JPS60238439A - 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
展伸用アルミニウム合金およびその製造方法Info
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- JPS60238439A JPS60238439A JP9417384A JP9417384A JPS60238439A JP S60238439 A JPS60238439 A JP S60238439A JP 9417384 A JP9417384 A JP 9417384A JP 9417384 A JP9417384 A JP 9417384A JP S60238439 A JPS60238439 A JP S60238439A
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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】
本発明は展伸用アルミニウム合金およびその製造方法に
関する。
関する。
[従来技術1
一般に、A1にLiを含有させると、密度が約3%低く
なって、弾性率が約6%も増加するので、A I−L
i合金は従来のA1合金に比べて軽量化が可能となり、
現在、L、1を2〜3+ut%含有させたA’1合金が
主として軽量化効果の大きい航空機等の構造用材料とし
ての実用化が検討されている。
なって、弾性率が約6%も増加するので、A I−L
i合金は従来のA1合金に比べて軽量化が可能となり、
現在、L、1を2〜3+ut%含有させたA’1合金が
主として軽量化効果の大きい航空機等の構造用材料とし
ての実用化が検討されている。
また、AlLi合金の上記説明した特性を利用して、リ
ニアー・モーターカーの構造材、テニスのラケット等の
各種のスポーツ用具、スピーカー振動板等にも幅広い用
途についてもその実用化が検討されている。
ニアー・モーターカーの構造材、テニスのラケット等の
各種のスポーツ用具、スピーカー振動板等にも幅広い用
途についてもその実用化が検討されている。
そして、このように、Al−Li合金が広く利用されて
いくためには、より大きな低密度、高弾性化を計り、強
度および靭性等の材料特性について、従来のA1合金と
同等以上の性能を持たせることが必要不可欠である。
いくためには、より大きな低密度、高弾性化を計り、強
度および靭性等の材料特性について、従来のA1合金と
同等以上の性能を持たせることが必要不可欠である。
しかして、Al−Li合金の密度および弾性率はところ
が少なく、A1に含有されるし1含有量によって大きく
左右され、従って、Δ1−Li合金の低密度、高弾性化
は主として、含有されるLi量により略決定される。
が少なく、A1に含有されるし1含有量によって大きく
左右され、従って、Δ1−Li合金の低密度、高弾性化
は主として、含有されるLi量により略決定される。
しかしながら、Liの含有量には自ら限界があり、Li
の含有量が多過ぎると強度が飽和腰仙び等の延性が著し
く低くなり、伸びは1%以下となって実用には適さなく
なる。
の含有量が多過ぎると強度が飽和腰仙び等の延性が著し
く低くなり、伸びは1%以下となって実用には適さなく
なる。
そのため、Al−Li合金において重要なことは、Li
をできるだけ多量に含有させて低密度、高弾性を計り、
かつ、優れた材料特性を得ることであるが、A I−L
i合金の特性において最も大きな問題は、得られる強
度の割には延性および靭性が劣るということである。
をできるだけ多量に含有させて低密度、高弾性を計り、
かつ、優れた材料特性を得ることであるが、A I−L
i合金の特性において最も大きな問題は、得られる強
度の割には延性および靭性が劣るということである。
[発明が解決しようとする問題点1
本発明は上記に説明したようなA I−L i合金にお
ける特性に対する研究およびその結果の知見に基いてな
