JPS6055585B2 - 構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法 - Google Patents
構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法Info
- Publication number
- JPS6055585B2 JPS6055585B2 JP57219000A JP21900082A JPS6055585B2 JP S6055585 B2 JPS6055585 B2 JP S6055585B2 JP 57219000 A JP57219000 A JP 57219000A JP 21900082 A JP21900082 A JP 21900082A JP S6055585 B2 JPS6055585 B2 JP S6055585B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- fracture
- alloy
- length
- structural
- based alloy
- 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.)
- Expired
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法に
関する。
関する。
Ａｌ−Ｍ嗟合金は低温靭性、強度、溶接性、耐蝕性等
に優れているため、低温用溶接構造用材料として広く使
用されている。
に優れているため、低温用溶接構造用材料として広く使
用されている。
例えば、５庚Ｂ合金は低温容器をはじめ各種低温用途に
使用され、最近は液化天然ガスの陸上貯蔵タンク及びタ
ンカー用タンク等の大型溶接構造材として使用されてい
る。 この５叱袷金等のＡｌ−Ｍｇ基合金が低温用溶接
構造材として広く使用されるのは、−１９６℃の極低温
になつても不安定破壊を示さず充分な靭性を有すること
にある。
使用され、最近は液化天然ガスの陸上貯蔵タンク及びタ
ンカー用タンク等の大型溶接構造材として使用されてい
る。 この５叱袷金等のＡｌ−Ｍｇ基合金が低温用溶接
構造材として広く使用されるのは、−１９６℃の極低温
になつても不安定破壊を示さず充分な靭性を有すること
にある。
しカルて、Ａｌ−Ｍ嗟合金を低温で破壊させると、通
常第３図に示すような層状破面を呈する。
常第３図に示すような層状破面を呈する。
この層状破壊は材料の性質にもよるが、−１００℃位か
ら現われ始め、−１９６℃ではかなり現われる。この第
３図に示す層状破面は、第２図の矢印方向に圧延された
板からシヤルピー衝撃試験片２（板厚の１ハの厚さ）を
採取し、−１９６℃における試験時に現われたものであ
る。 この破壊現象は、低温における結晶粒界の脆化に
よる圧延方向に平行な粒界破壊であり、従つて、層状破
壊が低温における靭性に影響していることが推察され、
事実、大略的には層状破壊の程度がひどい程靭性が劣る
。
ら現われ始め、−１９６℃ではかなり現われる。この第
３図に示す層状破面は、第２図の矢印方向に圧延された
板からシヤルピー衝撃試験片２（板厚の１ハの厚さ）を
採取し、−１９６℃における試験時に現われたものであ
る。 この破壊現象は、低温における結晶粒界の脆化に
よる圧延方向に平行な粒界破壊であり、従つて、層状破
壊が低温における靭性に影響していることが推察され、
事実、大略的には層状破壊の程度がひどい程靭性が劣る
。
しカルながら、層状破壊の程度と靭性との関係を一義的
には決め難く、靭性が同一であつても結晶粒形状により
層状破壊の程度に可成りの差があることも事実である。
そして、５０８３合金においても、低温靭性が優れ、か
つ、層状破壊の程度の軽微なものが要求されている。ま
た、層状破壊は、主として結晶粒界にＭｇの含有量にも
よるが２００〜２５ＣｆＣ以下の温度で析出するβ相（
Ａｌ３Ｍｇ２）が多い程、かつ、結晶粒形状が偏平な程
