JPS5953347B2 - 航空機ストリンガ−素材の製造法 - Google Patents
航空機ストリンガ−素材の製造法Info
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- JPS5953347B2 JPS5953347B2 JP12598979A JP12598979A JPS5953347B2 JP S5953347 B2 JPS5953347 B2 JP S5953347B2 JP 12598979 A JP12598979 A JP 12598979A JP 12598979 A JP12598979 A JP 12598979A JP S5953347 B2 JPS5953347 B2 JP S5953347B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、航空機用のストリンガ−を製造するのに適し
た素材の製造法であって、低加工度の冷間加工後に溶体
化処理を行なっても結晶粒の粗大化が生じ難い素材を堤
供することを目的とするものである。
た素材の製造法であって、低加工度の冷間加工後に溶体
化処理を行なっても結晶粒の粗大化が生じ難い素材を堤
供することを目的とするものである。
航空機におけるストリンガ−とは、第1図に示すように
航空機の胴体1の内部に使用される長手方向および円周
方向に使用される補強材2および3のことであって、そ
の断面形状は第2図に示すハツト型あるいは第3図に示
すZ型のものである。
航空機の胴体1の内部に使用される長手方向および円周
方向に使用される補強材2および3のことであって、そ
の断面形状は第2図に示すハツト型あるいは第3図に示
すZ型のものである。
このストリンガ−の代表的な製造法はつぎのとおりであ
る。
る。
7075合金のO材板の厚さ3〜4mmのものを、最低
10%、最大80%に冷間加工により、第4図に示すよ
うな形態に加工する。
10%、最大80%に冷間加工により、第4図に示すよ
うな形態に加工する。
すなわち、長さ方向で圧延加工度を変え、比較的低加工
度の部分A、中間の加工度の部分B、高加工度の部分C
などを形成する。
度の部分A、中間の加工度の部分B、高加工度の部分C
などを形成する。
これは強度を要しない部分のぜい肉をできるだけ除いて
、航空機全体の重量を軽減するためのものである。
、航空機全体の重量を軽減するためのものである。
このように圧延加工した材料を溶体化処理したのち焼入
れし、セクションロール成形により、例えば第2図に示
す断面ハツト型に成形し、ついで丁6テンパー処理を施
すものである。
れし、セクションロール成形により、例えば第2図に示
す断面ハツト型に成形し、ついで丁6テンパー処理を施
すものである。
上記のような工程でストリンガ−を製造する場合には、
部分によって加工度が相違するために、問題点として、
つぎのような点が出てくる。
部分によって加工度が相違するために、問題点として、
つぎのような点が出てくる。
すなわち、7075合金のO材板は、10〜30%程度
の低加工度の冷間加工(テーパー圧延)後に溶体化処理
を行なう場合に、結晶粒が著しく粗大化する。
の低加工度の冷間加工(テーパー圧延)後に溶体化処理
を行なう場合に、結晶粒が著しく粗大化する。
そのため、機械的性質や、伸び、破壊靭性値等が低下し
たり、セクションロール成形時に肌荒れが生じたり、割
れが発生する。
たり、セクションロール成形時に肌荒れが生じたり、割
れが発生する。
本発明は上記問題点を解決せんとするもので冷間加工後
に溶体化処理を行なうときに結晶粒の粗大化が生じ難い
ストリンガ−素材を堤供するものである。
に溶体化処理を行なうときに結晶粒の粗大化が生じ難い
ストリンガ−素材を堤供するものである。
本発明は、Zn5.1〜8.2%、Mg1.8−3.4
%、Cul、2〜2.6%、0.20%以下ノTi、さ
らにCry、18〜0.35%又は0.05〜0.25
%の1種又は2種を含み、残りアルミニウムと不純物か
らなる合金を均質化処理、熱間圧延、冷間圧延して航空
機スl−IJンガーを製造する方法において、最終冷間
圧延を行なって所定の厚みまで圧延した材料を320〜
500℃の温度に30分以内の昇温時間で急速加熱する
ことにより軟化することを特徴とするものである。
%、Cul、2〜2.6%、0.20%以下ノTi、さ
らにCry、18〜0.35%又は0.05〜0.25
%の1種又は2種を含み、残りアルミニウムと不純物か