されたものであり、即ち、低密度、高弾性率を有し、か
つ、優れた強度、延性および靭性等の機械的性質を有す
る展伸用アルミニウム合金およびその製造方法を提供す
るものである。
ける特性に対する研究およびその結果の知見に基いてな
されたものであり、即ち、低密度、高弾性率を有し、か
つ、優れた強度、延性および靭性等の機械的性質を有す
る展伸用アルミニウム合金およびその製造方法を提供す
るものである。
[問題点を解決するための手段]
本発明に係る展伸用アルミニウム合金およびその製造方
法は、 (1) Li 1,0−5.Ou+t%、Mg O,5
−2,0IIIL%、Cu O,5−3,Ou+t%、
S i O,2−]、5u+t%(ただし0.2+++
L%を含まず)、 Ti O,005−0,iu+t% を含有し、かつ、 Feを0.3111七%以下に規制し、さらに、 Zr O,05−0,3wt%、Mn O,05−1,
Ou+t%、Cr O,05−0,3u+t%、V 0
005−0.2u+t%のうちから選択した1種以上 を含有し、残部A1および不純物からなることを特徴と
する展伸用アルミニウム合金を第1の発明とし、 (2) Lil、O〜5.Ou+t%、Mg 0.5〜
2.Ou+t%、だし0,2u+t%を含まず)、 Ti O,005〜0.1!Ilt% を含有し、かつ、 Fe O13+ut%以下に規制し、 さらに、 Zr O,05−0,3u+t%、Mn 0.05−1
.Ou+j%、Cr O,05−0,3wt%、V O
,05−0,2wL%のうちから選択した1種以」二 を含有するアルミニウム合金鋳塊を、マクロ組織の結晶
粒平均寸法が3mm以下の鋳塊組織とし、400〜50
0°Cの温度で4〜48時間の均熱処理を行ない、その
後300 ’C以上の温度で熱間加工を行なった後、6
0%以下の加工率で冷間加]二を行なうことを特徴とす
る展伸用アルミニウム合金の製造方法を第2の発明とす
る2つの発明よりなるものである。
法は、 (1) Li 1,0−5.Ou+t%、Mg O,5
−2,0IIIL%、Cu O,5−3,Ou+t%、
S i O,2−]、5u+t%(ただし0.2+++
L%を含まず)、 Ti O,005−0,iu+t% を含有し、かつ、 Feを0.3111七%以下に規制し、さらに、 Zr O,05−0,3wt%、Mn O,05−1,
Ou+t%、Cr O,05−0,3u+t%、V 0
005−0.2u+t%のうちから選択した1種以上 を含有し、残部A1および不純物からなることを特徴と
する展伸用アルミニウム合金を第1の発明とし、 (2) Lil、O〜5.Ou+t%、Mg 0.5〜
2.Ou+t%、だし0,2u+t%を含まず)、 Ti O,005〜0.1!Ilt% を含有し、かつ、 Fe O13+ut%以下に規制し、 さらに、 Zr O,05−0,3u+t%、Mn 0.05−1
.Ou+j%、Cr O,05−0,3wt%、V O
,05−0,2wL%のうちから選択した1種以」二 を含有するアルミニウム合金鋳塊を、マクロ組織の結晶
粒平均寸法が3mm以下の鋳塊組織とし、400〜50
0°Cの温度で4〜48時間の均熱処理を行ない、その
後300 ’C以上の温度で熱間加工を行なった後、6
0%以下の加工率で冷間加]二を行なうことを特徴とす
る展伸用アルミニウム合金の製造方法を第2の発明とす
る2つの発明よりなるものである。
以下、本発明に係る展伸用アルミニウム合金およびその
製造方法について詳細に説明する。
製造方法について詳細に説明する。
先ず、本発明に係る展伸用アルミニウム合金の含有成分
および成分割合について説明する。
および成分割合について説明する。
Liは強度を向上させ、かつ、低密度および高弾性化に
は不可欠の元素であり、含有量が1.Ou+t%未満で
は低密度、高弾性化率が小さ過ぎ、また、5’、Ou+
t%を越えて含有されると強度は飽和し1、さらに、延
性、靭性が著しく低下するようになる。
は不可欠の元素であり、含有量が1.Ou+t%未満で
