JPS62214150A - 冷間鍛造用アルミニウム合金 - Google Patents
冷間鍛造用アルミニウム合金Info
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は焼入後に冷間(常温)にて加工し、しかるのち
に、人工時効して使用する構造部材に用いるアルミニウ
ム合金、特に、冷間鍛造性に優れたアルミニウム合金に
関する。
に、人工時効して使用する構造部材に用いるアルミニウ
ム合金、特に、冷間鍛造性に優れたアルミニウム合金に
関する。
(従来の技術)
従来鍛造材として構造部材に用いられるアルミニウム合
金としてはA11−Cu系およびAn−Zn −M g
系合金が、その高い強度ゆえに、使用される場合が多い
。一方、An−Mg−3i系合金は前記An−Cu系合
金等に比べ強度はやや劣るものの、耐食性、加工性等に
優れることから中強度の構造部材等に広く使用されてき
ている。これらへ文−Mg−3i系合金(例えば、JI
S6061合金、6151合金等)の材料は素材(板、
棒もしくは鍛造ブロック)を熱間て鍛造するか、素材を
完全に焼鈍軟化させた状態において冷間で鍛造し、それ
らを焼入後、人工時効を施すか、もしくは施さずに、最
終的な製品形状に機械加工もしくは簡単な成型加工を施
して仕上げている。
金としてはA11−Cu系およびAn−Zn −M g
系合金が、その高い強度ゆえに、使用される場合が多い
。一方、An−Mg−3i系合金は前記An−Cu系合
金等に比べ強度はやや劣るものの、耐食性、加工性等に
優れることから中強度の構造部材等に広く使用されてき
ている。これらへ文−Mg−3i系合金(例えば、JI
S6061合金、6151合金等)の材料は素材(板、
棒もしくは鍛造ブロック)を熱間て鍛造するか、素材を
完全に焼鈍軟化させた状態において冷間で鍛造し、それ
らを焼入後、人工時効を施すか、もしくは施さずに、最
終的な製品形状に機械加工もしくは簡単な成型加工を施
して仕上げている。
例えば、カメラの鏡筒、遅動靴用スパイク等の部品は押
出棒、管あるいは鋳造棒を素材として使用し、これを完
全焼鈍軟化状態で冷間にて型鍛造を行ない、その後、溶
体化、水焼入れ、人工時効処理等をそれぞれ施して最後
に切削加工にて最終製品形状に什−1;ばている。
出棒、管あるいは鋳造棒を素材として使用し、これを完
全焼鈍軟化状態で冷間にて型鍛造を行ない、その後、溶
体化、水焼入れ、人工時効処理等をそれぞれ施して最後
に切削加工にて最終製品形状に什−1;ばている。
(発明が解決しようとする問題点)
しかし、焼入前に最終製品形状もしくはそれに近い形状
に加工を行なっても焼入時もしくはそれに続く機械加工
時に焼入歪を生じ、充分な寸法精度が得られない場合が
多く、特に、肉厚の薄い製品において問題となっていた
。
に加工を行なっても焼入時もしくはそれに続く機械加工
時に焼入歪を生じ、充分な寸法精度が得られない場合が
多く、特に、肉厚の薄い製品において問題となっていた
。
また、JIS 6061合金、6151合金等のAl
−Mg−3i系合金は焼入後室温に放置すると自然時効
硬化し、通常焼入後4〜10日でHv70程度の硬さと
なり、以後もその硬さは漸増する。このため、焼入後に
強い冷間加工を施すことは困難てあった。
−Mg−3i系合金は焼入後室温に放置すると自然時効
硬化し、通常焼入後4〜10日でHv70程度の硬さと
なり、以後もその硬さは漸増する。このため、焼入後に
強い冷間加工を施すことは困難てあった。
それゆえ、これまでにAn−Mg−3i系合金の焼入後
の自然時効を遅らせる研究が行なわれてきており、例え
ば、特開昭60.138039号においてはJIS
6151相当合金にSnを添加して自然時効を遅滞させ
る方法が開示されている。しかしながら、Sn添加によ
る自然時効遅滞効果は主にAU−Cu系合金では顕著に
認められるが、An−Mg−3i系合金ではその効果は
比較的小さく、充分なものではなかった。
の自然時効を遅らせる研究が行なわれてきており、例え
ば、特開昭60.138039号においてはJIS
6151相当合金にSnを添加して自然時効を遅滞させ
