JPH05247577A - 成形性に優れたアルミニウム合金とその製造法 - Google Patents
成形性に優れたアルミニウム合金とその製造法Info
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- JPH05247577A JPH05247577A JP8263592A JP8263592A JPH05247577A JP H05247577 A JPH05247577 A JP H05247577A JP 8263592 A JP8263592 A JP 8263592A JP 8263592 A JP8263592 A JP 8263592A JP H05247577 A JPH05247577 A JP H05247577A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高ＭgのＡl−Ｍg系合金において熱間圧延で
の耳割れがなく、成形性に優れたアルミニウム合金を提
供する。 【構成】 このＡl−Ｍg系アルミニウム合金は、Ｍg：
５.０〜８.０％、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppm
を含有している。好ましい組成は、Ｍg：５.０〜８.０
％、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppmを含有し、必
要に応じて更にＣu：０.１〜０.５％、Ｍn：０.０３〜
０.２０％、Ｃr：０.０３〜０.２０％及びＴi：０.０１
〜０.１５％のうちの１種又は２種以上を含有し、残部
がＡl及び不純物である。このアルミニウム合金のスラ
ブを面削後、４００〜５５０℃で２〜２４時間の条件で
一段又は多段均質化処理を行い、５００〜２５０℃の温
度範囲で熱間圧延を行い、その後所定の板厚まで冷間加
工した後、４００〜５５０℃に加熱して溶体化処理を行
うことにより得られる。自動車車体等、成形性を必要と
する用途に適する。
の耳割れがなく、成形性に優れたアルミニウム合金を提
供する。 【構成】 このＡl−Ｍg系アルミニウム合金は、Ｍg：
５.０〜８.０％、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppm
を含有している。好ましい組成は、Ｍg：５.０〜８.０
％、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppmを含有し、必
要に応じて更にＣu：０.１〜０.５％、Ｍn：０.０３〜
０.２０％、Ｃr：０.０３〜０.２０％及びＴi：０.０１
〜０.１５％のうちの１種又は２種以上を含有し、残部
がＡl及び不純物である。このアルミニウム合金のスラ
ブを面削後、４００〜５５０℃で２〜２４時間の条件で
一段又は多段均質化処理を行い、５００〜２５０℃の温
度範囲で熱間圧延を行い、その後所定の板厚まで冷間加
工した後、４００〜５５０℃に加熱して溶体化処理を行
うことにより得られる。自動車車体等、成形性を必要と
する用途に適する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車車体等、成形性
を必要とする分野に利用されるアルミニウム合金とその
製造方法に関するものである。
を必要とする分野に利用されるアルミニウム合金とその
製造方法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】自動車
車体等の材料には、従来、軟鋼板が使用されていたが、
近年、車体の軽量化を目的としてアルミニウム合金板が
使用されるようになってきた。代表的なアルミニウム合
金としては５１８２、５０８３等、Ｍgを４.０〜５.０
％含有する強度と成形性の両面でバランスのとれたアル
ミニウム合金材料が用いられている。
車体等の材料には、従来、軟鋼板が使用されていたが、
近年、車体の軽量化を目的としてアルミニウム合金板が
使用されるようになってきた。代表的なアルミニウム合
金としては５１８２、５０８３等、Ｍgを４.０〜５.０
％含有する強度と成形性の両面でバランスのとれたアル
ミニウム合金材料が用いられている。
【０００３】これらのアルミニウム合金の機械的特性値
は、引張強さ２８kgf／mm2、耐力１３kgf／mm2、伸び３
０％程度で、軟鋼板に比べると、伸びが低く、プレス成
形性が劣っている。この成形性を改善するためには伸び
を増加させることが必要であり、Ｍg量を増加させるこ
とが最も有効であることが知られている。例えば、Ａl