は低密度、高弾性化率が小さ過ぎ、また、5’、Ou+
t%を越えて含有されると強度は飽和し1、さらに、延
性、靭性が著しく低下するようになる。
よって、Li含有量は1.0〜5.Ou+L%とする。
Mgは延性および靭性を低下させることなく強度を向上
させる元素であり、含有量が0.5u+t%未満では強
度の向」二は少なく、また、2.0+ut%を越えて含
有されると延性および靭性が低下する。よって、Mg含
有量は0.5〜2.0+llt%とする。
させる元素であり、含有量が0.5u+t%未満では強
度の向」二は少なく、また、2.0+ut%を越えて含
有されると延性および靭性が低下する。よって、Mg含
有量は0.5〜2.0+llt%とする。
Cuは強度を向上させるのに不可欠の元素であり、含有
量が0,5u+t%未満であれば強度不足を生じ、また
、3.0IIIL%を越えて含有されると延性および靭
性が低下し、密度に対しても不利になる。
量が0,5u+t%未満であれば強度不足を生じ、また
、3.0IIIL%を越えて含有されると延性および靭
性が低下し、密度に対しても不利になる。
よって、Cu含有量は0.5〜3,0wt%とする。
Siは延性および靭性を損なうことなく強度を向上させ
る元素であり、含有量が0.2u+t%以下でを越えて
含有されると晶出化合物が増加して延性および靭性が低
下する。よって、81含有量は0.2〜1.5…t%と
する。
る元素であり、含有量が0.2u+t%以下でを越えて
含有されると晶出化合物が増加して延性および靭性が低
下する。よって、81含有量は0.2〜1.5…t%と
する。
゛r巾鋳塊のマクロ組織を3mm以下にするために不可
欠な元素であり、含有量が0,005u+t%未満では
このような効果を達成することができず、また、0.1
.wt%を越えて含有されると晶出化合物が増加して延
性および靭性を劣化させる。よって、Ti含有量はO’
、005〜0.1111t%とする。このTiは、単独
でもTi−Bの共存でも良い。
欠な元素であり、含有量が0,005u+t%未満では
このような効果を達成することができず、また、0.1
.wt%を越えて含有されると晶出化合物が増加して延
性および靭性を劣化させる。よって、Ti含有量はO’
、005〜0.1111t%とする。このTiは、単独
でもTi−Bの共存でも良い。
Feは含有量が0.3+ut%を越えるとAl−Fe系
、。
、。
の晶出物が増加し、延性、靭性および疲労特性が低下す
るようになる。よって、Fe含有量は0.3wt%以下
に規制しなければならない。
るようになる。よって、Fe含有量は0.3wt%以下
に規制しなければならない。
Zr、Mn、Cr、Vは最終熱処理後のミクロ組織にお
いて、l/u+−(Iは圧延方向の伸長粒の長さ、Wは
板厚方向の伸長粒の厚さ)を2()以上とするために必
要な元素であり、Zr、 Mn、Cr、■の含有量が0
.05wt%未満では最終熱処理においてミクロ組織が
大きく再結晶化が始まり(1〈1/u+<20となり、
また、Zr O,3wt%、Mn1.0+ut%、Cr
0.3u+t%、V 0,2IIlt%を夫々越えて
含有されると効果が飽和し、それ以上の含有は無駄であ
る。よって、Zr含有量0.05−0.3u+t、%、
Mn含有量は0.05−1.0+ut%、Cr含有量は
0.05−0.3u+t%、■含有量は0.05〜0.
2す1%とする。
いて、l/u+−(Iは圧延方向の伸長粒の長さ、Wは
板厚方向の伸長粒の厚さ)を2()以上とするために必
要な元素であり、Zr、 Mn、Cr、■の含有量が0
.05wt%未満では最終熱処理においてミクロ組織が
大きく再結晶化が始まり(1〈1/u+<20となり、
また、Zr O,3wt%、Mn1.0+ut%、Cr
0.3u+t%、V 0,2IIlt%を夫々越えて
含有されると効果が飽和し、それ以上の含有は無駄であ
る。よって、Zr含有量0.05−0.3u+t、%、
Mn含有量は0.05−1.0+ut%、Cr含有量は
0.05−0.3u+t%、■含有量は0.05〜0.
