JPS5941506B2 - 強度と成形性にすぐれた構造用アルミニウム合金の製造法 - Google Patents
強度と成形性にすぐれた構造用アルミニウム合金の製造法Info
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- JPS5941506B2 JPS5941506B2 JP10006479A JP10006479A JPS5941506B2 JP S5941506 B2 JPS5941506 B2 JP S5941506B2 JP 10006479 A JP10006479 A JP 10006479A JP 10006479 A JP10006479 A JP 10006479A JP S5941506 B2 JPS5941506 B2 JP S5941506B2
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は強度と成形性にすぐれた構造用Ａｄ−Ｍｇ系
合金の製造法に関するものである。
合金の製造法に関するものである。
従来Ａｌ−Ｍｇ系合金は耐食性、耐応力腐伴割れ性、溶
接性、強度等にすぐれているので車両、船舶等をはじめ
として溶接横材として広く使用されている。
接性、強度等にすぐれているので車両、船舶等をはじめ
として溶接横材として広く使用されている。
この系の千微的な合金としてはＡ、Ａ３０８３゜５０８
６、．５１５４．５４５４．５０５２等がある。
６、．５１５４．５４５４．５０５２等がある。
最近このようなＡｌ−Ｍｇ系強力アルミニウム合金厚板
をプレス、曲げ等の成形加工を行ない各種構造材として
使用する例が増加しているか、その際に原板の成形性が
問題になる場合が多い。
をプレス、曲げ等の成形加工を行ない各種構造材として
使用する例が増加しているか、その際に原板の成形性が
問題になる場合が多い。
特ＩＦ Ａ ｌ−Ｍ ｇ系構造用合金中で最も代表的な
合金であるＡ、Ａ３０８３３０８３合金工性が悪い欠点
がある。
合金であるＡ、Ａ３０８３３０８３合金工性が悪い欠点
がある。
また５０５２合金は成形性にすぐれているが、強度が低
いのか難へである。
いのか難へである。
また５４５４合金等は５０５２合金以上の強度を有し、
５０８３合金以上の強度を有し、５０８３合金以上の成
形性を有する合金であるが、結晶粒が微、拙で成形性に
すぐれた厚板の製造が難しいのか難点である。
５０８３合金以上の強度を有し、５０８３合金以上の成
形性を有する合金であるが、結晶粒が微、拙で成形性に
すぐれた厚板の製造が難しいのか難点である。
本発明はかかる背景のもとになさオｔたもので、耐食性
成形加Ｔ性、強度にすぐれた構、： １Ａｌ←Ｍｇ系
合金を得ることができる。
成形加Ｔ性、強度にすぐれた構、： １Ａｌ←Ｍｇ系
合金を得ることができる。
上記目的を達成するための本発明の做旨とするところは
、Ｍｇ ２〜５ ％、Ｍ ｎ ０．３〜］−，０％、Ｚ
ｒ００５〜０３係を必須成分として含み、心裏ニ応じて
Ｃｒ Ｏ，０５〜０．３ ％ 、Ｖ Ｏ，０３〜０．
２％、ＴｉＯ，０１〜０．２５％、Ｂ Ｏ，０００１〜
０．０’５％、ＣｕＯ，０５〜０．４％、ＢｅＯ，００
０１〜０．０５％のうち１種又は２種以上を含み、残り
Ａ４と不純物よりなる合金を４００〜５００°Ｃて４〜
４８ｈｒの均質化処理後に引続いて５２０〜５７０°Ｃ
で２〜３０ｈｒの均質化処理を行なうとともに、熱間圧
延終了温度を２００〜３５０°Ｃに制御して熱間圧延し
、その後２８０〜４６０℃で焼鈍軟化することを特徴と
するアルミニウム合金の製造法に関するものである。
