JPH0820832A - 高強度高靱性鋳造アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度高靱性鋳造アルミニウム合金及びその製造方法Info
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- JPH0820832A JPH0820832A JP15593894A JP15593894A JPH0820832A JP H0820832 A JPH0820832 A JP H0820832A JP 15593894 A JP15593894 A JP 15593894A JP 15593894 A JP15593894 A JP 15593894A JP H0820832 A JPH0820832 A JP H0820832A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】非熱処理型のアルミニウム合金鋳造材におい
て、鋳放しで高強度と高靱性を両立させる。 【構成】Ｍｇ：３〜５重量％、Ｚｎ：３〜５重量％、Ｍ
ｎ：０．３〜１．０重量％、Ｂ：０．００５〜０．０６
重量％、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる元素０．
０５〜０．８重量％、残部Ａｌとなるように材料の組成
を調整し、その溶湯を金型に注湯し、その後液相と固相
の間の最大冷却速度が５０〜３００℃／秒となる冷却速
度で凝固させて鋳造することを特徴とする。急冷により
硼化物と金属間化合物が微細化されるので、α−Ａｌ相
が微細化され固溶強化が促進されるため強度・靱性が向
上する。
て、鋳放しで高強度と高靱性を両立させる。 【構成】Ｍｇ：３〜５重量％、Ｚｎ：３〜５重量％、Ｍ
ｎ：０．３〜１．０重量％、Ｂ：０．００５〜０．０６
重量％、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる元素０．
０５〜０．８重量％、残部Ａｌとなるように材料の組成
を調整し、その溶湯を金型に注湯し、その後液相と固相
の間の最大冷却速度が５０〜３００℃／秒となる冷却速
度で凝固させて鋳造することを特徴とする。急冷により
硼化物と金属間化合物が微細化されるので、α−Ａｌ相
が微細化され固溶強化が促進されるため強度・靱性が向
上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、硼化物が分散したアル
ミニウム合金とその製造方法に関し、詳しくは鋳造材で
ありながら展伸材なみの強度と靱性が得られるアルミニ
ウム合金とその製造方法に関する。
ミニウム合金とその製造方法に関し、詳しくは鋳造材で
ありながら展伸材なみの強度と靱性が得られるアルミニ
ウム合金とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金は板や押出形材などの
展伸材と、ダイカストなどの鋳造材に大別され、それぞ
れ熱処理により析出硬化する熱処理型合金と非熱処理型
合金に分類される。鋳造材の非熱処理型合金は、鋳造後
切削などの後加工が施されるだけで製品となる。そのた
めα−Ａｌ相結晶粒と晶出した金属間化合物の両方とも
粗大であり、強度・靱性ともに低くなってしまう。これ
は合金組成を検討することによりある程度改善できる
が、その場合でも高強度と高靱性を両立させることは困
難であった。一方、鋳造材であっても熱処理型合金であ
れば、熱処理（溶体化→時効）により微細析出物を析出
させることができる。したがって高強度高靱性となる
が、コストが高いという欠点がある。
展伸材と、ダイカストなどの鋳造材に大別され、それぞ
れ熱処理により析出硬化する熱処理型合金と非熱処理型
合金に分類される。鋳造材の非熱処理型合金は、鋳造後
切削などの後加工が施されるだけで製品となる。そのた
めα−Ａｌ相結晶粒と晶出した金属間化合物の両方とも
粗大であり、強度・靱性ともに低くなってしまう。これ
は合金組成を検討することによりある程度改善できる
が、その場合でも高強度と高靱性を両立させることは困
難であった。一方、鋳造材であっても熱処理型合金であ
れば、熱処理（溶体化→時効）により微細析出物を析出
させることができる。したがって高強度高靱性となる
