JPS6389649A - 張り出し成形加工用Al―Mg―Zn合金材の製造方法 - Google Patents
張り出し成形加工用Al―Mg―Zn合金材の製造方法Info
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- JPS6389649A JPS6389649A JP23579886A JP23579886A JPS6389649A JP S6389649 A JPS6389649 A JP S6389649A JP 23579886 A JP23579886 A JP 23579886A JP 23579886 A JP23579886 A JP 23579886A JP S6389649 A JPS6389649 A JP S6389649A
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Landscapes
- Metal Rolling (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】
[産業上の利用分野]
本発明は成形加工性に優れた人文−M g −Z n系
合金材の製造方法に関し、特に、自動車車体等の複雑な
形状への加工用に好適なA交−Mg−Zn系合金材に係
る。
合金材の製造方法に関し、特に、自動車車体等の複雑な
形状への加工用に好適なA交−Mg−Zn系合金材に係
る。
[従来技術]
従来、プレス成形加工用アルミニウム合金材に関する技
術としては次の技術が開示されている。
術としては次の技術が開示されている。
■強度、耐食性に優れる5052(Mg:2.2〜2.
8、Cr:0.15〜0.35.残AM)、5154
(Mg: 3.1〜3.9、Cr:0.15〜0.35
.残A文)、5182(Mg : 4.0〜5 、 O
lMn:0.20〜0.50.残A文)合金板(JIS
H4000)。
8、Cr:0.15〜0.35.残AM)、5154
(Mg: 3.1〜3.9、Cr:0.15〜0.35
.残A文)、5182(Mg : 4.0〜5 、 O
lMn:0.20〜0.50.残A文)合金板(JIS
H4000)。
■上記■で述べた合金材においてMgff1を多くした
合金材。
合金材。
この合金材は、Mg量を多くすることにより成形加工性
を評価する因子である伸び(一般的に。
を評価する因子である伸び(一般的に。
伸びが大きいと成形加工性は高い)を向上できることが
知られているため、Mg量を多くすることにより成形加
工性の向上を図ったものである。
知られているため、Mg量を多くすることにより成形加
工性の向上を図ったものである。
■Mg:3.5〜5.5%、Zn:0.5〜2.0%、
Cu:0.3〜1.2%を含み、残部はAfLと不純物
とからなるアルミニウム合金よりなり。
Cu:0.3〜1.2%を含み、残部はAfLと不純物
とからなるアルミニウム合金よりなり。
インゴットの状態で400〜500℃で2〜48時間、
−段または多段ソーキングで行なうインゴットの均質化
処理を行ない、 ソーキング後350〜500℃での熱間加工を行ない。
−段または多段ソーキングで行なうインゴットの均質化
処理を行ない、 ソーキング後350〜500℃での熱間加工を行ない。
熱間圧延後、所定の肉厚までの冷間加工を行ない、
冷間加工後T4処理を行なう方法。
(特公昭56−31858号公報)
■「重量%で、3.6〜5.4%のマグネシウムと、0
.6〜2.0の亜鉛と、0.03〜0.28の銅と、(
103〜0.25%の鉄と、0.03〜0.20%のケ
イ素と、0.01〜0.15%のチタンと、1〜500
ppmのホウ素と、11−1O0ppのベリリウムとを
含み(但し、鉄/ケイ素の含有量比は0.2〜8の範囲
内にある)、残りがアルミニウムおよび不純物よりなる
アルミニウム合金鋳塊を製造する工程と、 該アルミニウム合金鋳塊に対して、380〜520℃の
温度で2〜48時間の1段または多段ソーキングを施す
工程と、 該ソーキング終了後、380〜500℃の温度で97〜
99.8%の加工度の熱間圧延を行なう工程と、 かかる熱間圧延の後に、40〜90%の加工度にて冷間
圧延を行なう工程と、 その後、460〜540℃の温度に100℃/分以上の
加熱速度で加熱し、5〜60秒間保持した後、1000
℃/秒乃至2℃/秒の冷却速度で焼入れする工程とを、
含むことを特徴とする曲げ加工性に優れた成形加工用ア
ルミニウム合金材料の製造法、」 (特公昭60−50864号公報) [発明が解決しようとする問題点] しかし、上記した技術には次のような問題点がある。
.6〜2.0の亜鉛と、0.03〜0.28の銅と、(
