JPH0931615A - 耐ＳＣＣ性及び耳率に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法 - Google Patents
耐ＳＣＣ性及び耳率に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法Info
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- JPH0931615A JPH0931615A JP7201651A JP20165195A JPH0931615A JP H0931615 A JPH0931615 A JP H0931615A JP 7201651 A JP7201651 A JP 7201651A JP 20165195 A JP20165195 A JP 20165195A JP H0931615 A JPH0931615 A JP H0931615A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐応力腐食割れ性に優れかつ耳率の小さいＡ
ｌ−Ｍｇ系合金を得る。 【構成】 Ｍｇ：０．５〜８ｗｔ％を含有し、さらにＭ
ｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２ｗ
ｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２ｗｔ％のうち少なくとも
１種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる
Ａｌ−Ｍｇ系合金を、圧延及び圧延終了温度が８０〜２
００℃で温間圧延する。
ｌ−Ｍｇ系合金を得る。 【構成】 Ｍｇ：０．５〜８ｗｔ％を含有し、さらにＭ
ｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２ｗ
ｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２ｗｔ％のうち少なくとも
１種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる
Ａｌ−Ｍｇ系合金を、圧延及び圧延終了温度が８０〜２
００℃で温間圧延する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐応力腐食割れ性
（以下、耐ＳＣＣ性という）及び耳率に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ系合金の製造方法に関する。
（以下、耐ＳＣＣ性という）及び耳率に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ系合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ａｌ−Ｍｇ系合金は、溶接性、耐食性、
成形性に優れるため、調理器具、一般用器物、高級器
物、車両用材、船舶用材、圧力容器、缶材、燃料タンク
等に使用されているが、このＡｌ−Ｍｇ系合金を応力が
負荷された状態で長時間使用する場合、応力腐食割れが
発生するという問題がある。
成形性に優れるため、調理器具、一般用器物、高級器
物、車両用材、船舶用材、圧力容器、缶材、燃料タンク
等に使用されているが、このＡｌ−Ｍｇ系合金を応力が
負荷された状態で長時間使用する場合、応力腐食割れが
発生するという問題がある。
【０００３】この応力腐食割れを防止する方法として、
従来より冷間圧延後２０４℃〜２７４℃で２時間以上保
持する熱処理が行われている。この熱処理は、β相を粒
内に均一に分散させることで、応力腐食割れの原因とな
るβ相の粒界への析出を防止しようとするものだが、こ
の方法では熱処理温度が高いため強度が低下し、熱処理
後再度冷間圧延を必要とするという問題があるととも
に、耳率が大きくなるという問題がある。さらに、熱処
理温度が高いことにより表面が酸化され、熱処理後表面
処理を行う必要もあり、その分、工程が増加するという
問題もある。
従来より冷間圧延後２０４℃〜２７４℃で２時間以上保
持する熱処理が行われている。この熱処理は、β相を粒
内に均一に分散させることで、応力腐食割れの原因とな
るβ相の粒界への析出を防止しようとするものだが、こ
の方法では熱処理温度が高いため強度が低下し、熱処理
後再度冷間圧延を必要とするという問題があるととも
に、耳率が大きくなるという問題がある。さらに、熱処