らなる合金を均質化処理、熱間圧延、冷間圧延して航空
機スl−IJンガーを製造する方法において、最終冷間
圧延を行なって所定の厚みまで圧延した材料を320〜
500℃の温度に30分以内の昇温時間で急速加熱する
ことにより軟化することを特徴とするものである。
本発明に使用する合金の成分の限定理由はつぎのとおり
である。
である。
Zn・・・・・・5.1%未満の場合にはT6処理後の
素材の強度が低く、8.2%を越えると靭性が低下した
り、応力腐食割れの危険がある。
素材の強度が低く、8.2%を越えると靭性が低下した
り、応力腐食割れの危険がある。
Mg・・・・・・1.8%未満の場合にはT6処理後の
素材の強度が低く、3.4%を越えると、軟質材の冷間
加工性が悪く、またT6処理後の素材の靭性が低下する
。
素材の強度が低く、3.4%を越えると、軟質材の冷間
加工性が悪く、またT6処理後の素材の靭性が低下する
。
Cu・・・・・・1.2%未満の場合にはT6処理後の
素材の強度が低く、2.6%を越えると素材の靭性が低
下する。
素材の強度が低く、2.6%を越えると素材の靭性が低
下する。
Ti・・・・・・0.20%以下の添加は鋳造組織の微
細化鋳造時の鋳塊割れの防止に有効であるが、 0.20%をこえると巨大な金属間化合物が晶出する。
細化鋳造時の鋳塊割れの防止に有効であるが、 0.20%をこえると巨大な金属間化合物が晶出する。
Cr・・・・・・0.18%未満の場合には応力腐食割
れの危険があり、0.35%を越えると巨大な金属間化
合物が晶出するもので好ましくない。
れの危険があり、0.35%を越えると巨大な金属間化
合物が晶出するもので好ましくない。
Zr・・・・・・0.05〜0.25%の添加は応力腐
食割れの防止とさらに結晶粒の微細化に有効である が、0.05未満の場合にはその効果が少なく、0.2
5%をこえると巨大な金属間化合物が晶出するので゛好
ましくない。
食割れの防止とさらに結晶粒の微細化に有効である が、0.05未満の場合にはその効果が少なく、0.2
5%をこえると巨大な金属間化合物が晶出するので゛好
ましくない。
なお、不純物元素としてのFe、 Si、 Mnは以下
のように規制する必要がある。
のように規制する必要がある。
Fe・・・・・・Feは結晶粒微細化に効果があるが、
0.50%をこえると合金中の不溶性化合物の量が増加
するため素材の靭性が低下する。
0.50%をこえると合金中の不溶性化合物の量が増加
するため素材の靭性が低下する。
Si・・・・・・Siは結晶粒の微細化に効果があるが
、0.40%をこえると合金中の不溶性化合物の量が増
加するため素材の靭性が低下する。
、0.40%をこえると合金中の不溶性化合物の量が増
加するため素材の靭性が低下する。
Mn・・・・・・Mnは応力腐食割れの防止に効果があ
るが、0.70%をこえると焼入性や靭性が低下する。
るが、0.70%をこえると焼入性や靭性が低下する。
本発明は上記限定のアルミニウム合金を常法にしたがっ
て均質化処理するが、この均質化処理は例えばアルミニ
ウム合金鋳塊を400〜490℃で2〜48時間十分に
加熱し、Zn、 Mg、 Cu等の元素を十分に固溶さ
せると共にCrやZrを微細な金属間化合物として析出
させるものである。
て均質化処理するが、この均質化処理は例えばアルミニ
ウム合金鋳塊を400〜490℃で2〜48時間十分に
加熱し、Zn、 Mg、 Cu等の元素を十分に固溶さ
せると共にCrやZrを微細な金属間化合物として析出
させるものである。
温度が低いか時間が短いかして均質化処理が不十分な場
合には、アルミニウム合金鋳塊の熱間加工性が悪く、耐
応力腐食割れ性が低下したり、結晶粒が粗大化;したり
する。
合には、アルミニウム合金鋳塊の熱間加工性が悪く、耐
応力腐食割れ性が低下したり、結晶粒が粗大化;したり
する。
また、均質化処理温度が490℃よりも高いと共晶融解
を生じるので好ましくない。
を生じるので好ましくない。
均質化処理に続く熱間圧延は、350〜470℃の温度
で開始することが望ましい。
で開始することが望ましい。
350℃未満の場合には圧延加工性が悪く、470℃を
越えると加工側1れが生ずるようになり好ましくない。
越えると加工側1れが生ずるようになり好ましくない。
熱間圧延終了後、必要に応じて軟化を行なう。
軟化は360〜460℃の温度に保持後に1時間当す3
0℃以下の冷却速度で260℃程度まで冷却する必要が
ある。
0℃以下の冷却速度で260℃程度まで冷却する必要が