2す1%とする。
次に、本発明に係る展伸用アルミニウム合金の製造方法
について説明する。
について説明する。
」―記に説明した含有成分および成分割合のアルミニウ
ム合金鋳塊を、その鋳塊のマクロ組織の結晶粒平均寸法
を3mm以下の鋳塊組織とするのであるが、これは、こ
の結晶粒が3m111より大きいと、結晶粒界に析出す
る化合物が粗大で不均一に分布するようになり、それが
最終製品にまで残存して延性および靭性を劣化させるよ
うになるからである。
ム合金鋳塊を、その鋳塊のマクロ組織の結晶粒平均寸法
を3mm以下の鋳塊組織とするのであるが、これは、こ
の結晶粒が3m111より大きいと、結晶粒界に析出す
る化合物が粗大で不均一に分布するようになり、それが
最終製品にまで残存して延性および靭性を劣化させるよ
うになるからである。
続いて、均熱処理を行なうのであるが、400〜500
℃の温度で4〜48時間行なうことにより、固溶してい
るCu、Mn、Cr、Vが析出物として微細均一に析出
するので、製造工程における組織の再結晶板が防止され
、その後の圧延条件との組合せにより上記に説明したよ
うなl/u+>20が初めて達成できる。そして、均熱
温度が400℃未満、均熱時間が4時間未満では析出物
の微細均一が充分でなく、また、均熱温度が500℃、
均熱時間が48時間を越えると析出物が粗大化して組織
の再結晶化が防止できず、また、エネルギーが無駄とな
る。
℃の温度で4〜48時間行なうことにより、固溶してい
るCu、Mn、Cr、Vが析出物として微細均一に析出
するので、製造工程における組織の再結晶板が防止され
、その後の圧延条件との組合せにより上記に説明したよ
うなl/u+>20が初めて達成できる。そして、均熱
温度が400℃未満、均熱時間が4時間未満では析出物
の微細均一が充分でなく、また、均熱温度が500℃、
均熱時間が48時間を越えると析出物が粗大化して組織
の再結晶化が防止できず、また、エネルギーが無駄とな
る。
この均熱処理後に、300℃以上の温度で圧延或いは押
出しにより熱間加工を行なうのであり、300℃未満の
温度では製品の最終熱処理(例えば、T6調質等)を行
なうと、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比
l/lll<20となって延性が低下する。
出しにより熱間加工を行なうのであり、300℃未満の
温度では製品の最終熱処理(例えば、T6調質等)を行
なうと、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比
l/lll<20となって延性が低下する。
次に行なう圧延等の冷間加工においては、最終冷間加工
率が60%以下とし、この冷間加工率が60%より高く
なると、最終熱処理後のミクロ組織の伸長粒の形状比1
/IIlく20となり好ましくなく、この冷開加工率は
、均熱処理条件、熱間加工温度が上記説明した本発明に
係る展伸用アルミニウム合金の製造方法における範囲を
外れると、30〜40%以下としなければならず、冷間
加工率を大きくすることができず製造上不利であり、即
ち、冷開加工率60%は均熱処理条件、熱間加工温度を
上記説明したような限定された条件によって初めて達成
されるものである。
率が60%以下とし、この冷間加工率が60%より高く
なると、最終熱処理後のミクロ組織の伸長粒の形状比1
/IIlく20となり好ましくなく、この冷開加工率は
、均熱処理条件、熱間加工温度が上記説明した本発明に
係る展伸用アルミニウム合金の製造方法における範囲を
外れると、30〜40%以下としなければならず、冷間
加工率を大きくすることができず製造上不利であり、即
ち、冷開加工率60%は均熱処理条件、熱間加工温度を
上記説明したような限定された条件によって初めて達成
されるものである。
°また、上記説明においてミクロ組織のサブグレンを除
く伸長粒の形状比1/+u(Iは圧延方向の伸長粒の長
さ、Wは板厚方向の伸長粒の厚さ)を20以上とする理
由が示されているが、さらに説明すると、Al−Li合
金は極めて粒界破壊を起し易い合金で金り、これが延性
および靭性を低下させる最大の原因であり、いま、ミク
ロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比がl/u+<
20とあまり伸長されていない場合は、クラックは粒界
を容易に通過し易くなり、はぼ全面的な粒界破壊が生じ
、延性および靭性が低下することになる。
く伸長粒の形状比1/+u(Iは圧延方向の伸長粒の長
さ、Wは板厚方向の伸長粒の厚さ)を20以上とする理
由が示されているが、さらに説明すると、Al−Li合
金は極めて粒界破壊を起し易い合金で金り、これが延性
および靭性を低下させる最大の原因であり、いま、ミク
ロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比がl/u+<
20とあまり伸長されていない場合は、クラックは粒界
を容易に通過し易くなり、はぼ全面的な粒界破壊が生じ
、延性および靭性が低下することになる。
しかし、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比
が17w > 2’Oと細長く伸長されてぃ路が艮くな
1)過ぎると粒内を進行した方が有利となり、粒界破壊
の割合が減少することになり、延性および靭性が向上す
るものと考えられる。
が17w > 2’Oと細長く伸長されてぃ路が艮くな
1)過ぎると粒内を進行した方が有利となり、粒界破壊
の割合が減少することになり、延性および靭性が向上す
るものと考えられる。
[実施例]
本発明に係る展伸用アルミニウム合金およびその製造方
法の実施例を説明する。
法の実施例を説明する。
実施例1
第1表に示す含有成分および成分割合のアルミニウム合
金を溶製し、鋳造した鋳塊のマクロ組織の平均結晶粒度
が211II11以下である鋳塊を面前し第2表に示す
製造条件で灼熱処理→熱間圧延(冷間圧延後の最終板厚
が6m+nとなるように、冷間圧延率を考慮した板厚と
した。)→中間焼鈍→冷間圧延→6nunの板厚の圧延
材を得た。
金を溶製し、鋳造した鋳塊のマクロ組織の平均結晶粒度
が211II11以下である鋳塊を面前し第2表に示す
製造条件で灼熱処理→熱間圧延(冷間圧延後の最終板厚
が6m+nとなるように、冷間圧延率を考慮した板厚と
した。)→中間焼鈍→冷間圧延→6nunの板厚の圧延
材を得た。
この圧延材を、520℃×6()分の溶体化処理を行な
い、常温の水に焼入れ、次いで、焼入歪を取るために2
%のストレッチを行ない、150 =190°Cで熱処
理を行なった。
い、常温の水に焼入れ、次いで、焼入歪を取るために2
%のストレッチを行ない、150 =190°Cで熱処
理を行なった。
その材料特性を第2表の(1)に示す。なお、1 /
Ill の値も示しである。
Ill の値も示しである。
この第2表の(1)から明らかであるが、本発明に係る
展伸用アルミニウム合金およびその製造方法は、比較例
に比べて、機械的性質およびその他の性質が同等以上を
示しており、優れていることがわかる。
展伸用アルミニウム合金およびその製造方法は、比較例
に比べて、機械的性質およびその他の性質が同等以上を
示しており、優れていることがわかる。
実施例2
Ti含有量を変えて、鋳塊のマクロ組織の結晶粒度を変
えた第3表に示す含有成分および成分割合のアルミニウ
ム合金鋳塊を、面前→均質化熱処理(450°CX12
hr)−+熱間圧延(終了温度350 ’C)4中間焼
鈍(400℃X21+r)−+冷間圧延(板厚6mm)
の工程により6關厚の圧延材を製造した。
えた第3表に示す含有成分および成分割合のアルミニウ
ム合金鋳塊を、面前→均質化熱処理(450°CX12
hr)−+熱間圧延(終了温度350 ’C)4中間焼
鈍(400℃X21+r)−+冷間圧延(板厚6mm)
の工程により6關厚の圧延材を製造した。
この圧延材を520℃×60分の溶体化処理を行ない、
常温の水に焼入れ、次いで、焼入歪を取るために2%の
ストレッチを行ない、150〜] 90 ’Cの温度で
熱処理した。
常温の水に焼入れ、次いで、焼入歪を取るために2%の
ストレッチを行ない、150〜] 90 ’Cの温度で
熱処理した。
その最大強度が得られた熱処理材の特性を第4表に示す
。
。
この第4表か駄本発明に係る構造用アルミニウム合金お
よびその製造方法において、1および2、の鋳塊は、鋳
塊のマクロ組織の結晶粒平均寸法が3IIII11以下
、かつ、結晶粒の形状比(1/lu)が20以上であり
、これに対して、比較例の1は結晶粒平均寸法が5.3
11II11と大トく、結晶粒形状比が(litu)が
20以上であるが、機械的性質、特に伸び゛において劣
っており、また、Ti含有量が1.5iut%と多く含
まれると、結晶粒平均寸法が3va以下の0.5mn+
であり、かつ、結晶粒形状比(1/l11)が20以上
でも特に、伸びにおいて劣っていることがわかる。
よびその製造方法において、1および2、の鋳塊は、鋳
塊のマクロ組織の結晶粒平均寸法が3IIII11以下
、かつ、結晶粒の形状比(1/lu)が20以上であり
、これに対して、比較例の1は結晶粒平均寸法が5.3
11II11と大トく、結晶粒形状比が(litu)が
20以上であるが、機械的性質、特に伸び゛において劣
っており、また、Ti含有量が1.5iut%と多く含
まれると、結晶粒平均寸法が3va以下の0.5mn+
であり、かつ、結晶粒形状比(1/l11)が20以上
でも特に、伸びにおいて劣っていることがわかる。
[発明の効果]
以上説明したように、本発明に係る展伸用アルミニウム
合金およびその製造方法は上記の構成を有しているもの