る方法が開示されている。しかしながら、Sn添加によ
る自然時効遅滞効果は主にAU−Cu系合金では顕著に
認められるが、An−Mg−3i系合金ではその効果は
比較的小さく、充分なものではなかった。
本発明は焼入後でも従来の完全焼鈍材と同等の成形性を
有し、かつ、人工時効処理後では従来材の人工時効処理
後と同等の性能を有するアルミニウム合金を提供するこ
とを目的とする。
有し、かつ、人工時効処理後では従来材の人工時効処理
後と同等の性能を有するアルミニウム合金を提供するこ
とを目的とする。
(問題点を解決するためのL段)
本発明者は上記目的を達成するためAn−Mg−Si系
合金の時効挙動を広範囲かつ詳細に検討した結果、以下
の知見を得た。
合金の時効挙動を広範囲かつ詳細に検討した結果、以下
の知見を得た。
A党−M g −S i系三元合金において、MgとS
iはM g 2 S 1となりやすく、事実上へ見−M
g 2 S を擬二元合金、またはA見−M g z
S t−Siもしくはへ交−Mg2Si−Mg擬三元
合金として扱われる。この場合のM g z S s量
および擬三元合金におけるSi量、Mg量(それぞれ擬
二元合金に対する過剰Si量、過剰Mg量と呼ぶ)のい
ずれもが自然時効硬化および人工時効硬化を促進する効
果を持っている。この過剰Si量および過剰Mg量を少
なくし、特に、自然時効硬化促進能の大きいSi量をM
g量より少なくすることにより焼入後の自然時効硬さを
低くし、さらに、CuとSnおよびCr、Zr、Mnの
遷移元素群の内の1種以上を同時に添加することにより
高温の人工時効の強度を増大させることができる。この
場合Cu添加は人工時効後の強度増大を目的としている
が、Cuの単独添加は自然時効における硬度増大をもた
らして加工性を低下させる。しかし、SnとCr、Zr
、Mnの遷移元素の内の1種以上を同時に添加すること
により焼入後の常温におけるCuの析出が抑制され、か
つ、人工時効後の強度が増大することが見いだされた。
iはM g 2 S 1となりやすく、事実上へ見−M
g 2 S を擬二元合金、またはA見−M g z
S t−Siもしくはへ交−Mg2Si−Mg擬三元
合金として扱われる。この場合のM g z S s量
および擬三元合金におけるSi量、Mg量(それぞれ擬
二元合金に対する過剰Si量、過剰Mg量と呼ぶ)のい
ずれもが自然時効硬化および人工時効硬化を促進する効
果を持っている。この過剰Si量および過剰Mg量を少
なくし、特に、自然時効硬化促進能の大きいSi量をM
g量より少なくすることにより焼入後の自然時効硬さを
低くし、さらに、CuとSnおよびCr、Zr、Mnの
遷移元素群の内の1種以上を同時に添加することにより
高温の人工時効の強度を増大させることができる。この
場合Cu添加は人工時効後の強度増大を目的としている
が、Cuの単独添加は自然時効における硬度増大をもた
らして加工性を低下させる。しかし、SnとCr、Zr
、Mnの遷移元素の内の1種以上を同時に添加すること
により焼入後の常温におけるCuの析出が抑制され、か
つ、人工時効後の強度が増大することが見いだされた。
本発明は」二記知見に基づいてなされたものである。
すなわち本発明はMg 0.2〜1.5 wt%、Si
0.1〜0.8wt%、Cu 0.1〜2.0 wt%
、Sn0.02〜1.5 w t%を含有し、かつ、M
g含有量がSi含有量より多く、さらに、Cr0.05
〜0.4wt%、Z r 0.02〜0.25wt%、
Mn0005〜1.4wt%のうちから選ばれた1種も
しくは2種以上を含有し、残部がAUおよび不可避不純
物よりなることを特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合
金 及び M g 0.2〜1.5 w t%、S i 0.1
〜0.8 wt%、Cu Il、L−2,0w t%
、 S n 0.112〜1.5 w t%を含有
し、かつ、Mg含右14がSi含有量より多く、さらに
、Cr 0.05〜0.4w t%、Zr11.02〜
0.25w t%、Mn Il、[15〜1.4 wt
%のうちから選ばれた1種もしくは2種以上とPb0.