理温度が高いことにより表面が酸化され、熱処理後表面
処理を行う必要もあり、その分、工程が増加するという
問題もある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は従来技術のか
かる問題点に鑑みてなされたものであり、冷間圧延後の
熱処理による強度低下や表面酸化の問題がなく、また耳
率も大きくなることのない耐ＳＣＣ性及び耳率に優れた
Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造方法を提供することを目的とす
る。
かる問題点に鑑みてなされたものであり、冷間圧延後の
熱処理による強度低下や表面酸化の問題がなく、また耳
率も大きくなることのない耐ＳＣＣ性及び耳率に優れた
Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる耐ＳＣＣ
性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法は、Ｍｇ：０．
５〜８ｗｔ％を含有し、さらにＭｎ：０．１〜０．５ｗ
ｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５
〜０．２ｗｔ％のうち少なくとも１種を含有し、残部が
Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系合金、上
記合金成分に加えさらにＣｕ：０．０２〜１．０ｗｔ
％、Ｚｎ：０．１〜２．０ｗｔ％のうち少なくとも１種
を含有するＡｌ−Ｍｇ系合金、又はそれらに加えさらに
Ｔｉ：０．００１〜０．０５ｗｔ％を含有するＡｌ−Ｍ
ｇ系合金を、圧延及び圧延終了温度が８０〜２００℃で
温間圧延し、耐ＳＣＣ性および耳率を向上させたことを
特徴とする。
性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法は、Ｍｇ：０．
５〜８ｗｔ％を含有し、さらにＭｎ：０．１〜０．５ｗ
ｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５
〜０．２ｗｔ％のうち少なくとも１種を含有し、残部が
Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系合金、上
記合金成分に加えさらにＣｕ：０．０２〜１．０ｗｔ
％、Ｚｎ：０．１〜２．０ｗｔ％のうち少なくとも１種
を含有するＡｌ−Ｍｇ系合金、又はそれらに加えさらに
Ｔｉ：０．００１〜０．０５ｗｔ％を含有するＡｌ−Ｍ
ｇ系合金を、圧延及び圧延終了温度が８０〜２００℃で
温間圧延し、耐ＳＣＣ性および耳率を向上させたことを
特徴とする。
【０００６】以下、本発明におけるＡｌ−Ｍｇ系合金の
成分限定理由と、温間圧延における圧延及び圧延終了温
度の限定理由について説明する。
成分限定理由と、温間圧延における圧延及び圧延終了温
度の限定理由について説明する。
【０００７】＜Ｍｇ＞Ｍｇ含有量が０．５ｗｔ％未満で
は成形性には優れるが、強度不足となる。一方、Ｍｇ含
有量が８ｗｔ％を超える合金では耐ＳＣＣ性および耐食
性が低下するとともに価格も上昇する。このため、Ｍｇ
含有量は０．５〜８ｗｔ％とする。
は成形性には優れるが、強度不足となる。一方、Ｍｇ含
有量が８ｗｔ％を超える合金では耐ＳＣＣ性および耐食
性が低下するとともに価格も上昇する。このため、Ｍｇ
含有量は０．５〜８ｗｔ％とする。
【０００８】＜Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ＞Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは
いずれも結晶粒を微細化し、伸びおよび成形性を向上さ
せる効果がある。しかし、これらの成分の含有量がそれ
ぞれ０．１ｗｔ％未満、０．０５ｗｔ％未満、０．０５
ｗｔ％未満ではその効果は十分でなく、一方、それぞれ
０．５ｗｔ％、０．２ｗｔ％、０．２ｗｔ％を超える
と、微細化効果が飽和するとともに伸び及び成形性が低
下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜０．５ｗｔ
％、Ｃｒ含有量は０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ含有量
は０．０５〜０．２ｗｔ％とし、これらの元素から選択
された１種または２種以上の元素を添加する。
いずれも結晶粒を微細化し、伸びおよび成形性を向上さ
