のＺｎを含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を熱間押し出しして、押し出し素管とし、ドローベンチ方式抽伸加工または連続抽伸加工と時効析出処理でアルミニウム合金管材を製造するに当り、焼鈍処理を３３０℃を越え４５０℃以下の温度で１〜１０時間加熱し、冷却速度を１００℃／時間以上の条件で行うことを特徴とするアルミニウム合金配管材の製造方法
を提供するものである。
【０００４】
【発明の実施の形態】
以下に本発明に係るアルミニウム合金配管材の合金元素について説明する。
【０００５】
Ｓｉ；ＳｉはＭｇとともに人工時効処理により極めて微細な金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉを形成し強度向上に寄与する。Ｓｉの含有量を０．０５ｗｔ％を越え、０．２ｗｔ％以下のＳｉとした理由は、０．０５ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．２ｗｔ％を越えると複数回の抽伸加工を行う際に素管の加工硬化が大きくなり、抽伸加工の途中に中間焼鈍を施す必要が生じ、生産性が悪化するためである。Ｓｉの含有量は好ましくは０．０５〜０．１ｗｔ％である。
【０００６】
Ｆｅ；Ｆｅは材料に固溶、またはＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を析出し強度向上に寄与する。その添加量が０．１ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．３ｗｔ％を越えるとＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物が多くなり、成形加工時に割れの起点となるためである。Ｆｅの含有量は好ましくは０．１〜０．２５ｗｔ％である。
【０００７】
Ｃｕ；Ｃｕは、材料に固溶し材料強度を向上させる効果と、配管材を高温でろう付けする時などに起きる結晶粒の粗大化を防止する。その添加量が０．１ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．３ｗｔ％を越えると粗大な化合物が晶出し加工性が低下することと、耐食性が劣ってしまうことである。Ｃｕの含有量は好ましくは０．０５〜０．２ｗｔ％である。
【０００８】
Ｍｎ；Ｍｎは、材料に固溶し材料強度を向上させる効果を有する。この添加量が０．５ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、１．０ｗｔ％を越えると、成形加工性が劣るためである。Ｍｎの含有量は好ましくは０．６〜０．８ｗｔ％である。
【０００９】
Ｔｉ；Ｔｉは鋳造組織を微細化する効果と、押し出した時に管の管厚方向に成分の濃淡を形成することにより、Ｔｉの濃化部分は貴、その周辺は卑となり、腐食を層状にすることにより、肉厚方向への腐食進行を押さえるために、アルミニウム管材の耐食性を向上させる効果を有する。この添加量が０．０５ｗｔ％未満ではその効果が十分に得られず、０．３０ｗｔ％を越えると、Ｔｉの粗大な化合物が生成し、成形加工性を低下させる。Ｔｉの含有量は好ましくは０．０１〜０．２ｗｔ％である。
【００１０】
Ｍｇ；Ｍｇはマトリックスに固溶し、強度を高める効果と、時効析出効果により微細な金属間化合物を析出し強度向上に寄与する。この添加量が０．０１ｗｔ％未満の場合にはこの効果が無く、０．３ｗｔ％を越えると複数回の抽伸加工を行う際に素管の加工硬化が大きくなり、抽伸加工途中に中間焼鈍が必要になり生産性が低下し、また押し出し性や成形加工性（曲げ加工性）が低下するためである。Ｍｇの含有量は好ましくは０．０５〜０．２ｗｔ％である。
【００１１】
Ｚｎ；Ｚｎはマトリックスに均一に固溶し、粒界、粒内の電位差を均一にし粒界腐食を防止することにより耐食性を向上させる効果を有する。この添加量が０．１ｗｔ％未満では効果が無く、０．５ｗｔ％を越えるとＺｎが過剰となり耐食性を損ねてしまう。Ｚｎの含有量は好ましくは０．２〜０．４ｗｔ％である。
【００１２】
本発明でいうアルミニウム合金配管材は、前記の組成アルミニウム合金を次の工程によって加工することにより製造することができる。
アルミニウム合金の溶解鋳造→均質化処理→熱間押し出し
→ドローベンチ方式抽伸加工または連続抽伸加工→焼鈍
この配管材の加工工程自体は公知のものであるが、その焼鈍処理及びその後の冷却工程に特徴がある。
ここで、アルミニウム合金配管材の製造方法として、焼鈍処理条件を３３０℃を越え、４５０℃以下の温度で１〜１０時間加熱し、冷却速度を１００℃／時間以上の条件で行う理由を説明する。
焼鈍処理温度が３３０℃未満の場合には、材料の伸びが低下し、熱交換器に組み付ける場合の曲げ加工性に劣る。また焼鈍処理温度が４５０℃を越えた場合には、配管材に添加した成分のうち、Ａｌ−Ｍｎ系の析出物が粒界に析出し、粒界腐食を促進し、耐食性を損ねてしまう。また、このＡｌ−Ｍｎ系の析出物が析出する条件は冷却速度も関係し、冷却速度が１００℃／時間未満の場合には、粒界に析出する頻度が多くなり、結果として、粒界腐食を促進し、耐食性を損ねてしまう。
【００１３】
【実施例】
次に、本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明する。
【００１６】