層状破壊が大きくなるものであり、従つて、層状破壊の
程度を軽減するにはβ相の粒界析出を減少させ、そして
、結晶粒の偏平度を小さくする必要のあることを知見し
た。
には決め難く、靭性が同一であつても結晶粒形状により
層状破壊の程度に可成りの差があることも事実である。
そして、５０８３合金においても、低温靭性が優れ、か
つ、層状破壊の程度の軽微なものが要求されている。ま
た、層状破壊は、主として結晶粒界にＭｇの含有量にも
よるが２００〜２５ＣｆＣ以下の温度で析出するβ相（
Ａｌ３Ｍｇ２）が多い程、かつ、結晶粒形状が偏平な程
層状破壊が大きくなるものであり、従つて、層状破壊の
程度を軽減するにはβ相の粒界析出を減少させ、そして
、結晶粒の偏平度を小さくする必要のあることを知見し
た。
本発明は上記に説明した従来における、例えば、５０３
８合金等の層状破壊という問題点、および、本発明者の
研究開発による知見に鑑みなされたものであり、Ａ１−
Ｍ謀合金における層状破壊の程度を、含有成分および成
分割合と均熱条件、熱処理条件、組織を制御することに
より抑制することのできる構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及
びその製造法を提供するものである。
８合金等の層状破壊という問題点、および、本発明者の
研究開発による知見に鑑みなされたものであり、Ａ１−
Ｍ謀合金における層状破壊の程度を、含有成分および成
分割合と均熱条件、熱処理条件、組織を制御することに
より抑制することのできる構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及
びその製造法を提供するものである。
本発明に係る構造用Ａ１−Ｍｇ基合金板及びその製造法
は、（１）Ｍｇ３．６ｗｔ％、ＳｉＯ．２〜０．６Ｗｔ
％、ＴｌＯ．Ｏｌ〜０．２ｗｔ％、を含み、更に、Ｍｎ
Ｏ．Ｏ５〜１．５Ｗｔ％、ＣｒＯ．Ｏ５〜０．３Ｗｔ％
、ＺｒＯ．Ｏ５〜０．３Ｗ′ｔ％、ＶＯ．Ｏ５〜０．２
Ｗｔ％、ＭＯＯ．Ｏ５〜０．２Ｗｔ％のうちから選んだ
１種以上を含み、残部Ｎ及び不純物からなるＡｌ合金で
あつて、ミクロ結晶粒の圧延方向の長さＬと板厚方向の
長さＴとの比Ｌ／Ｔが４０以下であることを特徴とする
低温での層状破壊を軽減した構造用Ｎ−Ｍｇ基合金板を
第１の発明とし、（２）Ｍｇ３〜６ｗｔ％、ＳｌＯ．２
〜０．６ｗｔ％、ＴｉＯ．Ｏｌ〜０．２Ｗ′Ｔ．％を含
み、更に、ＭｎＯ．Ｏ５〜１．５Ｗｔ％、ＣｒＯ．Ｏ５
〜０．３ｗｔ％、ＺｒＯ．Ｏ５〜０．３Ｗｔ％、■０．
０５〜０．２Ｗｔ％、ＭＯＯ．Ｏ５〜０．２Ｗｔ％のう
ちから選んだ１種以上を含み、残部に及び不純物からな
るに合金鋳塊を、５００〜５４（代）にて均質化処理し
た後、熱間圧延を行一ない、熱間圧延終了後の２５０〜
５０′Ｃの冷却速度、或いはその後の最終焼鈍後の２５
０〜５０Ｃの冷却速度を５℃／Ｈｒとして冷却すること
を特徴とするミクロ結晶粒の圧延方向の長さＬと板厚方
向の長さＴとの比Ｌ／Ｔが４０以下である低温での層状
破一壊を軽減したに−Ｍ媒合金の製造法を第２の発明と
する２つの発明よりなるものである。
は、（１）Ｍｇ３．６ｗｔ％、ＳｉＯ．２〜０．６Ｗｔ
％、ＴｌＯ．Ｏｌ〜０．２ｗｔ％、を含み、更に、Ｍｎ
Ｏ．Ｏ５〜１．５Ｗｔ％、ＣｒＯ．Ｏ５〜０．３Ｗｔ％
、ＺｒＯ．Ｏ５〜０．３Ｗ′ｔ％、ＶＯ．Ｏ５〜０．２
Ｗｔ％、ＭＯＯ．Ｏ５〜０．２Ｗｔ％のうちから選んだ
１種以上を含み、残部Ｎ及び不純物からなるＡｌ合金で
あつて、ミクロ結晶粒の圧延方向の長さＬと板厚方向の
長さＴとの比Ｌ／Ｔが４０以下であることを特徴とする
低温での層状破壊を軽減した構造用Ｎ−Ｍｇ基合金板を
第１の発明とし、（２）Ｍｇ３〜６ｗｔ％、ＳｌＯ．２
〜０．６ｗｔ％、ＴｉＯ．Ｏｌ〜０．２Ｗ′Ｔ．％を含
み、更に、ＭｎＯ．Ｏ５〜１．５Ｗｔ％、ＣｒＯ．Ｏ５
〜０．３ｗｔ％、ＺｒＯ．Ｏ５〜０．３Ｗｔ％、■０．
０５〜０．２Ｗｔ％、ＭＯＯ．Ｏ５〜０．２Ｗｔ％のう