、Ｍｇ ２〜５ ％、Ｍ ｎ ０．３〜］−，０％、Ｚ
ｒ００５〜０３係を必須成分として含み、心裏ニ応じて
Ｃｒ Ｏ，０５〜０．３ ％ 、Ｖ Ｏ，０３〜０．
２％、ＴｉＯ，０１〜０．２５％、Ｂ Ｏ，０００１〜
０．０’５％、ＣｕＯ，０５〜０．４％、ＢｅＯ，００
０１〜０．０５％のうち１種又は２種以上を含み、残り
Ａ４と不純物よりなる合金を４００〜５００°Ｃて４〜
４８ｈｒの均質化処理後に引続いて５２０〜５７０°Ｃ
で２〜３０ｈｒの均質化処理を行なうとともに、熱間圧
延終了温度を２００〜３５０°Ｃに制御して熱間圧延し
、その後２８０〜４６０℃で焼鈍軟化することを特徴と
するアルミニウム合金の製造法に関するものである。
本発明合金は自動車ホイールに最適である。
（成分限定理由）
Ｍｇ：ＭｇはＡＩ中゛に固溶し強度をＪ＠ｊＪＤさせる
か、２φ以下の場合には強度が低く、５係をこえると成
形性が悪くなる。
か、２φ以下の場合には強度が低く、５係をこえると成
形性が悪くなる。
従′つてＭｇは２〜５％とする。
Ｚｒ ：Ｚｒは再結晶粒を微細化し、成形性、強度等を
向上さぜる。
向上さぜる。
０，０５φ以下の場合にはこの効果が十分でなく、０．
３％をこえると巨大な金属間化合物が形成されるため、
成形性、靭性が低■する。
３％をこえると巨大な金属間化合物が形成されるため、
成形性、靭性が低■する。
従゛つてＺｒは０．０５〜０．３係とする。
Ｍｎ：Ｍｎは再結晶粒を微細化し、成形性、強度等が向
上する。
上する。
０３係以下の場合にはこの効果が十分でなく、１゜０４
以上鴫合には巨大な金属間化合′吻が形成されるため成
形性、靭性等が低下する。
以上鴫合には巨大な金属間化合′吻が形成されるため成
形性、靭性等が低下する。
従ってＭｎは０．３〜１０係とする。
Ｃｒ：Ｃｒ添加の効果はＭｎの場合と同じであり、下限
より少ない場合にはその効果が少なく上限をこえると巨
大な金属間化合物が生じるため成形性、靭性が（ｆｋ−
ドする。
より少ない場合にはその効果が少なく上限をこえると巨
大な金属間化合物が生じるため成形性、靭性が（ｆｋ−
ドする。
従ってＣｒは０．０５〜０．３Ｉ：ｌ）とする。
■：■添加の効果はＭｎと同じである。
下限より低いとその効果が十分でなく、上限をこえると
巨大な金属間化合物を生ずるため成形性、靭性が低下す
る。
巨大な金属間化合物を生ずるため成形性、靭性が低下す
る。
ＴｉｔＢ ： ０．０１〜０．２５％Ｔ ｉ、０．００
０１〜０．０５％Ｂの添加は鋳塊組織を微細化し、最終
製品の再結晶粒の微細化や成形性の向上の効果力場る。
０１〜０．０５％Ｂの添加は鋳塊組織を微細化し、最終
製品の再結晶粒の微細化や成形性の向上の効果力場る。
添加量が下限より少ないとその効果が十分でなく、上限
をこえる占巨大な金属間化合物を生じ成形性、靭性が低
下する。
をこえる占巨大な金属間化合物を生じ成形性、靭性が低
下する。
Ｃｕ：Ｃｕは強度、耐応力腐穐割れ性を改善するが、下
限より低い場合にはその効果が十分でなく、」」恨をこ
えると成形性を害するので好ましくない。
限より低い場合にはその効果が十分でなく、」」恨をこ
えると成形性を害するので好ましくない。
Ｂｅ：Ｂｅは鋳造訃、熱間加工性、溶接性等を改善する
か、下限より低い場合にはその効果十分でなく、上限を
こえると加工性を害し、毒性の点からも好ましくない。
か、下限より低い場合にはその効果十分でなく、上限を
こえると加工性を害し、毒性の点からも好ましくない。
従って０．０００１〜０，０５係とする。
なお不純物としてのＦｅ、Ｓｉは成形性、加工性、耐良
性等の蜆改よりそれぞれ０．９係以下とすることが望ま
しい。