せる効果がある。しかし、これらの成分の含有量がそれ
ぞれ０．１ｗｔ％未満、０．０５ｗｔ％未満、０．０５
ｗｔ％未満ではその効果は十分でなく、一方、それぞれ
０．５ｗｔ％、０．２ｗｔ％、０．２ｗｔ％を超える
と、微細化効果が飽和するとともに伸び及び成形性が低
下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜０．５ｗｔ
％、Ｃｒ含有量は０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ含有量
は０．０５〜０．２ｗｔ％とし、これらの元素から選択
された１種または２種以上の元素を添加する。
【０００９】＜Ｃｕ、Ｚｎ＞Ｃｕ及びＺｎはいずれもＡ
ｌ合金の強度を向上させる効果がある。しかし、これら
の成分の含有量がそれぞれ０．０２ｗｔ％未満、０．１
ｗｔ％未満ではその効果が少なく、いっぽう、それぞれ
１．０ｗｔ％、２．０ｗｔ％を超えると強度は向上する
が、常温時効性が大きくなり過ぎ、出荷後の強度変化を
生じるとともに、耐食性も低下する。したがって、Ｃｕ
含有量は０．０２〜１．０ｗｔ％、Ｚｎ含有量は０．１
〜２．０ｗｔ％とする。
ｌ合金の強度を向上させる効果がある。しかし、これら
の成分の含有量がそれぞれ０．０２ｗｔ％未満、０．１
ｗｔ％未満ではその効果が少なく、いっぽう、それぞれ
１．０ｗｔ％、２．０ｗｔ％を超えると強度は向上する
が、常温時効性が大きくなり過ぎ、出荷後の強度変化を
生じるとともに、耐食性も低下する。したがって、Ｃｕ
含有量は０．０２〜１．０ｗｔ％、Ｚｎ含有量は０．１
〜２．０ｗｔ％とする。
【００１０】＜Ｔｉ＞ＴｉはＡｌ合金鋳塊中の結晶粒を
微細化する効果がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．００
１ｗｔ％未満ではその効果は十分でなく、０．０５ｗｔ
％を超えるとその効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含
有量は０．００１〜０．０５ｗｔ％とする。
微細化する効果がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．００
１ｗｔ％未満ではその効果は十分でなく、０．０５ｗｔ
％を超えるとその効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含
有量は０．００１〜０．０５ｗｔ％とする。
【００１１】＜圧延及び圧延終了温度＞圧延及び圧延終
了温度は耐ＳＣＣ性に大きく影響を及ぼす。本発明にお
いては、圧延及び圧延終了温度を従来の冷間圧延より高
くしたことで、圧延により増殖した転位へのβ相の析出
が促進され、粒界に析出するβ相の量が減少し、耐ＳＣ
Ｃ性が向上する。なお、本発明において圧延及び圧延終
了温度とは、圧延中及び圧延直後の材料の温度を意味す
る。
了温度は耐ＳＣＣ性に大きく影響を及ぼす。本発明にお
いては、圧延及び圧延終了温度を従来の冷間圧延より高
くしたことで、圧延により増殖した転位へのβ相の析出
が促進され、粒界に析出するβ相の量が減少し、耐ＳＣ
Ｃ性が向上する。なお、本発明において圧延及び圧延終
了温度とは、圧延中及び圧延直後の材料の温度を意味す
る。
【００１２】この温度が８０℃未満では、耳率が大きく
なると同時に、転位密度が増加して強度が高くなり過
ぎ、所望の強度にするため焼純を必要とするようにな
る。しかし、この焼純を行うと組織が回復し粒界が明瞭
となるため、β相が粒界に優先的に析出し耐ＳＣＣ性を
低下させる。また、２００℃を超えると再結晶組織とな
るため、粒界のβ相析出密度が高くなり、耐ＳＣＣ性が
低下する。また、転位密度の減少により強度低下も生じ
ると同時に、４５°方向の集合組織の発達が遅れるた
め、０°、１８０°方向の耳が大きくなる。したがっ
て、圧延および圧延終了温度は８０〜２００℃とする。
なると同時に、転位密度が増加して強度が高くなり過
ぎ、所望の強度にするため焼純を必要とするようにな
る。しかし、この焼純を行うと組織が回復し粒界が明瞭
となるため、β相が粒界に優先的に析出し耐ＳＣＣ性を
低下させる。また、２００℃を超えると再結晶組織とな
るため、粒界のβ相析出密度が高くなり、耐ＳＣＣ性が
低下する。また、転位密度の減少により強度低下も生じ
ると同時に、４５°方向の集合組織の発達が遅れるた
め、０°、１８０°方向の耳が大きくなる。したがっ
