JPH04353A - 加工用Al―Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法およびこれを用いた押出材の製造法 - Google Patents
加工用Al―Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法およびこれを用いた押出材の製造法Info
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Landscapes
- Extrusion Of Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野コ
本発明は、展伸加工後の合金材を溶体化処理した場合に
おいても強加工組織(加工繊維組*)を十分に維持し得
るような時効硬化型のAl−Cu系アルミニウム合金鋳
塊の熱処理法およびこの鋳塊を用いた押出材の製造法に
関するものである。
おいても強加工組織(加工繊維組*)を十分に維持し得
るような時効硬化型のAl−Cu系アルミニウム合金鋳
塊の熱処理法およびこの鋳塊を用いた押出材の製造法に
関するものである。
[従来の技術]
Afi−Cu系合金の如き時効硬化型のアルミニウム合
金は熱処理を施すことによって、加工材に優れた強度を
付与することができることから自動車、オートバイ等の
強度部品に用いられている。
金は熱処理を施すことによって、加工材に優れた強度を
付与することができることから自動車、オートバイ等の
強度部品に用いられている。
即チ、へβ−Cu系合金鋳塊からこのような強度部品を
得るためには、合金鋳塊を500℃付近に数時間の保持
を行なう均質化処理を施した後5押出、圧延、鍛造等の
展伸加工を施して適宜の形状に成形して、得られた加工
製品に更に強度を付与するために溶体化処理、焼入れ、
焼戻しによる一連の時効硬化処理が行なわれている。
得るためには、合金鋳塊を500℃付近に数時間の保持
を行なう均質化処理を施した後5押出、圧延、鍛造等の
展伸加工を施して適宜の形状に成形して、得られた加工
製品に更に強度を付与するために溶体化処理、焼入れ、
焼戻しによる一連の時効硬化処理が行なわれている。
[発明が解決しようとする課題]
しかしながら、上記した方法によって得られた加工製品
は5時効処理を施しても多くの場合において予期する程
の十分な強度が得られず強度部品としての使用に制限を
受けるのが現状である。
は5時効処理を施しても多くの場合において予期する程
の十分な強度が得られず強度部品としての使用に制限を
受けるのが現状である。
本発明は上記の実情に鑑み、溶体化処理後において、よ
り高い強度を有する加工製品を得ることのできるような
A℃−Cu系アルミニウム合金鋳塊の製造法およびこれ
によって得られた鋳塊を使用した強度の高い押出材製品
の製造法を提供することを目的とするものである。
り高い強度を有する加工製品を得ることのできるような
A℃−Cu系アルミニウム合金鋳塊の製造法およびこれ
によって得られた鋳塊を使用した強度の高い押出材製品
の製造法を提供することを目的とするものである。
[課題を解決するための手段]
発明者らは、上記時効硬化型のアルミニウム合金が時効
処理後において、予期した程の強度向上効果が得られな
い原因について種々研究を行なった結果法のことが判か
った。即ち、アルミニウム合金に押出、圧延等の塑性加
工を施すと加工による金属の流れの方向に結晶粒が変形
して繊維状の組織が得られる。この加工繊維組織は強加
工組織とも呼ばれており、合金に高い強度を与えるもの
である。ところで、Al2−Cu系合金においては加工
後に時効硬化のための熱処理を施した場合に往々にして
5強加工組織が再結晶を起こして部分的に消滅してしま
う。 従って、時効効果処理に際しての一連の熱処理を
施した後においても、大部分の強加工組織が維持される
ような手段を構する必要がある。
処理後において、予期した程の強度向上効果が得られな
い原因について種々研究を行なった結果法のことが判か
った。即ち、アルミニウム合金に押出、圧延等の塑性加
工を施すと加工による金属の流れの方向に結晶粒が変形
して繊維状の組織が得られる。この加工繊維組織は強加
工組織とも呼ばれており、合金に高い強度を与えるもの
である。ところで、Al2−Cu系合金においては加工
後に時効硬化のための熱処理を施した場合に往々にして
5強加工組織が再結晶を起こして部分的に消滅してしま
う。 従って、時効効果処理に際しての一連の熱処理を
施した後においても、大部分の強加工組織が維持される
ような手段を構する必要がある。
発明者らは上記の知見に基きAρ−Cu系合金において
5加工後の熱処理による強加工組織の消滅を可及的に避
けることができるような方法について検討を重ねた結果
、特定組成を有するAfi−Cu系合金においては2半
連続鋳造後の鋳塊に施す均質化処理においてその加熱速
度を一定の値以下に制御して所定の熱処理温度に到達さ
せるようにするときは、この均質化処理を施して得られ
た鋳塊に展伸加工を加えることによって得られた加工材
は、其の後に強度付与のための溶体化処理等の熱処理を
施しても、上記の強加工組織が部分的に再結晶して消滅
するようなことがなくその大部分を維持し得ることを見
出し、以下の三つの発明を完成した。
5加工後の熱処理による強加工組織の消滅を可及的に避
けることができるような方法について検討を重ねた結果
、特定組成を有するAfi−Cu系合金においては2半
連続鋳造後の鋳塊に施す均質化処理においてその加熱速
度を一定の値以下に制御して所定の熱処理温度に到達さ
せるようにするときは、この均質化処理を施して得られ
た鋳塊に展伸加工を加えることによって得られた加工材
は、其の後に強度付与のための溶体化処理等の熱処理を
施しても、上記の強加工組織が部分的に再結晶して消滅
するようなことがなくその大部分を維持し得ることを見
出し、以下の三つの発明を完成した。
即ち本発明における第1の発明は、重量基準にてCu1
.5〜6.0%、Mn0.10〜1.5%、Mg0.2
〜2.0%、 Si0.1〜15%およびFed、1〜
05%を含有し、さらにCr+Zrが0.10−0.3
%の範囲になるようにCr0.04〜0.10%および
Zr006〜0.20%を含有し、さらにTi0.00
1〜0.20%または80.0001〜0.04%の一
方または両者を含み、残部Ag、および不可避的不純物
からなるアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊と
し、次にこの鋳塊を200℃/時間以下の昇温速度で3
00〜430℃に加熱昇加熱昇温し、同温度範囲にて1
〜24時間保持した後に、200℃/時間以上の冷却速
度で200℃以下の温度まで冷却することを特徴とする
加工用AA−Cu系アルミニアルミニウム合金鋳塊法で
あり、また本発明の第2の発明は、重量基準にてCu1
.5〜6.0%、Mn0.10〜1.5%、Mg0.2
〜2.0%、 Si0.l−1゜5%およびFed、1
〜05%を含有し、さらにCr+Zrが0.10〜0.
