JPH03107439A - 温間成形用アルミニウム合金 - Google Patents
温間成形用アルミニウム合金Info
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- JPH03107439A JPH03107439A JP24742389A JP24742389A JPH03107439A JP H03107439 A JPH03107439 A JP H03107439A JP 24742389 A JP24742389 A JP 24742389A JP 24742389 A JP24742389 A JP 24742389A JP H03107439 A JPH03107439 A JP H03107439A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (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
この発明は温間成形用アルミニウム合金圧延板、すなわ
ち 150〜350℃の範囲内の温度で成形加工を施し
て使用される用途のアルミニウム合金に関するものであ
る。
ち 150〜350℃の範囲内の温度で成形加工を施し
て使用される用途のアルミニウム合金に関するものであ
る。
従来の技術
近年、400℃以上の高温において適切な歪速度で引張
りを与えた場合に局部的変形(ネック)の発生を招くこ
となく300%程度以上の大きな伸びを示す超塑性材料
が種々開発されるようになっており、アルミニウム合金
についても超塑性材料が開発されるようになった。従来
このようなアルミニウム基超塑性材料としては、AA’
−78%Zn合金、Al−33%Cu合金、AI−6%
Cu−0,4%Zr合金(“5UPR^ピ) 、Al−
Zn−MgCu系合金(A人規格の7475合金、70
75合金等)、A I−2,,5〜6.0%Mg−0.
05〜0.6%Zr合金等が知られている。これらの材
料はいずれも 400℃以上の高温で大きな変形を得る
ことができるため、複雑な形状の成形を容易に行なうこ
とができる利点を有する。
りを与えた場合に局部的変形(ネック)の発生を招くこ
となく300%程度以上の大きな伸びを示す超塑性材料
が種々開発されるようになっており、アルミニウム合金
についても超塑性材料が開発されるようになった。従来
このようなアルミニウム基超塑性材料としては、AA’
−78%Zn合金、Al−33%Cu合金、AI−6%
Cu−0,4%Zr合金(“5UPR^ピ) 、Al−
Zn−MgCu系合金(A人規格の7475合金、70
75合金等)、A I−2,,5〜6.0%Mg−0.
05〜0.6%Zr合金等が知られている。これらの材
料はいずれも 400℃以上の高温で大きな変形を得る
ことができるため、複雑な形状の成形を容易に行なうこ
とができる利点を有する。
発明が解決しようとする課題
前述のようなアルミウニム基超塑性材料は、300%以
上もの大きな伸びを生じさせるためには、400℃以上
の高温で適切な歪速度を与える必要があり、一般に最も
大きな伸びを示す歪速度(最適歪速度)は10−3/秒
から10−’/秒のオーダーとされている。しかしなが
らこのような歪速度は、船釣な成形加工の場合と比較し
て格段に遅く、このような歪速度を適用した場合、1成
形工程に数分から数十分を要し、工場規模での量産の場
合生産性を著しく阻害する問題がある。また超塑性によ
る変形では、一般に板厚分布のコントロールが難しいと
されている。そのため前述のようなアルミニラム基超塑
性材料を用いて超塑性加工を行なうことは、量産規模で
の実用化はためられれているのが実情である。
上もの大きな伸びを生じさせるためには、400℃以上
の高温で適切な歪速度を与える必要があり、一般に最も
大きな伸びを示す歪速度(最適歪速度)は10−3/秒
から10−’/秒のオーダーとされている。しかしなが
