JPS60145350A - 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 - Google Patents
溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法Info
- Publication number
- JPS60145350A JPS60145350A JP173184A JP173184A JPS60145350A JP S60145350 A JPS60145350 A JP S60145350A JP 173184 A JP173184 A JP 173184A JP 173184 A JP173184 A JP 173184A JP S60145350 A JPS60145350 A JP S60145350A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- stress corrosion
- corrosion cracking
- less
- weldability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
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】
本発明は溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−
Ｚｎ−Ｍ１７合金の製造法に関する。
Ｚｎ−Ｍ１７合金の製造法に関する。
一般に、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、その機械的性質や
溶接性が優れているため、鉄道車輌や種々の陸上構造物
等に非常に広範囲に、かつ、多く使用されている。
溶接性が優れているため、鉄道車輌や種々の陸上構造物
等に非常に広範囲に、かつ、多く使用されている。
しかしながら、この種高力Ａ１合金は、高強度になるに
従って応力腐蝕割れが発生し易くなり、ＡＩ−ＺｎＭＢ
系合金も例外ではなく、強度を高めるためにＭｇ、Ｚｎ
含有量を増加すると耐応力腐蝕割れ性が劣化してくる。
従って応力腐蝕割れが発生し易くなり、ＡＩ−ＺｎＭＢ
系合金も例外ではなく、強度を高めるためにＭｇ、Ｚｎ
含有量を増加すると耐応力腐蝕割れ性が劣化してくる。
また、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、Ａ１合金のうちで溶
接が行なえる最高強度の材料であるが、Ｍｇ、Ｚｎ含有
量が増加すると溶接性も劣化してくる。このようなこと
が高強度溶接構造用材料の開発が妨げられている原因と
もなっている。
接が行なえる最高強度の材料であるが、Ｍｇ、Ｚｎ含有
量が増加すると溶接性も劣化してくる。このようなこと
が高強度溶接構造用材料の開発が妨げられている原因と
もなっている。
しかして、応力腐蝕割れについては現在までに、含有成
分および製造条件等の改良によって、板および形材の平
行方向および直角方向においては応力腐蝕割れ発生の可
能性はなくなったが、板厚方向および溶接部については
、使用条件によっては応力腐蝕割れ発生の可能性かある
。
分および製造条件等の改良によって、板および形材の平
行方向および直角方向においては応力腐蝕割れ発生の可
能性はなくなったが、板厚方向および溶接部については
、使用条件によっては応力腐蝕割れ発生の可能性かある
。
そして、近年になって、構造物の大型化および設計・施
工の合理化のため１こ、厚内材料の使用が増加してきて
おり、板厚方向および溶接部に発生する応力か天外く、
耐応力腐蝕割れ性の向上か強く要望されている。
工の合理化のため１こ、厚内材料の使用が増加してきて
おり、板厚方向および溶接部に発生する応力か天外く、
耐応力腐蝕割れ性の向上か強く要望されている。
本発明は−１−記しこ説明したような高力Ａ１合金ｔこ
おける種々の問題点を解決したものであり、特に、溶接
性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡＩ Ｚｎ−Ｍｇ合
金の製造法を提供するものである。
おける種々の問題点を解決したものであり、特に、溶接
性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡＩ Ｚｎ−Ｍｇ合
金の製造法を提供するものである。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性か優れたＡ
１−ｚｌｌ−Ｍｇ合金の製造法の特徴とするところは、
Ｚｎ３，０〜８゜Ｑｕｉｔ％、Ｍｇ０．３〜３．０＋ｕ
Ｌ％、Ｔｉ ０．００５〜０，２０ｕ＋ｔ％、Ｂ Ｏ，