3%の範囲になるようにCr0.04〜0.10%およ
びZr0゜06〜0.20%を含有し、さらにTie、
001〜0.20%または80.0001〜0.04%
の一方または両者を含み、残部A℃および不可避的不純
物からなるアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊
とし、次にこの鋳塊を100℃/時間以下の昇温速度で
430〜500℃に加熱昇温後、同温度範囲にて1〜2
4時間保持した後、200℃/時間以上の冷却速度で2
00℃以下の温度まで冷却することを特徴とする加工用
Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法であり、
さらに第3の発明は、上記第1発明または第2発明によ
って得られた加工用Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊
を用いて、押出比10以上の押出材に押出加工するに際
し、該鋳塊を300〜450℃の温度に予熱し、1〜l
0m7分の押出速度でしかも押出材の温度が500℃
以下になるようにして押出加工を施すことを特徴とする
A℃−Cu系アルミニウム合金押出材の製造法である。
.5〜6.0%、Mn0.10〜1.5%、Mg0.2
〜2.0%、 Si0.1〜15%およびFed、1〜
05%を含有し、さらにCr+Zrが0.10−0.3
%の範囲になるようにCr0.04〜0.10%および
Zr006〜0.20%を含有し、さらにTi0.00
1〜0.20%または80.0001〜0.04%の一
方または両者を含み、残部Ag、および不可避的不純物
からなるアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊と
し、次にこの鋳塊を200℃/時間以下の昇温速度で3
00〜430℃に加熱昇加熱昇温し、同温度範囲にて1
〜24時間保持した後に、200℃/時間以上の冷却速
度で200℃以下の温度まで冷却することを特徴とする
加工用AA−Cu系アルミニアルミニウム合金鋳塊法で
あり、また本発明の第2の発明は、重量基準にてCu1
.5〜6.0%、Mn0.10〜1.5%、Mg0.2
〜2.0%、 Si0.l−1゜5%およびFed、1
〜05%を含有し、さらにCr+Zrが0.10〜0.
3%の範囲になるようにCr0.04〜0.10%およ
びZr0゜06〜0.20%を含有し、さらにTie、
001〜0.20%または80.0001〜0.04%
の一方または両者を含み、残部A℃および不可避的不純
物からなるアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊
とし、次にこの鋳塊を100℃/時間以下の昇温速度で
430〜500℃に加熱昇温後、同温度範囲にて1〜2
4時間保持した後、200℃/時間以上の冷却速度で2
00℃以下の温度まで冷却することを特徴とする加工用
Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法であり、
さらに第3の発明は、上記第1発明または第2発明によ
って得られた加工用Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊
を用いて、押出比10以上の押出材に押出加工するに際
し、該鋳塊を300〜450℃の温度に予熱し、1〜l
0m7分の押出速度でしかも押出材の温度が500℃
以下になるようにして押出加工を施すことを特徴とする
A℃−Cu系アルミニウム合金押出材の製造法である。
[作 用]
先ず本発明において使用するAl−Cu系アルミニウム
合金の含有成分および含有割合について説明する。
合金の含有成分および含有割合について説明する。
Cu : 1.5〜6.0%
CuはMgと共存してAl−Cu系合金の熱処理強度を
向上させるものであり、下限値未満では時効処理による
強度向上効果が少なく、上限値を超えると熱処理による
強度向上の効果は飽和し5逆に塑性加工に際しての微細
割れ等の欠陥を生じ易くする。
向上させるものであり、下限値未満では時効処理による
強度向上効果が少なく、上限値を超えると熱処理による
強度向上の効果は飽和し5逆に塑性加工に際しての微細
割れ等の欠陥を生じ易くする。
Mg:0.2〜2.0%
MgはCuと共存してAfi−Cu系合金の熱処理強度
を向上させるものであり、下限値未満では時効処理によ
る強度向上効果が少なく、上限値を超えると加工性が低
下するようになる。
を向上させるものであり、下限値未満では時効処理によ
る強度向上効果が少なく、上限値を超えると加工性が低
下するようになる。
Fe : 0.1〜0.5%
Feは鋳造組織を微細化して鋳造割れを防止する効果を
有する。下限値未満ではその効果が少なく、上限値を超
えると八β−Fe (X)−3i系化合物(X:遷移金
属)やA℃−Cu−Fe系化合物の晶出量が多くなり、
塑性加工を行なった場合に、得られた加工材に微細な割
れ欠陥を生じ易くなると共に、合金中に添加した他の有
効元素の添加効果を減少させる。
有する。下限値未満ではその効果が少なく、上限値を超
えると八β−Fe (X)−3i系化合物(X:遷移金
属)やA℃−Cu−Fe系化合物の晶出量が多くなり、
塑性加工を行なった場合に、得られた加工材に微細な割
れ欠陥を生じ易くなると共に、合金中に添加した他の有
効元素の添加効果を減少させる。
S i : 0.INl、5%
SiはMgと共存することによって時効処理に際してM
g、Siを析出し合金の強度を向上させる効果を有する
。下限値未満ではその効果が少なく、上限値を超えると
AJ2−Fe (X) −3i系化合物(x:遷移金属
)の晶出量が多くなって、展伸加工によって得られる加
工材に微細割れ欠陥を生じ易くすると共に、合金中に添
加した他の有効元素の添加効果を減少する。
g、Siを析出し合金の強度を向上させる効果を有する
。下限値未満ではその効果が少なく、上限値を超えると
AJ2−Fe (X) −3i系化合物(x:遷移金属
)の晶出量が多くなって、展伸加工によって得られる加
工材に微細割れ欠陥を生じ易くすると共に、合金中に添
加した他の有効元素の添加効果を減少する。
Mn : 0.l ON1.5%
Mnは鋳造組織を微細化して鋳造割れを防止すると共に
展伸加工を施して得られる加工材における加工組織を微
細組織となし、材料強度を向上する効果を有する。下限