らこのような歪速度は、船釣な成形加工の場合と比較し
て格段に遅く、このような歪速度を適用した場合、1成
形工程に数分から数十分を要し、工場規模での量産の場
合生産性を著しく阻害する問題がある。また超塑性によ
る変形では、一般に板厚分布のコントロールが難しいと
されている。そのため前述のようなアルミニラム基超塑
性材料を用いて超塑性加工を行なうことは、量産規模で
の実用化はためられれているのが実情である。
ところで、超塑性加工温度域よりは低温ではあるが、
150〜350℃の温度域でのいわゆる温開成形の場合
、Al−Mg合金は室温での成形と比較して通常の成形
速度で比較的大きな伸びが得られ、またその場合の変形
後の板厚分布も均一であることが知られており、したが
ってAl−Mg合金を用いて温開成形を行なえば、生産
性を阻害することなく量産規模での複雑な形状の成形も
比較的容易となると考えられる。
150〜350℃の温度域でのいわゆる温開成形の場合
、Al−Mg合金は室温での成形と比較して通常の成形
速度で比較的大きな伸びが得られ、またその場合の変形
後の板厚分布も均一であることが知られており、したが
ってAl−Mg合金を用いて温開成形を行なえば、生産
性を阻害することなく量産規模での複雑な形状の成形も
比較的容易となると考えられる。
しかしながら従来の一般的なAl−Mg合金の温開成形
では、超塑性加工の場合と比較すれば格段に成形性が劣
る。そこで量産規模での実用化に適した温間成形用の材
料として、従来の一般的なAl−Mg合金よりもさらに
温間での成形性が優れた材料の開発が強く望まれていた
。
では、超塑性加工の場合と比較すれば格段に成形性が劣
る。そこで量産規模での実用化に適した温間成形用の材
料として、従来の一般的なAl−Mg合金よりもさらに
温間での成形性が優れた材料の開発が強く望まれていた
。
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、温
間成形性に優れたAI!−Mg合金を提供することを目
的とするものである。
間成形性に優れたAI!−Mg合金を提供することを目
的とするものである。
課題を解決するための手段
本発明者等は前述の課題を解決するべく鋭意実験・検討
を重ねた結果、Al−Mg合金において不純物として含
有される各種の元素の含有量を特定の微量以下に規制し
て、不純物元素に基づく金属間化合物の径をある大きさ
以下に規制することによって、温間成形性を従来よりも
大幅に向上させ得ることを見出し、この発明をなすに至
った。
を重ねた結果、Al−Mg合金において不純物として含
有される各種の元素の含有量を特定の微量以下に規制し
て、不純物元素に基づく金属間化合物の径をある大きさ
以下に規制することによって、温間成形性を従来よりも
大幅に向上させ得ることを見出し、この発明をなすに至
った。
具体的には、請求項1に記載の発明の温間成形用アルミ
ニウム合金は、Mg2.0〜6.0%を含有し、かつ不
純物としてのFe、Si、Mn、Cr。
ニウム合金は、Mg2.0〜6.0%を含有し、かつ不
純物としてのFe、Si、Mn、Cr。
ZrがそれぞれFeは0.2%以下、Siは0.2%以
下、Mnは0.05%以下、Crは0.05%以下、Z
rは0.05%以下に規制され、しかもその他の不純物
元素の合計量が01%以下に規制され、残部が実質的に
AA’よりなり、金属間化合物粒子の粒径が10.m以
下であることを特徴とするものである。
下、Mnは0.05%以下、Crは0.05%以下、Z
rは0.05%以下に規制され、しかもその他の不純物
元素の合計量が01%以下に規制され、残部が実質的に
AA’よりなり、金属間化合物粒子の粒径が10.m以
下であることを特徴とするものである。
また請求項2に記載の発明の温間成形用アルミニウム合
金は、Mg2.0〜6.0%を含有するとと−もに、C
u 0.05〜2.0%、Zn0.5〜2.5%のうち