1〜1.2 wt%、B i 0.1〜1.2 wt
%のいずれか1種もしくはその両者を同時に含有し、か
つ、Pb+B i +Sn≦2.5wt%であることを
特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合金を提供するもの
である。
0.1〜0.8wt%、Cu 0.1〜2.0 wt%
、Sn0.02〜1.5 w t%を含有し、かつ、M
g含有量がSi含有量より多く、さらに、Cr0.05
〜0.4wt%、Z r 0.02〜0.25wt%、
Mn0005〜1.4wt%のうちから選ばれた1種も
しくは2種以上を含有し、残部がAUおよび不可避不純
物よりなることを特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合
金 及び M g 0.2〜1.5 w t%、S i 0.1
〜0.8 wt%、Cu Il、L−2,0w t%
、 S n 0.112〜1.5 w t%を含有
し、かつ、Mg含右14がSi含有量より多く、さらに
、Cr 0.05〜0.4w t%、Zr11.02〜
0.25w t%、Mn Il、[15〜1.4 wt
%のうちから選ばれた1種もしくは2種以上とPb0.
1〜1.2 wt%、B i 0.1〜1.2 wt
%のいずれか1種もしくはその両者を同時に含有し、か
つ、Pb+B i +Sn≦2.5wt%であることを
特徴とする冷間鍛造用アルミニウム合金を提供するもの
である。
以下に各添加元素の成分量を限定した理由を述べる。
Siは本発明のアルミニウム合金の強度に大きく寄グー
する元素て、M g 2 S tを形成するとともに過
剰Siは特に自然時効を促進する。Si含有量0.1w
t%未満ては人工時効後の強度が充分でなく、また、
0.8wt%を越えると焼入後の自然時効硬化が大きく
冷間加工性を低下させるとともに、AM−Cu−3i系
金属間化合物の生成量を増大させて材料の靭性を低下さ
せる。また、Si量がMg量以上になると過剰Si量か
増大し、焼入後の冷間加工性に劣る。
する元素て、M g 2 S tを形成するとともに過
剰Siは特に自然時効を促進する。Si含有量0.1w
t%未満ては人工時効後の強度が充分でなく、また、
0.8wt%を越えると焼入後の自然時効硬化が大きく
冷間加工性を低下させるとともに、AM−Cu−3i系
金属間化合物の生成量を増大させて材料の靭性を低下さ
せる。また、Si量がMg量以上になると過剰Si量か
増大し、焼入後の冷間加工性に劣る。
MgはSiとM g 2 S tを形成して、Siと同
様に、本発明アルミニウム合金の強度に大きく寄与する
か、含有量が0.2wt%未満では人工時効後の強度が
低くて不充分であり、また1、5wt%を越えると過剰
Mgiが増大するとともに焼入後常温においてA文−C
u −M g系の析出物を生成して自然時効硬化を促進
し加工性を低下させる。
様に、本発明アルミニウム合金の強度に大きく寄与する
か、含有量が0.2wt%未満では人工時効後の強度が
低くて不充分であり、また1、5wt%を越えると過剰
Mgiが増大するとともに焼入後常温においてA文−C
u −M g系の析出物を生成して自然時効硬化を促進
し加工性を低下させる。
第1図に本発明アルミニウム合金におけるSiおよびM
gの含有量の領域を示す。
gの含有量の領域を示す。
Cuは、本発明アルミニウム合金の人「時効後の強度に
寄榮する元素であるか、0.1wt%未満の含有量では
人工時効後の強度か充分てなく、含有i2.0wt%を
越えるとSnおよびCr、Zr、Mnの同時添加による
自然時効抑制が充分でなくなり、自然時効時の強度が増
大して冷間加工性か低下する。
寄榮する元素であるか、0.1wt%未満の含有量では
人工時効後の強度か充分てなく、含有i2.0wt%を
越えるとSnおよびCr、Zr、Mnの同時添加による
自然時効抑制が充分でなくなり、自然時効時の強度が増
大して冷間加工性か低下する。
Snは焼入時の過剰空孔な減少させ、また、主としてA
M−Cu系析出物を減少させ自然時効状態での硬度を低
下させ、それにより、冷間加工性を改善する。しかし、
Sn含有’fJ10.02 w t%未満では自然時効
状態ての硬度低下か不充分で冷間加工性か劣り、また、
1.5wt%を越えると材料中に粗大な低融点化合物を
生成して、特に熱間加工性を低下させる。Sn含有敬は
