JPH0578772A - 強度かつ耐食性に優れる高成形性Ａｌ−Ｍｇ系合金及び製造方法 - Google Patents
強度かつ耐食性に優れる高成形性Ａｌ−Ｍｇ系合金及び製造方法Info
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- JPH0578772A JPH0578772A JP26881491A JP26881491A JPH0578772A JP H0578772 A JPH0578772 A JP H0578772A JP 26881491 A JP26881491 A JP 26881491A JP 26881491 A JP26881491 A JP 26881491A JP H0578772 A JPH0578772 A JP H0578772A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度かつ耐食性に優れる高成形性Ａl−Ｍg系
合金とその製造方法を提供する。 【構成】 Ｍg:４〜６％、Ｃu:０.０４〜０.１０％を含
有し、更にＺr:０.０５〜０.２０％及びＨf:０.０５〜
０.２０％の少なくとも１種を含有し、大きさ２００〜
５００ÅのＺr系或いはＨr系金属間化合物が分散粒子と
して体積分率で０.５〜２.０％含まれていることを特徴
としているＡl−Ｍg系合金である。この合金は、４００
〜５５０℃の温度で均質化熱処理を施し、熱間圧延と冷
間圧延を行った後、軟質化焼鈍を施し、次いで３０％以
上の冷間圧延を行った後、４５０〜５５０℃の温度で高
温短時間の焼鈍を施し、その後８０〜１０００℃／min
の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却することによ
り、優れた強度と耐食性が得られる。ストレッチャー・
ストレインマークや肌荒れの発生もない。工業的製造が
容易である。
合金とその製造方法を提供する。 【構成】 Ｍg:４〜６％、Ｃu:０.０４〜０.１０％を含
有し、更にＺr:０.０５〜０.２０％及びＨf:０.０５〜
０.２０％の少なくとも１種を含有し、大きさ２００〜
５００ÅのＺr系或いはＨr系金属間化合物が分散粒子と
して体積分率で０.５〜２.０％含まれていることを特徴
としているＡl−Ｍg系合金である。この合金は、４００
〜５５０℃の温度で均質化熱処理を施し、熱間圧延と冷
間圧延を行った後、軟質化焼鈍を施し、次いで３０％以
上の冷間圧延を行った後、４５０〜５５０℃の温度で高
温短時間の焼鈍を施し、その後８０〜１０００℃／min
の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却することによ
り、優れた強度と耐食性が得られる。ストレッチャー・
ストレインマークや肌荒れの発生もない。工業的製造が
容易である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は成形加工用のＡl−Ｍg系
合金及びその製造方法に係り、より詳しくは、強度かつ
耐食性に優れる高成形性Ａl−Ｍg系合金及びその製造方
法に関する。
合金及びその製造方法に係り、より詳しくは、強度かつ
耐食性に優れる高成形性Ａl−Ｍg系合金及びその製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】一般に
展伸加工用Ａl−Ｍg系合金として知られている５１８２
合金(Ａl−４.５％Ｍg−０.３５％Ｍn)は、伸びが軟質
材で２６〜２８％であるが、自動車外板等の高成形性を
要求される部材には、より高い伸びの得られる材料の開
発が要求されていた。
展伸加工用Ａl−Ｍg系合金として知られている５１８２
合金(Ａl−４.５％Ｍg−０.３５％Ｍn)は、伸びが軟質
材で２６〜２８％であるが、自動車外板等の高成形性を
要求される部材には、より高い伸びの得られる材料の開
発が要求されていた。
【０００３】そのため、本発明者らは、５１８２合金
の伸びを向上させる方法を開発し、先に特公昭５９−３
９５００号を提案した。しかし、その方法では、分散粒
子ＭnＡl6のサイズが１０００〜５０００Å(体積分率
１.０〜１.５％)と大きく、この分散粒子の回りの応力
集中により伸びは２８〜３１％止まりであった。
の伸びを向上させる方法を開発し、先に特公昭５９−３
９５００号を提案した。しかし、その方法では、分散粒