の1種または2種を含有し、かつ不純物としてのFe、
Si、Mn、Cr、ZrがそれぞれFeは0.2%以下
、Siは02%以下、Mnは0.059fi以下、Cr
は0.05%以下、Zrは0.05%以下に規制され、
しかもその他の不純物元素の合計量が0.1%以下に規
制され、残部が実質的にAA’よりなり、金属間化合物
粒子の粒径が10伽以下であることを特徴とするもので
ある。
金は、Mg2.0〜6.0%を含有するとと−もに、C
u 0.05〜2.0%、Zn0.5〜2.5%のうち
の1種または2種を含有し、かつ不純物としてのFe、
Si、Mn、Cr、ZrがそれぞれFeは0.2%以下
、Siは02%以下、Mnは0.059fi以下、Cr
は0.05%以下、Zrは0.05%以下に規制され、
しかもその他の不純物元素の合計量が0.1%以下に規
制され、残部が実質的にAA’よりなり、金属間化合物
粒子の粒径が10伽以下であることを特徴とするもので
ある。
作 用
先ずこの発明の温間成形用アルミニウム合金の成分限定
理由を説明する。
理由を説明する。
Mg:
Mgは温間成形加工時に加工軟化もしくは動的再結晶を
促進させることによって温間成形性を向上させる元素で
ある。Mgが2.0%未満では温間成形性が不充分とな
るとともに、各種成形部品としての強度も不足する。一
方Mgが6.0%を越えれば、熱間圧延性、冷間圧延性
が悪くなって圧延板の製造が困難となる。したがってM
gの含有量は2.0〜6.0%の範囲内とする必要があ
る。
促進させることによって温間成形性を向上させる元素で
ある。Mgが2.0%未満では温間成形性が不充分とな
るとともに、各種成形部品としての強度も不足する。一
方Mgが6.0%を越えれば、熱間圧延性、冷間圧延性
が悪くなって圧延板の製造が困難となる。したがってM
gの含有量は2.0〜6.0%の範囲内とする必要があ
る。
Mn、Cr、Zr、Fe、Siおよびその他の不純物:
Mn、Cr、Zr、Fe、Siは、いずれも鋳造時に粗
大な金属間化合物を生成させやすく、旦形成されたこれ
らの金属間化合物は、その後の加工、熱処理で除去する
ことはできない。これらの金属間化合物は、その粒径が
10伽を越えれば温間成形時の破断の起点となって、温
間成形性を著しく劣化させる。粒径がIO珈を越える金
属間化合物を生成させないためには、不純物としてのM
nを0.05%以下、Crを0.05%以下、Zrをo
、o5og5ニ、Feを0.2%以下、Siを02%以
下にそれぞれ規制するとともに、その他の不純物の合計
量を0.1%以下に規制する必要がある。
大な金属間化合物を生成させやすく、旦形成されたこれ
らの金属間化合物は、その後の加工、熱処理で除去する
ことはできない。これらの金属間化合物は、その粒径が
10伽を越えれば温間成形時の破断の起点となって、温
間成形性を著しく劣化させる。粒径がIO珈を越える金
属間化合物を生成させないためには、不純物としてのM
nを0.05%以下、Crを0.05%以下、Zrをo
、o5og5ニ、Feを0.2%以下、Siを02%以
下にそれぞれ規制するとともに、その他の不純物の合計
量を0.1%以下に規制する必要がある。
Cu、Zn
これらはいずれも強度を向−1ニさせるとともに、積層
欠陥エネルギを増大させて加工時の転位セル構造を強化
し、成形性を向上させる効果を有し、請求項2の発明の
アルミニウム合金圧延板においていずれか1種または2
種が含有される。Cuが005%未満、Z nが05%
未満では上記の効果が充分に得られず、一方Cuが2.
0%を越えるかまたはZnが2,5%を越えれば耐食性
が低下する。
欠陥エネルギを増大させて加工時の転位セル構造を強化
し、成形性を向上させる効果を有し、請求項2の発明の
アルミニウム合金圧延板においていずれか1種または2
種が含有される。Cuが005%未満、Z nが05%
未満では上記の効果が充分に得られず、一方Cuが2.