性等の蜆改よりそれぞれ０．９係以下とすることが望ま
しい。
（製造法の限５・ご）
上記組成を有する合金を以下に述べる粥１］な製造工程
で製造することにより結晶粒の微細で成形性、耐性性、
強度等にすぐれた構造用Ａｌ−Ｍｇ系合金を得ることが
できる。
で製造することにより結晶粒の微細で成形性、耐性性、
強度等にすぐれた構造用Ａｌ−Ｍｇ系合金を得ることが
できる。
均質化処理：鋳塊は熱間圧延に先立ち十分な均質化処理
を行なう磨製かある。
を行なう磨製かある。
均質化処理の目的はＭｇ、Ｃｕ等のだ素を十分に固溶さ
せると共に、Ｚｒ 、Ｍｎ 、 Ｃｒ 、 Ｖ等の元素
を微細な金属間化合物として均一微細に析出させること
が重要である。
せると共に、Ｚｒ 、Ｍｎ 、 Ｃｒ 、 Ｖ等の元素
を微細な金属間化合物として均一微細に析出させること
が重要である。
均質化処理条件としてＣま第１段目を４００〜５００℃
で４〜４８ｈｒ、第２段目を５２０〜ｂ２〜３０ｈｒの
２段加熱処理を行なう必要かある。
で４〜４８ｈｒ、第２段目を５２０〜ｂ２〜３０ｈｒの
２段加熱処理を行なう必要かある。
第１段目の加熱はＭｇ 、Ｃｕ等を固溶させると共ＫＺ
ｒ ５Ｍｎ ｌ Ｃｒ ５Ｖ等の添加元素を金属間化合
物として完全に析出させることに目的がある。
ｒ ５Ｍｎ ｌ Ｃｒ ５Ｖ等の添加元素を金属間化合
物として完全に析出させることに目的がある。
Ｍｇ、Ｃｕ等の元素は４００〜５ｏｏ℃の温度でほぼ固
溶されるが、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ等の析出は４００〜
５００℃の温度域では不十分であり、結晶粒が微細で成
形性にすぐれた板を得るにはさらに高い温度で加熱を行
ないＺｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ等の微量添加元素を微細な金
属間化合物として完全に析出させる必要がある。
溶されるが、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ等の析出は４００〜
５００℃の温度域では不十分であり、結晶粒が微細で成
形性にすぐれた板を得るにはさらに高い温度で加熱を行
ないＺｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ等の微量添加元素を微細な金
属間化合物として完全に析出させる必要がある。
第２段目の高温加熱は５２０〜ｂ
３０ｈｒの加熱か必要とされる。
第１段目の加熱を省略して第２段目の高温加熱のみを行
なう場合には鋳塊が加熱時に共晶融解を生じることおよ
びＺｒ 、Ｍｎ 、Ｃｒ ２Ｖ等の析出が不十分なこと
等のため、結晶粒の微細で成形性、靭性等にすぐれた板
を製造することは困難である。
なう場合には鋳塊が加熱時に共晶融解を生じることおよ
びＺｒ 、Ｍｎ 、Ｃｒ ２Ｖ等の析出が不十分なこと
等のため、結晶粒の微細で成形性、靭性等にすぐれた板
を製造することは困難である。
第２段目の加熱については５２０℃以下では、Ｚｒ ｒ
Ｍｎ 、Ｃｒ 、Ｖ等の析出が不十分であり、５７０
’Ｃをこえると、２段加熱を行なっても鋳塊か共晶融解
を生ずるので好ましくない。
Ｍｎ 、Ｃｒ 、Ｖ等の析出が不十分であり、５７０
’Ｃをこえると、２段加熱を行なっても鋳塊か共晶融解
を生ずるので好ましくない。
従って均質化処理条件としては４００〜５００°Ｃ×２
〜４８ｈｒ→５２０〜５７０°Ｃ×２〜３０ｈｒの２段
加熱が必要とされる。
〜４８ｈｒ→５２０〜５７０°Ｃ×２〜３０ｈｒの２段
加熱が必要とされる。