値未満ではその効果が少なく、上限値を超えると加工性
を阻害する。
展伸加工を施して得られる加工材における加工組織を微
細組織となし、材料強度を向上する効果を有する。下限
値未満ではその効果が少なく、上限値を超えると加工性
を阻害する。
Cr : 0.04〜0.l 0%およびZr : 0
.06〜0.20% CrおよびZrは両者を合金中に共存させることによっ
て、以下に説明する本発明による鋳塊熱処理法を施すこ
とにより、鋳塊中に固溶したCrおよびZrを微細なA
l−Cr系化合物、へβ−Zr系化合物またはAfi−
Cr−Zr系化合物として析出させて、加工によって形
成された繊維状の加工組織を爾後の時効処理において再
結晶の進行を妨げ、強度を向上させる効果を有する。
.06〜0.20% CrおよびZrは両者を合金中に共存させることによっ
て、以下に説明する本発明による鋳塊熱処理法を施すこ
とにより、鋳塊中に固溶したCrおよびZrを微細なA
l−Cr系化合物、へβ−Zr系化合物またはAfi−
Cr−Zr系化合物として析出させて、加工によって形
成された繊維状の加工組織を爾後の時効処理において再
結晶の進行を妨げ、強度を向上させる効果を有する。
しかしてCrおよびZrの合計量が0.10%未満では
その効果が少なく、また0 3%を超えると加工性を低
下させる。従ってCrおよびZr含有量は上記した範囲
内に留める必要がある。
その効果が少なく、また0 3%を超えると加工性を低
下させる。従ってCrおよびZr含有量は上記した範囲
内に留める必要がある。
Ti :0.001〜0.10%および/またはB:0
.0001〜002% TiおよびBはそれぞれ単独で、または共存して合金の
鋳造組織を微細化し、鋳造割れを防ぐ効果を有し、それ
ぞれその下限値未満ではその効果が少なく、また上限値
を超えるとAI2−Ti系化合物、AI−B系化合物、
またはへβ−Ti−B系化合物の巨大化合物を晶出して
、加工に際して割れ発生の起点となり、或いは割れの伝
播経路となって何れも加工性を低下する。
.0001〜002% TiおよびBはそれぞれ単独で、または共存して合金の
鋳造組織を微細化し、鋳造割れを防ぐ効果を有し、それ
ぞれその下限値未満ではその効果が少なく、また上限値
を超えるとAI2−Ti系化合物、AI−B系化合物、
またはへβ−Ti−B系化合物の巨大化合物を晶出して
、加工に際して割れ発生の起点となり、或いは割れの伝
播経路となって何れも加工性を低下する。
上記した組成を有するAρ−Cu系アルミニウム合金鋳
塊は、常法によって溶製したそれぞれの合金元素を所定
量死金む合金溶湯を水冷式半連続鋳造法によって鋳造す
ることによって得られる。
塊は、常法によって溶製したそれぞれの合金元素を所定
量死金む合金溶湯を水冷式半連続鋳造法によって鋳造す
ることによって得られる。
鋳造に際して必要に応じ常法による溶湯の脱ガス処理を
施したり、多孔質フィルターの使用にょる介在物の濾過
処理を施すことは鋳塊品質の向上を図る上で好ましいこ
とである。
施したり、多孔質フィルターの使用にょる介在物の濾過
処理を施すことは鋳塊品質の向上を図る上で好ましいこ
とである。
水冷式半連続鋳造法で鋳造した鋳塊は合金元素が十分に
固溶されているので、爾後の熱処理によってそれぞれ上
記したような添加効果を十分に発揮することができる。
固溶されているので、爾後の熱処理によってそれぞれ上
記したような添加効果を十分に発揮することができる。
鋳塊のサイズは特に限定されるものでなく、例えば押出
用として用いる場合などにおいては、小は20〜60m
mφ程度の小径ビレットから大は340φmm以上の所
謂大型ビレットまで用途に応じて任意に採用することが
できる。
用として用いる場合などにおいては、小は20〜60m
mφ程度の小径ビレットから大は340φmm以上の所
謂大型ビレットまで用途に応じて任意に採用することが
できる。
本発明の第1および第2発明は、すべて上記のようにし
て製造された半連続鋳造による特定合金組成を有するA
℃−Cu系アルミニウム合金鋳塊を用いてこれを特定の
熱処理条件によって均質化処理を施すことによって、展
伸加工後の合金材に時効処理を施した場合において、加
工材に形成された強加工組織に対する再結晶の進行を抑
え、強加工組織を可及的に維持し得るようにしたもので
ある。
て製造された半連続鋳造による特定合金組成を有するA
℃−Cu系アルミニウム合金鋳塊を用いてこれを特定の
熱処理条件によって均質化処理を施すことによって、展
伸加工後の合金材に時効処理を施した場合において、加
工材に形成された強加工組織に対する再結晶の進行を抑
え、強加工組織を可及的に維持し得るようにしたもので
ある。
即ち第1の発明においては、上記の鋳塊を均質化処理す
るに際し、鋳塊を200℃/時間以下の昇温速度にて3
00〜430℃の温度範囲に加熱昇温し、該温度範囲に
て0.5〜2時間保持し、保持後直ちに450〜500
℃の温度範囲まで加熱昇温して、同温度範囲にて更に1
〜24時間の保持を行ない、しかる後200℃/時間以
上の冷却速度で200℃以下の温度迄冷却するものであ
って、このような熱処理条件のもとで鋳塊の均質化処理
を行なうことによって、加工後の製品に時効処理を施し
た場合に従来よりも著しく高い強度の展伸材製品が得ら
れる。その理由は十分に明確ではないが、鋳塊を200
℃以下の比較的遅い昇温速度で300℃付近の温度まで
ゆっくりと加熱昇温させると、この間において鋳塊中に
固溶しているMn、CrおよびZrが微細均質に析出し
て結晶核を形成する0次いで、鋳塊を300〜430℃
の温度範囲に一旦保持して残余のMn、CrおよびZr
を析出させることによって鋳塊組織中に十分な量の微細
均質なMn、Crおよび/またはZrを含有する化合物
を形成させる。
るに際し、鋳塊を200℃/時間以下の昇温速度にて3
00〜430℃の温度範囲に加熱昇温し、該温度範囲に
て0.5〜2時間保持し、保持後直ちに450〜500
℃の温度範囲まで加熱昇温して、同温度範囲にて更に1
〜24時間の保持を行ない、しかる後200℃/時間以
上の冷却速度で200℃以下の温度迄冷却するものであ
って、このような熱処理条件のもとで鋳塊の均質化処理
を行なうことによって、加工後の製品に時効処理を施し
た場合に従来よりも著しく高い強度の展伸材製品が得ら
れる。その理由は十分に明確ではないが、鋳塊を200
℃以下の比較的遅い昇温速度で300℃付近の温度まで
ゆっくりと加熱昇温させると、この間において鋳塊中に