0%を越えるかまたはZnが2,5%を越えれば耐食性
が低下する。
したがってCuは0.05〜2.0%、Znは05〜2
5%の範囲内とした。
5%の範囲内とした。
以上の各成分の残部は実質的にAnとすれば良い。但し
、通常のアルミニウム合金においては鋳塊結晶粒微細化
のためにTi1あるいはTiおよびBを微量添加するこ
とがあり、この発明の場合も微量のTi1あるいはTi
およびBを含有していても良い。ここで、Ti含有量が
0.15%を越えれば初晶TiAl3粒子が晶出して成
形性を害し、またB含有量が0.05%を越えればT
i B 2の粗大粒子が生して成形性を害するから、T
iは0.15%以下、Bは0.05%以下とすることが
好ましい。
、通常のアルミニウム合金においては鋳塊結晶粒微細化
のためにTi1あるいはTiおよびBを微量添加するこ
とがあり、この発明の場合も微量のTi1あるいはTi
およびBを含有していても良い。ここで、Ti含有量が
0.15%を越えれば初晶TiAl3粒子が晶出して成
形性を害し、またB含有量が0.05%を越えればT
i B 2の粗大粒子が生して成形性を害するから、T
iは0.15%以下、Bは0.05%以下とすることが
好ましい。
なおまた、Mgを多量に含有する場合は溶湯が酸化し易
く、そこで溶湯酸化防止のためにBeの添加を行なうこ
とも一般に行なわれているが、この発明のアルミニウム
合金の場合も、溶湯の酸化防11−のためにBeを添加
しても良い。但しI’3e添加量がIIlpm未満では
その効果が得られず、一方1100ppを越えてもその
効果は飽和するから、Beを添加する場合の添加量は
1〜1100ppの範囲内とすることが好ましい。
く、そこで溶湯酸化防止のためにBeの添加を行なうこ
とも一般に行なわれているが、この発明のアルミニウム
合金の場合も、溶湯の酸化防11−のためにBeを添加
しても良い。但しI’3e添加量がIIlpm未満では
その効果が得られず、一方1100ppを越えてもその
効果は飽和するから、Beを添加する場合の添加量は
1〜1100ppの範囲内とすることが好ましい。
以上のような成分組成のこの発明のアルミニウム合金は
、 150〜350°Cの範囲内の温度で温間成形加工
を行なうにあたっての成形性(温間成形性)が従来のA
A−Mg合金よりも格段に良好である。
、 150〜350°Cの範囲内の温度で温間成形加工
を行なうにあたっての成形性(温間成形性)が従来のA
A−Mg合金よりも格段に良好である。
次にこの発明の温間成形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。
先ず前述のような成分組成のアルミニウム合金溶湯を常
法にしたがって溶製し、DC鋳造法(半連続鋳造法)に
よって鋳塊とするか、または薄板連続鋳造法(連続鋳造
圧延法)によって直接薄板とする。
法にしたがって溶製し、DC鋳造法(半連続鋳造法)に
よって鋳塊とするか、または薄板連続鋳造法(連続鋳造
圧延法)によって直接薄板とする。
DC鋳造法で鋳塊を作製した場合、その鋳塊に対して熱
間圧延を施す前に鋳塊加熱を行ない、引続いて熱間圧延
を行ない、その後必要に応じて冷間圧延を行なって製品
板厚とする。また熱間圧延と冷間圧延との間、あるいは
冷間圧延の中途において、必要に応じて中間焼鈍を行な
っても良い。
間圧延を施す前に鋳塊加熱を行ない、引続いて熱間圧延
を行ない、その後必要に応じて冷間圧延を行なって製品
板厚とする。また熱間圧延と冷間圧延との間、あるいは
冷間圧延の中途において、必要に応じて中間焼鈍を行な
っても良い。
これらの各工程は、次のような条件で実施することか望
ましい。
ましい。
すなわち、熱間圧延前の鋳塊加熱は450〜580℃の
範囲内温度で05〜48時間行なうことか望ましい。鋳
塊加熱温度か450℃未満ては熱間圧延性が劣化し、一
方580℃を越えれば金属間化合物が粗大化するおそれ
があるとともに、共晶融解が生じるおそれがある。また
鋳塊加熱時間が05時間未満ては鋳塊の加熱が均一にな
されないおそれかあり、一方48時間を越えれば金属間
化合物の粗大化のおそれがある。熱間圧延は常法に従っ
て行なえば良く、また中間焼鈍も通常の条件で行なえば
良い。冷間圧延の圧下率は、中間焼鈍を行なう場合は中
間焼鈍後の冷間圧延の圧延率にして、1596以」二が
好ましい。冷間圧延率が15%未満では、後の最終焼鈍
により得られる再結晶組織もしくは温開成形のための予