０００５〜０．０５…１％、Ｎｉ０．２〜１，５ｕ＋１
％を含有し、かつ、Ｍｎ ０．０５〜０゜４０ｕ＋Ｉ％
、Ｃｒ ０．０５−０．４０ＩＩＩｔ、％、Ｚｒ ０１
０５＝０．２５ｕ＋ｔ％のうちから選んだ１種以上を含
み、残部ＡＩおよび不純物からなるＡ１合金の結晶粒径
を１５００μＩＩＩす、下に微細化した鋳塊を、４００
〜５５０°Ｃの温度で均質化処理を行なった後、３５０
〜５００℃の温度で６０％以」二の加工率で熱間加工を
行ない、最終熱処理後の結晶粒の短径と長径の比を １
：５１Ｊ、上とし、かつ、短径の長さを８０μｍ以下と
することにある。
１−ｚｌｌ−Ｍｇ合金の製造法の特徴とするところは、
Ｚｎ３，０〜８゜Ｑｕｉｔ％、Ｍｇ０．３〜３．０＋ｕ
Ｌ％、Ｔｉ ０．００５〜０，２０ｕ＋ｔ％、Ｂ Ｏ，
０００５〜０．０５…１％、Ｎｉ０．２〜１，５ｕ＋１
％を含有し、かつ、Ｍｎ ０．０５〜０゜４０ｕ＋Ｉ％
、Ｃｒ ０．０５−０．４０ＩＩＩｔ、％、Ｚｒ ０１
０５＝０．２５ｕ＋ｔ％のうちから選んだ１種以上を含
み、残部ＡＩおよび不純物からなるＡ１合金の結晶粒径
を１５００μＩＩＩす、下に微細化した鋳塊を、４００
〜５５０°Ｃの温度で均質化処理を行なった後、３５０
〜５００℃の温度で６０％以」二の加工率で熱間加工を
行ない、最終熱処理後の結晶粒の短径と長径の比を １
：５１Ｊ、上とし、かつ、短径の長さを８０μｍ以下と
することにある。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡ
ｌ−Ｚｎ１＼４ｇ合金の製造法は、溶接性を損なうこと
なく耐応力腐蝕割れ性を向」ニさせるものであり、即ち
、応力腐蝕割れは結晶粒界に発生する一種の脆性破壊で
あり、その発生初期の原因は結晶粒界と粒内の電位差に
よる粒界の優先溶出とされており、ＭＢ、Ｚｎ含有量を
増加すると強度は高くなるがそれに伴って粒界と粒内の
電位差が大きくなるので応力腐蝕割れが発生し易くなる
ものであるが、Ｎ１の含有は結晶粒界の優先溶出を妨げ
、耐応力腐蝕割れ性を向上させる効果がある。
ｌ−Ｚｎ１＼４ｇ合金の製造法は、溶接性を損なうこと
なく耐応力腐蝕割れ性を向」ニさせるものであり、即ち
、応力腐蝕割れは結晶粒界に発生する一種の脆性破壊で
あり、その発生初期の原因は結晶粒界と粒内の電位差に
よる粒界の優先溶出とされており、ＭＢ、Ｚｎ含有量を
増加すると強度は高くなるがそれに伴って粒界と粒内の
電位差が大きくなるので応力腐蝕割れが発生し易くなる
ものであるが、Ｎ１の含有は結晶粒界の優先溶出を妨げ
、耐応力腐蝕割れ性を向上させる効果がある。
そして、Ｎ１の含有は耐応力腐蝕割れ性を向」ニさせる
が含有量が増加しても溶接性が劣化することがないもの
である。
が含有量が増加しても溶接性が劣化することがないもの
である。
Ｔ１、Ｂは組織を微細化するための重要な元素であ！）
、かつ、溶接性の向上にも寄与する元素である。
、かつ、溶接性の向上にも寄与する元素である。
Ｍ ｎ、Ｃｒ、Ｚｒは組織安定化のために含有させる元
素であり、これらの元素のうちから選んだ１種以上を含
有させることが必要であり、溶接性が向上する。
素であり、これらの元素のうちから選んだ１種以上を含
有させることが必要であり、溶接性が向上する。
また、Ｍｇ、Ｚｎ含有量が増加すると粒界の溶融温度が
低下するので、溶接時の温度上昇および凝固時の収縮応
力により結晶粒界における割れが起り易くなるが、鋳塊
の結晶粒径を］、５００μｍ１以下に微細化し、４００
〜５５０°Ｃの温度で、例えば、１〜２４時間の均質化
処理後に、３５０〜５００℃の温度で６０％以−にの熱
間加工を行なって、結晶粒の短径と長径の比を１：５以
−にとし、かつ、短径の長さを８０μｍ以下とすること
により溶接性を向上させるのである。
低下するので、溶接時の温度上昇および凝固時の収縮応
力により結晶粒界における割れが起り易くなるが、鋳塊
の結晶粒径を］、５００μｍ１以下に微細化し、４００
〜５５０°Ｃの温度で、例えば、１〜２４時間の均質化
処理後に、３５０〜５００℃の温度で６０％以−にの熱
間加工を行なって、結晶粒の短径と長径の比を１：５以
−にとし、かつ、短径の長さを８０μｍ以下とすること
により溶接性を向上させるのである。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性か優れたＡ
ＩＺｎ−Ｍｇ合金の製造法（以下単に本発明に係る製造
法ということがある。）について説明する。
ＩＺｎ−Ｍｇ合金の製造法（以下単に本発明に係る製造
法ということがある。）について説明する。
先ず、本発明に係る製造法において使用するＡｌＺｎ−
Ｍｇ合金の含有成分および成分割合について説明する。
Ｍｇ合金の含有成分および成分割合について説明する。