103〜0.25%の鉄と、0.03〜0.20%のケ
イ素と、0.01〜0.15%のチタンと、1〜500
ppmのホウ素と、11−1O0ppのベリリウムとを
含み(但し、鉄/ケイ素の含有量比は0.2〜8の範囲
内にある)、残りがアルミニウムおよび不純物よりなる
アルミニウム合金鋳塊を製造する工程と、 該アルミニウム合金鋳塊に対して、380〜520℃の
温度で2〜48時間の1段または多段ソーキングを施す
工程と、 該ソーキング終了後、380〜500℃の温度で97〜
99.8%の加工度の熱間圧延を行なう工程と、 かかる熱間圧延の後に、40〜90%の加工度にて冷間
圧延を行なう工程と、 その後、460〜540℃の温度に100℃/分以上の
加熱速度で加熱し、5〜60秒間保持した後、1000
℃/秒乃至2℃/秒の冷却速度で焼入れする工程とを、
含むことを特徴とする曲げ加工性に優れた成形加工用ア
ルミニウム合金材料の製造法、」 (特公昭60−50864号公報) [発明が解決しようとする問題点] しかし、上記した技術には次のような問題点がある。
■JISH4000に開示されている合金材は、自動車
車体などのような複雑な形状に成形加工したり、あるい
は厳しい条件で成形加工すると割れやしわが発生してし
まう。
車体などのような複雑な形状に成形加工したり、あるい
は厳しい条件で成形加工すると割れやしわが発生してし
まう。
すなわち、成形加工性がよくないという問題点がある。
■Mg量を多くした上記合金材においては、0Mgが多
くなると熱間圧延時あるいは冷間圧延時に割れが発生す
る。
くなると熱間圧延時あるいは冷間圧延時に割れが発生す
る。
■使用条件によっては応力腐食割れが発生する。
■特公昭56−31858号公報に開示されている技術
及び特公昭60−50864号公報に開千六名−でいス
枯山においで1士 障形力n丁性が必ずしも良くないと
いう問題点がある。
及び特公昭60−50864号公報に開千六名−でいス
枯山においで1士 障形力n丁性が必ずしも良くないと
いう問題点がある。
成形性が必ずしも良くないという点について以下に詳し
く説明する。
く説明する。
■T4処理において焼入れを行なうと、焼入れ後に歪が
生じ、そのために寸法精度にくるいを生じる。そこで、
工業的には焼入れ後、プレス加工前に、材料の寸法精度
を向上させるため、歪取り矯正を行なわなければならな
い、かかる歪取り矯正には、通常、ストレッチャーやレ
ベラーが使用されている。
生じ、そのために寸法精度にくるいを生じる。そこで、
工業的には焼入れ後、プレス加工前に、材料の寸法精度
を向上させるため、歪取り矯正を行なわなければならな
い、かかる歪取り矯正には、通常、ストレッチャーやレ
ベラーが使用されている。
しかるに、歪取り矯正を行なうと、材料は冷間加工を受
け、外部歪は内部歪となり、加工硬化が生じ(その結果
伸びは低下する)、プレス成形時における成形性が劣化
してしまう。
け、外部歪は内部歪となり、加工硬化が生じ(その結果
伸びは低下する)、プレス成形時における成形性が劣化
してしまう。
■ T4処理における焼入れ後の常温時効によるM g
、 Z n 、 Cu系の析出物の析出は均一には析
出しない。
、 Z n 、 Cu系の析出物の析出は均一には析
出しない。
そのため、加工を受けた場合、転位は、均−にはすべら
ず、従って、プレス成形時に均一な変形が生ぜず、割れ
やしわが発生する。
ず、従って、プレス成形時に均一な変形が生ぜず、割れ
やしわが発生する。
このように、特公昭56−31858号公報に開示され
ている技術及び特公昭60−50864号公報に開示さ
れている技術は、歪取り矯正時に受ける冷間加工と、不
均一な析出のために、全伸び、局部伸び張出し性は必ず
しも良好ではなく、従って、プレス成形時における成形
性も必ずしも良好ではない。
ている技術及び特公昭60−50864号公報に開示さ
れている技術は、歪取り矯正時に受ける冷間加工と、不
均一な析出のために、全伸び、局部伸び張出し性は必ず
しも良好ではなく、従って、プレス成形時における成形
性も必ずしも良好ではない。
[問題点を解決するための手段]
上記問題点は、
Mg:2.5〜7重量%
Zn:0.5〜3重量%
Cu:0.1〜1重量%
Ti:0.01〜o−i重量%
を主成分として含有し、残部AfL及び不純物からなる
Al合金鋳塊を製造する工程、 該鋳塊を常用条件で均質化処理する工程、均質化処理後
、該鋳塊を熱間圧廷及び冷間圧延を行なって所望の板厚
の圧延材とする工程、該圧延材を450〜550℃で3
分以下加熱し、加熱後、少なくとも100℃までを1℃
/分以上の速度で冷却する工程。
Al合金鋳塊を製造する工程、 該鋳塊を常用条件で均質化処理する工程、均質化処理後