て、圧延および圧延終了温度は８０〜２００℃とする。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明における温間圧延は、Ａｌ
−Ｍｇ系合金の一連の製造工程の最終段階において施さ
れる。温間圧延における圧延及び圧延終了温度を上記の
範囲内に制御する手段としては、例えばロール加熱によ
る方法、及び／又は、圧下による発熱を利用する方法が
挙げられる。
−Ｍｇ系合金の一連の製造工程の最終段階において施さ
れる。温間圧延における圧延及び圧延終了温度を上記の
範囲内に制御する手段としては、例えばロール加熱によ
る方法、及び／又は、圧下による発熱を利用する方法が
挙げられる。
【００１４】Ａｌ−Ｍｇ系合金に対し本発明を適用した
場合の製造工程の代表的なものは、鋳塊を均熱化処理
（ｅｘ．４５０〜５００℃×４Ｈｒ）、熱間圧延（ｅ
ｘ．圧延開始温度４５０〜５５０℃、最終板厚１〜４ｍ
ｍ）、次いで上記条件下で温間圧延するというものであ
り、必要に応じて温間圧延の前に冷間圧延が施される。
なお、冷間圧延に引き続き温間圧延を施す場合、温間圧
延の圧下率を大きめに設定することで、外部加熱を要す
ることなく圧延及び圧延終了温度を上記の範囲内に制御
することができる。一例を挙げれば、冷間圧延の圧下率
を例えば４０％としたとき、温間圧延の圧下率を５０〜
８０％とすればよい。
場合の製造工程の代表的なものは、鋳塊を均熱化処理
（ｅｘ．４５０〜５００℃×４Ｈｒ）、熱間圧延（ｅ
ｘ．圧延開始温度４５０〜５５０℃、最終板厚１〜４ｍ
ｍ）、次いで上記条件下で温間圧延するというものであ
り、必要に応じて温間圧延の前に冷間圧延が施される。
なお、冷間圧延に引き続き温間圧延を施す場合、温間圧
延の圧下率を大きめに設定することで、外部加熱を要す
ることなく圧延及び圧延終了温度を上記の範囲内に制御
することができる。一例を挙げれば、冷間圧延の圧下率
を例えば４０％としたとき、温間圧延の圧下率を５０〜
８０％とすればよい。
【００１５】
【実施例】次に、本発明の実施例についてその比較例と
比較して説明する。まず、表１に示す組成のＡｌ合金を
板厚５０ｍｍの金型に鋳造した後、５１０℃×４ｈの均
質化処理を施した。次に板厚３．５ｍｍまで熱間圧延を
行った後、１パス目で板厚１．１ｍｍまで圧延し、２パ
ス目で板厚０．２８５ｍｍまで圧延した。なお、１パス
目は通常の冷間圧延とし、２パス目では、ロール加熱を
行い、圧延及び圧延終了温度が５０〜２２０℃になるよ
うに調整し、供試材とした。表１にはその圧延終了温度
をあわせて示す。
比較して説明する。まず、表１に示す組成のＡｌ合金を
板厚５０ｍｍの金型に鋳造した後、５１０℃×４ｈの均
質化処理を施した。次に板厚３．５ｍｍまで熱間圧延を
行った後、１パス目で板厚１．１ｍｍまで圧延し、２パ
ス目で板厚０．２８５ｍｍまで圧延した。なお、１パス
目は通常の冷間圧延とし、２パス目では、ロール加熱を
行い、圧延及び圧延終了温度が５０〜２２０℃になるよ
うに調整し、供試材とした。表１にはその圧延終了温度
をあわせて示す。
【００１６】
【表１】
【００１７】得られた供試材のうち本発明材Ｎｏ．２及
び比較材Ｎｏ．１１について、その金属組織の顕微鏡写
真を図１（ａ）、（ｂ）に示す。
び比較材Ｎｏ．１１について、その金属組織の顕微鏡写
真を図１（ａ）、（ｂ）に示す。
【００１８】また、得られた供試材について、引張特
性、耳率、耐ＳＣＣ性、及び耐食性を下記の要領で測定
し、その結果を表２に示す。 引張特性：評点間距離１８．６ｍｍ、板幅１２ｍｍ、板
厚０．２８５ｍｍのＪＩＳ７号試験片を用い、引張速度
３ｍｍ／ｍｉｎにて引張試験を行い、その耐力を測定し
た。 耳率：エリクセン試験機を使用し、φ４０ｍｍのパンチ
を用いて、絞り率４０％時の０度、４５度、９０度方向
の耳率を測定し、最も大きい耳率の値を表１に記載し
た。 耐ＳＣＣ性は通電法（電流密度：６．２ｍＡ／ｃｍ2、
電解液：３．５％ＮａＣｌ水溶液）で行い、通電後１０
００分までの表面割れの有無により、割れなしを○、割
れ有りを×と評価した。耐食性は、表面積１０００ｍｍ
2の試料を用いて塩水噴霧試験を行い、１０００時間後
の重量減少量を測定し、重量減少量５ｍｇ未満を○、５
ｍｇ以上を×と評価した。
性、耳率、耐ＳＣＣ性、及び耐食性を下記の要領で測定
し、その結果を表２に示す。 引張特性：評点間距離１８．６ｍｍ、板幅１２ｍｍ、板
厚０．２８５ｍｍのＪＩＳ７号試験片を用い、引張速度
３ｍｍ／ｍｉｎにて引張試験を行い、その耐力を測定し
た。 耳率：エリクセン試験機を使用し、φ４０ｍｍのパンチ