・ Ｚｎは強度を向上させるための最も重要な元素であ
り、含有量が３．Ｏｕ＋１％未満では充分な強度を得る
ことがで外す、また、８．０−％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
３．０−８．０ＩＩＩｊ％とする。
り、含有量が３．Ｏｕ＋１％未満では充分な強度を得る
ことがで外す、また、８．０−％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
３．０−８．０ＩＩＩｊ％とする。
ＭｇはＺｎと同様に強度向−にに重要な元素であり、含
有量が０．３ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られず、
また、３．Ｏｕ＋ｔ％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、Ｍｇ含有量は０．３〜３
．０田ｔ％とする。
有量が０．３ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られず、
また、３．Ｏｕ＋ｔ％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、Ｍｇ含有量は０．３〜３
．０田ｔ％とする。
Ｔｉ、 Ｂｌｉ：ｉｆｆ塊の組織微細化のための重要な
元素であり、Ｔｉ含有量が０．００５＋ｕｔ％未満およ
びＢ含有量がＯ，０Ｏ０５＋ｕｔ％未満では結晶粒微細
化に効果がなく、また、Ｔｉ０．２０耐％およびＢ Ｏ
，Ｏ’５田ｔ％を越えて含有されると巨大化合物が発生
する可能性がある。よって、Ｔｉ含有量は０．００５〜
０．２０□ｔ％およびＢ含有量は０．０００５〜０，０
５ｕ＋ｔ％とする。
元素であり、Ｔｉ含有量が０．００５＋ｕｔ％未満およ
びＢ含有量がＯ，０Ｏ０５＋ｕｔ％未満では結晶粒微細
化に効果がなく、また、Ｔｉ０．２０耐％およびＢ Ｏ
，Ｏ’５田ｔ％を越えて含有されると巨大化合物が発生
する可能性がある。よって、Ｔｉ含有量は０．００５〜
０．２０□ｔ％およびＢ含有量は０．０００５〜０，０
５ｕ＋ｔ％とする。
Ｎ１は耐応力腐蝕割れ性を着しく向上させるが、含有量
が０，２ｕ＋ｔ％未満未満ではこのような効果はなく、
また、１．．５ｕ＋１％を越えて含有されると溶接性が
劣化する。よって、Ｎｉ含有量は０．２〜１．５＋ｕｔ
％とする。
が０，２ｕ＋ｔ％未満未満ではこのような効果はなく、
また、１．．５ｕ＋１％を越えて含有されると溶接性が
劣化する。よって、Ｎｉ含有量は０．２〜１．５＋ｕｔ
％とする。
Ｍｎ、Ｃｒ５Ｚｒは組織安定化のために必要な元素であ
り、均質化、熱間加工の組合せによって結晶粒を微細に
制御するが、含有量かＭｎ ０．０５ｕｌｊ％未満、Ｃ
ｒ ０．０５＋ｕｔ％未満、Ｚｒ Ｏ，０５ｕ＋ｔ％未
満ではこの効果はなく、また、Ｍｎ ０．４０ｕ＋ｔ％
、Ｃｒ Ｏ，４０１％、Ｚｒ ０．２ｈ１％を越えて含
有されると巨大化合物が発生する可能性がある。よって
、Ｍｎ含有量は０．０５−０．４０１１Ｉｔ％、Ｃｒ含
有量は０．０５−０．４０ｕ＋ｔ％、Ｚｒ含有量は０．
０５−０．２５ｕ＋ｔ％とする。
り、均質化、熱間加工の組合せによって結晶粒を微細に
制御するが、含有量かＭｎ ０．０５ｕｌｊ％未満、Ｃ
ｒ ０．０５＋ｕｔ％未満、Ｚｒ Ｏ，０５ｕ＋ｔ％未
満ではこの効果はなく、また、Ｍｎ ０．４０ｕ＋ｔ％
、Ｃｒ Ｏ，４０１％、Ｚｒ ０．２ｈ１％を越えて含
有されると巨大化合物が発生する可能性がある。よって
、Ｍｎ含有量は０．０５−０．４０１１Ｉｔ％、Ｃｒ含
有量は０．０５−０．４０ｕ＋ｔ％、Ｚｒ含有量は０．
０５−０．２５ｕ＋ｔ％とする。
このような含有成分および成分割合のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ
合金を溶解して鋳造した鋳塊の結晶粒径はＴ１およびＢ
が含有していることにより１５００μｍ以下に微細化す
るもので゛あり、結晶粒径が１５００μｍより大きいと
製品の粒径が肥大して溶接性を劣化させるので、鋳塊の
結晶粒径は１．５００μ以下としなければならない。
合金を溶解して鋳造した鋳塊の結晶粒径はＴ１およびＢ
が含有していることにより１５００μｍ以下に微細化す
るもので゛あり、結晶粒径が１５００μｍより大きいと
製品の粒径が肥大して溶接性を劣化させるので、鋳塊の
結晶粒径は１．５００μ以下としなければならない。
次に本発明に係る製造法の熱処理について説明する。
上記の鋳塊を４００〜５５０°Ｃの温度で、例えば、１
〜２４時間の均質化処理を行なうのであるが、４００°
Ｃ未満の温度では、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの析出が充分でな