、該鋳塊を熱間圧廷及び冷間圧延を行なって所望の板厚
の圧延材とする工程、該圧延材を450〜550℃で3
分以下加熱し、加熱後、少なくとも100℃までを1℃
/分以上の速度で冷却する工程。
歪取り矯正を行なう工程、
歪取り矯正後、100〜250℃にて0.5〜12時間
の加熱を行なう工程を含むことを特徴とする成形性の優
れたA!L−Zn−Mg系合金材の製造方法によって解
決される。
の加熱を行なう工程を含むことを特徴とする成形性の優
れたA!L−Zn−Mg系合金材の製造方法によって解
決される。
(成分限定理由)
Mg
Mgは、高い強度を確保するために重要な主成分であり
、含有量が2.5重量%未満では十分な強度が得られず
、7重量%を越えて含有されると、割れが発生し、工業
的な圧延ができない。
、含有量が2.5重量%未満では十分な強度が得られず
、7重量%を越えて含有されると、割れが発生し、工業
的な圧延ができない。
従って、Mg:2.5〜7重量%とする。
Zn
Znは、強度及び伸びを向上させるために重要な成分で
あり、0.5重量%未満ではこの効果が小さく、Si量
%を越えて含有されると伸びは逆に低下する傾向になる
。
あり、0.5重量%未満ではこの効果が小さく、Si量
%を越えて含有されると伸びは逆に低下する傾向になる
。
従って、Zn:0.5〜3重量%とする。
Cu
Cuは、強度を向上させ、リューダースマークの発生を
防止する効果がある。0.1fi量%未満ではこの効果
は小さく、0.4重量%を越えれば起こりやすい傾向に
なるが、本発明の製造方法によれば1重量%まで許容で
き、強度向上に寄与する。1重量%を越えれば応力腐食
割れ及び耐食性が劣る。
防止する効果がある。0.1fi量%未満ではこの効果
は小さく、0.4重量%を越えれば起こりやすい傾向に
なるが、本発明の製造方法によれば1重量%まで許容で
き、強度向上に寄与する。1重量%を越えれば応力腐食
割れ及び耐食性が劣る。
従って、Cu:0.1〜1重量%とする。
Ti
Tiは、組織を微細均一化とし、伸びを向上させるが、
含有量が0.01重量%未満ではこの効果が小さく、0
.1重量%を超えて含有されると粗大な品出物が生成す
るため伸びが低下する。
含有量が0.01重量%未満ではこの効果が小さく、0
.1重量%を超えて含有されると粗大な品出物が生成す
るため伸びが低下する。
従って、Ti:O,O1〜0.1重量%とする。
なお、Mn、Cr、V、Fe、Stは不純物として含有
されることがある。この場合、Mn:0.1%以下 Cr:O,1%以下 Zr:0.1%以下 V:0.1%以下 Fe:0.3%以下 Si:0.3%以下 とすることが、再結晶粒を微細にし、伸びを一層向上さ
せる上で好ましい。
されることがある。この場合、Mn:0.1%以下 Cr:O,1%以下 Zr:0.1%以下 V:0.1%以下 Fe:0.3%以下 Si:0.3%以下 とすることが、再結晶粒を微細にし、伸びを一層向上さ
せる上で好ましい。
(製造条件)
■均質化処理
鋳塊の均質化処理は、Al −Mg−Zn合金について
常用されている条件で行なえばよい、すなわち、鋳造後
、の冷却時に晶出する晶出物あるいは析出する析出物を
マトリックスに固溶させうる条件ならば特に限定されな
い。
常用されている条件で行なえばよい、すなわち、鋳造後
、の冷却時に晶出する晶出物あるいは析出する析出物を
マトリックスに固溶させうる条件ならば特に限定されな
い。
たとえば、450〜515℃の範囲で行なうが、この温
度範囲が最も伸びが高く、450℃未満では効果がなく
、515℃を越えると局部的な溶融が起こる。処理時間
は0.5〜48時間が最も効果的である。
度範囲が最も伸びが高く、450℃未満では効果がなく
、515℃を越えると局部的な溶融が起こる。処理時間
は0.5〜48時間が最も効果的である。
■熱間圧廷及び冷間圧延
均質化処理後、熱間圧廷及び冷間圧延により所定の板厚
とする。
とする。
なお、冷間圧延時には必要に応じて中間焼鈍を行なって
もよい。
もよい。
■溶体化処理
熱間圧廷及び冷間圧延により所定の板厚とした後、45
0〜550℃にて3分以下望ましくは10〜90秒の加
熱を行なう。
0〜550℃にて3分以下望ましくは10〜90秒の加
熱を行なう。
450℃未満では伸びが低く、550℃を越えると結晶
粒が粗大化し、伸びの低下及びプレス加工時に肌荒れが
起こる。加熱時間が3分を越えると結晶粒が粗大化し、
伸びの低下をまねく。
粒が粗大化し、伸びの低下及びプレス加工時に肌荒れが
起こる。加熱時間が3分を越えると結晶粒が粗大化し、
伸びの低下をまねく。
加熱終了後少なくとも100℃までを1”07分以上の
速度で冷却するが1℃/分より遅いと伸びが劣る。望ま