子ＭnＡl6のサイズが１０００〜５０００Å(体積分率
１.０〜１.５％)と大きく、この分散粒子の回りの応力
集中により伸びは２８〜３１％止まりであった。
【０００４】そこで、本発明者らは、更に伸びを向上
させる方法の開発に取り組んだ結果、特願平２−１１０
９７１号に開示したように、更に分散粒子の形状をサイ
ズ２００〜５００Å(体積分率０.５〜２.０％)に制御す
ることによって、分散粒子回りの応力集中を緩和するこ
とにより、Ａl−４〜５％Ｍg系合金で伸び３５〜３６％
の高成形材を開発した。
させる方法の開発に取り組んだ結果、特願平２−１１０
９７１号に開示したように、更に分散粒子の形状をサイ
ズ２００〜５００Å(体積分率０.５〜２.０％)に制御す
ることによって、分散粒子回りの応力集中を緩和するこ
とにより、Ａl−４〜５％Ｍg系合金で伸び３５〜３６％
の高成形材を開発した。
【０００５】ところで、このような高成形成材が実用
化を迎えつつある現在、次のような新たな問題が顕在化
してきた。すなわち、Ａl−Ｍg系アルミニウム合金材で
は、Ｍg量が多くなると(概略４％以上)、使用環境によ
り、結晶粒界上に固溶していたＭgがβ′−Ｍg2Ａl3と
して析出してきて、応力腐食割れ(Ｓtress Ｃorrosion
Ｃracking：ＳＣＣ)が発生し易くなり、ＳＣＣの恐れの
ある構造材では、通常は、Ｍg量を４％以下に規制され
ている。
化を迎えつつある現在、次のような新たな問題が顕在化
してきた。すなわち、Ａl−Ｍg系アルミニウム合金材で
は、Ｍg量が多くなると(概略４％以上)、使用環境によ
り、結晶粒界上に固溶していたＭgがβ′−Ｍg2Ａl3と
して析出してきて、応力腐食割れ(Ｓtress Ｃorrosion
Ｃracking：ＳＣＣ)が発生し易くなり、ＳＣＣの恐れの
ある構造材では、通常は、Ｍg量を４％以下に規制され
ている。
【０００７】したがって、上記の高成形性の達成手段
及びと、耐食性の達成手段については、お互いに矛
盾する材料設計が要求されていた。
及びと、耐食性の達成手段については、お互いに矛
盾する材料設計が要求されていた。
【０００８】本発明は、かゝる要請に応えるべくなされ
たものであって、その目的とするところは、Ａl−Ｍg系
アルミニウム合金材料において、強度と耐食性に優れた
高成形性Ａl−Ｍg系アルミニウム合金を提供し、並びに
その製造方法を提供することにある。
たものであって、その目的とするところは、Ａl−Ｍg系
アルミニウム合金材料において、強度と耐食性に優れた
高成形性Ａl−Ｍg系アルミニウム合金を提供し、並びに
その製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、本発明者らは、次の２点につき、鋭意研究開発に努
めた。
め、本発明者らは、次の２点につき、鋭意研究開発に努
めた。
【００１０】(1)まず、耐食性を向上させるには、Ｍg量
を制限し、代わりに従来のジュラルミン系のＡl−Ｃu−
Ｍg系合金でよく知られている固溶体→Ｇ.Ｐ.Ｂ.ゾーン
(Ｔ４状態)→Ｓ′−ＣuＭgＡl2(Ｔ６状態)の析出強化機
構を利用検討する。
を制限し、代わりに従来のジュラルミン系のＡl−Ｃu−
Ｍg系合金でよく知られている固溶体→Ｇ.Ｐ.Ｂ.ゾーン
(Ｔ４状態)→Ｓ′−ＣuＭgＡl2(Ｔ６状態)の析出強化機
構を利用検討する。
【００１１】(2)応力腐食割れは、結晶粒界と結晶粒内
との腐食電位の差により、電位的に卑な結晶粒界が優先
的に溶解するものであるから、粒内に析出し易い粒子を
検討し、粒界と粒内との電位差を小さくし、応力腐食割
れ感受性を低下させる。
との腐食電位の差により、電位的に卑な結晶粒界が優先
的に溶解するものであるから、粒内に析出し易い粒子を
検討し、粒界と粒内との電位差を小さくし、応力腐食割
れ感受性を低下させる。
【００１２】その結果、Ａl−Ｍg系アルミニウム合金に
上記２点の効果を付与し、強度と耐食性に優れた高成形
性Ａl−Ｍg系アルミニウム合金を製造できる冶金学的手
段及び製造方法を見い出し、ここに発明をなしたもので
ある。
上記２点の効果を付与し、強度と耐食性に優れた高成形
性Ａl−Ｍg系アルミニウム合金を製造できる冶金学的手
段及び製造方法を見い出し、ここに発明をなしたもので
ある。
【００１３】すなわち、本発明は、Ｍg:４〜６％及びＣ
u:０.０４〜０.１０％を含有し、更にＺr:０.０５〜０.