が、コストが高いという欠点がある。
【０００３】一方、展伸材は、押出・圧延などの塑性加
工を施すことにより展伸して用いられる。そのため非熱
処理型合金であっても、粗大な鋳造組織が塑性加工時に
破壊されて微細化するため高強度高靱性となる。しかし
展伸材では押出・圧延などの工数が多大となり、やはり
コスト面で問題がある。また、例えば特開平３−１６６
３３５号公報には、Ａｌなどの金属素地に耐火性硼化物
の超微細粒子を均一に分散させることにより、高温強度
などの諸特性に優れた分散強化材料が開示されている。
しかしこの分散強化材料は展伸材に相当し、押出・圧延
などの塑性加工工数が多大となるという問題がある。
工を施すことにより展伸して用いられる。そのため非熱
処理型合金であっても、粗大な鋳造組織が塑性加工時に
破壊されて微細化するため高強度高靱性となる。しかし
展伸材では押出・圧延などの工数が多大となり、やはり
コスト面で問題がある。また、例えば特開平３−１６６
３３５号公報には、Ａｌなどの金属素地に耐火性硼化物
の超微細粒子を均一に分散させることにより、高温強度
などの諸特性に優れた分散強化材料が開示されている。
しかしこの分散強化材料は展伸材に相当し、押出・圧延
などの塑性加工工数が多大となるという問題がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような事
情に鑑みてなされたものであり、非熱処理型の鋳造材に
おいて高強度と高靱性を両立させることを目的とする。
情に鑑みてなされたものであり、非熱処理型の鋳造材に
おいて高強度と高靱性を両立させることを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決する本発
明の高強度高靱性鋳造アルミニウム合金は、Ｍｇ：３〜
５重量％、Ｚｎ：３〜５重量％、Ｍｎ：０．３〜１．０
重量％、Ｂ：０．００５〜０．０６重量％、Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる元素０．０５〜０．８重量
％、残部Ａｌ及び不可避の不純物からなり、マトリクス
中にＴｉ，Ｚｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる元素の微細な
硼化物粒子が０．０１〜０．１体積％均一に分散してい
ることを特徴とする。
明の高強度高靱性鋳造アルミニウム合金は、Ｍｇ：３〜
５重量％、Ｚｎ：３〜５重量％、Ｍｎ：０．３〜１．０
重量％、Ｂ：０．００５〜０．０６重量％、Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる元素０．０５〜０．８重量
％、残部Ａｌ及び不可避の不純物からなり、マトリクス
中にＴｉ，Ｚｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる元素の微細な
硼化物粒子が０．０１〜０．１体積％均一に分散してい
ることを特徴とする。
【０００６】また第２発明の上記高強度高靱性鋳造アル
ミニウム合金を製造するための製造方法は、Ｍｇ：３〜
５重量％、Ｚｎ：３〜５重量％、Ｍｎ：０．３〜１．０
重量％、Ｂ：０．００５〜０．０６重量％、Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる元素０．０５〜０．８重量
％、残部Ａｌとなるように材料の組成を調整し、この組
成の材料を溶解し、その溶湯を金型に注湯し、その後液
相と固相の間の最大冷却速度が５０〜３００℃／秒とな
る冷却速度で凝固させて鋳造することを特徴とする。
ミニウム合金を製造するための製造方法は、Ｍｇ：３〜
５重量％、Ｚｎ：３〜５重量％、Ｍｎ：０．３〜１．０
重量％、Ｂ：０．００５〜０．０６重量％、Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる元素０．０５〜０．８重量
％、残部Ａｌとなるように材料の組成を調整し、この組
成の材料を溶解し、その溶湯を金型に注湯し、その後液
相と固相の間の最大冷却速度が５０〜３００℃／秒とな
る冷却速度で凝固させて鋳造することを特徴とする。
【０００７】
【作用】Ｍｇ及びＺｎは一部がα−Ａｌ相中に固溶し、
残りが微細な金属間化合物を形成して強度を向上させる