しくは1〜b であるが水焼入を行なってもよい。
速度で冷却するが1℃/分より遅いと伸びが劣る。望ま
しくは1〜b であるが水焼入を行なってもよい。
(1000℃/分冷却速度が大きい、)■歪取り矯正
歪取り矯正は、たとえば、ストレッチャーやレベラーを
使用して行なえばよい。
使用して行なえばよい。
■最終熱処理
本発明においては、歪取り矯正後、最終的に、100〜
250℃の温度において0.5〜12時間の加熱を行な
う。
250℃の温度において0.5〜12時間の加熱を行な
う。
100℃未満では伸びが低く、250℃を越えると伸び
は低下する。
は低下する。
処理時間は、0.5時間未満では効果がなく、12時間
を越えると効果が飽和する。
を越えると効果が飽和する。
以上のように、450〜550℃に加熱し、1℃/秒以
上の速度で冷却することによりMg。
上の速度で冷却することによりMg。
Zn、Cuを固溶させ、さらに、100〜250℃の加
熱を行なうことにより。
熱を行なうことにより。
0M g 、 Z n 、 Cu系の析出化合物粒子を
マトリックスに均一に分散させることができる。均一に
分散した粒子は、成形加工時、転位のすべりを均一に、
かつ、微細に分散させるため、局部手金な変形が阻止さ
れ、材料全体が均一に変形する。
マトリックスに均一に分散させることができる。均一に
分散した粒子は、成形加工時、転位のすべりを均一に、
かつ、微細に分散させるため、局部手金な変形が阻止さ
れ、材料全体が均一に変形する。
従って、大きな全伸び、局部伸び、張り出し性が得られ
る。
る。
また、
■歪取り矯正時に生じた内部歪も取れる。すなわち、最
終熱処理である100〜250℃を歪取り矯正した材料
に適用すると、上記の析出粒子の均一分散効果に加えて
、加工歪もとれて、成形性の向上がさらに大きくなる。
終熱処理である100〜250℃を歪取り矯正した材料
に適用すると、上記の析出粒子の均一分散効果に加えて
、加工歪もとれて、成形性の向上がさらに大きくなる。
[発明の実施例]
f51表に示す化学成分の鋳塊を常法に従って。
鋳造した。
この鋳塊につき以下の工程を経て供試材を製造した。
■500℃×8時間の均質化処理
0250℃以上での熱間圧廷及び105以上の冷間圧延
による0 、 8 m tの板材の製造(このの圧延時
に割れは発生しなかった) ■第2表に示す条件の溶体化処理 ■冷却後、レベラーによる歪取り矯正 ■第2表に示す条件の最終熱処理 なお、第1表において、比較例1は、熱処理条件は本発
明の範囲内にあるが、化学成分が本発明の範囲外である
(Cu、Tiを含有しない)比較例である。
による0 、 8 m tの板材の製造(このの圧延時
に割れは発生しなかった) ■第2表に示す条件の溶体化処理 ■冷却後、レベラーによる歪取り矯正 ■第2表に示す条件の最終熱処理 なお、第1表において、比較例1は、熱処理条件は本発
明の範囲内にあるが、化学成分が本発明の範囲外である
(Cu、Tiを含有しない)比較例である。
比較例2は、熱処理条件は本発明の範囲内にあるが、化
学成分が本発明の範囲外である(Cuが本発明範囲より
多い)比較例である。
学成分が本発明の範囲外である(Cuが本発明範囲より
多い)比較例である。
比較例3は、熱処理条件は本発明の範囲内にあるが、化
学成分は5182に該当する比較例である。
学成分は5182に該当する比較例である。
比較例4及び比較例5は、化学成分は本発明の範囲内で
あるが、熱処理条件が本発明の範囲外である(溶体化処
理温度が本発明範囲より低い)比較例である。
あるが、熱処理条件が本発明の範囲外である(溶体化処
理温度が本発明範囲より低い)比較例である。
比較例6は、化学成分は本発明の範囲内であるが、熱処
理条件が本発明の範囲外である(焼入れ時の冷却速度が
本発明範囲より速い)比較例である。
理条件が本発明の範囲外である(焼入れ時の冷却速度が
本発明範囲より速い)比較例である。
比較例7は、化学成分は本発明の範囲内であるが、熱処
理条件が本発明の範囲外である(最終熱処理温度が本発
明範囲より高い)比較例である。
理条件が本発明の範囲外である(最終熱処理温度が本発
明範囲より高い)比較例である。
比較例8は、化学成分は本発明の範囲内であるが、熱処
理条件が本発明の範囲外である(最終なる処理を行なわ
ず)比較例である。
理条件が本発明の範囲外である(最終なる処理を行なわ
ず)比較例である。
このようにして製造した供試材につき以下の特性を調査
した。
した。
■成形加工性
成形加工性は次の試験を行なうことにより調査した。
■引張試験
前述したように、成形加工性は、伸びが高いと良好であ
るので、引張試験における全伸びδ。及び局部伸びδ、