２０％及びＨf:０.０５〜０.２０％の少なくとも１種を
含有し、大きさ２００〜５００ÅのＺr系或いはＨr系金
属間化合物が分散粒子として体積分率で０.５〜２.０％
含まれていることを特徴とする強度かつ耐食性に優れた
高成形性Ａl−Ｍg系合金を要旨とするものである。
u:０.０４〜０.１０％を含有し、更にＺr:０.０５〜０.
２０％及びＨf:０.０５〜０.２０％の少なくとも１種を
含有し、大きさ２００〜５００ÅのＺr系或いはＨr系金
属間化合物が分散粒子として体積分率で０.５〜２.０％
含まれていることを特徴とする強度かつ耐食性に優れた
高成形性Ａl−Ｍg系合金を要旨とするものである。
【００１４】また、その製造方法は、上記化学成分を有
するＡl−Ｍg系合金につき、４００〜５５０℃の温度で
均質化熱処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を行った後、
軟質化焼鈍を施し、次いで３０％以上の冷間圧延を行っ
た後、４５０〜５５０℃の温度で高温短時間の焼鈍を施
し、その後８０〜１０００℃／minの平均冷却速度で１
００℃以下まで冷却することを特徴とする強度かつ耐食
性に優れる高成形性Ａl−Ｍg系合金の製造方法を要旨と
するものである。
するＡl−Ｍg系合金につき、４００〜５５０℃の温度で
均質化熱処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を行った後、
軟質化焼鈍を施し、次いで３０％以上の冷間圧延を行っ
た後、４５０〜５５０℃の温度で高温短時間の焼鈍を施
し、その後８０〜１０００℃／minの平均冷却速度で１
００℃以下まで冷却することを特徴とする強度かつ耐食
性に優れる高成形性Ａl−Ｍg系合金の製造方法を要旨と
するものである。
【００１５】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【００１６】
【作用】まず、本発明におけるアルミニウム合金の化学
成分等の限定理由について説明する。
成分等の限定理由について説明する。
【００１７】Ｍg：Ｍgはそれ自体の固溶体強化、及び後
述のＣuと結合した時効析出物(Ｇ.Ｐ.Ｂゾーン或いは
Ｓ′−ＣuＭgＡl2)による析出硬化により強度を付与す
ると同時に、電位的に卑なＳ′−ＣuＭgＡl2が結晶粒界
に析出し、粒界と粒内との電位差を小さくし、応力腐食
割れ感受性を低下させる作用がある。しかし、４％未満
では十分な強度(少なくとも耐力１１０Ｎ／mm2程度)が
得られず、また６％を超えると、高い伸びは得られるも
のの、熱間圧延時に加工割れが発生し易く、製造が困難
になると共に、応力腐食割れ感受性が大きくなり、実用
に供しない。よって、Ｍg含有量は４〜６％の範囲とす
る。
述のＣuと結合した時効析出物(Ｇ.Ｐ.Ｂゾーン或いは
Ｓ′−ＣuＭgＡl2)による析出硬化により強度を付与す
ると同時に、電位的に卑なＳ′−ＣuＭgＡl2が結晶粒界
に析出し、粒界と粒内との電位差を小さくし、応力腐食
割れ感受性を低下させる作用がある。しかし、４％未満
では十分な強度(少なくとも耐力１１０Ｎ／mm2程度)が
得られず、また６％を超えると、高い伸びは得られるも
のの、熱間圧延時に加工割れが発生し易く、製造が困難
になると共に、応力腐食割れ感受性が大きくなり、実用
に供しない。よって、Ｍg含有量は４〜６％の範囲とす
る。
【００１８】Ｃu：Ｃuは時効析出物(Ｇ.Ｐ.Ｂゾーン或
いはＳ′−ＣuＭgＡl2)による析出硬化により強度を付
与すると同時に、応力腐食割れ感受性を低下させる作用
がある。しかし、０.０４％未満では十分な強度と耐食
性が得られず、また０.１０％を超えると、溶体化処理
後に過剰のＳ′−ＣuＭgＡl2が結晶粒内に析出し、一般
耐食性を損ねたり、鋳造時にＣu2ＦeＡl7が晶出し、伸
び、成形性が大きく低下する。よって、Ｃu含有量は０.