熱時に得られる再結晶組織の再結晶粒が粗大化するおそ
れがある。
範囲内温度で05〜48時間行なうことか望ましい。鋳
塊加熱温度か450℃未満ては熱間圧延性が劣化し、一
方580℃を越えれば金属間化合物が粗大化するおそれ
があるとともに、共晶融解が生じるおそれがある。また
鋳塊加熱時間が05時間未満ては鋳塊の加熱が均一にな
されないおそれかあり、一方48時間を越えれば金属間
化合物の粗大化のおそれがある。熱間圧延は常法に従っ
て行なえば良く、また中間焼鈍も通常の条件で行なえば
良い。冷間圧延の圧下率は、中間焼鈍を行なう場合は中
間焼鈍後の冷間圧延の圧延率にして、1596以」二が
好ましい。冷間圧延率が15%未満では、後の最終焼鈍
により得られる再結晶組織もしくは温開成形のための予
熱時に得られる再結晶組織の再結晶粒が粗大化するおそ
れがある。
上述のようにして製品板厚きした後には、一般には最終
焼鈍を施して再結晶組織を生成させる。
焼鈍を施して再結晶組織を生成させる。
この最終焼鈍は、バッチ焼鈍、連続焼鈍のいずれでも良
く、また最終焼鈍条件は、要は再結晶組織が得られるよ
うな温度、時間であれば良いが、バッチ焼鈍の場合は2
5G〜400℃の範囲内の温度で0.5時間以上の保持
が一般的であり、一方連続焼鈍の場合は350〜550
℃の範囲内の温度で保持なしかまたは180秒以下の保
持が一般的である。なお製品の圧延板に対する温開成形
は150〜350°Cで行なわれるが、その場合圧延板
は加熱された金型内にセットされて材料温度が所定の温
度となるまで保持されてから成形が施されるか、または
別の予熱炉で加熱され、その後金型にセットされて成形
が施される。この場合、保持もしくは予熱の温度、時間
が再結晶が生じるような条件であれば、最終焼鈍により
再結晶組織を得ておく必要はなく、したがってその場合
は最終焼鈍を省くことができる。
く、また最終焼鈍条件は、要は再結晶組織が得られるよ
うな温度、時間であれば良いが、バッチ焼鈍の場合は2
5G〜400℃の範囲内の温度で0.5時間以上の保持
が一般的であり、一方連続焼鈍の場合は350〜550
℃の範囲内の温度で保持なしかまたは180秒以下の保
持が一般的である。なお製品の圧延板に対する温開成形
は150〜350°Cで行なわれるが、その場合圧延板
は加熱された金型内にセットされて材料温度が所定の温
度となるまで保持されてから成形が施されるか、または
別の予熱炉で加熱され、その後金型にセットされて成形
が施される。この場合、保持もしくは予熱の温度、時間
が再結晶が生じるような条件であれば、最終焼鈍により
再結晶組織を得ておく必要はなく、したがってその場合
は最終焼鈍を省くことができる。
またDC鋳造に代えて薄板連続鋳造法を適用する場合は
、前述の各工程のうち、熱間圧延までを省略することが
できる。但し、この場合は圧延性を向上させるため、鋳
造コイルに対して均質化処理を施してから冷間圧延を行
なうことが好ましい。
、前述の各工程のうち、熱間圧延までを省略することが
できる。但し、この場合は圧延性を向上させるため、鋳
造コイルに対して均質化処理を施してから冷間圧延を行
なうことが好ましい。
この場合の均質化処理条件は、前述のDC鋳造を適用し
た場合の熱間圧延前の鋳塊加熱条件と同様であれば良い
。
た場合の熱間圧延前の鋳塊加熱条件と同様であれば良い
。
実 施 例
第1表の合金番号1〜7に示す成分組成のアルミニウム
合金、すなわち本発明成分範囲内の合金1〜4および本
発明成分範囲を外れた比較例の合金5〜7について、常
法に従ってDC鋳造し、得られた鋳塊に530℃×10
時間の均質化処理を施した後、常法に従って板厚4mm
まで熱間圧延し、さらに冷間圧延を施して板厚1mmと
した。その後320℃× 2時間の最終焼鈍を施した。
合金、すなわち本発明成分範囲内の合金1〜4および本
発明成分範囲を外れた比較例の合金5〜7について、常
法に従ってDC鋳造し、得られた鋳塊に530℃×10
時間の均質化処理を施した後、常法に従って板厚4mm
まで熱間圧延し、さらに冷間圧延を施して板厚1mmと
した。その後320℃× 2時間の最終焼鈍を施した。
上述のようにして最終焼鈍を施した後の各圧延板につい
て、圧延面に平行に研磨し、圧延面に平行な面における
金属間化合物粒子の最大径を、画像解析装置を用いて測
定した。その結果を第2表1 に示す。
て、圧延面に平行に研磨し、圧延面に平行な面における
金属間化合物粒子の最大径を、画像解析装置を用いて測