−Ｍg系合金で、約３％までのＭg添加量では強度の上昇
につれて伸びがやゝ低下するが、５％以上の添加では強
度の上昇と共に逆に伸びも上昇し、更にＭg量が１０％
では引張強さ３６kgf／mm2、耐力１７kgf／mm2で、伸び
４０％が得られることが実験室で確認されている。
は、引張強さ２８kgf／mm2、耐力１３kgf／mm2、伸び３
０％程度で、軟鋼板に比べると、伸びが低く、プレス成
形性が劣っている。この成形性を改善するためには伸び
を増加させることが必要であり、Ｍg量を増加させるこ
とが最も有効であることが知られている。例えば、Ａl
−Ｍg系合金で、約３％までのＭg添加量では強度の上昇
につれて伸びがやゝ低下するが、５％以上の添加では強
度の上昇と共に逆に伸びも上昇し、更にＭg量が１０％
では引張強さ３６kgf／mm2、耐力１７kgf／mm2で、伸び
４０％が得られることが実験室で確認されている。
【０００４】しかしながら、これらの材料のようにＭg
を多く含むアルミニウム合金においては、製造上大きな
問題が存在している。すなわち、Ｍg量の増加に伴い、
熱延圧延時に耳割れが生じ易くなり、製品化することが
不可能となる問題である。図１に耳割れ発生状態を摸式
図で示す。
を多く含むアルミニウム合金においては、製造上大きな
問題が存在している。すなわち、Ｍg量の増加に伴い、
熱延圧延時に耳割れが生じ易くなり、製品化することが
不可能となる問題である。図１に耳割れ発生状態を摸式
図で示す。
【０００５】本発明は、上記従来技術の問題点を解決し
て、Ｍg量の多いＡl−Ｍg系合金において成形性、特に
熱間圧延時の耳割れを効果的に防止し得るアルミニウム
合金を提供し、またその製造法を提供することを目的と
するものである。
て、Ｍg量の多いＡl−Ｍg系合金において成形性、特に
熱間圧延時の耳割れを効果的に防止し得るアルミニウム
合金を提供し、またその製造法を提供することを目的と
するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】従来、Ａl−Ｍg系合金に
おいて高温脆化を抑制する手段として、Ｙ、Ｃe、Ｓm、
Ｂeなどを添加することが知られている。一方、Ｎaは高
温脆化を促進する元素として知られており、このＮaの
作用を抑制するためにはＢi添加が有効であることが報
告されている。
おいて高温脆化を抑制する手段として、Ｙ、Ｃe、Ｓm、
Ｂeなどを添加することが知られている。一方、Ｎaは高
温脆化を促進する元素として知られており、このＮaの
作用を抑制するためにはＢi添加が有効であることが報
告されている。
【０００７】しかし、本発明者らが前記課題を解決する
ために鋭意研究を重ねた結果、Ａl−Ｍg系アルミニウム
合金において、Ｍg量を５.０〜８.０％の範囲に規制す
ると共に、ＢeとＮaを適正な量で複合添加することによ
り、熱間耳割れの発生を効果的に防止し得ることを見い
出し、ここに本発明を完成したものである。
ために鋭意研究を重ねた結果、Ａl−Ｍg系アルミニウム
合金において、Ｍg量を５.０〜８.０％の範囲に規制す
ると共に、ＢeとＮaを適正な量で複合添加することによ
り、熱間耳割れの発生を効果的に防止し得ることを見い
出し、ここに本発明を完成したものである。
【０００８】すなわち、本発明は、Ａl−Ｍg系アルミニ
ウム合金において、Ｍg：５.０〜８.０％を含有すると
共に、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppmを含有して
いることを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金
を要旨とするものである。
ウム合金において、Ｍg：５.０〜８.０％を含有すると
共に、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppmを含有して
いることを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金
を要旨とするものである。
【０００９】この好ましい態様は、Ｍg：４〜８％を含
有すると共に、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppmを
含有し、必要に応じ更にＣu：０.１〜０.５％、Ｍn：
０.０３〜０.２０％、Ｃr：０.０３〜０.２０％及びＴ
i：０.０１〜０.１５％のうちの１種又は２種以上を含
有し、残部がＡl及び不純物であることを特徴としてい
る。
有すると共に、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppmを
含有し、必要に応じ更にＣu：０.１〜０.５％、Ｍn：
０.０３〜０.２０％、Ｃr：０.０３〜０.２０％及びＴ
i：０.０１〜０.１５％のうちの１種又は２種以上を含
有し、残部がＡl及び不純物であることを特徴としてい
る。
【００１０】また、その製造法は、上記化学成分を有す
るアルミニウム合金のスラブに面削を行った後、４００
〜５５０℃で２〜２４時間の条件で一段又は多段均質化
処理を行い、５００〜２５０℃の温度範囲で熱間圧延を
行い、その後所定の板厚まで冷間加工した後、４００〜
５５０℃に加熱して溶体化処理を行うことを特徴として
いる。
るアルミニウム合金のスラブに面削を行った後、４００
〜５５０℃で２〜２４時間の条件で一段又は多段均質化
処理を行い、５００〜２５０℃の温度範囲で熱間圧延を
行い、その後所定の板厚まで冷間加工した後、４００〜
５５０℃に加熱して溶体化処理を行うことを特徴として
いる。
【００１１】以下に本発明を更に詳述する。
【００１２】
【作用】まず、本発明における化学成分の限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
【００１３】Ｍg：ＭgはＡl−Ｍg系合金の主合金元素で
あり、添付量が増加すると機械的強度及び伸びが高くな
り、成形性が改善される。しかし、５.０％を超えると
熱間圧延中に割れが発生し易くなる。しかしながら、
８.０％まではＢe、Ｎaの複合添加量の適正化（後述）
で熱間耳割れの発生を伴うことなく圧延可能であること
が判明した。したがって、Ｍg量は５.０〜８.０％の範
囲とする。
あり、添付量が増加すると機械的強度及び伸びが高くな
り、成形性が改善される。しかし、５.０％を超えると
熱間圧延中に割れが発生し易くなる。しかしながら、
８.０％まではＢe、Ｎaの複合添加量の適正化（後述）
で熱間耳割れの発生を伴うことなく圧延可能であること
が判明した。したがって、Ｍg量は５.０〜８.０％の範
囲とする。
【００１４】Ｂe：Ｂeは、従来より溶解鋳造時の溶湯の
酸化防止に使用されているが、Ｎa量の抑制との複合効
果により熱間圧延時の耳割れ防止にも有効であり、５〜
８０ppmの範囲が適当である。５ppmより少ないとその効
果が少なく、また８０ppmを超えると逆効果となる。
酸化防止に使用されているが、Ｎa量の抑制との複合効
果により熱間圧延時の耳割れ防止にも有効であり、５〜
８０ppmの範囲が適当である。５ppmより少ないとその効
果が少なく、また８０ppmを超えると逆効果となる。
【００１５】Ｎa：Ｎaは、原料中に不可避的に大量に
(数１０ppm)含まれており、溶湯処理により減少させる
ことが高温脆化を防止するために有効であることが判っ
ている。しかし、Ｍgが５.０％を超えると効果がなくな
り、Ｂeの添加によつて始めて熱間圧延時の耳割れが防
止できることが判明した。その適正な含有量は１〜５pp
mの範囲である。１ppm未満ではその効果が少なく、工業
的にも生産困難となり、また５ppmを超えると耳割れを
防止できない。
(数１０ppm)含まれており、溶湯処理により減少させる
ことが高温脆化を防止するために有効であることが判っ
ている。しかし、Ｍgが５.０％を超えると効果がなくな
り、Ｂeの添加によつて始めて熱間圧延時の耳割れが防
止できることが判明した。その適正な含有量は１〜５pp
mの範囲である。１ppm未満ではその効果が少なく、工業
的にも生産困難となり、また５ppmを超えると耳割れを
防止できない。
【００１６】以上の元素を必須成分とするが、他の合金
元素としてはＡl−Ｍg系合金において添加されている元
素を適宜含有させることができる。例えば、以下に説明
する元素の１種又は２種以上を適量にて添加することが
できる。
元素としてはＡl−Ｍg系合金において添加されている元
素を適宜含有させることができる。例えば、以下に説明
する元素の１種又は２種以上を適量にて添加することが
できる。
【００１７】Ｃuは応力腐食防止のために０.１〜０.５
％の範囲で添加することができる。Ｍn及びＣrは、いず
れも結晶粒を微細化するためにＭn：０.０３〜０.２０
％、Ｃr：０.０３〜０.２０％の範囲で添加することが
できる。更にＴiも結晶粒の微細化のために０.０１〜
０.１５％の範囲で添加することができる。これらは熱
間圧延時の耳割れに対しては悪影響がない。また、Ｂは
Ｔiと同様の目的でＴi量の１／５程度添加することがで
きる。なお、不純物としては、例えばＦeは０.１５％以