好ましくは0、旧〜1.2wt%である。
M−Cu系析出物を減少させ自然時効状態での硬度を低
下させ、それにより、冷間加工性を改善する。しかし、
Sn含有’fJ10.02 w t%未満では自然時効
状態ての硬度低下か不充分で冷間加工性か劣り、また、
1.5wt%を越えると材料中に粗大な低融点化合物を
生成して、特に熱間加工性を低下させる。Sn含有敬は
好ましくは0、旧〜1.2wt%である。
Cr、Zr、およびMnの遷移元素は焼入時にそれぞれ
A見 Cr、A見3 Z rおよびA l s u n
の微細な析出物として安定に存在し、Sn添加による自
然時効硬化抑制効果を顕著なものとする。また、これら
の遷移元素は再結晶粒を微細にし強度、靭性な向上させ
る効果も有する。
A見 Cr、A見3 Z rおよびA l s u n
の微細な析出物として安定に存在し、Sn添加による自
然時効硬化抑制効果を顕著なものとする。また、これら
の遷移元素は再結晶粒を微細にし強度、靭性な向上させ
る効果も有する。
Cr 0.05〜0.4wt%、 Z r 0.0
2 〜0.25w t%およびMn 0.05〜1.4
wt%としたのは、それぞれ下限未満ではその効果が小
さく、また、上限を越えて添加すると鋳造時に粗大な金
属間化合物を生じ、材料の靭性を低下させる恐れがある
ためである。
2 〜0.25w t%およびMn 0.05〜1.4
wt%としたのは、それぞれ下限未満ではその効果が小
さく、また、上限を越えて添加すると鋳造時に粗大な金
属間化合物を生じ、材料の靭性を低下させる恐れがある
ためである。
また、本発明のアルミニウム合金を鍛造材もしくは押出
材等で使用し、切削加工する場合が考えられるか、その
場合は、Pb、Biをそれぞれ0.1〜1.2wt%の
範囲内でそのいずれか一方もしくは両者を同時に、かつ
、Pb+B i +Sn≦2.5wt%の範囲で添加し
てもよい。Pb、Biはそれぞれ微細な低融点の化合物
を当該合金中に生ぜしめ、その切削性を高めるか、それ
ぞれが0.1wt%未満量では充分な効果が得られず、
逆に1.2%を越えるかまたはPb+B i +5nJ
iか2.5wt%を越えると低融点化合物が粗大化し、
靭性および加工性、特に熱間加工性が低下する。
材等で使用し、切削加工する場合が考えられるか、その
場合は、Pb、Biをそれぞれ0.1〜1.2wt%の
範囲内でそのいずれか一方もしくは両者を同時に、かつ
、Pb+B i +Sn≦2.5wt%の範囲で添加し
てもよい。Pb、Biはそれぞれ微細な低融点の化合物
を当該合金中に生ぜしめ、その切削性を高めるか、それ
ぞれが0.1wt%未満量では充分な効果が得られず、
逆に1.2%を越えるかまたはPb+B i +5nJ
iか2.5wt%を越えると低融点化合物が粗大化し、
靭性および加工性、特に熱間加工性が低下する。
従って、P I> + B i + S n l、dは
、好ましくは2.0wt%以下とする。たたし、Pbお
よび/またはBiの添加は本発明のアルミニウム合金の
切削性を向1−.させるが、反面、耐食性を低下させる
恐れがあることから切削加重を行わないものおよび耐食
性を重視する製品にはこれらを添加しないことが好まし
い。
、好ましくは2.0wt%以下とする。たたし、Pbお
よび/またはBiの添加は本発明のアルミニウム合金の
切削性を向1−.させるが、反面、耐食性を低下させる
恐れがあることから切削加重を行わないものおよび耐食
性を重視する製品にはこれらを添加しないことが好まし
い。
なお、本発明アルミニウム合金の製造は常法に従って行
うことができる。
うことができる。
(実施例)
次に、本発明に係るアルミニウム合金の実施例および比
較例について説明する。
較例について説明する。
実施例1
第1表に示す各組成の合金(本発明合金5種、比較合金
5種、従来合金2種)を水冷鋳造して、240園■φX
450mmの鋳塊試料をtt+た。これら試料はそれぞ
れ520℃において24時間均質化処理を行った後、熱
間押出しく400℃)により60謙■φの棒に加工して
供試料とした。
5種、従来合金2種)を水冷鋳造して、240園■φX
450mmの鋳塊試料をtt+た。これら試料はそれぞ
れ520℃において24時間均質化処理を行った後、熱
間押出しく400℃)により60謙■φの棒に加工して
供試料とした。
これら供試材を520°Cにおいて溶体化処理後、室温