ある。
この軟化工程はつぎの冷間圧延の加工度)を高くとる場
合に特に必要である。
合に特に必要である。
冷間圧延における圧延加工度は20%以上が望ましく、
加工度が低い場合には最終ス) IJンガー材の結晶粒
度が粗大化する。
加工度が低い場合には最終ス) IJンガー材の結晶粒
度が粗大化する。
冷間圧延した材料は320〜500℃の温度に30分以
:内で急速に昇温させる急速加熱による軟化が行なわれ
るが、この工程は高品質のス1−リンガー材を得る上で
特に重要である。
:内で急速に昇温させる急速加熱による軟化が行なわれ
るが、この工程は高品質のス1−リンガー材を得る上で
特に重要である。
加熱温度が500℃をこえると材料が溶融したり、異常
結晶粒成長が起こり再結晶粒が著しく粗□大化するので
好ましくない。
結晶粒成長が起こり再結晶粒が著しく粗□大化するので
好ましくない。
加熱温度が320℃より低い場合には材料が完全に軟化
しないため、ストリンガ−を製造する際のテーパーロー
ル加工で割れが生ずる問題がある。
しないため、ストリンガ−を製造する際のテーパーロー
ル加工で割れが生ずる問題がある。
上記温度への昇温時間については、30分以内の急速加
熱を行なう場合には加熱途上におけるMg−Zn系化合
物の析出が少なく、冷間圧延により導入された転位組織
は急速加熱による軟化を行うことにより均一微細なセル
組織に変化する。
熱を行なう場合には加熱途上におけるMg−Zn系化合
物の析出が少なく、冷間圧延により導入された転位組織
は急速加熱による軟化を行うことにより均一微細なセル
組織に変化する。
このような組織を有する材料を弱加工度のテーパーロー
ル加工(10〜30%)を行なった後に溶体化処理を行
なう場合には均一微細なセル組織を核として再結晶が進
行するため均一微細な再結晶粒が得られる。
ル加工(10〜30%)を行なった後に溶体化処理を行
なう場合には均一微細なセル組織を核として再結晶が進
行するため均一微細な再結晶粒が得られる。
昇温時間が30分より長い場合には所定の軟化温度への
加熱中にMg−Zn系の化合物が不均一析出すると共に
転位組織も完全に消滅するがあるいは粗大な不均一なサ
イズのセル組織が残留する。
加熱中にMg−Zn系の化合物が不均一析出すると共に
転位組織も完全に消滅するがあるいは粗大な不均一なサ
イズのセル組織が残留する。
このような材料を弱加工のテーパーロール加工後に溶体
化処理を行なう場合には前記のような均一微細な再結晶
粒は得られず、結晶粒は著しく粗大化する。
化処理を行なう場合には前記のような均一微細な再結晶
粒は得られず、結晶粒は著しく粗大化する。
急速加熱による軟化後の冷却は、冷却速度が速い場合に
は焼きが入るため通常の一般O材よりは強度の高い材料
が得られるが、冷却速度が1時間当り30℃以下の場合
には完全なO材が得られるので一度に最大80%程度ま
での強冷間加工が可能となる。
は焼きが入るため通常の一般O材よりは強度の高い材料
が得られるが、冷却速度が1時間当り30℃以下の場合
には完全なO材が得られるので一度に最大80%程度ま
での強冷間加工が可能となる。
冷却速度が速い場合には冷却時に焼きが入っているため
、強加工を必要とするストリンガ−への適用には問題が
あるが、比較的加工度の低いストリンガ−には適用が可
能である。
、強加工を必要とするストリンガ−への適用には問題が
あるが、比較的加工度の低いストリンガ−には適用が可
能である。
ところで、通常7075合金等の圧延は板幅1゜000
〜2 、000mmの広幅コイルで実施されるが、スト
リンガ−用素材のコイル幅は200〜300mmである
ため、急速加熱による軟化処理を行なったコイルを必要
な板幅のコイルに切断することが必要である。
〜2 、000mmの広幅コイルで実施されるが、スト
リンガ−用素材のコイル幅は200〜300mmである
ため、急速加熱による軟化処理を行なったコイルを必要
な板幅のコイルに切断することが必要である。
広幅コイルを必要な板幅に切断した場合には板端面が加
工硬化するため、高加工度のテーパーロ:8−ル加工を
行なう際には板端面に割れが生ずる場合がある。
工硬化するため、高加工度のテーパーロ:8−ル加工を
行なう際には板端面に割れが生ずる場合がある。
この板端面の加工割れを防止するには、広幅コイルの切
断後に250〜350℃未満の温度に加熱後空冷または
350〜470℃の温度に加熱後1時間当す30℃以下
の冷却速度で冷却する軟化を行なってもよい。