く、製品の結晶粒か肥大し、また、５５０°Ｃを越える
温度ではＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの析出物が再固溶し始めて、
鋳塊の結晶粒か微細であっても製品の結晶粒径が肥大し
て溶接性が劣化する。
〜２４時間の均質化処理を行なうのであるが、４００°
Ｃ未満の温度では、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの析出が充分でな
く、製品の結晶粒か肥大し、また、５５０°Ｃを越える
温度ではＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの析出物が再固溶し始めて、
鋳塊の結晶粒か微細であっても製品の結晶粒径が肥大し
て溶接性が劣化する。
この均質化処理後、３５０〜５００℃（望ましくは４０
０〜４５０°Ｃ）の温度で６０％以」−（望ましくは８
０％以」二）の熱間加工を行なうことにより、Ｍｎ、
Ｃｒ、Ｚｒの析出物を核として準安定の形での転位を微
細均一に分布させ、後工程の溶体化・焼入れ等における
再結晶過程で短径と長径の比を１：５以上とし、かつ、
短径の長さを８０μｍ以下に制御する。
０〜４５０°Ｃ）の温度で６０％以」−（望ましくは８
０％以」二）の熱間加工を行なうことにより、Ｍｎ、
Ｃｒ、Ｚｒの析出物を核として準安定の形での転位を微
細均一に分布させ、後工程の溶体化・焼入れ等における
再結晶過程で短径と長径の比を１：５以上とし、かつ、
短径の長さを８０μｍ以下に制御する。
しかして、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱間加工
は、３５０℃未満の低温度では加工が困難となり、５０
０℃を越える高温度では熱間割れの可能性があり、製品
の結晶粒径が肥大して溶接性が劣化する。また、加工率
が６０％未満では製品の結晶粒径が肥大し、さらに、最
終的に得られた製品の短径と長径の比か１：５未満およ
び短径が８０μｍを越える大きさでは溶接性が劣るよう
になる。
は、３５０℃未満の低温度では加工が困難となり、５０
０℃を越える高温度では熱間割れの可能性があり、製品
の結晶粒径が肥大して溶接性が劣化する。また、加工率
が６０％未満では製品の結晶粒径が肥大し、さらに、最
終的に得られた製品の短径と長径の比か１：５未満およ
び短径が８０μｍを越える大きさでは溶接性が劣るよう
になる。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法の実施例を比較例と共に説
明する。
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法の実施例を比較例と共に説
明する。
実施例
第１表に示す含有成分および成分割合のＡｌ−Ｚｎ−１
’１４＋？合金を通常の方法により溶製し鋳造した鋳塊
を下記の条件により処理した。
’１４＋？合金を通常の方法により溶製し鋳造した鋳塊
を下記の条件により処理した。
（Ａ） 本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が
優れたＡｌ−Ｚｎ−１１４ｇ合金の製造法の条件４５０
°Ｃの温度で２４時間の均質化処理後、４００〜４５０
℃の温度で９０％の熱間圧延を行なって、２５ｍｍｔの
板材を製作した。
優れたＡｌ−Ｚｎ−１１４ｇ合金の製造法の条件４５０
°Ｃの温度で２４時間の均質化処理後、４００〜４５０
℃の温度で９０％の熱間圧延を行なって、２５ｍｍｔの
板材を製作した。
（Ｂ） 比較条件
５７０°Ｃの温度で２４時間の均質化処理後、４５０〜
５００’Ｃの温度で９０％の熱間圧延を行なって、２５
ｖ。
５００’Ｃの温度で９０％の熱間圧延を行なって、２５
ｖ。
ｔの板材を製作した。
これらの板材を４５０°Ｃの温度で３０分間の溶体化処
理を行なった後、水冷し、１２０℃の温度で２４時間の
時効を行なった。
理を行なった後、水冷し、１２０℃の温度で２４時間の
時効を行なった。
第２表にこの板材の性質を調査した結果を示す。
本発明に係る製造法により製造された材料は、比較条件
により製造された材料に比して、溶接性および耐応力腐
蝕割れ性が優れていることがわかる。
により製造された材料に比して、溶接性および耐応力腐
蝕割れ性が優れていることがわかる。
１）結晶粒径 ： 板および形材の長手方向に平行断面
観察。
観察。
２）耐応力腐蝕割れ性 ： Ｃ−Ｒ１ｎ８試験片を用い
て厚さ方向に応力を負荷し、１００°Ｃの３ｇ／ｌＮａ
Ｃ１−３０ｇ／ｌＫ２Ｃｒ２Ｏ７３６ｇ／ ｌ ＣｒＯ
３混合水溶液に浸漬した。
て厚さ方向に応力を負荷し、１００°Ｃの３ｇ／ｌＮａ
Ｃ１−３０ｇ／ｌＫ２Ｃｒ２Ｏ７３６ｇ／ ｌ ＣｒＯ
３混合水溶液に浸漬した。