固溶しているMn、CrおよびZrが微細均質に析出し
て結晶核を形成する0次いで、鋳塊を300〜430℃
の温度範囲に一旦保持して残余のMn、CrおよびZr
を析出させることによって鋳塊組織中に十分な量の微細
均質なMn、Crおよび/またはZrを含有する化合物
を形成させる。
このようにして鋳塊中に均一に析出形成せしめたMn、
Cr、Zr等の遷移金属の微細化合物の存在によって、
鋳塊を展伸加工後に時効処理を施した際に、展伸材に形
成されている繊維状強加工組織の再結晶による消滅が妨
げられ、強加工組織の大部分が残存するために合金は時
効処理に基く時効性合金本来の強度向上効果に加え、更
に高い強度を得ることができるものと思われる。
Cr、Zr等の遷移金属の微細化合物の存在によって、
鋳塊を展伸加工後に時効処理を施した際に、展伸材に形
成されている繊維状強加工組織の再結晶による消滅が妨
げられ、強加工組織の大部分が残存するために合金は時
効処理に基く時効性合金本来の強度向上効果に加え、更
に高い強度を得ることができるものと思われる。
本発明の効果を十分に発揮させるためには鋳塊の昇温速
度を200℃以下の比較的低い昇温速度で加熱昇温させ
ることが必須であって、これよりも大きい昇温速度であ
るときは鋳塊中に析出するCr、Zr等による化合物が
粗大となって、均質に析出させることができず、所期の
効果が得られない。また、300〜430℃での0.5
〜2時間の低温保持も重要な要件であって、この保持条
件が300℃未満の温度、もしくは05時間未満の保持
時間であるときは鋳塊中に均質で且つ十分な量の微細析
出物が形成されず、所期の効果が得られない。また43
0℃を超える温度、もしくは2時間を超える時間の保持
を行なっても上記した効果をこれ以上増加させることが
できず、却って経済的に不利となる。
度を200℃以下の比較的低い昇温速度で加熱昇温させ
ることが必須であって、これよりも大きい昇温速度であ
るときは鋳塊中に析出するCr、Zr等による化合物が
粗大となって、均質に析出させることができず、所期の
効果が得られない。また、300〜430℃での0.5
〜2時間の低温保持も重要な要件であって、この保持条
件が300℃未満の温度、もしくは05時間未満の保持
時間であるときは鋳塊中に均質で且つ十分な量の微細析
出物が形成されず、所期の効果が得られない。また43
0℃を超える温度、もしくは2時間を超える時間の保持
を行なっても上記した効果をこれ以上増加させることが
できず、却って経済的に不利となる。
その後鋳塊を450〜500”Cに昇温して1〜24時
間の保持を行なうが、これは鋳造において偏析したCu
、Mg、Fe、Si等の元素を再固溶させて、爾後の展
伸加工およびこれに続く時効処理によって、時効硬化型
合金本来の強度を発揮させるためのものであって、保持
条件が450”C未満の温度5もしくは1時間未満であ
るときはその効果が少なく、また500”Cを超える温
度、もしくは24時間を超える時間で保持を行なっても
これ以上の効果が得られず経済的でない。
間の保持を行なうが、これは鋳造において偏析したCu
、Mg、Fe、Si等の元素を再固溶させて、爾後の展
伸加工およびこれに続く時効処理によって、時効硬化型
合金本来の強度を発揮させるためのものであって、保持
条件が450”C未満の温度5もしくは1時間未満であ
るときはその効果が少なく、また500”Cを超える温
度、もしくは24時間を超える時間で保持を行なっても
これ以上の効果が得られず経済的でない。
次に高温での保持を終了した鋳塊は直ちに2゜O℃/時
間以上の冷却速度で鋳塊温度が200’C以下の温度に
なるまで冷却する。これは先に450〜500℃の温度
に保持することによって、固溶させたCuおよびMgの
再析出を可及的に防止し、爾後の展伸材の時効処理によ
ってこれらの元素の十分な量を析出させて、強度を向上
させるためのものであって、例えば強制空冷等の手段に
よってこの冷却速度を得ることができる。
間以上の冷却速度で鋳塊温度が200’C以下の温度に
なるまで冷却する。これは先に450〜500℃の温度
に保持することによって、固溶させたCuおよびMgの
再析出を可及的に防止し、爾後の展伸材の時効処理によ
ってこれらの元素の十分な量を析出させて、強度を向上
させるためのものであって、例えば強制空冷等の手段に
よってこの冷却速度を得ることができる。
また第2の発明においては鋳塊の均質化処理における加
熱を第1発明におけるよりも更に低い昇温速度の100
℃/時間以下の温度勾配で行ない430〜500℃に到
達後、同温度に1〜24時間保持し、しかる後200℃
/時間以上の冷却速度で200℃以下の温度迄冷却する
ものであり、このような熱処理条件で鋳塊の熱処理を行
なうことによって、第1発明と同様に展伸加工を施して
得られた展伸材製品の時効処理後の強度を従来に増して
高めることができる。その理由としては、鋳塊の昇温速
度を第1発明の場合よりも更に遅い100℃/時間以下
の昇温速度でゆっくりと430℃〜500℃の温度範囲
まで加熱すると、この間に鋳塊中のMn、CrおよびZ
rは更に均質微細に析出して結晶核を形成し、更に43
0〜500℃における保持によって、これらMn、Cr
およびZrの十分な量の微細化合物が均質に形成されて
、これが第1発明において述へたと同様の理由で鋳塊の
展伸加工後の展伸材製品における時効処理後の強度増加
に優れた効果を及ぼすものと思われる。
熱を第1発明におけるよりも更に低い昇温速度の100
℃/時間以下の温度勾配で行ない430〜500℃に到
達後、同温度に1〜24時間保持し、しかる後200℃
/時間以上の冷却速度で200℃以下の温度迄冷却する
ものであり、このような熱処理条件で鋳塊の熱処理を行
なうことによって、第1発明と同様に展伸加工を施して
得られた展伸材製品の時効処理後の強度を従来に増して
高めることができる。その理由としては、鋳塊の昇温速
度を第1発明の場合よりも更に遅い100℃/時間以下
の昇温速度でゆっくりと430℃〜500℃の温度範囲
まで加熱すると、この間に鋳塊中のMn、CrおよびZ
rは更に均質微細に析出して結晶核を形成し、更に43
0〜500℃における保持によって、これらMn、Cr
およびZrの十分な量の微細化合物が均質に形成されて
、これが第1発明において述へたと同様の理由で鋳塊の
展伸加工後の展伸材製品における時効処理後の強度増加
に優れた効果を及ぼすものと思われる。