定した。その結果を第2表1 に示す。
第2表から明らかなようにこの発明の成分組成範囲内−
の合金番号1〜4の合金の圧延板は、いずれも金属間化
合物粒子の径が10伽以下となっている。
の合金番号1〜4の合金の圧延板は、いずれも金属間化
合物粒子の径が10伽以下となっている。
また最終焼鈍後の各圧延板について、300℃において
50%の伸びを与える温間引張り加工を行なった後、J
IS 5号引張り試験片を切出して温間引張り加工後
の常温強度(引張り強さおよび耐力)を調べた結果を第
3表に示す。
50%の伸びを与える温間引張り加工を行なった後、J
IS 5号引張り試験片を切出して温間引張り加工後
の常温強度(引張り強さおよび耐力)を調べた結果を第
3表に示す。
第3表から、この発明の実施例のアルミニウム合金は、
温間成形後も自動車部品や各種筐体等として実用上支障
ない捏度の強度を有していることが判る。
温間成形後も自動車部品や各種筐体等として実用上支障
ない捏度の強度を有していることが判る。
さらに、最終焼鈍後の各圧延板から引張り試験片を切出
し、各試験片について250℃の温間引張り試験を行な
い、伸びを調べた結果を第4表に示す。なおこのときの
温間引張り試験は、250℃の温度に30分保持してか
ら引張りを開始し、また引張り歪速度は2.22X 1
0−2/秒、標点間距離は10 mm2 とした。
し、各試験片について250℃の温間引張り試験を行な
い、伸びを調べた結果を第4表に示す。なおこのときの
温間引張り試験は、250℃の温度に30分保持してか
ら引張りを開始し、また引張り歪速度は2.22X 1
0−2/秒、標点間距離は10 mm2 とした。
第4表から、この発明の実施例のアルミニウム合金圧延
板は、温開成形によって160%以上の大きな伸びを示
し、温間成形性が著しく良好であることが判る。
板は、温開成形によって160%以上の大きな伸びを示
し、温間成形性が著しく良好であることが判る。
さらに、実際の温開成形における変形性を調べるため、
各圧延板について5枚連続してダイス・ポンチにより温
開成形を施し、破断時の平均成形高さを調べた。温開成
形の条件は、成形温度250℃、ブランク径250+a
+a、ポンチ径50mm、ダイス径53M、Lわ抑え圧
1000kgとし、潤滑剤として二硫化モリデブンを用
いた。その結果を第5表に示す。
各圧延板について5枚連続してダイス・ポンチにより温
開成形を施し、破断時の平均成形高さを調べた。温開成
形の条件は、成形温度250℃、ブランク径250+a
+a、ポンチ径50mm、ダイス径53M、Lわ抑え圧
1000kgとし、潤滑剤として二硫化モリデブンを用
いた。その結果を第5表に示す。
第5表から、この発明の実施例のアルミニウム合金は、
実際に温間成形加工時における成形性が極めて優れてい
ることが判る。
実際に温間成形加工時における成形性が極めて優れてい
ることが判る。
第1表・供試材の成分組成
(単位
w196)
化合物最大サイズ
5
第3表:温間引張り後の常温強度
第4表:
250℃の温間引張り試験での伸び
1.6
第5表:温開成形による成形高さ
発明の効果
以上の実施例からも明らかなように、この発明のアルミ
ニウム合金は、温間成形性が著しく良好であり、したが
ってこの発明のアルミニウム合金を用いることによって
、150〜350℃の温度域での温開成形を高い生産性
で実用化することができる。したがってこの発明のアル
ミニウム合金は、複雑形状の器物の他、電気制御器筐体
、計測器筐体、VTRその他の弱電機器のシャーシ等、
さらには自動車車体、 ガソリンタンク、 オイルパン等 小部品の用途に好適である。
ニウム合金は、温間成形性が著しく良好であり、したが
ってこの発明のアルミニウム合金を用いることによって
、150〜350℃の温度域での温開成形を高い生産性
で実用化することができる。したがってこの発明のアル
ミニウム合金は、複雑形状の器物の他、電気制御器筐体
、計測器筐体、VTRその他の弱電機器のシャーシ等、
さらには自動車車体、 ガソリンタンク、 オイルパン等 小部品の用途に好適である。
Claims (2)
- (1)Mg2.0〜6.0%(重量%、以下同じ)を含
有し、かつ不純物としてのFe、Si、Mn、Cr、Z
rがそれぞれFeは0.2%以下、Siは0.2%以下
、Mnは0.05%以下、Crは0.05%以下、Zr
は0.05%以下に規制され、しかもその他の不純物元