下、Ｓiは０.１５％以下、Ｚnは０.０５％以下とするの
が望ましい。
％の範囲で添加することができる。Ｍn及びＣrは、いず
れも結晶粒を微細化するためにＭn：０.０３〜０.２０
％、Ｃr：０.０３〜０.２０％の範囲で添加することが
できる。更にＴiも結晶粒の微細化のために０.０１〜
０.１５％の範囲で添加することができる。これらは熱
間圧延時の耳割れに対しては悪影響がない。また、Ｂは
Ｔiと同様の目的でＴi量の１／５程度添加することがで
きる。なお、不純物としては、例えばＦeは０.１５％以
下、Ｓiは０.１５％以下、Ｚnは０.０５％以下とするの
が望ましい。
【００１８】次に製造条件について説明する。
【００１９】上記成分組成のＡl−Ｍg系合金は常法によ
り溶解、鋳造してスラブを得るが、以下に示すように、
成形性の向上等のために、特に面削を行い、更に均質化
処理条件、熱間圧延温度、溶体化処理温度等を規制する
のが好ましい。
り溶解、鋳造してスラブを得るが、以下に示すように、
成形性の向上等のために、特に面削を行い、更に均質化
処理条件、熱間圧延温度、溶体化処理温度等を規制する
のが好ましい。
【００２０】面削：スラブ表面に黒皮残り及び湯境等が
あると、そこを起点として熱間圧延時に耳割れが発生す
るので、黒皮残りや、湯境等が残らないように面削を施
す必要がある。
あると、そこを起点として熱間圧延時に耳割れが発生す
るので、黒皮残りや、湯境等が残らないように面削を施
す必要がある。
【００２１】均質化処理：均質化処理は偏析し易いＭg
等の合金元素の均質化を目的に施される。しかし、加熱
温度が４００℃未満ではその効果が少なく、また５５０
℃を超えると共晶融解を生じ易く、焼付き等の表面欠陥
となる。また、加熱時間が２時間未満ではその効果が少
なく、２４時間を超えても効果の増加がない。したがっ
て、均質化処理は４００〜５５０℃で２〜２４時間の条
件で行う。なお、均質化処理は一段処理、多段処理のい
ずれでもよい。
等の合金元素の均質化を目的に施される。しかし、加熱
温度が４００℃未満ではその効果が少なく、また５５０
℃を超えると共晶融解を生じ易く、焼付き等の表面欠陥
となる。また、加熱時間が２時間未満ではその効果が少
なく、２４時間を超えても効果の増加がない。したがっ
て、均質化処理は４００〜５５０℃で２〜２４時間の条
件で行う。なお、均質化処理は一段処理、多段処理のい
ずれでもよい。
【００２２】熱間圧延：均質化処理を終了したスラブ
は、５００〜２５０℃の温度範囲で熱間圧延を行う。５
００℃を超えると耳割れが発生し易くなり、また２５０
℃未満では変形抵抗が大きくなり、熱間圧延が困難とな
る。
は、５００〜２５０℃の温度範囲で熱間圧延を行う。５
００℃を超えると耳割れが発生し易くなり、また２５０
℃未満では変形抵抗が大きくなり、熱間圧延が困難とな
る。
【００２３】溶体化処理：熱間圧延後、所定の板厚まで
冷間加工し、次いで溶体化処理を行う。しかし、４００
℃未満では溶体化が不十分となり、また５５０℃を超え
ると共晶融解を生じて表面に焼付き欠陥が発生するの
で、加熱温度は４００〜５５０℃の範囲とする。連続焼
鈍炉を用いてこの温度範囲まで加熱し、急冷を行うのが
好ましい。
冷間加工し、次いで溶体化処理を行う。しかし、４００
℃未満では溶体化が不十分となり、また５５０℃を超え
ると共晶融解を生じて表面に焼付き欠陥が発生するの
で、加熱温度は４００〜５５０℃の範囲とする。連続焼
鈍炉を用いてこの温度範囲まで加熱し、急冷を行うのが
好ましい。
【００２４】次に本発明の実施例を示す。
【００２５】
【実施例１】
【表１】 に示すように、Ｍg、Ｎa、Ｂe量を変えた化学成分のア
ルミニウム合金を溶解、造塊した。得られたスラブを黒
皮残りのないように面削した後、均質化処理を５００℃
×１２時間で実施し、４７０℃〜２８０℃で熱間圧延
(４０mmｔ→３mmｔ)を行った。
ルミニウム合金を溶解、造塊した。得られたスラブを黒
皮残りのないように面削した後、均質化処理を５００℃
×１２時間で実施し、４７０℃〜２８０℃で熱間圧延
(４０mmｔ→３mmｔ)を行った。
【００２６】熱間圧延終了時の耳割れ状況を調べた結果
を表１に示す。耳割れは、×（大割れ）、△（小割
れ）、○（耳割れなし）にて評価した。同表より、本発
明例はいずれも、比較例に比べ、耳割れがなく、優れて
いることがわかる。
を表１に示す。耳割れは、×（大割れ）、△（小割
れ）、○（耳割れなし）にて評価した。同表より、本発
明例はいずれも、比較例に比べ、耳割れがなく、優れて
いることがわかる。
【００２７】熱間圧延後、冷間加工にて板厚１mmとし、