０４〜０.１０％の範囲とする。
いはＳ′−ＣuＭgＡl2)による析出硬化により強度を付
与すると同時に、応力腐食割れ感受性を低下させる作用
がある。しかし、０.０４％未満では十分な強度と耐食
性が得られず、また０.１０％を超えると、溶体化処理
後に過剰のＳ′−ＣuＭgＡl2が結晶粒内に析出し、一般
耐食性を損ねたり、鋳造時にＣu2ＦeＡl7が晶出し、伸
び、成形性が大きく低下する。よって、Ｃu含有量は０.
０４〜０.１０％の範囲とする。
【００１９】Ｚr、Ｈf：Ｚr或いはＨfは、鋳造後の均質
化熱処理時にＡlと球状の金属間化合物(dispersoids)、
ＺrＡl3或いはＨfＡl3を成形し、一旦生成するとその後
のプロセスで熱を帯びても再固溶等が起こらず安定に存
在し、変形中に転移に切断されない形態(すなわち、直
径２００Å以上)で存在すると、すべりの集中を妨げ、
他のすべり面でのすべりを誘発し、結果として材料全体
に均一な微細すべりを生じさせ、高い変形能を材料に付
与することができる。しかし、直径が５００Åを超える
と、分散粒子の回りで応力集中によるマイクロボイド等
が発生し、伸びの低下を招く。このようなＺrＡl3或い
はＨfＡl3の最適分散状態は、直径が２００〜５００
Å、体積分率が０.５〜２.０％で実現することができ
る。そのためには、Ｚr量或いはＨf量はそれぞれ０.０
５〜０.２０％の範囲にする。なお、ＺrとＨfを複合添
加することができる。
化熱処理時にＡlと球状の金属間化合物(dispersoids)、
ＺrＡl3或いはＨfＡl3を成形し、一旦生成するとその後
のプロセスで熱を帯びても再固溶等が起こらず安定に存
在し、変形中に転移に切断されない形態(すなわち、直
径２００Å以上)で存在すると、すべりの集中を妨げ、
他のすべり面でのすべりを誘発し、結果として材料全体
に均一な微細すべりを生じさせ、高い変形能を材料に付
与することができる。しかし、直径が５００Åを超える
と、分散粒子の回りで応力集中によるマイクロボイド等
が発生し、伸びの低下を招く。このようなＺrＡl3或い
はＨfＡl3の最適分散状態は、直径が２００〜５００
Å、体積分率が０.５〜２.０％で実現することができ
る。そのためには、Ｚr量或いはＨf量はそれぞれ０.０
５〜０.２０％の範囲にする。なお、ＺrとＨfを複合添
加することができる。
【００２０】なお、Ｓi、Ｆeは元来不純物としてＡl地
金に含有されるものであるが、多くなると成形性を劣化
させるので、Ｓi量は０.１５％以下、Ｆe量は０.２０％
以下に規制するのが望ましい。また、Ｔiは鋳塊の組織
を微細化する効果があるため、０.００５〜０.０５％の
範囲で必要に応じて添加することができる。
金に含有されるものであるが、多くなると成形性を劣化
させるので、Ｓi量は０.１５％以下、Ｆe量は０.２０％
以下に規制するのが望ましい。また、Ｔiは鋳塊の組織
を微細化する効果があるため、０.００５〜０.０５％の
範囲で必要に応じて添加することができる。
【００２１】次に本発明の製造方法について説明する。
【００２２】上記のとおり成分調整したＡl−Ｍg系合金
は、常法により鋳造(通常はＤＣ鋳造法)し、均質化熱処
理を施した後、熱間圧延を行う。
は、常法により鋳造(通常はＤＣ鋳造法)し、均質化熱処
理を施した後、熱間圧延を行う。
【００２３】但し、均質化熱処理温度は４００℃以上で
ないと、材料中のＭgのミクロ偏析の均一化、ＸＡl
3(Ｘ＝Ｚr或いはＨf)の形成(＝Ｚr或いはＨfの拡散)、
鋳造中に晶出した不純物を核とする大きい金属間化合
物(晶出物、Ｃonstituents)の部分固溶、等が十分にで
きない。また、５５０℃以上ではバーニングが発生し易
い。したがって、均質化熱処理温度は４００〜５５０℃
の範囲とする必要がある。
ないと、材料中のＭgのミクロ偏析の均一化、ＸＡl
3(Ｘ＝Ｚr或いはＨf)の形成(＝Ｚr或いはＨfの拡散)、
鋳造中に晶出した不純物を核とする大きい金属間化合
物(晶出物、Ｃonstituents)の部分固溶、等が十分にで
きない。また、５５０℃以上ではバーニングが発生し易
い。したがって、均質化熱処理温度は４００〜５５０℃
の範囲とする必要がある。
【００２４】なお、上記の目的のために、１段目：４
００℃(ＺrＡl3或いはＨfＡl3の微細析出)→２段目：５
００℃(ＺrＡl3或いはＨfＡl3のサイズの制御)の如く、
２段階で実施しても良い。また、熱間圧延は３００〜５
００℃の温度で行うのが望ましい。