断後に250〜350℃未満の温度に加熱後空冷または
350〜470℃の温度に加熱後1時間当す30℃以下
の冷却速度で冷却する軟化を行なってもよい。
また、急速加熱により軟化した材料は軟化後の冷却速度
の大小により機械的性質に差が生じ、その結果テーパー
ロール圧延時の加工性が大きく左右されるが、特に冷却
速度の速い場合には広幅コイルの切断後に行なう軟化処
理と全く同じ処理を行なうことにより、テーパーロール
加工時の加工性を著しく改善することが可能である。
の大小により機械的性質に差が生じ、その結果テーパー
ロール圧延時の加工性が大きく左右されるが、特に冷却
速度の速い場合には広幅コイルの切断後に行なう軟化処
理と全く同じ処理を行なうことにより、テーパーロール
加工時の加工性を著しく改善することが可能である。
本発明は以上述べたとおり、上記組成の合金に上記処理
を加えることによって、航空機用ストリンガ−として用
いるため、冷間加工後に溶体化処理を行なうときに、結
晶粒の粗大化が生じ難くなり、ストリンガ−としての強
化上が可能となるので、航空機の軽量化並びに高強度化
に役立つものである。
を加えることによって、航空機用ストリンガ−として用
いるため、冷間加工後に溶体化処理を行なうときに、結
晶粒の粗大化が生じ難くなり、ストリンガ−としての強
化上が可能となるので、航空機の軽量化並びに高強度化
に役立つものである。
つぎに具体的な実施例並びに比較例によって本発明をさ
らに説明する。
らに説明する。
まず、本発明実施例用と比較例用の合金成分をまとめて
表1に示しておく。
表1に示しておく。
実施例 1 (急速加熱の昇温時間の影響)表1に示す
合金A1を470℃で24時間の均質化処理後440℃
より熱間圧延を開始し、350mmより6mm厚の板に
圧延した。
合金A1を470℃で24時間の均質化処理後440℃
より熱間圧延を開始し、350mmより6mm厚の板に
圧延した。
熱間圧延の終了温度は340℃であった。
ついで6mm厚板を3mm厚まで冷間圧延し、これを表
2に示す種々の加熱速度で450℃に加熱し、3分間保
持した後に1分間当り5℃の冷却速度で空冷し、その後
400℃に加熱して30分保持した後に、1時間当り2
0℃の冷却速度で冷却し3mm0材とした。
2に示す種々の加熱速度で450℃に加熱し、3分間保
持した後に1分間当り5℃の冷却速度で空冷し、その後
400℃に加熱して30分保持した後に、1時間当り2
0℃の冷却速度で冷却し3mm0材とした。
この板を20%に冷間圧延を行ない、これをソルトバス
を使用して470℃で40分の溶体化処理後に水焼入し
た材料の結晶粒度と450℃への昇温時間の関係を表2
に示す。
を使用して470℃で40分の溶体化処理後に水焼入し
た材料の結晶粒度と450℃への昇温時間の関係を表2
に示す。
表2に示されるように、450℃への昇温時間が30分
以内の場合には結晶粒は均一微細であるが、30分を越
えると結晶粒は著しく粗大化する。
以内の場合には結晶粒は均一微細であるが、30分を越
えると結晶粒は著しく粗大化する。
ついで上記3mm0材のうち代表的なものについてさら
に詳細に性能を検討するため、ストリンガ−の加工に相
当する10〜80%の冷間圧延を行ない、これをソルト
バスを使用して470℃で40分の溶体化処理してから
水焼入したW材および焼入後に120℃で24時間時効
したT6材の諸性能を表3に示す。
に詳細に性能を検討するため、ストリンガ−の加工に相
当する10〜80%の冷間圧延を行ない、これをソルト
バスを使用して470℃で40分の溶体化処理してから
水焼入したW材および焼入後に120℃で24時間時効
したT6材の諸性能を表3に示す。
昇温時間が30分以内の場合にはストリンガ−材として
良好な性能を有している。
良好な性能を有している。
実施例 2 (加熱温度の影響)
表1に示した合金属2を実施例1と全く同じ方法で3m
mの冷間圧延上り板に圧延上な。
mの冷間圧延上り板に圧延上な。
この板を360〜480℃間の各温度に、昇温時間2分
で加熱し、その後1分当り5℃の冷却速度で冷却し、つ
いで350℃で30分加熱し、1時間当す20℃の冷却
速度で冷却し3mm−〇材とした。
で加熱し、その後1分当り5℃の冷却速度で冷却し、つ
いで350℃で30分加熱し、1時間当す20℃の冷却
速度で冷却し3mm−〇材とした。
また比較のため加熱温度300℃と520℃の場合も行
なった。
なった。
上記3mm−0材を20%冷間加工後に、ソルトバスを