熱間圧延： 熱間圧延は４００〜５４０℃の温度より開
始し、熱間圧延終了温度を２ ｉ’） ０〜３５０℃の
温度範囲に制御することが必要であり、特に熱間圧延終
了温度を精度よく管理することが重要である。
始し、熱間圧延終了温度を２ ｉ’） ０〜３５０℃の
温度範囲に制御することが必要であり、特に熱間圧延終
了温度を精度よく管理することが重要である。
熱間圧延終了温度が３５０°Ｃを超える場合には熱間圧
延中および熱間熱圧延終了後の冷却中に再結晶が生じ、
しかも再結晶が均一に進行しないため熱延上がり板の結
晶が粗大化したり、組織が不均一となるため、この板を
軟化した場合６・こは組織が均一で結晶粒が微細な焼鈍
板は得られない。
延中および熱間熱圧延終了後の冷却中に再結晶が生じ、
しかも再結晶が均一に進行しないため熱延上がり板の結
晶が粗大化したり、組織が不均一となるため、この板を
軟化した場合６・こは組織が均一で結晶粒が微細な焼鈍
板は得られない。
熱間圧延終了温度が２００°Ｃ以下の場合には、熱間圧
延に使用する下延浦が板表面に焼き付くため表面性状に
すぐれた板が得られない。
延に使用する下延浦が板表面に焼き付くため表面性状に
すぐれた板が得られない。
これに加えて熱延終了温度が２００°Ｃ以下の場合には
、熱延終了間際には熱間圧延というより温間あるいは冷
間下延的な圧延が行なわれることになり、しかも温間あ
るいは冷間圧延的な圧延による加工度が小さいため、熱
延上がり板は熱間および冷間王妃組織の混在した不均一
組織となる。
、熱延終了間際には熱間圧延というより温間あるいは冷
間下延的な圧延が行なわれることになり、しかも温間あ
るいは冷間圧延的な圧延による加工度が小さいため、熱
延上がり板は熱間および冷間王妃組織の混在した不均一
組織となる。
このような板を軟化により焼鈍板とした場合においても
組織の不均一性は解消されず、結晶粒が微細で成形性の
すぐれた板は得られない。
組織の不均一性は解消されず、結晶粒が微細で成形性の
すぐれた板は得られない。
従って熱間圧延終了時度を３５０〜２００°Ｃに制御す
る場合にのみ結晶粒が微細で成形性にすぐれた板が得ら
れる。
る場合にのみ結晶粒が微細で成形性にすぐれた板が得ら
れる。
焼鈍軟化： 最終軟化温度は２８０〜４６０’Ｃの範囲
で行なう必要がある。
で行なう必要がある。
軟化温度が下限未満の場合には完全に再結晶せず微細な
結晶粒が得られない。
結晶粒が得られない。
軟化温度が上限をこえると結晶粒が粗大化したり板面が
酸化により変色する問題がある。
酸化により変色する問題がある。
以上のように本発明合金の組成を上記の製法で製造する
場合にのみ結晶粒が微細で耐粂叶、強度等し・こすぐれ
た合金を得ることができる。
場合にのみ結晶粒が微細で耐粂叶、強度等し・こすぐれ
た合金を得ることができる。
実施例 １
第１表に示す組成の合金を溶解、鋳造後に４６０〜４８
０℃で１０ ｈｒの均質１に処理を行ない、続いて５５
０’Ｃで１２ｈｒの均質：゛ヒ処理を行ない、４８０〜
５００’Ｃより熱間圧延を開始し、３００ｍｍ厚より７
ｍｍ厚の板に圧延した。
０℃で１０ ｈｒの均質１に処理を行ない、続いて５５
０’Ｃで１２ｈｒの均質：゛ヒ処理を行ない、４８０〜
５００’Ｃより熱間圧延を開始し、３００ｍｍ厚より７
ｍｍ厚の板に圧延した。
熱間圧延終了時の温度は２２０°Ｃ〜２６０°Ｃの温度
範囲に制御した。
範囲に制御した。
上記の７ｍｍ板を４１０°ＣＸ１ｈｒ加熱した焼鈍板の
機械的性質と諸性能を第２表に示す。
機械的性質と諸性能を第２表に示す。
発明合金は強度にすぐれ、結晶粒も微細であり、成形性
にもすぐれているのは明らかである。