表２に示すアルミニウム合金に示す本発明組成のアルミニウム合金と本発明成分を外れる比較例合金を溶解鋳造して断面円形形状の鋳塊とし、この鋳塊を６１０℃で４時間の均質化処理後、長さ１０００ｍｍに切断して押し出しビレットとし、これを５１０〜５４０℃に再加熱して、外径４７ｍｍの素管に熱間押し出しし、その後連続抽伸加工を冷間で複数回行って外径８．０ｍｍ、肉厚１．０ｍｍの管材に仕上げた。その後表３に示す人工時効処理を行い、表３に示す冷却速度にて供試材を冷却し、試験片を得た。これらの供試材の配管を市販の水性クーラントに循環試験装置を用いて接続し、８８℃、８時間→室温、１６時間のサイクル試験を１年間行った。供試材の表面腐食生成物を除去して、材料の腐食状況を評価した。評価は光学顕微鏡により最大孔食深さを焦点深度法にて測定して、その結果を表３に示した。またこの配管材について、前記と同様にして曲げ加工性試験を行った。その結果を表３に示した。
【００１７】
表３から、合金組成及び、熱処理、冷却速度が本発明範囲内にあるものは耐食性が良好であった。それに対して、合金組成が本発明範囲内にある比較例１〜３では、比較例１が熱処理温度及び冷却速度が本発明の規定範囲を下回るために、耐食性も劣っておりかつ曲げ加工性も低下している。比較例２は、熱処理温度は本発明の範囲にあるが、冷却速度が本発明を逸脱するために、耐食性が劣っている。比較例３は、熱処理温度が本発明の範囲を逸脱しているために、冷却速度が本発明例の範囲にあるにも関わらず、耐食性が劣っている。
また、比較例４〜６は、合金成分が本発明の規定の範囲を逸脱している。比較例４では、合金成分及び熱処理温度が本発明例を逸脱しているために、耐食性も劣り、曲げ加工性も劣っている。比較例５では、合金成分及び冷却速度が本発明の規定の範囲を逸脱しているために、耐食性も劣り、曲げ加工性も劣っている。比較例６では、合金成分が本発明の規定の範囲を逸脱しているために、熱処理温度、冷却速度が本発明の範囲内であっても、耐食性も劣り、曲げ加工性も劣っていた。
【００１８】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
この様に本発明によれば、自動車用熱交換器のアルミニウム合金配管材としてクラッド材ではなく、単層のベア材であっても、製造時の加工性と優れた耐食性および曲げ加工性の全てを具備した熱交換器配管材が得られ、熱交換器のコストダウンが図れる等、工業的に顕著な効果が得られる。
Claims (2)
- ０．０５ｗｔ％を越え０．２ｗｔ％以下のＳｉ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＦｅ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＣｕ、０．５ｗｔ％を越え１．０ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５ｗｔ％を越え０．３０ｗｔ％以下のＴｉ、０．０１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＭｇを含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を熱間押し出しして、押し出し素管とし、ドローベンチ方式抽伸加工または連続抽伸加工と時効析出処理でアルミニウム合金管材を製造するに当り、焼鈍処理を３３０℃を越え４５０℃以下の温度で１〜１０時間加熱し、冷却速度を１００℃／時間以上の条件で行うことを特徴とするアルミニウム合金配管材の製造方法。
- ０．０５ｗｔ％を越え０．２ｗｔ％以下のＳｉ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＦｅ、０．１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＣｕ、０．５ｗｔ％を越え１．０ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５ｗｔ％を越え０．３０ｗｔ％以下のＴｉ、０．０１ｗｔ％を越え０．３ｗｔ％以下のＭｇを含有し、さらに０．１ｗｔ％を越え０．５ｗｔ％以下のＺｎを含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を熱間押し出しして、押し出し素管とし、ドローベンチ方式抽伸加工または連続抽伸加工と時効析出処理でアルミニウム合金管材を製造するに当り、焼鈍処理を３３０℃を越え４５０℃以下の温度で１〜１０時間加熱し、冷却速度を１００℃／時間以上の条件で行うことを特徴とするアルミニウム合金配管材の製造方法。
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| JP2001342532A JP2001342532A (ja) | 2001-12-14 |
| JP4286431B2 true JP4286431B2 (ja) | 2009-07-01 |
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| JP2000165040A Expired - Lifetime JP4286431B2 (ja) | 2000-06-01 | 2000-06-01 | アルミニウム合金配管材の製造方法 |
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2000
- 2000-06-01 JP JP2000165040A patent/JP4286431B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Publication date |
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| JP2001342532A (ja) | 2001-12-14 |
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