ちから選んだ１種以上を含み、残部に及び不純物からな
るに合金鋳塊を、５００〜５４（代）にて均質化処理し
た後、熱間圧延を行一ない、熱間圧延終了後の２５０〜
５０′Ｃの冷却速度、或いはその後の最終焼鈍後の２５
０〜５０Ｃの冷却速度を５℃／Ｈｒとして冷却すること
を特徴とするミクロ結晶粒の圧延方向の長さＬと板厚方
向の長さＴとの比Ｌ／Ｔが４０以下である低温での層状
破一壊を軽減したに−Ｍ媒合金の製造法を第２の発明と
する２つの発明よりなるものである。
本発明に係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金及びその製造法は
以下に説明することが基礎となつてる。
以下に説明することが基礎となつてる。
即ち、層状破壊に非常な悪影響を与える結晶粒界に析出
するβ相は、Ｍｇ含有量が多い程多くなるが、Ｓｉを含
有させることにより、ＳｉはＭｇとＭｇ２Ｓｉの化合物
を作るため、Ａ］３Ｍｇ２のβ相としてのＭｇの析出を
抑制して層状破壊の程度が軽減すること、また、β相の
析出は最終の温度履歴における約２００〜２５０′Ｃ以
下の冷却速度が遅い程、粒界析出が多くなる傾向があり
、例えば、０材ならば焼鈍後の冷却速度、Ｈｌｌ坩なら
ば熱間圧延後のａ冷却速度が大きく関係しすること、結
晶粒形状は均熱条件を高温、長時間行なうと偏平度が小
さくなつて層状破壊の程度が軽減すること、さらに、Ｔ
ｉまたはＴｉとＢを含有させることより鋳塊の結晶粒を
微細化し、圧延材の未再結晶粒の結晶粒を小さくするた
め、粒界破壊による層状破壊の程度を軽減することがで
きることである。次に、本発明に係る構造用Ａ１−Ｍｇ
基合金及びその製造法について説明する。
するβ相は、Ｍｇ含有量が多い程多くなるが、Ｓｉを含
有させることにより、ＳｉはＭｇとＭｇ２Ｓｉの化合物
を作るため、Ａ］３Ｍｇ２のβ相としてのＭｇの析出を
抑制して層状破壊の程度が軽減すること、また、β相の
析出は最終の温度履歴における約２００〜２５０′Ｃ以
下の冷却速度が遅い程、粒界析出が多くなる傾向があり
、例えば、０材ならば焼鈍後の冷却速度、Ｈｌｌ坩なら
ば熱間圧延後のａ冷却速度が大きく関係しすること、結
晶粒形状は均熱条件を高温、長時間行なうと偏平度が小
さくなつて層状破壊の程度が軽減すること、さらに、Ｔ
ｉまたはＴｉとＢを含有させることより鋳塊の結晶粒を
微細化し、圧延材の未再結晶粒の結晶粒を小さくするた
め、粒界破壊による層状破壊の程度を軽減することがで
きることである。次に、本発明に係る構造用Ａ１−Ｍｇ
基合金及びその製造法について説明する。
先ず、Ａｌ−Ｍｇ基合金の含有成分及び成分割合につい
て説明する。
て説明する。
Ｍｇは含有量がａ％未満では強度が不充分であり、層状
破壊を起すことがなく、また、６Ｗｔ％を越えて含有さ
れると応力腐食割れが発生し易くなる。
破壊を起すことがなく、また、６Ｗｔ％を越えて含有さ
れると応力腐食割れが発生し易くなる。
よつて、Ｍｇ含有量は３〜６Ｗ′ｔ％とする。Ｓｉは含
有量が０．２ｗｔ％未満では層状破壊の程度が大きくな
り、また、０．６Ｗｔ％を越えて含有されると強度が低
下し、耐蝕性が低下する。よつて、Ｓｉ含有量は０．２
〜０．６Ｗ′ｔ％とする。Ｔｉは含有量が０．０１Ｗｔ
％未満では鋳塊の微細化が達成されず、厚板になるほど
鋳塊の組織、未再結晶組織の残存が多くなるため、ミク
ロ組織が粗くなり、層状破壊程度が大きくなり、０．２
Ｗｔ％を越える含有量では不溶性化合物が多量に晶出し
、靭性が低下する。よつて、Ｔｉ含有量は０．０１〜０
．２Ｗｔ％とする。このＴｉはＡＩ−Ｔｉ母合金或いは
ＡＩ一Ｔｉ−Ｂ母合金の形で添加され、後者の場合、Ｂ
≦０．０ＩＷｔ％の範囲で残留することがある。■、Ｃ
ｒ．ｚｒｌ■、ＭＯの遷移元素は層状破壊を阻止する効
果、即ち、β相の粒界析出を阻止する効果があり、かつ
、再結晶化を阻止する効果があるので強度が確保され、
また、応力腐蝕割れを阻止する効果があるが、含有量夫