にもすぐれているのは明らかである。
比較例 １
上記のように本発明合金を本発明の工程により製造すれ
ば強度、成形性にすぐれた合金を得ることができるが、
熱延終了温度が本発明の限定範囲を超えると結晶粒の微
細な合金が得られないため、成形加工時に肌荒が生じた
り、成形性が低下する。
ば強度、成形性にすぐれた合金を得ることができるが、
熱延終了温度が本発明の限定範囲を超えると結晶粒の微
細な合金が得られないため、成形加工時に肌荒が生じた
り、成形性が低下する。
第３表には１例として第１表に示した代表的な合金につ
いて実施例１と同じ条件で圧延を行ない、熱延終了温度
のみを変化させた７ｍｍ厚の焼鈍板の諸性質を示したが
、結晶粒の微細な成形ａＣすぐれた板は得られない。
いて実施例１と同じ条件で圧延を行ない、熱延終了温度
のみを変化させた７ｍｍ厚の焼鈍板の諸性質を示したが
、結晶粒の微細な成形ａＣすぐれた板は得られない。
実施例 ２
第１表に示した代表的な合金について均質化処理条件の
影響について検討した。
影響について検討した。
合金１ 、３ 、７゜１２を第４表に示す条件で均質化
処理を行ない、４８０ ’Ｃ〜５００ ’Ｃより熱間圧
延を開始し、３００關厚より７ｍｍ厚の板に圧延した。
処理を行ない、４８０ ’Ｃ〜５００ ’Ｃより熱間圧
延を開始し、３００關厚より７ｍｍ厚の板に圧延した。
熱間圧延終了温度は２２０〜２６０°ＣＶ７Ｃ制御した
。
。
上記の板を４１０°Ｃ〜ｌｈｒの加熱により焼鈍板とし
た場合の機械的性質と諸性能を同じく第４表に示す。
た場合の機械的性質と諸性能を同じく第４表に示す。
４００°Ｃ〜５００℃で４〜４８ｈｒの第１段目の均質
ｆヒ処理を行なうのみの場合には結晶粒が９０〜１．０
０μと著しく粗大化する。
ｆヒ処理を行なうのみの場合には結晶粒が９０〜１．０
０μと著しく粗大化する。
第１段目の処理を省略し、５２０〜５７００Ｃで２〜３
０ｈｌ−の均質化処理のみを行なう場合には供晶融解を
生じ鋳塊か一部溶解する問題がある。
０ｈｌ−の均質化処理のみを行なう場合には供晶融解を
生じ鋳塊か一部溶解する問題がある。
結局結晶粒の微細で成形性に優れた板は本発明の均質ｉ
′ヒ処理条件の場合にしか得られない。
′ヒ処理条件の場合にしか得られない。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｍｇ２〜５％、Ｍｎ ０．３〜１．０ ％、Ｚｒ
Ｏ，０５〜０．３ ％を含み残りＡＩと不純物よりなる
合金を４００〜５００°Ｃで４〜４８ｈｒの均質化処理
後に引続いて５２０〜５７０°Ｃで２・〜３０ｈｒの均
質化処理を行なうとともに熱間圧延終了温度を２００〜
３５０°Ｃに制御して熱間圧延し、その後２８０〜４６
０ ’Ｃで焼鈍軟化することを特徴とする強度と成形性
にすぐれた構造用アルミニウム合金の製造法。 ２ Ｍｇ ２〜５％、Ｍｎ ０．３〜１．０％、Ｚｒ
０．０５〜０．３％を必須成分として含み、ＣｒＯ，０
５〜０．３係、Ｖｏ、０３〜０．３係、Ｔｉ０．０１〜
０．２５係、１３０．０００１〜０．０５係のうち１種
又は２種以上を含み残りＡＩと不純物よりなる合金を４
００〜５００℃で４〜４８ｈｒの均質化処理後に引続い
て５２０〜５７０℃で２〜３０ｈ傾均質化処理を行なう
とともに熱間ＥＥ終了温度を２００〜３５０℃にｍ１Ｊ
ａ４］して熱間圧延し、その後２８０〜４６０°Ｃで焼
鈍軟化することを特徴とする強度と成形性にすぐれた構
造用アルミニウム合金の製造法。 ３ Ｍｇ２〜５％、Ｍｎ ０．３〜１．０ ％、Ｚｒ
Ｏ，０５〜０．３％を必須成分として含み、さらに、Ｃ
ｕＯ００５〜０４係を含み残りＡＩと不純物よりなる合