効果があるが、３重量％未満ではその効果が小さく、５
重量％を超えると金属間化合物量が多くなりすぎて靱性
が大幅に低下し、強度も頭打ちになる。したがってＭｇ
及びＺｎは３〜５重量％とした。
残りが微細な金属間化合物を形成して強度を向上させる
効果があるが、３重量％未満ではその効果が小さく、５
重量％を超えると金属間化合物量が多くなりすぎて靱性
が大幅に低下し、強度も頭打ちになる。したがってＭｇ
及びＺｎは３〜５重量％とした。
【０００８】Ｍｎは大半がα−Ａｌ相中に固溶し、残り
が微細な金属間化合物を形成してα−Ａｌ相の微細化と
強度向上の効果があるが、０．３重量％未満ではその効
果が小さく、１．０重量％を超えると金属間化合物が粗
大化して靱性が低下する。したがってＭｎは０．３〜
１．０重量％とした。Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｒ及びＶはそれぞ
れ一部がＢと反応して硼化物を形成し、それが凝固核と
なってα−Ａｌ相を微細化する効果があり、残りは金属
間化合物を形成して強度を向上させる効果がある。添加
合計量が０．０５重量％未満ではその効果がなく、０．
８重量％を超えると金属間化合物が粗大化して靱性が低
下する。そのため合計添加量を０．０５〜０．８重量％
とした。
が微細な金属間化合物を形成してα−Ａｌ相の微細化と
強度向上の効果があるが、０．３重量％未満ではその効
果が小さく、１．０重量％を超えると金属間化合物が粗
大化して靱性が低下する。したがってＭｎは０．３〜
１．０重量％とした。Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｒ及びＶはそれぞ
れ一部がＢと反応して硼化物を形成し、それが凝固核と
なってα−Ａｌ相を微細化する効果があり、残りは金属
間化合物を形成して強度を向上させる効果がある。添加
合計量が０．０５重量％未満ではその効果がなく、０．
８重量％を超えると金属間化合物が粗大化して靱性が低
下する。そのため合計添加量を０．０５〜０．８重量％
とした。
【０００９】ＢはＴｉ，Ｚｒ，Ｃｒ及びＶから選ばれる
元素と反応して微細な硼化物を形成しα−Ａｌ相を微細
化するが、０．００５重量％未満ではその効果が小さ
く、０．０６重量％を超えても硼化物が粗大化してα−
Ａｌ相を微細化する効果が小さくなる。Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃ
ｒ及びＶから選ばれる元素の硼化物は、溶湯中で反応生
成され、微細であるので凝固核となってα−Ａｌ相の微
細化に効果があるが、合計量で０．０１体積％未満では
その効果が小さく、０．１体積％を超えると効果が飽和
する。したがって０．０１〜０．１体積％とした。な
お、硼化物の粒径が０．１μｍを超えると上記効果が小
さくなるので、０．１μｍ以下であるのが望ましい。
元素と反応して微細な硼化物を形成しα−Ａｌ相を微細
化するが、０．００５重量％未満ではその効果が小さ
く、０．０６重量％を超えても硼化物が粗大化してα−
Ａｌ相を微細化する効果が小さくなる。Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃ
ｒ及びＶから選ばれる元素の硼化物は、溶湯中で反応生
成され、微細であるので凝固核となってα−Ａｌ相の微
細化に効果があるが、合計量で０．０１体積％未満では
その効果が小さく、０．１体積％を超えると効果が飽和
する。したがって０．０１〜０．１体積％とした。な
お、硼化物の粒径が０．１μｍを超えると上記効果が小
さくなるので、０．１μｍ以下であるのが望ましい。
【００１０】上記各元素を溶解した溶湯からの凝固によ
り、硼化物及びＭｇ32（ＡｌＺｎ） 49，ＭｇＺｎ，Ａｌ
Ｚｎなどの金属間化合物が晶出する。そして液相と固相
の間の最大冷却速度が５０〜３００℃／秒であれば、硼
化物及び金属間化合物の晶出物が微細化され、それによ
りα−Ａｌ相が微細化されるので、固溶強化が促進され
強度・靭性が向上する。もし最大冷却速度が５０℃／秒
より小さいと、その効果が得られず、３００℃／秒より
大きくなると固溶が過度に促進されて靭性が低下する。
り、硼化物及びＭｇ32（ＡｌＺｎ） 49，ＭｇＺｎ，Ａｌ