に水焼入れし、その後室温(18〜23℃)に放置した
場合の硬さの変化および301間室温に放置した後T6
処理(A〜Jは173℃×7時間、6061は160℃
XlB時間、6151は177℃x8時間)を施した場
合の機械的性質をそれぞれ第2表に示した。
に水焼入れし、その後室温(18〜23℃)に放置した
場合の硬さの変化および301間室温に放置した後T6
処理(A〜Jは173℃×7時間、6061は160℃
XlB時間、6151は177℃x8時間)を施した場
合の機械的性質をそれぞれ第2表に示した。
第i表
l 4
第2表の結果から明らかなように、本発明合金は焼入後
、室温に放置しても実質的にはほとんど時効硬化せず、
従来合金に比べて著しく柔らかくて冷間加工を容易に施
すことがてき、かつ、人工時効後は従来合金と同等の機
械的性質を有している。他方、本発明の範囲を外れる比
較例は本発明合金に比べ室温放置後の硬さか高いか、ま
たは人り時効処理後の強度が低く、特性的に劣ることは
明らかである。
、室温に放置しても実質的にはほとんど時効硬化せず、
従来合金に比べて著しく柔らかくて冷間加工を容易に施
すことがてき、かつ、人工時効後は従来合金と同等の機
械的性質を有している。他方、本発明の範囲を外れる比
較例は本発明合金に比べ室温放置後の硬さか高いか、ま
たは人り時効処理後の強度が低く、特性的に劣ることは
明らかである。
実施例2
実施例1の供試材の切削性を、回転数1250rpm。
切込&Si 〜2 am、送り0.0125〜0.1
m+*/ revの条件にて切削を行い、切削層100
個当りの重にを測定することにより評価した。評価結果
を第3表に示す。これより明らかなように、本発明合金
は従来合金に比べ切削性が良好であり、特にPb、Bi
を添加した合金Eについては特に切削性に優れることが
わかる。
m+*/ revの条件にて切削を行い、切削層100
個当りの重にを測定することにより評価した。評価結果
を第3表に示す。これより明らかなように、本発明合金
は従来合金に比べ切削性が良好であり、特にPb、Bi
を添加した合金Eについては特に切削性に優れることが
わかる。
第3表
(注)評価基準
記 号 切削屑重量(g/loo個)0
4以下 0 4を越え、8以下 八 8を越え、30以下 × 30より大きい (発明の効果) 本発明のアルミニウム合金は焼入後室温に放置しても時
効硬化せず、焼入れ状態で冷間鍛造を容易に行なうこと
ができ、加工後に人工持効を施すのみで十分な性質が得
られるものである。それゆえ、従来加工後に焼入れを施
していたために生じていた焼入歪等の問題が一切生じな
いという利点を有するアルミニウム合金が得られたこと
になる。
4以下 0 4を越え、8以下 八 8を越え、30以下 × 30より大きい (発明の効果) 本発明のアルミニウム合金は焼入後室温に放置しても時
効硬化せず、焼入れ状態で冷間鍛造を容易に行なうこと
ができ、加工後に人工持効を施すのみで十分な性質が得
られるものである。それゆえ、従来加工後に焼入れを施
していたために生じていた焼入歪等の問題が一切生じな
いという利点を有するアルミニウム合金が得られたこと
になる。
さらに、本発明のアルミニウム合金中、Pb、Biを添
加し、その量をSnの含有量との関係で所定量に規定し
たものは、切削加工性が特に優れる。
加し、その量をSnの含有量との関係で所定量に規定し
たものは、切削加工性が特に優れる。
図面、第1図は本発明によるアルミニウム合金のSiと
Mgの含有量領域を示す。縦軸にSi、横軸にMgそれ
ぞれの含有量wt%を示し、図中斜線を付して囲った部
分が本発明で規定したMgとSiの含有量領域である。 また1図中のMgMg25i(%)と付記した線はこの
系において生成するM g2S i hl= (w t
%)を示す。
Mgの含有量領域を示す。縦軸にSi、横軸にMgそれ
ぞれの含有量wt%を示し、図中斜線を付して囲った部
分が本発明で規定したMgとSiの含有量領域である。 また1図中のMgMg25i(%)と付記した線はこの
系において生成するM g2S i hl= (w t
%)を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Mg0.2〜1.5wt%、Si0.1〜0.8w
t%、Cu0.1〜2.0wt%、Sn0.02〜1.
5wt%を含有し、かつ、Mg含有量がSi含有量より