００℃(ＺrＡl3或いはＨfＡl3の微細析出)→２段目：５
００℃(ＺrＡl3或いはＨfＡl3のサイズの制御)の如く、
２段階で実施しても良い。また、熱間圧延は３００〜５
００℃の温度で行うのが望ましい。
【００２５】熱間圧延後、中間圧延、場合によっては焼
鈍との組み合わせで所定の板厚とし、軟質化焼鈍(通常
は３５０〜４５０℃)を施し、焼鈍材とする。
鈍との組み合わせで所定の板厚とし、軟質化焼鈍(通常
は３５０〜４５０℃)を施し、焼鈍材とする。
【００２６】次いで、焼鈍材に対して３０％以上の冷間
圧延を実施する。この場合、加工率が３０％未満では最
終焼鈍(後述)時に再結晶の核成形が少なく、結果として
は結晶粒が粗大化し、成形加工時に肌荒れ(オレンジピ
ールの出現)を招き、表面品質を損ねるので好ましくな
い。
圧延を実施する。この場合、加工率が３０％未満では最
終焼鈍(後述)時に再結晶の核成形が少なく、結果として
は結晶粒が粗大化し、成形加工時に肌荒れ(オレンジピ
ールの出現)を招き、表面品質を損ねるので好ましくな
い。
【００２７】次に高温短時間焼鈍を４５０〜５５０℃の
温度で行う。４５０℃未満ではＭg原子が十分固溶され
ず、伸びの低下やストレッチャー・ストレインの発生を
招き、また５５０℃を超える温度ではバーニングや結晶
粒の粗大化の点から好ましくない。したがって、加熱温
度は４５０〜５５０℃の範囲とする。なお、処理時間は
特に制限されないが、高温(５００℃以上)では数秒〜６
０秒で十分であるが、低温ではより長時間が必要であ
る。
温度で行う。４５０℃未満ではＭg原子が十分固溶され
ず、伸びの低下やストレッチャー・ストレインの発生を
招き、また５５０℃を超える温度ではバーニングや結晶
粒の粗大化の点から好ましくない。したがって、加熱温
度は４５０〜５５０℃の範囲とする。なお、処理時間は
特に制限されないが、高温(５００℃以上)では数秒〜６
０秒で十分であるが、低温ではより長時間が必要であ
る。
【００２８】高温短時間焼鈍後、８０〜１０００℃／mi
nの平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する。８０℃
／min未満の冷却速度ではＭg原子の固溶状態を十分に凍
結できず、ストレッチャー・ストレインの発生や伸びの
低下を招き、また、１０００℃／minを超える冷却速度
(例えば、水冷等の数千℃／min)は焼入れ状態となり、
Ｍgの結晶粒界への拡散→Ｍg2Ａl3の析出を招き、応力
腐食割れの発生要因となるので避けるべきである。
nの平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する。８０℃
／min未満の冷却速度ではＭg原子の固溶状態を十分に凍
結できず、ストレッチャー・ストレインの発生や伸びの
低下を招き、また、１０００℃／minを超える冷却速度
(例えば、水冷等の数千℃／min)は焼入れ状態となり、
Ｍgの結晶粒界への拡散→Ｍg2Ａl3の析出を招き、応力
腐食割れの発生要因となるので避けるべきである。
【００２９】このようにして得られるＡl−Ｍg系合金材
料は、高い強度と成形性に優れ、特に高い伸びを有する
ので、成形加工時にかなり複雑な加工が可能であり、し
かもストレッチャー・ストレインマークの発生もなく、
良好な表面品質を得ることができる。更に、耐応力腐食
割れ性にも優れる。
料は、高い強度と成形性に優れ、特に高い伸びを有する
ので、成形加工時にかなり複雑な加工が可能であり、し
かもストレッチャー・ストレインマークの発生もなく、
良好な表面品質を得ることができる。更に、耐応力腐食
割れ性にも優れる。
【００３０】次に本発明の実施例を示す。
【００３１】
【表１】 に示す化学成分(wt％)を有するＡl合金鋳塊(厚さ５０m
m)を面削し、均質化熱処理を施した後、３００〜５００
℃の温度で熱間圧延を行い、厚さ６mmの熱延板とした。
その後、４００℃×２hrの焼鈍(荒焼鈍)を実施し、厚さ
１.３〜２mmの板に冷間圧延し、次いで４００℃×２hr
の中間焼鈍を実施し、軟質材とした。更に、
m)を面削し、均質化熱処理を施した後、３００〜５００
℃の温度で熱間圧延を行い、厚さ６mmの熱延板とした。
その後、４００℃×２hrの焼鈍(荒焼鈍)を実施し、厚さ
１.３〜２mmの板に冷間圧延し、次いで４００℃×２hr
の中間焼鈍を実施し、軟質材とした。更に、
【表２】 に示す条件で仕上冷延を行い、最終板厚１.０mmの板材
とし、高温短時間の加熱処理を施し、供試材とした。