金を４００〜５００℃で４〜４８ｈｒの均質化処理後に
引続いて５２０〜５７０℃で２〜３０ｈｒの均質化処理
を行なうとともに熱間圧延終了温度を２００〜３５０℃
に制御して熱間圧延し、その後２８０〜４６０°Ｃで焼
鈍軟化することを特徴とする強度と成形性にすぐれた構
造用アルミニウム合金の製造法。 ４ Ｍｇ２−５％、Ｍｎ ０．３〜１．０ ％、Ｚｒ
Ｏ，０５〜０．３％を必須成分として含み、さらに、Ｂ
ｅＯ，０００１〜０．０５％を含み残りＡ６と不純物よ
りなる合金を４００〜５００℃で４〜４８ｈｒの均質化
処理後３！コ引続いて５２０〜５７０℃で２〜３０ｈｒ
の均質化処理を行なうとともに熱間圧延終了温度を訃〕
０〜３５０°Ｃに制御して熱間圧延し、その後２８０〜
４６０℃で焼鈍軟化することを特徴とする強度と成形性
にすぐれた構造用アルミニウム合金の製造法。 ５ Ｍｇ２〜５係、Ｍｎ Ｏ，３〜１．０％、Ｚｒ０．
０５〜０．３係を必須成分として含み、さらに、Ｃｒ０
．０５〜０．３係、Ｖｏ、０３〜０．３係、Ｔｉ０．０
１〜０．２５係、Ｂｏ、０００１〜００５係の１種ヌ：
・１２種以上を含み、さらにＣｕＯ，０５〜０４係を含
み残らＡｌと不純物よりなる合金を４００〜５０００Ｃ
で４〜４８ｈｒの均質化処理後に引続いて５２０−５７
０℃で２〜３０ｈｔ−の均質化処理を行なうとともに熱
間圧延終了温度を２００〜３５０°Ｃに制御して熱間圧
延し、その後２８０〜４６０°Ｃで焼鈍軟化することを
特徴とする強度と成形性にすぐれた構造用アルミニウム
合金の製造法。 ６ Ｍｇ２〜５％、Ｍｎ ０．３〜１．０％、Ｚｒ
Ｏ，０５〜０．３係を必須成分として含み、ＣｒＯ，０
５〜０．３係、Ｖｏ、０３〜０．３係、Ｔｉ０．０１〜
０．２５係、Ｂｏ、０００１〜０．０５係の１種又は２
種以−にを含み、ざらにＢｅ Ｏ，０００１〜０．０５
％を含み残りＡＩと不純物よりなる合金を４００〜５０
０°Ｃで４〜４８ｈｒの均質化処理後に引続いて５２０
〜５７０°Ｃで２〜３０ｈｒの均質化処理を行なうとと
もに熱間圧延終了温度を２００〜３５０°Ｃに制御して
熱間圧延し、その後２８０〜４６０’Ｃで焼鈍軟化する
ことを特徴とする強度と成形性にすぐれた構造用アルミ
ニウム合金の製造法。 ７ Ｍｇ２〜５％、Ｍｎ０．３〜１．０％、Ｚｒ０．
０５〜０．３髄必須成分として含み、さらに、Ｃｕ０．
０５〜０．４ ％、Ｂｅ Ｏ，０００１〜０．０５％を
含み残りＡＩと不純物よりなる合金を４００〜５００’
Ｃで４〜４８ｈｒの均質化処理後に引続いて５２０〜５
７０°Ｃで２〜３０ ｈｒの均質化処理を行なうととも
に熱間圧延終了温度を２００〜３５０’Ｃに制御して熱
間圧延し、その後２８０〜４６０℃で・焼鈍軟化するこ
とを特徴とする強度と成形性にすぐれた構造用アルミニ
ウムａ金の製造法。 ８Ｍｇ２〜５％、Ｍ ｎ ０．３〜１．０％、ＺｒＯ，
０５〜０．３係を必須成分として含み、ＣｕＯ，０５〜
０．３係、Ｖ Ｏ，０３〜０．３係、ＴｉＯ，０１〜０
．２５係、Ｂｏ、０００１〜０．０５係の１種ヌは２種
以上を含み、さらにＣｕ Ｏ，０５〜０．４％、ＢｅＱ
、０００１〜０．０５％を含み残りＡｄと不純物よりな
る合金を４００〜５００℃で４〜４８ｈ１−の均質化処
理後に引続いて５２０〜５７０°Ｃで２〜３０ｈｒの均
質化処理を行なうとともに熱間圧延終了温度を２００〜
３５０°Ｃに制御して熱間圧延し、その後２８０〜４６
０℃で焼鈍軟化することを特徴とする強度と成形性にす