を用いて、絞り率４０％時の０度、４５度、９０度方向
の耳率を測定し、最も大きい耳率の値を表１に記載し
た。 耐ＳＣＣ性は通電法（電流密度：６．２ｍＡ／ｃｍ2、
電解液：３．５％ＮａＣｌ水溶液）で行い、通電後１０
００分までの表面割れの有無により、割れなしを○、割
れ有りを×と評価した。耐食性は、表面積１０００ｍｍ
2の試料を用いて塩水噴霧試験を行い、１０００時間後
の重量減少量を測定し、重量減少量５ｍｇ未満を○、５
ｍｇ以上を×と評価した。
【００１９】
【表２】
【００２０】表２の試験結果をみると、組成及び圧延終
了温度が本発明の範囲内にある本発明材Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．８は、図１（ａ）に示すように結晶粒が微細化して
おり、強度が高く、耳率が小さく、耐ＳＣＣ性及び耐食
性にも優れている。
了温度が本発明の範囲内にある本発明材Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．８は、図１（ａ）に示すように結晶粒が微細化して
おり、強度が高く、耳率が小さく、耐ＳＣＣ性及び耐食
性にも優れている。
【００２１】一方、比較材Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１８は組成
又は圧延終了温度が本発明で規定する範囲外のものであ
る。比較材Ｎｏ．９は耳率が小さく、耐ＳＣＣ性及び耐
食性もよいが、Ｍｇ含有量が０．５ｗｔ％未満であるた
め、強度が低くなっている。比較材Ｎｏ．１０はＭｇ含
有量が８ｗｔ％を超えているため、耐ＳＣＣ性及び耐食
性が低下している。比較材Ｎｏ．１１はＭｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒのいずれも含有していないため、図１（ｂ）に示すよ
うに結晶粒が粗大化し、耐ＳＣＣ性が低下している。比
較材Ｎｏ．１２は圧延終了温度が８０℃未満であるた
め、耳率が大きく耐ＳＣＣ性も低下している。比較材Ｎ
ｏ．１３は圧延終了温度が２００℃を超えているため、
強度及び耐ＳＣＣ性が低下すると同時に耳率も大きくな
っている。比較材Ｎｏ．１４、１５はＣｕ又はＺｎ含有
量がそれぞれ１．０ｗｔ％、２．０ｗｔ％を超えている
ため、耐食性が低下している。比較材Ｎｏ．１６〜１８
はＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒがそれぞれ０．５ｗｔ％、０．２ｗ
ｔ％、０．２ｗｔ％を超えているため、成形性が低下
し、割れが生じている。
又は圧延終了温度が本発明で規定する範囲外のものであ
る。比較材Ｎｏ．９は耳率が小さく、耐ＳＣＣ性及び耐
食性もよいが、Ｍｇ含有量が０．５ｗｔ％未満であるた
め、強度が低くなっている。比較材Ｎｏ．１０はＭｇ含
有量が８ｗｔ％を超えているため、耐ＳＣＣ性及び耐食
性が低下している。比較材Ｎｏ．１１はＭｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒのいずれも含有していないため、図１（ｂ）に示すよ
うに結晶粒が粗大化し、耐ＳＣＣ性が低下している。比
較材Ｎｏ．１２は圧延終了温度が８０℃未満であるた
め、耳率が大きく耐ＳＣＣ性も低下している。比較材Ｎ
ｏ．１３は圧延終了温度が２００℃を超えているため、
強度及び耐ＳＣＣ性が低下すると同時に耳率も大きくな
っている。比較材Ｎｏ．１４、１５はＣｕ又はＺｎ含有
量がそれぞれ１．０ｗｔ％、２．０ｗｔ％を超えている
ため、耐食性が低下している。比較材Ｎｏ．１６〜１８
はＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒがそれぞれ０．５ｗｔ％、０．２ｗ
ｔ％、０．２ｗｔ％を超えているため、成形性が低下
し、割れが生じている。
【００２２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
所定量のＭｇと、Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒから選択された１
又は２以上の元素、さらに必要に応じてＣｕ、Ｚｎ、Ｔ
ｉ等を含有するＡｌ−Ｍｇ系合金を所定の温度条件で温
間圧延することにより、耐ＳＣＣ性及び耳率に優れたＡ
ｌ−Ｍｇ系合金を得ることができる。
所定量のＭｇと、Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒから選択された１
又は２以上の元素、さらに必要に応じてＣｕ、Ｚｎ、Ｔ
ｉ等を含有するＡｌ−Ｍｇ系合金を所定の温度条件で温
間圧延することにより、耐ＳＣＣ性及び耳率に優れたＡ
ｌ−Ｍｇ系合金を得ることができる。
【図１】（ａ）は本発明材（Ｎｏ．２）、（ｂ）は比較
材（Ｎｏ．１１）の金属組織を同倍率で示す図（顕微鏡
写真）である。
材（Ｎｏ．１１）の金属組織を同倍率で示す図（顕微鏡
写真）である。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｍｇ：０．５〜８ｗｔ％を含有し、さら
にＭｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．
２ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２ｗｔ％のうち少なく
とも１種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物から
なるＡｌ−Ｍｇ系合金を、圧延及び圧延終了温度が８０
〜２００℃で温間圧延することを特徴とする耐ＳＣＣ性
および耳率に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法。 - 【請求項２】 さらにＣｕ：０．０２〜１．０ｗｔ％、
Ｚｎ：０．１〜２．０ｗｔ％のうち少なくとも１種を含
有する請求項１に記載されたＡｌ−Ｍｇ系合金を、圧延
および圧延終了温度が８０〜２００℃で温間圧延するこ
とを特徴とする耐ＳＣＣ性および耳率に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ系合金の製造方法。 - 【請求項３】 さらにＴｉ：０．００１〜０．０５ｗｔ
％を含有する請求項１又は２に記載されたＡｌ−Ｍｇ系
合金を、圧延および圧延終了温度が８０〜２００℃で温
間圧延することを特徴とする耐ＳＣＣ性および耳率に優
れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7201651A JPH0931615A (ja) | 1995-07-14 | 1995-07-14 | 耐ＳＣＣ性及び耳率に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7201651A JPH0931615A (ja) | 1995-07-14 | 1995-07-14 | 耐ＳＣＣ性及び耳率に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0931615A true JPH0931615A (ja) | 1997-02-04 |
Family
ID=16444631
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7201651A Pending JPH0931615A (ja) | 1995-07-14 | 1995-07-14 | 耐ＳＣＣ性及び耳率に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0931615A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20040042330A (ko) * | 2002-11-14 | 2004-05-20 | 학교법인고려중앙학원 | 성형성이 우수한 고강도 알루미늄 합금판재의 제조방법 |
| DE10231437B4 (de) | 2001-08-10 | 2019-08-22 | Corus Aluminium N.V. | Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumknetlegierungsprodukts |
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|---|---|---|---|---|
| JPS5973012A (ja) * | 1982-10-18 | 1984-04-25 | Kurita Mach Mfg Co Ltd | フィルタプレスの濾板の濾過面間の間隙保持装置 |
| JPS60255123A (ja) * | 1984-05-29 | 1985-12-16 | Kurita Mach Mfg Co Ltd | 圧搾式フイルタ−プレス |
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