(最大荷重から破断までの伸び)により成形加工性を
評価した。
るので、引張試験における全伸びδ。及び局部伸びδ、
(最大荷重から破断までの伸び)により成形加工性を
評価した。
引張試験の結果を第3表に示す。
第2表に示すように、実施例1〜実施例4はいずれも、
その全伸びは33%以上と高い値を示し、また、局部伸
びも6.2%以上と高い値を示した。
その全伸びは33%以上と高い値を示し、また、局部伸
びも6.2%以上と高い値を示した。
それに対し、比較例4〜比較例8は、最も高いもので、
全伸びで30%、局部伸びで3.5%であった。
全伸びで30%、局部伸びで3.5%であった。
従って、本発明の実施例は成形加工性に優れていること
がわかる。
がわかる。
■リューダースマーク発生試験
30 m m幅のタンザク試験片を作り、5m m 7
分の引張速度で0.5〜2%の引張歪を与え、板表面を
肉眼で観察し、リューダースマークの発生有無を確認判
定した。
分の引張速度で0.5〜2%の引張歪を与え、板表面を
肉眼で観察し、リューダースマークの発生有無を確認判
定した。
なお、リューダースマークの存在は、成形加工時の変形
が大きいと、リューダースマークに沿って割れを生じつ
いには破壊することを意味するので、リューダースマー
ク発生試験により、成形加工時の割れの発生有無を評価
する。
が大きいと、リューダースマークに沿って割れを生じつ
いには破壊することを意味するので、リューダースマー
ク発生試験により、成形加工時の割れの発生有無を評価
する。
試験結果を第3表に示す。
本発明の実施例においてはいずれもリューダースマーク
は発生しなかった。
は発生しなかった。
■エリクセン試験
エリクセン試験は、張出し性を評価するために行なった
(エリクセン値大きいほど張出し性は良好である)。
(エリクセン値大きいほど張出し性は良好である)。
試験方法は、J I 522247に準拠して行なった
争 試験結果を第3表に示す。
争 試験結果を第3表に示す。
第3表に示すように、比較例のエリクセン値は9.2〜
9.93(mm)であるのに対し、実施例1〜実施例5
は10.3〜10.5 (mm)と非常に優れている。
9.93(mm)であるのに対し、実施例1〜実施例5
は10.3〜10.5 (mm)と非常に優れている。
■応力腐食割れ性
15mm幅X100mmのタンザク試験片を作り、+3
20のエメリーペーパーで研磨し、i駒片の中心を内側
曲げ半径8tで180°に曲げ、一方を拘束した状態で
、ASTM法に準じ、室温において、3.5%NaC文
水溶液中に浸漬し、試験片を陽極に、鉛板を陰極に接続
し、40mmA/(インチxインチ)の電流を900分
まで通電した。
20のエメリーペーパーで研磨し、i駒片の中心を内側
曲げ半径8tで180°に曲げ、一方を拘束した状態で
、ASTM法に準じ、室温において、3.5%NaC文
水溶液中に浸漬し、試験片を陽極に、鉛板を陰極に接続
し、40mmA/(インチxインチ)の電流を900分
まで通電した。
試験結果を第3表に示す。
実施例1においてはいずれも応力腐食割れは発生しなか
った。
った。
[発明の効果]
本発明は、全伸び、局部伸び、張出し性が高く、従って
、成形加工性に優れ、また、高い強度を有し、かつ、応
力腐食割れの発生しない成形加工性に優れたA l−M
g −Z n合金材が得られる。
、成形加工性に優れ、また、高い強度を有し、かつ、応
力腐食割れの発生しない成形加工性に優れたA l−M
g −Z n合金材が得られる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 Mg:2.5〜7重量% Zn:0.5〜3重量% Cu:0.1〜1重量% Ti:0.01〜0.1重量% を主成分として含有し、残部Al及び不純物からなるA
l合金鋳塊を製造する工程、 該鋳塊を常用条件で均質化処理する工程、 均質化処理後、該鋳塊を熱間圧廷及び冷間圧延を行なっ
て所望の板厚の圧延材とする工程、該圧延材を450〜
550℃で3分以下加熱し、加熱後、少なくとも100
℃までを1℃/分以上の速度で冷却する工程、 歪取り矯正を行なう工程、 歪取り矯正後、100〜250℃にて0.5〜12時間
の加熱を行なう工程を含むことを特徴とする成形性の優
れたAl−Zn−Mg系合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23579886A JPS6389649A (ja) | 1986-10-03 | 1986-10-03 | 張り出し成形加工用Al―Mg―Zn合金材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23579886A JPS6389649A (ja) | 1986-10-03 | 1986-10-03 | 張り出し成形加工用Al―Mg―Zn合金材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6389649A true JPS6389649A (ja) | 1988-04-20 |