溶体化処理（５００℃×５０秒）を行った。その材料特
性は、表１に示すように、本発明例は高い伸びが得られ
ていることがわかる。
溶体化処理（５００℃×５０秒）を行った。その材料特
性は、表１に示すように、本発明例は高い伸びが得られ
ていることがわかる。
【００２８】
【実施例２】Ｍg：６.０％、Ｎa：３.３ppm、Ｂe：３８
ppmを含有し、残部が実質的にＡlであるＡl−Ｍg系合金
を工場生産溶解炉で精錬造塊し、スラブ周囲を３０mm面
削した後、均質化処理を５００℃×１２時間で実施し、
４８０℃〜３００℃で熱間圧延を行った。図２の下段に
示すように熱間圧延でエッジ部に耳割れ発生はなく、良
好な結果が得られた。
ppmを含有し、残部が実質的にＡlであるＡl−Ｍg系合金
を工場生産溶解炉で精錬造塊し、スラブ周囲を３０mm面
削した後、均質化処理を５００℃×１２時間で実施し、
４８０℃〜３００℃で熱間圧延を行った。図２の下段に
示すように熱間圧延でエッジ部に耳割れ発生はなく、良
好な結果が得られた。
【００２９】その後、冷間加工を行って１.０mm厚まで
圧延し、溶体化処理（５００℃×５０秒）を行った。得
られた材料の機械的性質を
圧延し、溶体化処理（５００℃×５０秒）を行った。得
られた材料の機械的性質を
【表２】 に示す。同表より、従来品５０３０（４.５％Ｍg、０.
３％Ｃu、３.５ppmＮa、Ｂeなし）に比べ、良好な機械
的性質が得られていることがわかる。
３％Ｃu、３.５ppmＮa、Ｂeなし）に比べ、良好な機械
的性質が得られていることがわかる。
【００３０】なお、比較のため、Ｍg：６.０％、Ｎa：
３.０ppm、Ｂe：１.５ppmを含有し、残部が実質的にＡl
であるＡl−Ｍg系合金について、同様な条件で圧延した
結果、図２の上段に示すようにエッジ部に耳割れが発生
した。
３.０ppm、Ｂe：１.５ppmを含有し、残部が実質的にＡl
であるＡl−Ｍg系合金について、同様な条件で圧延した
結果、図２の上段に示すようにエッジ部に耳割れが発生
した。
【００３１】
【実施例３】Ｍg：５.５％、Ｎa：４.０ppm、Ｂe：３０
ppmを含有し、残部が実質的にＡlであるＡl−Ｍg系合金
について、溶解、造塊して得られたスラブを黒皮残りの
ないように面削した後、
ppmを含有し、残部が実質的にＡlであるＡl−Ｍg系合金
について、溶解、造塊して得られたスラブを黒皮残りの
ないように面削した後、
【表３】 に示す条件で均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、溶体化
処理を行った。熱間圧延での耳割れ状況、表面焼付き状
況を調べると共に、溶体化処理後の機械的性質を調べ
た。その結果は、同表に示すように、本発明範囲内の条
件で製造した場合、熱間圧延で耳割れ発生がなく、熱処
理時にも表面焼付がなく、しかも高い伸びが得られるこ
とがわかる。
処理を行った。熱間圧延での耳割れ状況、表面焼付き状
況を調べると共に、溶体化処理後の機械的性質を調べ
た。その結果は、同表に示すように、本発明範囲内の条
件で製造した場合、熱間圧延で耳割れ発生がなく、熱処
理時にも表面焼付がなく、しかも高い伸びが得られるこ
とがわかる。
【００３２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
Ａl−Ｍg系合金においてＭg量の規制のもとで所定量の
Ｂeを添加しＮa量を所定量に抑制することにより、熱間
圧延での耳割れを効果的に防止でき、成形性の優れた材
料を提供することができる。
Ａl−Ｍg系合金においてＭg量の規制のもとで所定量の
Ｂeを添加しＮa量を所定量に抑制することにより、熱間
圧延での耳割れを効果的に防止でき、成形性の優れた材
料を提供することができる。
【図１】耳割れの発生状態を示す摸式図である。
【図２】実施例２における熱間圧延でのエッジ部の耳割
れ状況（金属組織）を示す写真であり、上段は比較例の
場合、下段は本発明例の場合である。
れ状況（金属組織）を示す写真であり、上段は比較例の
場合、下段は本発明例の場合である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ａl−Ｍg系アルミニウム合金において、
重量％で（以下、同じ）、Ｍg：５.０〜８.０％を含有
すると共に、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppmを含
有していることを特徴とする成形性に優れたアルミニウ
ム合金。 - 【請求項２】 Ｍg：５.０〜８.０％を含有すると共