であるから、低密度、高弾性化を計ることかで外、強度
が良好で、延性および靭性の優れた構造用のアルミニウ
ム合金を製造できるという優れた効果がある。
合金およびその製造方法は上記の構成を有しているもの
であるから、低密度、高弾性化を計ることかで外、強度
が良好で、延性および靭性の優れた構造用のアルミニウ
ム合金を製造できるという優れた効果がある。
Claims (3)
- (1) Li 1.O□−5,Out%、Mg Q、5
−2.0wt%、Cu O,5〜3,0IAt%、Si
O,2−1,5u+t%(ただし0.2wt%を含ま
ず)、 Ti O,005〜O,1Illt% を含有し、かつ、 Feを0.3111t%以下に規制し、さらに、 Zr 0005−0.ht%、Mn 0.05−1.O
u+t%、Cr O,05−0,3iut%、V O,
05−0,2u+t%のうちから選択した1種以上 を含有し、残部A1およびギ純物からなることを特徴と
する展伸用アルミニウム合金。 - (2) ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比
1/w(lは圧延方向の伸長粒の長さ、田は板厚方向の
伸長粒の厚さ)が20以上であることアルミニウム合金
。 - (3) Li 1.(1−5,0iut%、Mg O,
5−2,Ou+t%、Cu O,5−3,OwL%、S
i O,2−1,5wt%(ただし0,2a+t%を含
まず)、 Ti O,005〜0.1+ut% を含有し、かつ、 Fe O,3wt%以下に規制し、 さらに、 Zr 0.05−0,3u+t%、Mn 0.05−1
.0wt%、Cr O,05−0,3iut%、V O
,05−0,2wt%のうちから選択した1種以上 を含有するアルミニウム合金鋳塊を、マクロ組織の結晶
粒平均寸法が3mm以下の鋳塊組織とし、400〜50
0°Cの温度で4〜48時間の均熱処理を行ない、その
後300 ’C以上の温度で熱間加工を行なった後、6
0%以下の加工率で冷開加工を行ならことを特徴とする
展伸用アルミニ−ラム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9417384A JPS60238439A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9417384A JPS60238439A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60238439A true JPS60238439A (ja) | 1985-11-27 |
JPS6220272B2 JPS6220272B2 (ja) | 1987-05-06 |
Family
ID=14102946
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9417384A Granted JPS60238439A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60238439A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61166938A (ja) * | 1985-01-16 | 1986-07-28 | Kobe Steel Ltd | 展伸用Al−Li系合金およびその製造方法 |
JPS61210147A (ja) * | 1984-12-24 | 1986-09-18 | アルミナム カンパニ− オブ アメリカ | アルミニウムベース合金加工製品の製造方法 |
US5211910A (en) * | 1990-01-26 | 1993-05-18 | Martin Marietta Corporation | Ultra high strength aluminum-base alloys |
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-
1984
- 1984-05-11 JP JP9417384A patent/JPS60238439A/ja active Granted
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS61210147A (ja) * | 1984-12-24 | 1986-09-18 | アルミナム カンパニ− オブ アメリカ | アルミニウムベース合金加工製品の製造方法 |
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6220272B2 (ja) | 1987-05-06 |
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