使用して470℃で40分の溶体化処理後に水焼入した
W材の結晶粒度と昇温時間2分で昇温させた加熱温度の
関係を表4に示す。
使用して470℃で40分の溶体化処理後に水焼入した
W材の結晶粒度と昇温時間2分で昇温させた加熱温度の
関係を表4に示す。
弱加工後に溶体化処理を行なった場合でも結晶粒の微細
な材料の得られるのは、冷間圧延上り板を320〜50
0℃の温度に急速加熱して軟化したO材のみであり、加
熱温度がこの範囲外の場合ひは弱加工後に溶体化処理し
ても結晶粒の微細な材料は得られない。
な材料の得られるのは、冷間圧延上り板を320〜50
0℃の温度に急速加熱して軟化したO材のみであり、加
熱温度がこの範囲外の場合ひは弱加工後に溶体化処理し
ても結晶粒の微細な材料は得られない。
表4に示した条件で軟化した3mm厚O材のうちの3例
につき、最大80%の冷間圧延をし、470℃iで40
分の溶体化処理をしてから水焼入したW材および焼入後
に122℃で25時間時効したT6材についての試験を
した。
につき、最大80%の冷間圧延をし、470℃iで40
分の溶体化処理をしてから水焼入したW材および焼入後
に122℃で25時間時効したT6材についての試験を
した。
その結果を表5に示すが、各側ともストリンガ−素材と
して十分な性能を有していた。
して十分な性能を有していた。
)実施例 3 (加熱保持時間の影響)
表1に示す合金属3を実施例1と全く同じ方法で3mm
厚の冷間圧延上り板に圧延した。
厚の冷間圧延上り板に圧延した。
この板を昇温速度3分で各温度に加熱し、各時間保持し
たのち、1分当り5℃の冷却速度で冷却し、ついで36
0℃で30分加熱後に1時間当す25℃の冷却速度で冷
却し3mm−0材とした。
たのち、1分当り5℃の冷却速度で冷却し、ついで36
0℃で30分加熱後に1時間当す25℃の冷却速度で冷
却し3mm−0材とした。
この3mm−〇材を20%の冷間圧延後にソルトバスを
使用して470℃で40分の溶体化処理後に水焼入した
W材の結晶粒度と加熱温度と保持時間の関係を表6に示
す。
使用して470℃で40分の溶体化処理後に水焼入した
W材の結晶粒度と加熱温度と保持時間の関係を表6に示
す。
□ この表6から判るとおり、各保持時間にわたって結
晶粒の微細な材料が得られることは明らかである。
晶粒の微細な材料が得られることは明らかである。
上記の3mm−0材板を10〜80%冷間圧延したのち
に、溶化処理して水焼入したW材の結晶粒は全て60μ
以下であり、2t(t=板厚)の曲げ半径で90°曲げ
を行なった場合にも肌荒れや割れは全く生ぜず、ストリ
ンガ−素材として好適なものであった。
に、溶化処理して水焼入したW材の結晶粒は全て60μ
以下であり、2t(t=板厚)の曲げ半径で90°曲げ
を行なった場合にも肌荒れや割れは全く生ぜず、ストリ
ンガ−素材として好適なものであった。
実施例 4 (製造条件の影響)
表1に示した合金羨1の400mm厚鋳塊を表7に示す
製造条件の下で2〜5mm厚のO材板とした。
製造条件の下で2〜5mm厚のO材板とした。
表7におけるA1−16の製造条件で製造したO材板を
20%冷間圧延したのちにソルトバスを使用して470
℃で40分の溶体化処理後に水焼入し、1000℃で2
4時間時効したT6材の諸性能の試験結果とを表8に示
す。
20%冷間圧延したのちにソルトバスを使用して470
℃で40分の溶体化処理後に水焼入し、1000℃で2
4時間時効したT6材の諸性能の試験結果とを表8に示
す。
表8から明らかなとおり、結晶粒径は全て60μm以下
と粗大化せず、またW材、T6材ともストリンガ−素材
として良好な性能を有している。
と粗大化せず、またW材、T6材ともストリンガ−素材
として良好な性能を有している。
実施例 5 (合金組成の影響)
表1に示した合金J16.3〜7の400mm厚鋳塊を
470℃で25時間均質化処理したのち、400℃より
熱間圧延を開始し、6mm厚の板に圧延した。
470℃で25時間均質化処理したのち、400℃より
熱間圧延を開始し、6mm厚の板に圧延した。
熱間圧延終了温度は300℃であった。
ついで、6mm厚板を3mm厚まで冷間圧延し、昇温時
間2分で460℃に加熱し、5分間その温度に保持した
のち、1分車910℃の冷却速度で冷却し、その後41
0℃で1時間加熱して、1時間当り20℃の冷却速度で
冷却し、Q材板とした。
間2分で460℃に加熱し、5分間その温度に保持した
のち、1分車910℃の冷却速度で冷却し、その後41