多く、さらに、Cr0.05〜0.4wt%、Zr0.
02〜0.25wt%、Mn0.05〜1.4wt%の
うちから選ばれた1種もしくは2種以上を含有し、残部
がAlおよび不可避不純物よりなることを特徴とする冷
間鍛造用アルミニウム合金。 2、Mg0.2〜1.5wt%、Si0.1〜0.8w
t%、Cu0.1〜2.0wt%、Sn0.02〜1.
5wt%を含有し、かつ、Mg含有量がSi含有量より
多く、さらに、Cr0.05〜0.4wt%、Zr0.
02〜0.25wt%、Mn0.05〜1.4wt%の
うちから選ばれた1種もしくは2種以上とPb0.1〜
1.2wt%、Bi0.1〜1.2wt%のいずれか1
種もしくはその両者を同時に含有し、かつ、Pb+Bi
+Sn≦2.5wt%であることを特徴とする冷間鍛造
用アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5564186A JPS62214150A (ja) | 1986-03-13 | 1986-03-13 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5564186A JPS62214150A (ja) | 1986-03-13 | 1986-03-13 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62214150A true JPS62214150A (ja) | 1987-09-19 |
Family
ID=13004430
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5564186A Pending JPS62214150A (ja) | 1986-03-13 | 1986-03-13 | 冷間鍛造用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62214150A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0761834A1 (en) * | 1995-08-24 | 1997-03-12 | KAISER ALUMINUM & CHEMICAL CORPORATION | Lead-free 6000 series aluminium alloy |
EP1464717A1 (en) * | 1994-09-16 | 2004-10-06 | Aluminium Company of America | Lead-free 6XXX aluminium alloy |
JP2009185388A (ja) * | 1999-06-16 | 2009-08-20 | Nippon Light Metal Co Ltd | 外観品質の優れたAl−Mg−Si系アルミニウム合金冷間鍛造品 |
-
1986
- 1986-03-13 JP JP5564186A patent/JPS62214150A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1464717A1 (en) * | 1994-09-16 | 2004-10-06 | Aluminium Company of America | Lead-free 6XXX aluminium alloy |
EP0761834A1 (en) * | 1995-08-24 | 1997-03-12 | KAISER ALUMINUM & CHEMICAL CORPORATION | Lead-free 6000 series aluminium alloy |
US5810952A (en) * | 1995-08-24 | 1998-09-22 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | Lead-free 6000 series aluminum alloy |
JP2009185388A (ja) * | 1999-06-16 | 2009-08-20 | Nippon Light Metal Co Ltd | 外観品質の優れたAl−Mg−Si系アルミニウム合金冷間鍛造品 |
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