とし、高温短時間の加熱処理を施し、供試材とした。
【００３２】供試材からＪＩＳ５号試験片を作製し、機
械的性質、ストレッチャー・ストレインマーク及び肌荒
れ状況を調べた結果を
械的性質、ストレッチャー・ストレインマーク及び肌荒
れ状況を調べた結果を
【表３】 に示す。また、曲げ半径１５mmのＵ字曲げ試験片を作製
し、３.５％ＮaＣl水溶液中の通電試験により１０００
分間の試験を行い、応力腐食割れ試験を行った。その結
果も表３に示す。
し、３.５％ＮaＣl水溶液中の通電試験により１０００
分間の試験を行い、応力腐食割れ試験を行った。その結
果も表３に示す。
【００３３】表２より明らかなように、本発明例はいず
れも、高い強度及び伸びを有すると共にストレッチャー
・ストレインマークが発生せず、肌荒れ発生も認められ
ない。また応力腐食割れの発生もなかった。一方、比較
例はいずれも、高い伸び或いは耐食性が得られていな
い。
れも、高い強度及び伸びを有すると共にストレッチャー
・ストレインマークが発生せず、肌荒れ発生も認められ
ない。また応力腐食割れの発生もなかった。一方、比較
例はいずれも、高い伸び或いは耐食性が得られていな
い。
【００３４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
成形加工性の重要な１つの指標となる高い伸びを有する
高成形性と更に高耐食性のＡl−Ｍg系アルミニウム合金
材料が得られ、しかも工業的製造が容易である。
成形加工性の重要な１つの指標となる高い伸びを有する
高成形性と更に高耐食性のＡl−Ｍg系アルミニウム合金
材料が得られ、しかも工業的製造が容易である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｍg:４〜６％及
びＣu:０.０４〜０.１０％を含有し、更にＺr:０.０５
〜０.２０％及びＨf:０.０５〜０.２０％の少なくとも
１種を含有し、大きさ２００〜５００ÅのＺr系或いは
Ｈr系金属間化合物が分散粒子として体積分率で０.５〜
２.０％含まれていることを特徴とする強度かつ耐食性
に優れた高成形性Ａl−Ｍg系合金。 - 【請求項２】 請求項１に記載の化学成分を有するＡl
−Ｍg系合金につき、４００〜５５０℃の温度で均質化
熱処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を行った後、軟質化
焼鈍を施し、次いで３０％以上の冷間圧延を行った後、
４５０〜５５０℃の温度で高温短時間の焼鈍を施し、そ
の後８０〜１０００℃／minの平均冷却速度で１００℃
以下まで冷却することを特徴とする強度かつ耐食性に優
れる高成形性Ａl−Ｍg系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26881491A JPH0578772A (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 強度かつ耐食性に優れる高成形性Ａｌ−Ｍｇ系合金及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26881491A JPH0578772A (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 強度かつ耐食性に優れる高成形性Ａｌ−Ｍｇ系合金及び製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0578772A true JPH0578772A (ja) | 1993-03-30 |
Family
ID=17463628
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26881491A Pending JPH0578772A (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 強度かつ耐食性に優れる高成形性Ａｌ−Ｍｇ系合金及び製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0578772A (ja) |
-
1991
- 1991-09-20 JP JP26881491A patent/JPH0578772A/ja active Pending
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