Ｚｎなどの金属間化合物が晶出する。そして液相と固相
の間の最大冷却速度が５０〜３００℃／秒であれば、硼
化物及び金属間化合物の晶出物が微細化され、それによ
りα−Ａｌ相が微細化されるので、固溶強化が促進され
強度・靭性が向上する。もし最大冷却速度が５０℃／秒
より小さいと、その効果が得られず、３００℃／秒より
大きくなると固溶が過度に促進されて靭性が低下する。
【００１１】
【実施例】以下、実施例により具体的に説明する。 （実施例１）表１にも示すように、Ｍｇ：４．０重量
％、Ｚｎ：４．０重量％、Ｍｎ：０．６重量％、Ｂ：
０．０２重量％、Ｔｉ：０．２重量％、Ｚｒ：０．１重
量％、残部Ａｌとなるように材料の組成を調整し、その
１５０ｇを窒素ガス中で８００℃に加熱して溶解した
後、Ｃ2Ｃｌ6０．４５ｇを溶湯中に挿入脱ガスし、７５
０℃で図３に示すような直径６０ｍｍ、高さ１３０ｍｍ
の円柱状の純銅製金型１に注湯して鋳造した。
％、Ｚｎ：４．０重量％、Ｍｎ：０．６重量％、Ｂ：
０．０２重量％、Ｔｉ：０．２重量％、Ｚｒ：０．１重
量％、残部Ａｌとなるように材料の組成を調整し、その
１５０ｇを窒素ガス中で８００℃に加熱して溶解した
後、Ｃ2Ｃｌ6０．４５ｇを溶湯中に挿入脱ガスし、７５
０℃で図３に示すような直径６０ｍｍ、高さ１３０ｍｍ
の円柱状の純銅製金型１に注湯して鋳造した。
【００１２】この金型１では、キャビティ１０の最深部
１１が３方向に型面をもつので、最深部１１の溶湯が最
も冷却速度が大きくなる。そこで最深部１１から試験片
を取り出すこととした。そして熱電対によりキャビティ
の最深部１１における凝固時の温度を測定し、それによ
って求められた液相と固相の間の最大冷却速度は１００
℃／秒であった。
１１が３方向に型面をもつので、最深部１１の溶湯が最
も冷却速度が大きくなる。そこで最深部１１から試験片
を取り出すこととした。そして熱電対によりキャビティ
の最深部１１における凝固時の温度を測定し、それによ
って求められた液相と固相の間の最大冷却速度は１００
℃／秒であった。
【００１３】得られた図４に示す鋳造品２の最深部１１
で形成された部分から引張試験片２０を切り出し、引張
試験により引張強度と破断伸びを測定した。また内部組
織を電子顕微鏡で調査し、生成した硼化物の種類を同定
するとともに、その硼化物の体積率を算出した。それぞ
れの結果を表１に示す。また、得られた鋳造品の結晶構
造を示す光学顕微鏡写真（２７０倍）を図１に示す。 （実施例２〜５・比較例１〜１０）各元素の組成比率を
表１のように変更したこと、及び金型の材質として鉄を
用いたり水冷したりすることによって最大冷却速度を表
１のように変更したこと以外は実施例１と同様にして鋳
造した。そして実施例１と同様にして引張強度と破断伸
びを測定した。また同様に生成した硼化物の種類を同定
するとともに、その硼化物の体積率を算出した。それぞ
れの結果を表１に示す。
で形成された部分から引張試験片２０を切り出し、引張
試験により引張強度と破断伸びを測定した。また内部組
織を電子顕微鏡で調査し、生成した硼化物の種類を同定
するとともに、その硼化物の体積率を算出した。それぞ
れの結果を表１に示す。また、得られた鋳造品の結晶構
造を示す光学顕微鏡写真（２７０倍）を図１に示す。 （実施例２〜５・比較例１〜１０）各元素の組成比率を
表１のように変更したこと、及び金型の材質として鉄を
用いたり水冷したりすることによって最大冷却速度を表
１のように変更したこと以外は実施例１と同様にして鋳
造した。そして実施例１と同様にして引張強度と破断伸
びを測定した。また同様に生成した硼化物の種類を同定
するとともに、その硼化物の体積率を算出した。それぞ
れの結果を表１に示す。
【００１４】なお、比較例９の鋳造品の結晶構造を示す
光学顕微鏡写真（２７０倍）を図２に示す。
光学顕微鏡写真（２７０倍）を図２に示す。
【００１５】
【表１】
【００１６】（評価）表１より、実施例のアルミニウム
合金では引張強度及び破断伸びともに大きく、強度・靭
性に優れていることが明らかである。一方、比較例１で
はＭｇが２．３重量％と少ないため、引張強度が小さく
なっている。また比較例２ではＭｇが６．０重量％と多
いため、破断伸びが小さくなっている。
合金では引張強度及び破断伸びともに大きく、強度・靭