Ｏａ：０分で割れなし、×α：α分で割れ発生。
３）スリット型割れ試験 ： 厚さ１２ｍｍｔのスリッ
ト型溶接割れ試験片を用いた。
ト型溶接割れ試験片を用いた。
割れ％＝（割れ長さ／溶接全長）Ｘ １． ＯＯ溶加材
５３５６ 電 流 ２８０Ａ 電圧 ３０Ｖ ４）ミクロフィッシャー ： 突合せ溶接材の溶接部近
傍を観察。
５３５６ 電 流 ２８０Ａ 電圧 ３０Ｖ ４）ミクロフィッシャー ： 突合せ溶接材の溶接部近
傍を観察。
厚さ ６叫ｎｔ
溶加材 ５３５６
電流 ２６０Ａ 電圧３０Ｖ
試験条件
１００°Ｃの３ｇ／ｌＮａｃｌ−３６ｇ／ｌｃｒｏ３−
３０ｇ／ｌＫ、２ｃｒ２０７混合水溶液に浸漬して割れ
１３− を観察した。
３０ｇ／ｌＫ、２ｃｒ２０７混合水溶液に浸漬して割れ
１３− を観察した。
本発明に係る溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法は、上記の構成を有してい
るものであるから、従来材に比して、溶接性に優れ、さ
らに、耐応力腐蝕割れ性に優れているという効果を有す
るものである。
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法は、上記の構成を有してい
るものであるから、従来材に比して、溶接性に優れ、さ
らに、耐応力腐蝕割れ性に優れているという効果を有す
るものである。
Claims (1)
- Ｚｎ ３，０−８．０ｉｕｔ、％、Ｍｇ Ｏ，３−３，
０＋＋＋ｔ％、ＴｉＯ，００５−０，２０ｕ＋ｔ％、Ｂ
０１０００５−０．０５ｎｕｔ％、ＮｉＯ，２〜１．
．５ｎｕｔ、％を含有し、かつ、Ｍｎ ０．０５−０，
４０ｕ＋ｔ％、Ｃｒ ０．０５〜０．４０ｕ＋ｔ％、Ｚ
ｒ ０．０５〜０．２５ｕ＋ｔ％のうちから選んだ１種
以上を含み、残部Ａ１および不純物からなるＡ１合金の
結晶粒径を１５００μｍ以下に微細化した鋳塊を、４０
０〜５５０’Ｃの温度で均質化処理を行なった後、３５
０〜５００°Ｃの温度で６０％以上の加工率で熱間加工
を行ない、最終熱処理後の結晶粒の短径と長径の比を
１：５以上とし、かつ、短径の長さを８０μｍ以下とす
ることを特徴とする溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優
れたＡｌＺｎ Ｍｇ合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP173184A JPS60145350A (ja) | 1984-01-09 | 1984-01-09 | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP173184A JPS60145350A (ja) | 1984-01-09 | 1984-01-09 | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60145350A true JPS60145350A (ja) | 1985-07-31 |
| JPH036985B2 JPH036985B2 (ja) | 1991-01-31 |
Family
ID=11509702
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP173184A Granted JPS60145350A (ja) | 1984-01-09 | 1984-01-09 | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60145350A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100904503B1 (ko) * | 2006-05-29 | 2009-06-25 | 성훈엔지니어링(주) | 가공용 고강도 알루미늄 합금 |
| CN116377297A (zh) * | 2023-04-13 | 2023-07-04 | 肇庆市大正铝业有限公司 | 一种硬质铝合金及其制备方法 |
-
1984
- 1984-01-09 JP JP173184A patent/JPS60145350A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100904503B1 (ko) * | 2006-05-29 | 2009-06-25 | 성훈엔지니어링(주) | 가공용 고강도 알루미늄 합금 |
| CN116377297A (zh) * | 2023-04-13 | 2023-07-04 | 肇庆市大正铝业有限公司 | 一种硬质铝合金及其制备方法 |