々０．０５Ｗｔ％未満ではこのような効果がなく、また
、ｒ！４ｒ１１．５Ｗｔ％、ＣｒＯ．３ｗｔ％、ＺｒＯ
．３ｗｔ％、ＶＯ．２Ｗｔ％、ＭＯＯ．２Ｗｔ％を夫々
越えて含有されると金属間化合物が多くなり、場合によ
つては巨大な金属間化合物が発生して健全な鋳塊が得ら
れず、圧延材の靭性を著しく低下させる。よつて、Ｍｎ
含有量は０．０５〜１．５Ｗｔ％、Ｃｒ含有量０．０５
〜０．３Ｗｔ％、Ｚｒ含有量０．０５〜０．３ｗｔ％、
Ｖ含有量０．０５〜０．２Ｗｔ％、ＭＯ含有量０．０５
〜０．２Ｗｔ％とする。ミクロ結晶粒の圧延方向の長さ
Ｌと板厚方向の長さＴとの比Ｌ／Ｔを４０以下とするの
は次の理由による。
有量が０．２ｗｔ％未満では層状破壊の程度が大きくな
り、また、０．６Ｗｔ％を越えて含有されると強度が低
下し、耐蝕性が低下する。よつて、Ｓｉ含有量は０．２
〜０．６Ｗ′ｔ％とする。Ｔｉは含有量が０．０１Ｗｔ
％未満では鋳塊の微細化が達成されず、厚板になるほど
鋳塊の組織、未再結晶組織の残存が多くなるため、ミク
ロ組織が粗くなり、層状破壊程度が大きくなり、０．２
Ｗｔ％を越える含有量では不溶性化合物が多量に晶出し
、靭性が低下する。よつて、Ｔｉ含有量は０．０１〜０
．２Ｗｔ％とする。このＴｉはＡＩ−Ｔｉ母合金或いは
ＡＩ一Ｔｉ−Ｂ母合金の形で添加され、後者の場合、Ｂ
≦０．０ＩＷｔ％の範囲で残留することがある。■、Ｃ
ｒ．ｚｒｌ■、ＭＯの遷移元素は層状破壊を阻止する効
果、即ち、β相の粒界析出を阻止する効果があり、かつ
、再結晶化を阻止する効果があるので強度が確保され、
また、応力腐蝕割れを阻止する効果があるが、含有量夫
々０．０５Ｗｔ％未満ではこのような効果がなく、また
、ｒ！４ｒ１１．５Ｗｔ％、ＣｒＯ．３ｗｔ％、ＺｒＯ
．３ｗｔ％、ＶＯ．２Ｗｔ％、ＭＯＯ．２Ｗｔ％を夫々
越えて含有されると金属間化合物が多くなり、場合によ
つては巨大な金属間化合物が発生して健全な鋳塊が得ら
れず、圧延材の靭性を著しく低下させる。よつて、Ｍｎ
含有量は０．０５〜１．５Ｗｔ％、Ｃｒ含有量０．０５
〜０．３Ｗｔ％、Ｚｒ含有量０．０５〜０．３ｗｔ％、
Ｖ含有量０．０５〜０．２Ｗｔ％、ＭＯ含有量０．０５
〜０．２Ｗｔ％とする。ミクロ結晶粒の圧延方向の長さ
Ｌと板厚方向の長さＴとの比Ｌ／Ｔを４０以下とするの
は次の理由による。
即ち、Ｌ／Ｔの偏平度は組織の形状を表わしたものであ
り、ミクロ組織の結晶粒の偏平度（Ｌ／Ｔ）が４０を越
えると層状破壊の程度が大きくなり、鋳壊の結晶粒が破
壊される圧延比ど圧延材の組織の最結晶化に影響され、
圧延比（鋳塊厚さ／板厚）が小さい程、再結晶化が進む
程、偏平度（Ｌ／Ｔ）は小さいものであるから、再結晶
化を制御することが重要てある。しかして、本発明にお
いては、均熱条件が５４０しＣ×２４Ｈｒ以上のように
高温、長時間では再結晶化は進み偏平度（Ｌ／Ｔ）は小
さくなるが強度の低下が著しくなり、また、均熱条件が
５００℃×４Ｈｒ以下のように低温、短時間では強度は
高くなるがＬ／Ｔが強度は高くなるが、Ｌ／Ｔが４０以
上を確保することができなくなる。従つて、Ｌ／Ｔを４
０以下とするのである。
÷１次に熱処理条件を説明する。
均質化処理温度が５００Ｃ未満では層状破壊が大きくな
り、また陳九を越えると板材の強度の低下が著しくなる
ので均質化処理温度は５００〜聞冗とし、また、均質化
処理時間は大体において、４〜２．４Ｈｒとするのが好
適である。
り、ミクロ組織の結晶粒の偏平度（Ｌ／Ｔ）が４０を越
えると層状破壊の程度が大きくなり、鋳壊の結晶粒が破
壊される圧延比ど圧延材の組織の最結晶化に影響され、
圧延比（鋳塊厚さ／板厚）が小さい程、再結晶化が進む
程、偏平度（Ｌ／Ｔ）は小さいものであるから、再結晶
化を制御することが重要てある。しかして、本発明にお
いては、均熱条件が５４０しＣ×２４Ｈｒ以上のように
高温、長時間では再結晶化は進み偏平度（Ｌ／Ｔ）は小
さくなるが強度の低下が著しくなり、また、均熱条件が
５００℃×４Ｈｒ以下のように低温、短時間では強度は