性に優れていることが明らかである。一方、比較例１で
はＭｇが２．３重量％と少ないため、引張強度が小さく
なっている。また比較例２ではＭｇが６．０重量％と多
いため、破断伸びが小さくなっている。
【００１７】比較例３ではＺｎが２．２重量％と少ない
ため、引張強度が小さくなっている。また比較例４では
Ｚｎが５．８重量％と多いため、破断伸びが小さくなっ
ている。比較例５ではＭｎが０．２重量％と少ないた
め、引張強度が小さくなっている。また比較例６ではＭ
ｎが１．２重量％と多いため、破断伸びが小さくなって
いる。
ため、引張強度が小さくなっている。また比較例４では
Ｚｎが５．８重量％と多いため、破断伸びが小さくなっ
ている。比較例５ではＭｎが０．２重量％と少ないた
め、引張強度が小さくなっている。また比較例６ではＭ
ｎが１．２重量％と多いため、破断伸びが小さくなって
いる。
【００１８】比較例７ではＢとＴｉ及びＶがそれぞれ
０．００２重量％，０．０２重量％及び０．０１重量％
であって、硼化物が０．００８重量％と少ないため、引
張強度及び破断伸びともに低い。比較例８ではＢとＺｒ
及びＣｒがそれぞれ０．１０重量％，０．５重量％及び
０．４重量％であって、硼化物が０．１５重量％と多い
ため、引張強度及び破断伸びともに低い。
０．００２重量％，０．０２重量％及び０．０１重量％
であって、硼化物が０．００８重量％と少ないため、引
張強度及び破断伸びともに低い。比較例８ではＢとＺｒ
及びＣｒがそれぞれ０．１０重量％，０．５重量％及び
０．４重量％であって、硼化物が０．１５重量％と多い
ため、引張強度及び破断伸びともに低い。
【００１９】比較例９では、凝固時の最大冷却速度が３
０℃／秒と小さいため、図２より明らかに図１の実施例
１に比べて結晶粒が粗大化し、その結果引張強度及び破
断伸びともに低い。そして比較例１０では、凝固時の最
大冷却速度が３５０℃／秒と大きいため、破断伸びが著
しく低くなっている。
０℃／秒と小さいため、図２より明らかに図１の実施例
１に比べて結晶粒が粗大化し、その結果引張強度及び破
断伸びともに低い。そして比較例１０では、凝固時の最
大冷却速度が３５０℃／秒と大きいため、破断伸びが著
しく低くなっている。
【００２０】また実施例１と比較例９では、各元素組成
はほとんど同等であるが冷却速度が実施例１は１００℃
／秒であるのに対し比較例９は３０℃／秒と小さい。一
方、図１と図２を比較すると、図１の実施例１の方が図
２の比較例９に比べて結晶粒が細かく図２は結晶粒が粗
大化していることがわかる。つまり、冷却速度により結
晶粒の大きさが大きく異なることが明らかであり、冷却
速度が大きいほど微細な結晶が得られていることが明ら
かである。
はほとんど同等であるが冷却速度が実施例１は１００℃
／秒であるのに対し比較例９は３０℃／秒と小さい。一
方、図１と図２を比較すると、図１の実施例１の方が図
２の比較例９に比べて結晶粒が細かく図２は結晶粒が粗
大化していることがわかる。つまり、冷却速度により結
晶粒の大きさが大きく異なることが明らかであり、冷却
速度が大きいほど微細な結晶が得られていることが明ら
かである。
【００２１】
【発明の効果】すなわち本発明の鋳造アルミニウム合金
によれば、金型内にて所定の冷却速度で冷却するだけ
で、鋳造した鋳放し状態のままで展伸材なみの高強度・
高靭性となるので、塑性加工や熱処理が不要となり極め
て安価である。そして本発明の鋳造アルミニウム合金の
製造方法によれば、各元素の組成比率を特定範囲とし、
最大冷却速度を特定の範囲に調節して鋳造するだけでよ
いので、極めて容易にかつ確実に高強度・高靭性の鋳造
品を製造することができる。
によれば、金型内にて所定の冷却速度で冷却するだけ
で、鋳造した鋳放し状態のままで展伸材なみの高強度・
高靭性となるので、塑性加工や熱処理が不要となり極め
て安価である。そして本発明の鋳造アルミニウム合金の
製造方法によれば、各元素の組成比率を特定範囲とし、
最大冷却速度を特定の範囲に調節して鋳造するだけでよ
いので、極めて容易にかつ確実に高強度・高靭性の鋳造
品を製造することができる。
【図１】 本発明の実施例１の鋳造アルミニウム合金の
結晶構造を示す光学顕微鏡写真図である。
結晶構造を示す光学顕微鏡写真図である。
【図２】 本発明の比較例９の鋳造アルミニウム合金の