0℃で1時間加熱して、1時間当り20℃の冷却速度で
冷却し、Q材板とした。
比較のため表1に示した合金A8並びにjI6.9のも
のも同じ方法でO材板とした。
のも同じ方法でO材板とした。
これらのO材板のストリンガ−素材としての性能をみる
ため、各O材板を20%冷間圧延し々のち、470℃で
40分溶体化処理し水焼入れしたW材および焼入後に1
20℃で24時間時効したT6材についての試験をした
。
ため、各O材板を20%冷間圧延し々のち、470℃で
40分溶体化処理し水焼入れしたW材および焼入後に1
20℃で24時間時効したT6材についての試験をした
。
その諸性能を表9に示す。合金3〜7はストリンガ−材
として良好な性能を有しているが、A8合金は強度が低
く、A9合金は応力腐食割れの危険があるためストリン
ガ−4材としての使用には問題がある。
として良好な性能を有しているが、A8合金は強度が低
く、A9合金は応力腐食割れの危険があるためストリン
ガ−4材としての使用には問題がある。
第1図は航空機胴体内部の一部斜視図、第2図並びに第
3図はストリンガ−の断面形状の例、第4図はストリン
ガ−素材の加工状態を示す斜視図をそれぞれ示す。 1・・・・・・航空機の胴体、2,3・・・・・・スト
リンガ−補強材。
3図はストリンガ−の断面形状の例、第4図はストリン
ガ−素材の加工状態を示す斜視図をそれぞれ示す。 1・・・・・・航空機の胴体、2,3・・・・・・スト
リンガ−補強材。
Claims (1)
- 1Zn5.1〜8.2%、MOl、8〜3.4%Cu1
.2〜2.6%、0.20%以下ノTi、さらニCr0
018〜0.35又はZrO,05〜0.25%の1種
又は2種を含み、残りアルミニウムと不純物からなる合
金を均質化処理、熱間圧延、冷間圧延して航空機ストリ
ンガ−素材を製造する方法において、最終冷間圧延を行
なって所定の厚みまで圧延した材料を320〜500℃
の温度に30分以内の昇温時間で急速加熱することによ
り軟化することを特徴とする航空機ストリンガ−素材の
製造法。
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JP12598979A JPS5953347B2 (ja) | 1979-09-29 | 1979-09-29 | 航空機ストリンガ−素材の製造法 |
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Applications Claiming Priority (1)
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JP12598979A Expired JPS5953347B2 (ja) | 1979-09-29 | 1979-09-29 | 航空機ストリンガ−素材の製造法 |
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JPS59166659A (ja) * | 1983-03-08 | 1984-09-20 | Furukawa Alum Co Ltd | 成形用高力アルミ合金板の製造方法 |
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DE112004000603B4 (de) * | 2003-04-10 | 2022-11-17 | Novelis Koblenz Gmbh | AI-Zn-Mg-Cu-Legierung |
PL3265595T3 (pl) * | 2015-10-30 | 2019-07-31 | Novelis, Inc. | Stopy aluminium 7xxx o dużej wytrzymałości i sposoby ich wytwarzania |
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-
1979
- 1979-09-29 JP JP12598979A patent/JPS5953347B2/ja not_active Expired
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JPS5651560A (en) | 1981-05-09 |
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