| CN116377297B (zh) * | 2023-04-13 | 2023-11-14 | 肇庆市大正铝业有限公司 | 一种硬质铝合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH036985B2 (ja) | 1991-01-31 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN106350716B (zh) | 一种高强度外观件铝合金材料及其制备方法 | |
| DE112008000587T5 (de) | Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung und Verfahren zu deren Herstellung | |
| AT413035B (de) | Aluminiumlegierung | |
| DE2517275B2 (de) | Verfahren zur Herstellung und Weiterverarbeitung eines plastisch verformbaren Gußerzeugnisses auf Basis einer Aluminium-Silizium-Legierung und die Verwendung des weiterverarbeiteten Gußerzeugnisses | |
| DE102016219711B4 (de) | Aluminiumlegierung zum Druckgießen und Verfahren zu ihrer Hitzebehandlung | |
| DE112014003155T5 (de) | Aluminiumlegierungshartlötblech und Verfahren für dessen Herstellung | |
| DE102020116868A1 (de) | Pulver aus einer Nickel-Kobaltlegierung, sowie Verfahren zur Herstellung des Pulvers | |
| JP4185247B2 (ja) | アルミニウム系合金及びその熱処理方法 | |
| EP0030070A1 (en) | Method for producing aircraft stringer material | |
| CN107604219A (zh) | 一种高强铝合金车体部件的配方及其生产工艺 | |
| JPS6058300B2 (ja) | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 | |
| CN110218917B (zh) | 一种含稀土元素的合金铝棒及其制备工艺 | |
| JPS60234955A (ja) | 耐応力腐蝕割れ性の優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造方法 | |
| JPH09125184A (ja) | アルミニウム合金製溶接構造材及びその製造方法 | |
| DE2813810A1 (de) | Aluminiumlegierung von hoher festigkeit | |
| US3403997A (en) | Treatment of age-hardenable coppernickel-zinc alloys and product resulting therefrom | |
| JPS60145350A (ja) | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金の製造法 | |
| JPS6360821B2 (ja) | ||
| JP2018168468A (ja) | アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法 | |
| JPS60145365A (ja) | 溶接性および耐応力腐蝕割れ性が優れたＡｌ−Ζｎ−Ｍｇ合金の製造法 | |
| JPS58213850A (ja) | 成形性の優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金材の製造法 | |
| JPS63270446A (ja) | 溶接構造用Ａ▲ｌ▼−Ｍｇ基合金厚板の製造方法 | |
| JPS6058298B2 (ja) | 均一な成形性を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金材の製造法 | |
| JPS6410584B2 (ja) | ||
| JP2000169927A (ja) | 耐部分腐食性に優れ疲労強度が高いアルミニウム合金塑性加工品及びその製造方法 |