結晶構造を示す光学顕微鏡写真図である。
結晶構造を示す光学顕微鏡写真図である。
【図３】 本発明の一実施例で用いた金型の断面図であ
る。
る。
【図４】 本発明の一実施例で鋳造された鋳造品からの
試験片取り出し位置を示す説明図である。
試験片取り出し位置を示す説明図である。
１：金型 ２：鋳造品 １
０：キャビティ １１：最深部 ２１：引張試験片
０：キャビティ １１：最深部 ２１：引張試験片
Claims (2)
- 【請求項１】 マグネシウム（Ｍｇ）３〜５重量％、亜
鉛（Ｚｎ）３〜５重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３〜
１．０重量％、硼素（Ｂ）０．００５〜０．０６重量
％、チタン（Ｔｉ），ジルコニウム（Ｚｒ），クロム
（Ｃｒ）及びバナジウム（Ｖ）から選ばれる元素０．０
５〜０．８重量％、残部アルミニウム（Ａｌ）及び不可
避の不純物からなり、マトリクス中にチタン（Ｔｉ），
ジルコニウム（Ｚｒ），クロム（Ｃｒ）及びバナジウム
（Ｖ）から選ばれる元素の微細な硼化物粒子が０．０１
〜０．１体積％均一に分散していることを特徴とする高
強度高靱性鋳造アルミニウム合金。 - 【請求項２】 マグネシウム（Ｍｇ）３〜５重量％、亜
鉛（Ｚｎ）３〜５重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３〜
１．０重量％、硼素（Ｂ）０．００５〜０．０６重量
％、チタン（Ｔｉ），ジルコニウム（Ｚｒ），クロム
（Ｃｒ）及びバナジウム（Ｖ）から選ばれる元素０．０
５〜０．８重量％、残部アルミニウム（Ａｌ）となるよ
うに材料の組成を調整し、 該組成の材料を溶解し、その溶湯を金型に注湯し、その
後液相と固相の間の最大冷却速度が５０〜３００℃／秒
となる冷却速度で凝固させて鋳造することを特徴とする
高強度高靱性鋳造アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15593894A JPH0820832A (ja) | 1994-07-07 | 1994-07-07 | 高強度高靱性鋳造アルミニウム合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15593894A JPH0820832A (ja) | 1994-07-07 | 1994-07-07 | 高強度高靱性鋳造アルミニウム合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0820832A true JPH0820832A (ja) | 1996-01-23 |
Family
ID=15616806
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15593894A Pending JPH0820832A (ja) | 1994-07-07 | 1994-07-07 | 高強度高靱性鋳造アルミニウム合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0820832A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100703130B1 (ko) * | 2005-06-24 | 2007-04-06 | 한국기계연구원 | 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법 |
| CN102328065A (zh) * | 2011-07-20 | 2012-01-25 | 辽宁忠旺集团有限公司 | Φ582mm的7075铝合金圆棒的热顶铸造工艺 |
-
1994
- 1994-07-07 JP JP15593894A patent/JPH0820832A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100703130B1 (ko) * | 2005-06-24 | 2007-04-06 | 한국기계연구원 | 비열처리형 고연성 알루미늄 주조합금 및 그 제조방법 |
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