高くなるがＬ／Ｔが強度は高くなるが、Ｌ／Ｔが４０以
上を確保することができなくなる。従つて、Ｌ／Ｔを４
０以下とするのである。
÷１次に熱処理条件を説明する。
均質化処理温度が５００Ｃ未満では層状破壊が大きくな
り、また陳九を越えると板材の強度の低下が著しくなる
ので均質化処理温度は５００〜聞冗とし、また、均質化
処理時間は大体において、４〜２．４Ｈｒとするのが好
適である。
また、板材の最終温度履歴における冷却速度、即ち、熱
間圧延終了後の２５０〜５０℃間の冷却速度、或いは、
その後の最終焼鈍後の２５０〜５（代）間の冷却速度が
５℃ＩＨｒ未満においてはβ相の粒界析出が多くなつて
層状破壊が大きくなるので冷却速度は５℃１Ｈｒ以上と
するのである。
間圧延終了後の２５０〜５０℃間の冷却速度、或いは、
その後の最終焼鈍後の２５０〜５（代）間の冷却速度が
５℃ＩＨｒ未満においてはβ相の粒界析出が多くなつて
層状破壊が大きくなるので冷却速度は５℃１Ｈｒ以上と
するのである。
本発明に係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法
の実施例ど比較例と共に説明する。
の実施例ど比較例と共に説明する。
実施例１
第１表に示す含有成分及び成分割合となるように通常の
溶製法により溶製後、厚さ５００ｍｆ）Ａ］合金鋳塊を
製造し、第２表に示す均質化処理条件で均質化した後、
熱間圧延を行なつて板厚４０Ｗｒ１１Ｉ，の板”材とし
た。
溶製法により溶製後、厚さ５００ｍｆ）Ａ］合金鋳塊を
製造し、第２表に示す均質化処理条件で均質化した後、
熱間圧延を行なつて板厚４０Ｗｒ１１Ｉ，の板”材とし
た。
その後、３５０℃×２Ｈｒの焼鈍を行ない、焼鈍後の冷
却速度（２５０〜５（代）間）を第２表に示す条件で行
なつた。そして、これらの板材の結晶粒の偏平度及び層
状破壊の程度を第２表に示す。
却速度（２５０〜５（代）間）を第２表に示す条件で行
なつた。そして、これらの板材の結晶粒の偏平度及び層
状破壊の程度を第２表に示す。
実施例２
第１表のＮＯ．ｌ、ＮＯ．６、ＮＯ．６−１、ＮＯ．６
−２、ＮＯ．６−３、ＮＯ．ｌｌ、ＮＯ．ｌ２の合金を
実施例１と同様にして、厚さ５０ＣＭの合金鋳塊を製造
し、第３に示す均質化処理条件で均熱を行なつた後、熱
間＊圧延により板厚４０Ｔｎの板材にし、第３表に示す
熱間圧延後の冷却速度て冷却して川１２ｆ４とした。
−２、ＮＯ．６−３、ＮＯ．ｌｌ、ＮＯ．ｌ２の合金を
実施例１と同様にして、厚さ５０ＣＭの合金鋳塊を製造
し、第３に示す均質化処理条件で均熱を行なつた後、熱
間＊圧延により板厚４０Ｔｎの板材にし、第３表に示す
熱間圧延後の冷却速度て冷却して川１２ｆ４とした。
これらの板材の結晶粒の偏平度及び層状破壊の程度を第
３表に示す。これらの実施例１及び２から明らかなよう
に本発明に係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金は、結晶粒偏平
度及び層状破壊の程度が比較的に比して非常に小さく、
極めて優れた効果を示すことがわかる。
３表に示す。これらの実施例１及び２から明らかなよう
に本発明に係る構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金は、結晶粒偏平
度及び層状破壊の程度が比較的に比して非常に小さく、
極めて優れた効果を示すことがわかる。
第１図は結晶粒の圧延方向の長さＬと板厚方向の長さＴ
を示す概略図、第２図は層状破壊試験片採取位置を示す
斜視図、第３図は層状破壊による層状破面を示す概略図
である。
を示す概略図、第２図は層状破壊試験片採取位置を示す
斜視図、第３図は層状破壊による層状破面を示す概略図
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｍｇ３〜６ｗｔ％、Ｓｉ０．２〜０．６ｗｔ％、Ｔ
ｉ０．０１〜０．２ｗｔ％を含み、更に、Ｍｎ０．０５
〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ０
．０５〜０．３ｗｔ％、Ｖ０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｍ
ｏ０．０５〜０．２ｗｔ％のうちから選んだ１種以上を
含み、残部Ａｌ及び不純物からなるＡｌ合金であつて、
ミクロ結晶粒の圧延方向の長さＬと板厚方向の長さＴと
の比Ｌ／Ｔが４０以下であることを特徴とする低温での
層状破壊を軽減した構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板。 ２ Ｍｇ３〜６ｗｔ％、Ｓｉ０．２〜０．６ｗｔ％、Ｔ
ｉ０．０１〜０．２ｗｔ％を含み、更に、Ｍｎ０．０５
〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ０
．０５〜０．３ｗｔ％、Ｖ０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｍ
ｏ０．０５〜０．２ｗｔ％のうちから選んだ１種以上を
含み、残部Ａｌ及び不純物からなるＡｌ合金鋳塊を、５
００〜５４０℃にて均質化処理した後、熱間圧延を行な
い、熱間圧延終了後の２５０〜５０℃の冷却速度、或い
は、その後の最終焼鈍後の２５０〜５０℃の冷却速度を
５℃／Ｈｒ以上として冷却することを特徴とするミクロ
結晶粒の圧延方向の長さＬと板厚方向の長さＴとの比Ｌ
／Ｔが４０以下である低温での層状破壊を軽減したＡｌ
−Ｍｇ基合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57219000A JPS6055585B2 (ja) | 1982-12-14 | 1982-12-14 | 構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57219000A JPS6055585B2 (ja) | 1982-12-14 | 1982-12-14 | 構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59110759A JPS59110759A (ja) | 1984-06-26 |
| JPS6055585B2 true JPS6055585B2 (ja) | 1985-12-05 |
Family
ID=16728691
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57219000A Expired JPS6055585B2 (ja) | 1982-12-14 | 1982-12-14 | 構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6055585B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05339668A (ja) * | 1992-06-05 | 1993-12-21 | Kobe Steel Ltd | 極低温成形加工用Ａｌ−Ｍｇ系合金圧延板 |
| US7998402B2 (en) * | 2005-08-16 | 2011-08-16 | Aleris Aluminum Koblenz, GmbH | High strength weldable Al-Mg alloy |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5534860A (en) * | 1978-09-04 | 1980-03-11 | Hitachi Ltd | Controller of electric car |
-
1982