素の合計量が0.1%以下に規制され、残部が実質的に
Alよりなり、金属間化合物粒子の粒径が10μm以下
であることを特徴とする、150〜350℃の範囲内の
温度での成形のための温間成形用アルミニウム合金。 - (2)Mg2.0〜6.0%を含有するとともに、Cu
0.05〜2.0%、Zn0.5〜2.5%のうちの1
種または2種を含有し、かつ不純物としてのFe、Si
、Mn、Cr、ZrがそれぞれFeは0.2%以下、S
iは0.2%以下、Mnは0.05%以下、Crは0.
05%以下、Zrは0.05%以下に規制され、しかも
その他の不純物元素の合計量が0.1%以下に規制され
、残部が実質的にAlよりなり、金属間化合物粒子の粒
径が10μm以下であることを特徴とする、150〜3
50℃の範囲内の温度での成形のための温間成形用アル
ミニウム合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24742389A JPH03107439A (ja) | 1989-09-22 | 1989-09-22 | 温間成形用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24742389A JPH03107439A (ja) | 1989-09-22 | 1989-09-22 | 温間成形用アルミニウム合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03107439A true JPH03107439A (ja) | 1991-05-07 |
Family
ID=17163217
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24742389A Pending JPH03107439A (ja) | 1989-09-22 | 1989-09-22 | 温間成形用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03107439A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2012241225A (ja) * | 2011-05-18 | 2012-12-10 | Nippon Steel Corp | 温間成形用アルミニウム合金板 |
JP2016186125A (ja) * | 2015-03-27 | 2016-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金板 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62207850A (ja) * | 1986-03-10 | 1987-09-12 | Sky Alum Co Ltd | 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 |
JPS63118045A (ja) * | 1986-11-05 | 1988-05-23 | Sky Alum Co Ltd | 光輝性デイスクホイ−ル用アルミニウム合金 |
-
1989
- 1989-09-22 JP JP24742389A patent/JPH03107439A/ja active Pending
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62207850A (ja) * | 1986-03-10 | 1987-09-12 | Sky Alum Co Ltd | 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 |
JPS63118045A (ja) * | 1986-11-05 | 1988-05-23 | Sky Alum Co Ltd | 光輝性デイスクホイ−ル用アルミニウム合金 |
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JP2016186125A (ja) * | 2015-03-27 | 2016-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金板 |
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