本第2発明においては合金鋳塊を第1発明よりも更に低
い昇温速度の100℃/時間以下の昇温速度で加熱する
のであるから、昇温の過程において鋳塊中に固溶されて
いるMn、CrおよびZrは、より多く且つ均質微細に
析出する。従って、第1発明において行なったような低
温での加熱保持を行なわなくても十分な量のMn、Cr
およびZrの析出に基〈微細化合物を確保し得るのであ
る。言換えれば昇温速度がloo”c/時間を超えると
きは、鋳塊中において析出するMn、CrおよびZrは
より大きい析出物となり、従って結晶核の発生点がより
粗になるので第1発明における如く更に低温での保持を
行なうことによって、更に多くの析出物の発生を期待し
なければならなくなるのである。
い昇温速度の100℃/時間以下の昇温速度で加熱する
のであるから、昇温の過程において鋳塊中に固溶されて
いるMn、CrおよびZrは、より多く且つ均質微細に
析出する。従って、第1発明において行なったような低
温での加熱保持を行なわなくても十分な量のMn、Cr
およびZrの析出に基〈微細化合物を確保し得るのであ
る。言換えれば昇温速度がloo”c/時間を超えると
きは、鋳塊中において析出するMn、CrおよびZrは
より大きい析出物となり、従って結晶核の発生点がより
粗になるので第1発明における如く更に低温での保持を
行なうことによって、更に多くの析出物の発生を期待し
なければならなくなるのである。
430〜500℃の温度範囲における保持は部Mn、C
rおよびZrの更なる析出化合物の形成も期待されるが
、本質的には鋳塊中に偏析するCu、Mg、Feおよび
Si等の元素の再固溶を図り、展伸加工によって得られ
た加工材製品の時効処理での強度向上を図るためのもの
であることは第1発明の場合と変りない。従って保持条
件が430℃未満の温度、あるいは1時間未満の保持時
間ではその効果の少ないこと、また500℃を超える温
度、あるいは24時間を超える時間の保持では、経済的
に不利になることなどについても第1発明と同様である
。
rおよびZrの更なる析出化合物の形成も期待されるが
、本質的には鋳塊中に偏析するCu、Mg、Feおよび
Si等の元素の再固溶を図り、展伸加工によって得られ
た加工材製品の時効処理での強度向上を図るためのもの
であることは第1発明の場合と変りない。従って保持条
件が430℃未満の温度、あるいは1時間未満の保持時
間ではその効果の少ないこと、また500℃を超える温
度、あるいは24時間を超える時間の保持では、経済的
に不利になることなどについても第1発明と同様である
。
また、加熱保持を終了した鋳塊を200℃/時間以上の
温度で200℃以下の温度まで急冷させる理由について
も第1発明の項で述へた通りである。上記の第1または
第2発明に示した熱処理条件によって、均質化処理を施
したAj2−Cu系合金鋳塊は押出、圧延、鍛造等の展
伸加工を施すことによって任意の形状を有する加工製品
を得ることができるが、特に押出加工による場合に顕著
な効果を示す。
温度で200℃以下の温度まで急冷させる理由について
も第1発明の項で述へた通りである。上記の第1または
第2発明に示した熱処理条件によって、均質化処理を施
したAj2−Cu系合金鋳塊は押出、圧延、鍛造等の展
伸加工を施すことによって任意の形状を有する加工製品
を得ることができるが、特に押出加工による場合に顕著
な効果を示す。
第3の発明はかかるAA−Cu合金鋳塊から優れた強度
を有する押出材製品を得るための好ましい押出加工法を
提供するものであって、該鋳塊を300〜450℃の温
度範囲に予熱した後、押出して押出を行なうものである
。
を有する押出材製品を得るための好ましい押出加工法を
提供するものであって、該鋳塊を300〜450℃の温
度範囲に予熱した後、押出して押出を行なうものである
。
鋳塊を300〜450℃の温度範囲に予熱するのは鋳塊
の押出加工性を向上させるために行なわれるものであっ
て、予熱温度300℃未満ではその効果が少なく、また
450℃を趙えると加工に際しての発生熱によって押出
材の温度が上がりすぎて、加工による繊維組織が再結晶
により消滅してしまう危険性がある。
の押出加工性を向上させるために行なわれるものであっ
て、予熱温度300℃未満ではその効果が少なく、また
450℃を趙えると加工に際しての発生熱によって押出
材の温度が上がりすぎて、加工による繊維組織が再結晶
により消滅してしまう危険性がある。
押出比を10以上としたのは押出材に十分に加工繊維組
織を発達させるためである。押出速度を1〜l 0m7
分の範囲に限定したのは10m7分を超えると加工によ
る発生熱により押出材の加工組織が再結晶してやはり高
強度が得られず、また1m/分未満では経済性に乏しい
からである。
織を発達させるためである。押出速度を1〜l 0m7
分の範囲に限定したのは10m7分を超えると加工によ
る発生熱により押出材の加工組織が再結晶してやはり高
強度が得られず、また1m/分未満では経済性に乏しい
からである。
押出材の温度が500℃を超えないように制御するのは
、500℃を超えると押出材は表面劣化して割れを生じ
易くなるからである。また、一般に押出加工においては
押出操作が進むにつれて、ダイス内の鋳塊は加工による
発生熱によって昇温し、押出初期よりも後期において得
られる押出材の温度が上昇し、再結晶を起し易くなる。
、500℃を超えると押出材は表面劣化して割れを生じ
易くなるからである。また、一般に押出加工においては
押出操作が進むにつれて、ダイス内の鋳塊は加工による
発生熱によって昇温し、押出初期よりも後期において得
られる押出材の温度が上昇し、再結晶を起し易くなる。
従って加工中に押出機内での温度が500℃を超えるよ
うな場合にはダイス端部において押出材を強制空冷する
などの冷却手段を講する必要がある。
うな場合にはダイス端部において押出材を強制空冷する
などの冷却手段を講する必要がある。
このようにして得られた押出材は、次に時効処理を施し
て高強度を付与する。時効処理の条件としては一般に行
なわれるように、495〜510℃の温度範囲に0.5
時間以上保持して溶体化処理を行ない、次いでこれを焼
入後160〜180℃の温度範囲に2〜8時間保持して
焼戻処理を行なう。
て高強度を付与する。時効処理の条件としては一般に行
なわれるように、495〜510℃の温度範囲に0.5
時間以上保持して溶体化処理を行ない、次いでこれを焼
入後160〜180℃の温度範囲に2〜8時間保持して
焼戻処理を行なう。
第1発明もしくは第2発明による均質化処理を施したA
l−Cu系台金鋳塊を、特に上記の第3発明において開
示された押出条件を採用して押出加工を施して得られた
押出材は、時効処理を施すことによって従来にない強度
の優れた押出製品とぐろごとができる。
l−Cu系台金鋳塊を、特に上記の第3発明において開
示された押出条件を採用して押出加工を施して得られた
押出材は、時効処理を施すことによって従来にない強度
の優れた押出製品とぐろごとができる。
[実施例コ
次に本発明の実施効果を実証するために発明者が行なっ
た幾つかの実施例について説明する。
た幾つかの実施例について説明する。
第1表に示すような化学組成を有する15種類(本発明
合金二合金番号1〜10、比較合金:合金番号1’1〜
15:)のAfi−Cu系アルミニウム合金溶湯から水
冷式連続鋳造法を使用して325mmφの押出用鋳塊を
得た。
合金二合金番号1〜10、比較合金:合金番号1’1〜
15:)のAfi−Cu系アルミニウム合金溶湯から水
冷式連続鋳造法を使用して325mmφの押出用鋳塊を
得た。
次にこれらの鋳塊を使用して、第2表に示す如〈実施例
1においては本発明の組成範囲に該当する合金(合金番
号1〜10)および比較合金(合金番号11〜15)を
本発明の第1発明の2段の熱処理条件で均質化処理を施
したもの、実施例2では本発明合金(合金番号2.10
)および比較合金(合金番号11.14)についてそれ
ぞれ、本発明の第2発明の熱処理条件、即ち低昇温速度
条件での1段熱処理による均質化処理を施し、し条件、
即ち本発明の第2発明の昇温速度条件よりもかなり高い
昇温速度で加熱を行なう1段熱処理での均質化処理を施
し、処理後放冷したものについて、各鋳塊を本発明の押
出条件、即ち400℃に予熱後、押出速度4m/分で押
出材のダイス端における温度が500℃以下になるよう
にして径50mmφ、長さ50mの丸棒の押出しを行な
った。次に得られた丸棒に500℃に2時間保持した後
水焼入れを施して溶体化処理を施し、次いで170℃に
6時間保持して人工時効処理(T6処理)を施した。
1においては本発明の組成範囲に該当する合金(合金番
号1〜10)および比較合金(合金番号11〜15)を
本発明の第1発明の2段の熱処理条件で均質化処理を施
したもの、実施例2では本発明合金(合金番号2.10
)および比較合金(合金番号11.14)についてそれ
ぞれ、本発明の第2発明の熱処理条件、即ち低昇温速度
条件での1段熱処理による均質化処理を施し、し条件、
即ち本発明の第2発明の昇温速度条件よりもかなり高い
昇温速度で加熱を行なう1段熱処理での均質化処理を施
し、処理後放冷したものについて、各鋳塊を本発明の押
出条件、即ち400℃に予熱後、押出速度4m/分で押
出材のダイス端における温度が500℃以下になるよう
にして径50mmφ、長さ50mの丸棒の押出しを行な
った。次に得られた丸棒に500℃に2時間保持した後
水焼入れを施して溶体化処理を施し、次いで170℃に
6時間保持して人工時効処理(T6処理)を施した。
これらT8処理を施した押出材の先端から約20mおよ
び約40mの位置から強度試験試料および組織検査試料
を切り出し、強度試験試料については抗張力(σIl)
および耐力 (σ。2)の測定を行ない、また組織検査
試料については、光学顕微鏡による合金組織の観察を行
ない、直径方向に対する再結晶厚さを測定し、その比率
を算出した。
び約40mの位置から強度試験試料および組織検査試料
を切り出し、強度試験試料については抗張力(σIl)
および耐力 (σ。2)の測定を行ない、また組織検査
試料については、光学顕微鏡による合金組織の観察を行
ない、直径方向に対する再結晶厚さを測定し、その比率
を算出した。
注二表中2抛、40mはビレット先端部からの試料採取
位置を示す。
位置を示す。
またσれ、σ。、2の単位はkg/mm2である。
第4表
注二表中20m、40mはビレット先端部からの試料採
取位置を示す。
取位置を示す。
実施例1の鋳塊による結果を第3表に5また実施例2お
よび3の鋳塊による結果を第4表にそれぞれ示す。
よび3の鋳塊による結果を第4表にそれぞれ示す。
即ち、第3表は本発明合金および比較合金について、本
発明の第1発明による熱処理条件によって均質化処理を
行なった鋳塊を本発明の第3発明による押出加工を行な
った押出材の前後具なる2箇所における時効処理後の強
度、再結晶の状態を調へた結果を示すものであるが、第
3表の結果からCr、Zrの適量を共存させた本発明に
よる合金組成を有するAρ−Cu合金鋳塊(合金番号1
〜10)を第1発明による熱処理条件によって均質化処
理を施した鋳塊から得られた押出材は時効処理後におけ
る再結晶層の厚みが薄く、押出材の直径方向に占める再
結晶層の厚さの割合がすべて0.1%以下であって再結
晶がさして進行せず、しかも製品の前後(先端から20
mmおよび40mm)何れの部分をとってもその値にさ
したる変化がないのに対して、Cr、Zrをそれぞれ単
独で添加するか、若しくは全く添加しない本発明の組成
を外れる組成の比較合金鋳塊(合金番号11〜15)か
ら得られた押出材製品においては再結晶層の厚みが厚く
直径に対する比率が1以上であって再結晶が相当程度進
んでおり、しかも製品の前部と後部でその値のバラツキ
が大きいこと、また同表中における本発明合金(合金番
号5.7、および10)から得られた製品と比較合金(
合金番号11〜15)から得られた製品の強度を比較す
ると、これらの製品は合金中に含有されるCuおよびM
g1tが同一であるところから、時効処理後の強度がほ
ぼ同一水準にあることが期待されるにも拘らず本発明合
金によるものは、比較合金によるものに比へて抗張力、
耐力何れを採っても著しくその値が高いことが判かる。
発明の第1発明による熱処理条件によって均質化処理を
行なった鋳塊を本発明の第3発明による押出加工を行な
った押出材の前後具なる2箇所における時効処理後の強
度、再結晶の状態を調へた結果を示すものであるが、第
3表の結果からCr、Zrの適量を共存させた本発明に
よる合金組成を有するAρ−Cu合金鋳塊(合金番号1
〜10)を第1発明による熱処理条件によって均質化処
理を施した鋳塊から得られた押出材は時効処理後におけ
る再結晶層の厚みが薄く、押出材の直径方向に占める再
結晶層の厚さの割合がすべて0.1%以下であって再結
晶がさして進行せず、しかも製品の前後(先端から20
mmおよび40mm)何れの部分をとってもその値にさ
したる変化がないのに対して、Cr、Zrをそれぞれ単
独で添加するか、若しくは全く添加しない本発明の組成
を外れる組成の比較合金鋳塊(合金番号11〜15)か
ら得られた押出材製品においては再結晶層の厚みが厚く
直径に対する比率が1以上であって再結晶が相当程度進
んでおり、しかも製品の前部と後部でその値のバラツキ
が大きいこと、また同表中における本発明合金(合金番
号5.7、および10)から得られた製品と比較合金(
合金番号11〜15)から得られた製品の強度を比較す
ると、これらの製品は合金中に含有されるCuおよびM
g1tが同一であるところから、時効処理後の強度がほ
ぼ同一水準にあることが期待されるにも拘らず本発明合
金によるものは、比較合金によるものに比へて抗張力、
耐力何れを採っても著しくその値が高いことが判かる。
また、第3表の結果から本発明の組成範囲内に該当する
組成を有する合金を使用したものは、すべて再結晶層が
薄く、つまり時効処理後においても強加工組織が顕著に
残留し、従って押出材の強度向上に好ましい結果となる
ことが判かる。
組成を有する合金を使用したものは、すべて再結晶層が
薄く、つまり時効処理後においても強加工組織が顕著に
残留し、従って押出材の強度向上に好ましい結果となる
ことが判かる。
第4表左[(実施例2)は本発明合金(合金番号2.1
0)および比較合金(合金番号z、i4)について第2
発明による遅い昇温速度で昇温させる熱処理条件で均質
化処理を施した鋳塊を、また右II(実施例3)は同様
の合金について、通常の昇温速度即ち第2発明による昇
温速度より早い昇温速度で均質化処理を施した鋳塊を、
それぞれ本発明の押出条件によって押出加工を行なった
押出材について、時効処理後押出材の前後2箇所(先端
より5mおよび40m)における強度と後部(先端より
40m)における再結晶の進行状況を調へた結果を示し
たものであるが、第4表左横実施例2の結果から第2発
明による熱処理を施した場合においても、本発明の合金
(合金番号2、lO)を使用した場合には得られた押出
材の時効処理後の再結晶層の厚みは薄く、再結晶があま
り進んでいなのに対し、比較合金(合金番号11゜14
)使用の場合には再結晶層の厚みが厚く再結晶がかなり
進行していること、また第4表右欄実施例3の結果から
本発明合金を使用した場合においても均質化処理が第2
発明の条件を逸脱したもであるときは、押出材における
再結晶層の厚みが厚く、つまり再結晶が進行してしまう
ことなどが判かる。
0)および比較合金(合金番号z、i4)について第2
発明による遅い昇温速度で昇温させる熱処理条件で均質
化処理を施した鋳塊を、また右II(実施例3)は同様
の合金について、通常の昇温速度即ち第2発明による昇
温速度より早い昇温速度で均質化処理を施した鋳塊を、
それぞれ本発明の押出条件によって押出加工を行なった
押出材について、時効処理後押出材の前後2箇所(先端
より5mおよび40m)における強度と後部(先端より
40m)における再結晶の進行状況を調へた結果を示し
たものであるが、第4表左横実施例2の結果から第2発
明による熱処理を施した場合においても、本発明の合金
(合金番号2、lO)を使用した場合には得られた押出
材の時効処理後の再結晶層の厚みは薄く、再結晶があま
り進んでいなのに対し、比較合金(合金番号11゜14
)使用の場合には再結晶層の厚みが厚く再結晶がかなり
進行していること、また第4表右欄実施例3の結果から
本発明合金を使用した場合においても均質化処理が第2
発明の条件を逸脱したもであるときは、押出材における
再結晶層の厚みが厚く、つまり再結晶が進行してしまう
ことなどが判かる。
また、この再結晶の進行状況を示す結果は直ちに押出材
の強度に影響を及ぼすものであって、第4表左欄におけ
る本発明合金と比較合金のうち、同−Cu、Mg含有量
の合金を比較した場合において、合金番号lOの本発明
合金によるものの強度は合金番号11および14の比較
合金によるものの強度に比べて著しく高いことが判かる
し、また左右欄に示された強度測定結果から、本発明の
同一組成を有する合金を使用した場合でも均質化処理に
際しての昇温速度が本第2発明の昇温変速よりも大きく
、均質化処理後の冷却速度の遅い従来の通常的な熱処理
条件による場合には、押出材における再結晶の厚さが厚
くなるとともに、強度が著しく低下することが判かる。
の強度に影響を及ぼすものであって、第4表左欄におけ
る本発明合金と比較合金のうち、同−Cu、Mg含有量
の合金を比較した場合において、合金番号lOの本発明
合金によるものの強度は合金番号11および14の比較
合金によるものの強度に比べて著しく高いことが判かる
し、また左右欄に示された強度測定結果から、本発明の
同一組成を有する合金を使用した場合でも均質化処理に
際しての昇温速度が本第2発明の昇温変速よりも大きく
、均質化処理後の冷却速度の遅い従来の通常的な熱処理
条件による場合には、押出材における再結晶の厚さが厚
くなるとともに、強度が著しく低下することが判かる。
以上の実施例は鋳塊の均質化処理後に行なう展伸加工法
として、特に本発明の第3発明による押出加工を採用し
たものについて述べたが、加工手段はこれに限られるも
のでなく、勿論これ以外の加工法、例えば圧延加工、鍛
造加工等信の加工法を採用する場合においても同様の優
れた効果が期待できる。
として、特に本発明の第3発明による押出加工を採用し
たものについて述べたが、加工手段はこれに限られるも
のでなく、勿論これ以外の加工法、例えば圧延加工、鍛
造加工等信の加工法を採用する場合においても同様の優
れた効果が期待できる。
[発明の効果コ
以上述へたように本発明の鋳塊の均質化処理法を採用す
るときはAρ−Cu系アルミニウム合金展伸材の時効処
理後における再結晶の進行に伴う加工繊維組織の消滅が
抑えられるので、時効処理効果と相まって加工材製品の
強度を更に一層高めることができるので工業的な利用価
値の高い発明であるといえる。
るときはAρ−Cu系アルミニウム合金展伸材の時効処
理後における再結晶の進行に伴う加工繊維組織の消滅が
抑えられるので、時効処理効果と相まって加工材製品の
強度を更に一層高めることができるので工業的な利用価
値の高い発明であるといえる。
特許出願人 日本軽金属株式会社
株式会社 日軽技研
Claims (3)
- (1)重量基準にてCu1.5〜6.0%、Mn0.1
0〜1.5%、Mg0.2〜2.0%、Si0.1〜1
.5%およびFe0.1〜0.5%を含有し、さらにC
r+Zrが0.10〜0.3%の範囲になるようにCr
0.04〜0.10%およびZr0.06〜0.20%
を含有し、さらにTi0.001〜0.20%またはB
0.0001〜0.04%の一方または両者を含み、残
部Alおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金
溶湯を半連続鋳造して鋳塊とし、次にこの鋳塊を200
℃/時間以下の昇温速度で300〜430℃に加熱昇温
後、同温度範囲にて0.5〜2時間保持し、保持後直ち
に450〜500℃の温度範囲に加熱昇温して、同温度
範囲にて1〜24時間保持した後、200℃/時間以上
の冷却速度で200℃以下の温度まで冷却することを特
徴とする加工用Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱
処理法。 - (2)重量基準にてCu1.5〜6.0%、Mn0.1
0〜1.5%、Mg0.2〜2.0%、Si0.1〜1
.5%およびFe0.1〜0.5%を含有し、さらにC
r+Zrが0.10〜0.3%の範囲になるようにCr
0.04〜0.10%およびZr0.06〜0.20%
を含有し、さらにTi0.001〜0.20%またはB
0.0001〜0.04%の一方または両者を含み、残
部Alおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金
溶湯を半連続鋳造して鋳塊とし、次にこの鋳塊を100
℃/時間以下の昇温速度で430〜500℃に加熱昇温
後、同温度範囲にて1〜24時間保持した後、200℃
/時間以上の冷却速度で200℃以下の温度まで冷却す
ることを特徴とする加工用Al−Cu系アルミニウム合
金鋳塊の熱処理法。 - (3)請求項1または2記載による熱処理を施した加工
用Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊を用いて押出比1
0以上の押出材に押出加工するに際し、該鋳塊を300
〜450℃の温度に予熱し、1〜10m/分の押出速度
でしかも押出材の温度が500℃以下になるようにして
押出加工を施すことを特徴とするAl−Cu系アルミニ
ウム合金押出材の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10024690A JPH0696756B2 (ja) | 1990-04-18 | 1990-04-18 | 加工用Al―Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法およびこれを用いた押出材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10024690A JPH0696756B2 (ja) | 1990-04-18 | 1990-04-18 | 加工用Al―Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法およびこれを用いた押出材の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04353A true JPH04353A (ja) | 1992-01-06 |
JPH0696756B2 JPH0696756B2 (ja) | 1994-11-30 |
Family
ID=14268884
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10024690A Expired - Fee Related JPH0696756B2 (ja) | 1990-04-18 | 1990-04-18 | 加工用Al―Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法およびこれを用いた押出材の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0696756B2 (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2008223108A (ja) * | 2007-03-14 | 2008-09-25 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
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JP2011042857A (ja) * | 2009-08-24 | 2011-03-03 | Nippon Light Metal Co Ltd | 疲労強度,靭性及び光輝性に優れたアルミニウム合金及びその製造方法 |
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CN115582446A (zh) * | 2022-09-08 | 2023-01-10 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种高强7系铝合金低本高效生产工艺 |
CN115786787A (zh) * | 2022-07-18 | 2023-03-14 | 山东浩信机械有限公司 | 一种高强韧Al-Cu系铸造铝合金及其制备方法 |
-
1990
- 1990-04-18 JP JP10024690A patent/JPH0696756B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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CN115582446A (zh) * | 2022-09-08 | 2023-01-10 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种高强7系铝合金低本高效生产工艺 |
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---|---|
JPH0696756B2 (ja) | 1994-11-30 |
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