に、Ｂe：５〜８０ppm及びＮa：１〜５ppmを含有し、残
部がＡl及び不純物である請求項１に記載のアルミニウ
ム合金。 - 【請求項３】 更にＣu：０.１〜０.５％、Ｍn：０.０
３〜０.２０％、Ｃr：０.０３〜０.２０％及びＴi：０.
０１〜０.１５％のうちの１種又は２種以上を含有して
いる請求項１又は２に記載のアルミニウム合金。 - 【請求項４】 請求項１、２又は３に記載の化学成分を
有するアルミニウム合金のスラブに面削を行った後、４
００〜５５０℃で２〜２４時間の条件で一段又は多段均
質化処理を行い、５００〜２５０℃の温度範囲で熱間圧
延を行い、その後所定の板厚まで冷間加工した後、４０
０〜５５０℃に加熱して溶体化処理を行うことを特徴と
する成形性に優れたアルミニウム合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8263592A JPH05247577A (ja) | 1992-03-03 | 1992-03-03 | 成形性に優れたアルミニウム合金とその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8263592A JPH05247577A (ja) | 1992-03-03 | 1992-03-03 | 成形性に優れたアルミニウム合金とその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05247577A true JPH05247577A (ja) | 1993-09-24 |
Family
ID=13779898
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8263592A Pending JPH05247577A (ja) | 1992-03-03 | 1992-03-03 | 成形性に優れたアルミニウム合金とその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05247577A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016179734A1 (zh) * | 2015-05-12 | 2016-11-17 | 苏州列治埃盟新材料技术转移有限公司 | 一种镁-铝-碳化硅中间合金材料及其制备方法 |
| CN109338453A (zh) * | 2018-12-06 | 2019-02-15 | 重庆科技学院 | 一种大尺寸镁或镁合金单晶的制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01219139A (ja) * | 1988-02-26 | 1989-09-01 | Kobe Steel Ltd | 耐糸錆性に優れた焼付塗装用アルミニウム合金 |
| JPH01301831A (ja) * | 1988-05-31 | 1989-12-06 | Kobe Steel Ltd | スティオンタブ用Ａｌ合金板及びその製造方法 |
| JPH0257656A (ja) * | 1988-08-23 | 1990-02-27 | Kobe Steel Ltd | 燐酸亜鉛処理性に優れた自動車パネル用アルミニウム合金及びその製造方法 |
| JPH03287739A (ja) * | 1990-04-03 | 1991-12-18 | Kobe Steel Ltd | 高成形性アルミニウム合金 |
-
1992
- 1992-03-03 JP JP8263592A patent/JPH05247577A/ja active Pending
Patent Citations (4)
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|---|---|---|---|---|
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| WO2016179734A1 (zh) * | 2015-05-12 | 2016-11-17 | 苏州列治埃盟新材料技术转移有限公司 | 一种镁-铝-碳化硅中间合金材料及其制备方法 |
| CN109338453A (zh) * | 2018-12-06 | 2019-02-15 | 重庆科技学院 | 一种大尺寸镁或镁合金单晶的制备方法 |
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