JPH0138866B2 JPH0138866B2 (ja) | 1989-08-16 |
Family
ID=16991412
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23579886A Granted JPS6389649A (ja) | 1986-10-03 | 1986-10-03 | 張り出し成形加工用Al―Mg―Zn合金材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6389649A (ja) |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0247234A (ja) * | 1988-08-09 | 1990-02-16 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム合金とその製造方法 |
JPH04246148A (ja) * | 1991-01-31 | 1992-09-02 | Sky Alum Co Ltd | 穴拡げ加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
DE4307020A1 (de) * | 1992-03-06 | 1994-01-05 | Kobe Steel Ltd | Verfahren zum Formpressen von Blechen aus Aluminium oder Aluminiumlegierungen |
US5761941A (en) * | 1994-12-22 | 1998-06-09 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Lubricant composition for cryogenic forming of aluminum or aluminum alloy sheets |
JP2010077506A (ja) * | 2008-09-26 | 2010-04-08 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れたアルミニウム合金板 |
JP2010248607A (ja) * | 2009-03-24 | 2010-11-04 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れたアルミニウム合金板 |
JP2011038136A (ja) * | 2009-08-07 | 2011-02-24 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れたアルミニウム合金板 |
KR20200055922A (ko) * | 2018-11-14 | 2020-05-22 | 주식회사 동서기공 | 알루미늄합금소재 자동차 섀시부품의 제조방법 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5798648A (en) * | 1980-12-06 | 1982-06-18 | Kobe Steel Ltd | Al-mg-zn alloy for forming and its manufacture |
JPS58171547A (ja) * | 1982-03-31 | 1983-10-08 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料およびその製造法 |
-
1986
- 1986-10-03 JP JP23579886A patent/JPS6389649A/ja active Granted
Patent Citations (2)
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0138866B2 (ja) | 1989-08-16 |
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---|---|---|---|
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