ぐれた構造用アルミニウム合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10006479A JPS5941506B2 (ja) | 1979-08-06 | 1979-08-06 | 強度と成形性にすぐれた構造用アルミニウム合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10006479A JPS5941506B2 (ja) | 1979-08-06 | 1979-08-06 | 強度と成形性にすぐれた構造用アルミニウム合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5625955A JPS5625955A (en) | 1981-03-12 |
| JPS5941506B2 true JPS5941506B2 (ja) | 1984-10-08 |
Family
ID=14264028
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10006479A Expired JPS5941506B2 (ja) | 1979-08-06 | 1979-08-06 | 強度と成形性にすぐれた構造用アルミニウム合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5941506B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61119645A (ja) * | 1984-11-15 | 1986-06-06 | Furukawa Alum Co Ltd | コネクタ−用ａｉ合金 |
| JPS61153265A (ja) * | 1984-12-27 | 1986-07-11 | Kobe Steel Ltd | 高強度Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造方法 |
| JPS6227544A (ja) * | 1985-07-26 | 1987-02-05 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用熱処理型ｔ４処理アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
| JPS62267443A (ja) * | 1986-05-13 | 1987-11-20 | Furukawa Alum Co Ltd | 熱交換器コネクター用ａｉ合金中空押出棒材 |
| 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 |
| JPH0257655A (ja) * | 1988-08-24 | 1990-02-27 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
| JP2001064744A (ja) * | 1999-08-30 | 2001-03-13 | Nippon Light Metal Co Ltd | スピニング加工に適した高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 |
-
1979
- 1979-08-06 JP JP10006479A patent/JPS5941506B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5625955A (en) | 1981-03-12 |
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