- 1982-12-14 JP JP57219000A patent/JPS6055585B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5534860A (en) * | 1978-09-04 | 1980-03-11 | Hitachi Ltd | Controller of electric car |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59110759A (ja) | 1984-06-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2004514059A (ja) | ろう付けされる熱交換器の製造のための、アルミニウム合金でクラッドされるストリップの製造方法 | |
| EP2791378A1 (en) | Aluminium fin alloy and method of making the same | |
| US5116428A (en) | Rolled thin sheets of aluminum alloy | |
| 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 | |
| JPH0261025A (ja) | 成形性の優れたＡｌ−Ｓｉ系合金板材とその製造方法 | |
| JP2001340989A (ja) | 成形性が優れたアルミニウム合金製ブレージングシート及びその製造方法 | |
| EP0846781B1 (en) | Process of forming an aluminium sheet with excellent high speed superplastic formability | |
| JPS6055585B2 (ja) | 構造用Ａｌ−Ｍｇ基合金板及びその製造法 | |
| JPH0756067B2 (ja) | アルミニウム箔地の製造方法 | |
| JP3161141B2 (ja) | アルミニウム合金薄板の製造方法 | |
| JP4098922B2 (ja) | アルミニウムクラッド材および電解コンデンサ電極用アルミニウム箔 | |
| JP2002256364A (ja) | 熱交換器のフィン材用アルミニウム合金、及び熱交換器のフィン材の製造方法 | |
| JPH09302434A (ja) | 耐ピッティング性に優れたろう付け用アルミニウム合金材およびその製造方法 | |
| JPH01262048A (ja) | 熱間加工性が優れ、偏析を軽減した高耐食性高合金の製造方法 | |
| JPS61163232A (ja) | 高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金およびその製造法 | |
| JPH02118050A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 | |
| JP7252395B2 (ja) | 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート | |
| JPH01234541A (ja) | ブレージング用アルミニウム合金ベアフィン材 | |
| JPH04160131A (ja) | 強度かつ成形性に優れるＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ系合金板及びその製造方法 | |
| JPH11193431A (ja) | 精密鋳造用チタンアルミナイド及びその製造方法 | |
| JPS60238460A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPS6365744B2 (ja) | ||
| JPS6157384B2 (ja) | ||
| JPH0250186B2 (ja) | ||
| WO2023276572A1 (ja) | 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート |