JPS59143040A - 溶接構造用Ａｌ合金 - Google Patents
溶接構造用Ａｌ合金Info
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- JPS59143040A JPS59143040A JP1721883A JP1721883A JPS59143040A JP S59143040 A JPS59143040 A JP S59143040A JP 1721883 A JP1721883 A JP 1721883A JP 1721883 A JP1721883 A JP 1721883A JP S59143040 A JPS59143040 A JP S59143040A
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- welded
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- weld
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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】
本発明は溶接構造用Ａ１合金に関し、さらに詳しくは、
溶接部の耐応力腐蝕割れ性及び耐層状腐蝕性に優れた高
強度ｌ容接構造用Ａ１合金に関する。
溶接部の耐応力腐蝕割れ性及び耐層状腐蝕性に優れた高
強度ｌ容接構造用Ａ１合金に関する。
従来よ’）ＡＩ−Ｚｌｌ−Ｍｇ系合金は、機械的性質お
よび溶接性が優れていることから、陸」二構造物に広く
多量に使用されている。
よび溶接性が優れていることから、陸」二構造物に広く
多量に使用されている。
このＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は溶接構造用Ａ１合金の中
では、最も強度か高い合金であるか、池の高力Ａ１合金
と同様に強度か高くなると、耐応力腐蝕割れ性か劣化す
る傾向を有している。そのため、いままでにも含有成分
及び成分割合や製造条もの改良か行なわれて、材料の平
行（Ｌ）方向及び直角（ＬＴ）方向の応力腐蝕割れか発
生することがなくなる状態にまで改良された。
では、最も強度か高い合金であるか、池の高力Ａ１合金
と同様に強度か高くなると、耐応力腐蝕割れ性か劣化す
る傾向を有している。そのため、いままでにも含有成分
及び成分割合や製造条もの改良か行なわれて、材料の平
行（Ｌ）方向及び直角（ＬＴ）方向の応力腐蝕割れか発
生することがなくなる状態にまで改良された。
しかしなから、溶接構造用側斜として使用する場合、溶
接部の近傍は溶接時の熱影響（二上って、再結晶による
結晶粒の粒状化、粒界への優先４１１出などの金属組織
の変化か起り、結晶粒形状及びゃ↑出状態に強く影響を
受ける応力腐蝕割れ及び調質の変化により発生する電位
差或いは溶オ゛ｆ金属とｆｉＪ材との電位差による層状
腐蝕力憚生し易くなる。
接部の近傍は溶接時の熱影響（二上って、再結晶による
結晶粒の粒状化、粒界への優先４１１出などの金属組織
の変化か起り、結晶粒形状及びゃ↑出状態に強く影響を
受ける応力腐蝕割れ及び調質の変化により発生する電位
差或いは溶オ゛ｆ金属とｆｉＪ材との電位差による層状
腐蝕力憚生し易くなる。
即ち、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は溶接描造用祠料として
使用する場合には、熱処理型合金であるために、溶接部
においては溶接熱の影響によって、再結晶による結晶粒
の粒状化及び再；容体化・急冷によｌ）固溶元素の析出
状態等の組織の変化が起る。
使用する場合には、熱処理型合金であるために、溶接部
においては溶接熱の影響によって、再結晶による結晶粒
の粒状化及び再；容体化・急冷によｌ）固溶元素の析出
状態等の組織の変化が起る。
この場合、溶接条件及び使用条件によっては、溶接止端
部に応力腐蝕割れが発生する可能性かあり、また、溶着
金属と母相との電位差、或いは、は材の中における溶接
熱影響部と非熱影響部との電位差を原因とする層状腐蝕
が発生する可能性があり、これらは何れも使用雰囲気と
の接触によりｑ生、進展するものである。これを第１図
により説明すると、従来における溶接部においては、母
材（）＼１−Ｚｎ Ｍｇ系合金）１を溶接して溶着金
属２を形成すると、上記に説明した理由により溶接止端
部３近傍には、熱影響部４か存在するので、このため、
止端部３イ・１近に応力腐蝕割れや層状病ＩＩ！ｌ！５
か発生する。
部に応力腐蝕割れが発生する可能性かあり、また、溶着
金属と母相との電位差、或いは、は材の中における溶接
熱影響部と非熱影響部との電位差を原因とする層状腐蝕
が発生する可能性があり、これらは何れも使用雰囲気と
の接触によりｑ生、進展するものである。これを第１図
により説明すると、従来における溶接部においては、母
材（）＼１−Ｚｎ Ｍｇ系合金）１を溶接して溶着金
属２を形成すると、上記に説明した理由により溶接止端
部３近傍には、熱影響部４か存在するので、このため、
止端部３イ・１近に応力腐蝕割れや層状病ＩＩ！ｌ！５
か発生する。
本発明は上記説明したように、優れた性質を有するＡＩ
−Ｚｎ−ｈ旬系合金の溶接部における種々の問題点を解
消したものであって、即ち、溶接部の耐応力腐蝕割れ性
及び耐層状腐蝕性を向上させた高強度溶接構造用Ａ１合
金を提供することにある。
−Ｚｎ−ｈ旬系合金の溶接部における種々の問題点を解
消したものであって、即ち、溶接部の耐応力腐蝕割れ性
及び耐層状腐蝕性を向上させた高強度溶接構造用Ａ１合
金を提供することにある。
本発明に係る溶接構造用Ａ１合金の特徴とするところは
、Ｚｎ３−８ｕｉｔ％、八りｇ ０．３−３ｗ１％、Ｔ
ｉ０．００５〜０．２田Ｌ％、Ｂ Ｏ，０００５〜０．
０５１％を含み、更に、Ｃｕ Ｏ，０３−０，５ｕｕＬ
％、ＡｇＯ，０３−０，５ＬＩＩ１％、Ｎ１０．０３〜
０．５１％、ＳｉＯ，２〜Ｑ、７ｕ＋ｔ％のうちから選
んだ１種又は２種以上、及び、Ｍｎ Ｏ，０５〜０．４
御１％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，４ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．
０５−０，２５ｕ＋Ｌ％のうちから選んだ１種又は２種
以上を含み、残部ノ＼１及び不純物からなるＡ１合金を
芯材とし、該芯材の表１Ｉｉｒに芯材よＩ）も；容融点
の高いＡｌ或いはＡ１合金をクランドしたことにある。
、Ｚｎ３−８ｕｉｔ％、八りｇ ０．３−３ｗ１％、Ｔ
ｉ０．００５〜０．２田Ｌ％、Ｂ Ｏ，０００５〜０．
０５１％を含み、更に、Ｃｕ Ｏ，０３−０，５ｕｕＬ
％、ＡｇＯ，０３−０，５ＬＩＩ１％、Ｎ１０．０３〜
０．５１％、ＳｉＯ，２〜Ｑ、７ｕ＋ｔ％のうちから選
んだ１種又は２種以上、及び、Ｍｎ Ｏ，０５〜０．４
御１％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，４ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．
０５−０，２５ｕ＋Ｌ％のうちから選んだ１種又は２種
以上を含み、残部ノ＼１及び不純物からなるＡ１合金を
芯材とし、該芯材の表１Ｉｉｒに芯材よＩ）も；容融点
の高いＡｌ或いはＡ１合金をクランドしたことにある。
本発明に係る溶接構造用Ａ１合金は、１、テ定の含有成
分及び成分割合の芯材表面（芯材の両面）に芯材より溶
融点の高いＡ１或いはＡ１合金をクラ／）りし、かつ、
溶接する際に溶接部における溶着金属の止端部かクラ・
／ド材の」−にくるようにする溶接継手を形成させるこ
とにより、熱影響部を外気雰囲気と遮断することによっ
て、溶接部の耐応力腐蝕割れ性及び耐層状腐蝕性を向上
させた材料であって、芯材より溶融点の高いＡ１或いは
Ａ１合金をクラッドすることによって、溶接部裏面の溶
は落ちを防ぎ溶接部外観の美麗な溶接継手を作ることが
でき、また、腐蝕条件が厳しい環境においては、芯材よ
り低電位の合金をクランド゛することにより芯材を保護
し、この場合、低電位の元素を含有させると効果が大き
くなる。これを１２図で説明すると、母相（本発明に係
る溶接構造用Ａ１合金の芯材）１の両面に、この芯材１
より溶融点の高いＡｌ或い１よＡ１合金のクラ／ド層６
を設け、溶接を行なってその溶着金属２の止端部７がク
ラッド層−６の上にくるようにすることにより、熱影響
部４が外気雰囲気と遮断されるので、上記した効果が期
イ寺できる。
分及び成分割合の芯材表面（芯材の両面）に芯材より溶
融点の高いＡ１或いはＡ１合金をクラ／）りし、かつ、
溶接する際に溶接部における溶着金属の止端部かクラ・
／ド材の」−にくるようにする溶接継手を形成させるこ
とにより、熱影響部を外気雰囲気と遮断することによっ
て、溶接部の耐応力腐蝕割れ性及び耐層状腐蝕性を向上
させた材料であって、芯材より溶融点の高いＡ１或いは
Ａ１合金をクラッドすることによって、溶接部裏面の溶
は落ちを防ぎ溶接部外観の美麗な溶接継手を作ることが
でき、また、腐蝕条件が厳しい環境においては、芯材よ
り低電位の合金をクランド゛することにより芯材を保護
し、この場合、低電位の元素を含有させると効果が大き
くなる。これを１２図で説明すると、母相（本発明に係
る溶接構造用Ａ１合金の芯材）１の両面に、この芯材１
より溶融点の高いＡｌ或い１よＡ１合金のクラ／ド層６
を設け、溶接を行なってその溶着金属２の止端部７がク
ラッド層−６の上にくるようにすることにより、熱影響
部４が外気雰囲気と遮断されるので、上記した効果が期
イ寺できる。
本発明に係る溶接構造用Ａ１合金について、含有成分及
び成分割合について説明する。
び成分割合について説明する。
Ｚｎは強度を向上させる最も重要な元素であり、含有量
が３ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られず、８１％を
越えて含有されると応力腐蝕割れが発生し易くなる。よ
って、Ｚｎ含有量は３・〜８ｕ＋Ｌ％とする。
が３ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られず、８１％を
越えて含有されると応力腐蝕割れが発生し易くなる。よ
って、Ｚｎ含有量は３・〜８ｕ＋Ｌ％とする。
ＭｇはＺｎと同様に強度向」二に重要な元素であヮ１、
含有量か０．３＋ｕｔ％未満では光分な強度が得られず
、また、３ｗｔ％を越えて含有さＪ”Ｌると応力腐蝕割
れが起り易くなる。よって、へη８含有量は０．３〜３
１％とする。
含有量か０．３＋ｕｔ％未満では光分な強度が得られず
、また、３ｗｔ％を越えて含有さＪ”Ｌると応力腐蝕割
れが起り易くなる。よって、へη８含有量は０．３〜３
１％とする。
Ｔｉ、Ｂは何れも製品の組織微細化のために重要な元素
であり、含有量かＴｉ ０．００５ＬＩＩＬ％未澗１及
びＢ ０．０００５未満では組織の微細化が充分て゛な
く、後工程におけるＭ凪Ｃｒ、Ｚｒの幼果を充分１こ発
Ｊ軍て゛きず、また、Ｔｉ ０．２ｕ＋Ｌ％及びＢ Ｏ
，０５ｕ＋１％を越えて含有されると巨大化合物か発生
する６１能性がある。よって、Ｔｉ含有量は０．００５
〜０．２ｕ＋Ｉ％及びＢ含有量は０．０００５〜０．０
５＋ｕｔ％とする。
であり、含有量かＴｉ ０．００５ＬＩＩＬ％未澗１及
びＢ ０．０００５未満では組織の微細化が充分て゛な
く、後工程におけるＭ凪Ｃｒ、Ｚｒの幼果を充分１こ発
Ｊ軍て゛きず、また、Ｔｉ ０．２ｕ＋Ｌ％及びＢ Ｏ
，０５ｕ＋１％を越えて含有されると巨大化合物か発生
する６１能性がある。よって、Ｔｉ含有量は０．００５
〜０．２ｕ＋Ｉ％及びＢ含有量は０．０００５〜０．０
５＋ｕｔ％とする。
Ｃ１１，Ａ Ｂ、Ｎｉ、Ｓｉは耐応力腐蝕割れ・ｉイ１
を着しく向上させる元素て゛あり、これら元素を１種又
は２種以上含有させるものであり、含有量が０（璽）、
０３ＷＬ％未満、Ａ、Ｈ０，０３ｕ＋ｔ％未満、Ｎｉ０
．０３ｕし％未満、Ｓｉ０．２…ｔ％未満ではこの効果
がなく、また、ＣＬＩ０．５１％、 Ａｇ Ｏ，５ｕ
＋Ｌ％、 Ｎｉ Ｏ，５！ＩＩＬ％、 Ｓｉ
Ｏ，７ｕ＋Ｌ％を越えて含有されると効果が飽和する。
を着しく向上させる元素て゛あり、これら元素を１種又
は２種以上含有させるものであり、含有量が０（璽）、
０３ＷＬ％未満、Ａ、Ｈ０，０３ｕ＋ｔ％未満、Ｎｉ０
．０３ｕし％未満、Ｓｉ０．２…ｔ％未満ではこの効果
がなく、また、ＣＬＩ０．５１％、 Ａｇ Ｏ，５ｕ
＋Ｌ％、 Ｎｉ Ｏ，５！ＩＩＬ％、 Ｓｉ
Ｏ，７ｕ＋Ｌ％を越えて含有されると効果が飽和する。
よって、Ｃｕ含有量は０．０３−０．５１１Ｉｔ％、Ａ
ｇ含有量は ０．０３−Ｑ、５ｕ＋Ｌ％、Ｎｉ含有量は
０．０３−０．５ｗＬ％、Ｓｉ含有量は０．２〜Ｑ、７
ｕ＋Ｌ％とする。
ｇ含有量は ０．０３−Ｑ、５ｕ＋Ｌ％、Ｎｉ含有量は
０．０３−０．５ｗＬ％、Ｓｉ含有量は０．２〜Ｑ、７
ｕ＋Ｌ％とする。
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは何れも組織安定のため必要な元素で
あり、均質化処理、熱間圧延の組合せによって結晶粒を
微細に制御するが、含有量がＭｕ Ｏ，０５ｕ＋ｔ％未
満、Ｃｒ Ｏ，０５ｕ＋ｔ％未満、Ｚｒ ０．０５ｕ＋
ｔ％未満ではこの効果か少なく、また、Ｍｎ０．４田Ｌ
％、ＣｒＯ，４ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，２５ｕ＋Ｌ％を越
えて含有されると、巨大化合物か発生する可能性がある
。よって、Ｎ４１１含有量は０．０５０．４ｕ＋Ｌ％、
Ｃｒ含有量は０．０５−０，４ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０
５−０，２！１ｏｕＬ％とする。
あり、均質化処理、熱間圧延の組合せによって結晶粒を
微細に制御するが、含有量がＭｕ Ｏ，０５ｕ＋ｔ％未
満、Ｃｒ Ｏ，０５ｕ＋ｔ％未満、Ｚｒ ０．０５ｕ＋
ｔ％未満ではこの効果か少なく、また、Ｍｎ０．４田Ｌ
％、ＣｒＯ，４ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，２５ｕ＋Ｌ％を越
えて含有されると、巨大化合物か発生する可能性がある
。よって、Ｎ４１１含有量は０．０５０．４ｕ＋Ｌ％、
Ｃｒ含有量は０．０５−０，４ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０
５−０，２！１ｏｕＬ％とする。
クラッドする材料は上記した芯材となるＡ１合金の（約
５８０〜６３０°Ｃ）より高い溶融点を有するＡＩ或い
はＡ１計金とし、例えば、１１００．１２３０．６００
３．６０５３．７０７２等の実用合金が適用され、これ
らを総称すると、Ｚｎ≦５．Ｏｕ＋ｔ％、Ｍｇ≦１．５
ｗＬ％、Ｆｅ≦１．０す４％、Ｓｉ≦３．（ｂｌＩＬ％
、Ｔｉ≦０−１５ｗｔ％、Ｂ≦０．１０＋ｌＩｔ％、Ｃ
ｕ≦０．２（ｌｕ’ｔ％のうちから選んだ１種又は２種
以上を含むＡ、ｌ或いはＡ１合金であって、芯材の含有
成分及び使用雰囲気により決定する。
５８０〜６３０°Ｃ）より高い溶融点を有するＡＩ或い
はＡ１計金とし、例えば、１１００．１２３０．６００
３．６０５３．７０７２等の実用合金が適用され、これ
らを総称すると、Ｚｎ≦５．Ｏｕ＋ｔ％、Ｍｇ≦１．５
ｗＬ％、Ｆｅ≦１．０す４％、Ｓｉ≦３．（ｂｌＩＬ％
、Ｔｉ≦０−１５ｗｔ％、Ｂ≦０．１０＋ｌＩｔ％、Ｃ
ｕ≦０．２（ｌｕ’ｔ％のうちから選んだ１種又は２種
以上を含むＡ、ｌ或いはＡ１合金であって、芯材の含有
成分及び使用雰囲気により決定する。
そして、これらの含有成分か上記含有量を越える場合に
は加工性が劣化し、かつ、クラ・ンドすることが困難と
なる。また、場合によっては、電位調整のためこの外の
低電位の元素を含んでもよい。
は加工性が劣化し、かつ、クラ・ンドすることが困難と
なる。また、場合によっては、電位調整のためこの外の
低電位の元素を含んでもよい。
芯材にクラツド材をクランドする方法はいがなる方法に
よってもよく、また、クランド層のＩｇさは片面の厚さ
か芯材の厚さの１０％以内とするのがよく、望ましい厚
さとしては、１〜５％とする。
よってもよく、また、クランド層のＩｇさは片面の厚さ
か芯材の厚さの１０％以内とするのがよく、望ましい厚
さとしては、１〜５％とする。
そして、クラッド層が薄過ぎると溶接時にクランド層が
溶融してしまい芯材が露出する可能性があり、逆にクラ
ンド層が厚過ぎると強度低下が著しく、クランド層に溶
接割れが発生し易くなる。従って、クラッド層の溶接割
れ防止には、Ｔｉ、Ｂを含有させて、結晶粒を微細化さ
せることが望ましνゝ。
溶融してしまい芯材が露出する可能性があり、逆にクラ
ンド層が厚過ぎると強度低下が著しく、クランド層に溶
接割れが発生し易くなる。従って、クラッド層の溶接割
れ防止には、Ｔｉ、Ｂを含有させて、結晶粒を微細化さ
せることが望ましνゝ。
次に、本発明に係る溶接構造用Ａ１合金の実施例を説明
する。
する。
実施例
第１表に示す含有成分、成分割合となるように、通常の
溶製法により溶製して鋳造して鋳塊を製造し、４５０°
ＣＸ２４時間のソーキングを行ない、冷却後クランド用
鋳塊を両面に重ねて、４００〜４５０°Ｃで熱間圧延を
行ない、クラツド率３％で厚さ１２ｍ＋ｎＬの板材を製
作した。この板材を４５０°ＣＸ３０分の溶体化処理後
水冷し、１２０°ＣＸ２４時間の時効処理を行なって供
試材とした。
溶製法により溶製して鋳造して鋳塊を製造し、４５０°
ＣＸ２４時間のソーキングを行ない、冷却後クランド用
鋳塊を両面に重ねて、４００〜４５０°Ｃで熱間圧延を
行ない、クラツド率３％で厚さ１２ｍ＋ｎＬの板材を製
作した。この板材を４５０°ＣＸ３０分の溶体化処理後
水冷し、１２０°ＣＸ２４時間の時効処理を行なって供
試材とした。
第２表に、溶接条件が、開先角度６０”、クランド率３
％（芯拐厚さ１２ｍｍ、クラッド層Ｑ 、 ４ ｍａｎ
）の板材を、電流２８０Ａ、電圧３０ＶでＭＩＧ溶接
を行ない、溶加材として５３５６合金を使用した場合の
、溶接部の性能を示す。
％（芯拐厚さ１２ｍｍ、クラッド層Ｑ 、 ４ ｍａｎ
）の板材を、電流２８０Ａ、電圧３０ＶでＭＩＧ溶接
を行ない、溶加材として５３５６合金を使用した場合の
、溶接部の性能を示す。
第２表から明らかであるが、本発明に係る溶接構造用Ａ
１合金は比較材に比して、耐応力腐蝕割れ性及び耐層状
腐蝕性が著しく優れており、また、クラツド率か大き過
ぎると強度低下が着しいことがわかる。
１合金は比較材に比して、耐応力腐蝕割れ性及び耐層状
腐蝕性が著しく優れており、また、クラツド率か大き過
ぎると強度低下が着しいことがわかる。
以上説明したように、本発明に係る溶接構造用ｌ＼１合
金は上記の構成を有しているから、溶接部の耐応力腐蝕
割れ性や耐層状腐蝕性が比較合金に比して格段に優れて
いるという効果を奏するものである。
金は上記の構成を有しているから、溶接部の耐応力腐蝕
割れ性や耐層状腐蝕性が比較合金に比して格段に優れて
いるという効果を奏するものである。
第１図は従来材料の溶接部の概略図、第２図は本発明に
係る溶接構造用Ａ１合金の溶接部の概略図である。 １〜母祠、２〜溶着金属、３．７〜止端部、１１〜熱影
響部、５へ・応力腐蝕割れ及び層状腐蝕発生域、６〜ク
ランド層、８〜遮断部。 予１ 図
係る溶接構造用Ａ１合金の溶接部の概略図である。 １〜母祠、２〜溶着金属、３．７〜止端部、１１〜熱影
響部、５へ・応力腐蝕割れ及び層状腐蝕発生域、６〜ク
ランド層、８〜遮断部。 予１ 図
Claims (1)
- Ｚｎ ３−８ｕｔ％、ＭＢ ００３−３ｗｔ％、Ｔｉ
０．００５−０．２１％、Ｂ Ｏ，０００５−０，０５
ｕ＋Ｌ％を含み、更に、ＣｕＯ，０３−（１，５ｕ＋ｔ
％、ＡＢ Ｏ，０３−０，５ｗＬ％、Ｎｉ Ｏ，０３−
０，５ｕ＋Ｌ％、Ｓｉ ０．２−０．７ｗＬ％のうちが
ら選んた１種又は２種以」払及び、Ｍｕ ０．０５−０
，４ｕ＋Ｌ％、ＣｒＯ，０５−０，４ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ
０．０５−０．２５ｕ＋ｔ％ノウチかう選んだ１種又は
２桶以」二を含み、残部ＡＩ及び不純物からなるＡ１合
金を芯材とし、該芯祠の表面に芯材よりも溶融点の高い
Ａ１或いはＡ１合金をクラッドしたことを特徴とする溶
接部の耐応カ塵、蝕割れ性及び膚ｊ）ｖｉ状腐蝕性を向
上させた高強度溶接構造ＪＩ Ａ １合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1721883A JPS59143040A (ja) | 1983-02-04 | 1983-02-04 | 溶接構造用Ａｌ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1721883A JPS59143040A (ja) | 1983-02-04 | 1983-02-04 | 溶接構造用Ａｌ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59143040A true JPS59143040A (ja) | 1984-08-16 |
| JPH0250186B2 JPH0250186B2 (ja) | 1990-11-01 |
Family
ID=11937798
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1721883A Granted JPS59143040A (ja) | 1983-02-04 | 1983-02-04 | 溶接構造用Ａｌ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59143040A (ja) |
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| US7226669B2 (en) * | 2003-08-29 | 2007-06-05 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | High strength aluminium alloy brazing sheet, brazed assembly and method for producing same |
| CN106868361A (zh) * | 2015-12-10 | 2017-06-20 | 华为技术有限公司 | 铝合金材料及应用该铝合金材料的外壳 |
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| JPS54109012A (en) * | 1978-02-14 | 1979-08-27 | Kobe Steel Ltd | A -zn-mg alloy for hollow extruded shapes with superior characteristics at its deposited part |
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-
1983
- 1983-02-04 JP JP1721883A patent/JPS59143040A/ja active Granted
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| JPH0250186B2 (ja) | 1990-11-01 |
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