JPH03236441A - 高強度アルミニウム合金および高強度アルミニウム合金材の製造方法 - Google Patents
高強度アルミニウム合金および高強度アルミニウム合金材の製造方法Info
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- JPH03236441A JPH03236441A JP3277990A JP3277990A JPH03236441A JP H03236441 A JPH03236441 A JP H03236441A JP 3277990 A JP3277990 A JP 3277990A JP 3277990 A JP3277990 A JP 3277990A JP H03236441 A JPH03236441 A JP H03236441A
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- Manufacture And Refinement Of Metals (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、溶接性および強度に優れる高強度アルミニ
ウム合金、および、前記合金の、高強度アルミニウム合
金材の製造方法に関するものである。
ウム合金、および、前記合金の、高強度アルミニウム合
金材の製造方法に関するものである。
アルミニウム合金は、軽量であるうえに脆性破壊を起こ
さないことから、低温用構造材料として使用されている
。たとえば、ロケットの液体燃料タンクにはＡｌ−Ｃｕ
系の２２１９合金が、液化天然ガスの輸送用タンクには
Ａｌ−Ｍｇ系の５０８３合金が用いられている。これら
は、密閉構造として用いるために、その組立は溶接によ
り行われている。前記２２１９合金、５０８３合金は、
アルミニウム合金の中では溶接性が良好であることから
、タンク等の材料として多く用いられている。
さないことから、低温用構造材料として使用されている
。たとえば、ロケットの液体燃料タンクにはＡｌ−Ｃｕ
系の２２１９合金が、液化天然ガスの輸送用タンクには
Ａｌ−Ｍｇ系の５０８３合金が用いられている。これら
は、密閉構造として用いるために、その組立は溶接によ
り行われている。前記２２１９合金、５０８３合金は、
アルミニウム合金の中では溶接性が良好であることから
、タンク等の材料として多く用いられている。
前述のように、２２１９合金および５０８３合金は溶接
性が良好であるが、強度が比較的低いために、構造物と
して使用するには厚肉化が避けられず、重量増加を来す
という問題がある。ロゲント等に使用するには軽量化が
第一の条件であり、現状の材料では、軽量化の要請に応
えられない。
性が良好であるが、強度が比較的低いために、構造物と
して使用するには厚肉化が避けられず、重量増加を来す
という問題がある。ロゲント等に使用するには軽量化が
第一の条件であり、現状の材料では、軽量化の要請に応
えられない。
一方、構造用の高強度合金としては、Ａｌ−２ｎＡｌ−
２ｎ−系の７０７５合金等が知られているが、前記７０
７５合金は溶接性に劣るという欠点がある以上のように
従来のアルミニウム合金では、溶接性および強度の両特
性を満足することはできなかった。
２ｎ−系の７０７５合金等が知られているが、前記７０
７５合金は溶接性に劣るという欠点がある以上のように
従来のアルミニウム合金では、溶接性および強度の両特
性を満足することはできなかった。
従って、この発明は上述の問題を解決するためになされ
たものであって、溶接性および強度に優れる高強度アル
ミニウム合金、および、前記合金の、高強度アルミニウ
ム合金材の製造方法を提供することをその目的とする。
たものであって、溶接性および強度に優れる高強度アル
ミニウム合金、および、前記合金の、高強度アルミニウ
ム合金材の製造方法を提供することをその目的とする。
〔課題を解決するための手段ｊ
この発明の要旨は下記の通りである。
＋１＋ 重量％で、Ｃｕ：３〜５％、Ｍｇ：０．５〜
２％、Ｚｎ ： １〜３Ｘ、Ｔｉ ：０．０３〜０．２
０％Ｂ ： Ｏ，ＯＯ１〜０．００６％、を含有し、さ
らに、Ｍｎ ： Ｏ，１〜０．５％、Ｖ：００５〜０．
２０％、Ｚｒ：００５〜０．３０％、Ｃｒ：００５〜０
．２０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部が
Ａｆおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高
強度アルミニウム合金。
２％、Ｚｎ ： １〜３Ｘ、Ｔｉ ：０．０３〜０．２
０％Ｂ ： Ｏ，ＯＯ１〜０．００６％、を含有し、さ
らに、Ｍｎ ： Ｏ，１〜０．５％、Ｖ：００５〜０．
２０％、Ｚｒ：００５〜０．３０％、Ｃｒ：００５〜０
．２０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部が
Ａｆおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高
強度アルミニウム合金。
（２）重量％で、Ｃｕ：３〜５％、Ｍ ｇ ： ０．５
〜２％、 ｚｎ 、１〜３％、 Ｔｉ：０．０３〜０．
２０ ％Ｂ ： ０．００１〜０．００６％、を含有し
、さらに、Ｍｎ ＋ ０．１〜０．５％、Ｖ：００
５〜０．２０％、Ｚｒ：００５〜０．３０ ％、 Ｃｒ
： ０．０ ５〜０．２ ０％のうちの１種また
は２種以上を含有し、残部がＡＩおよび不可避的不純物
からなる化学成分組成を有するアルミニウム合金を溶製
し、次いで、前記化学成分組成を有するアルミニウム合
金材を、４８０℃以上５４０℃以下の温度で溶体化処理
し、次いで、溶体化処理したアルミニウム合金材に対し
、１３０℃以上２００℃以下の温度で１段または２段以
上の時効処理を施すことを特徴とし、必要に応じて、前
記溶体化処理と前記時効処理との間に、冷間加工率８％
以下の４間加工を行うことを特徴とする高強度アルミニ
ウム合金材の製造方法。
〜２％、 ｚｎ 、１〜３％、 Ｔｉ：０．０３〜０．
２０ ％Ｂ ： ０．００１〜０．００６％、を含有し
、さらに、Ｍｎ ＋ ０．１〜０．５％、Ｖ：００
５〜０．２０％、Ｚｒ：００５〜０．３０ ％、 Ｃｒ
： ０．０ ５〜０．２ ０％のうちの１種また
は２種以上を含有し、残部がＡＩおよび不可避的不純物
からなる化学成分組成を有するアルミニウム合金を溶製
し、次いで、前記化学成分組成を有するアルミニウム合
金材を、４８０℃以上５４０℃以下の温度で溶体化処理
し、次いで、溶体化処理したアルミニウム合金材に対し
、１３０℃以上２００℃以下の温度で１段または２段以
上の時効処理を施すことを特徴とし、必要に応じて、前
記溶体化処理と前記時効処理との間に、冷間加工率８％
以下の４間加工を行うことを特徴とする高強度アルミニ
ウム合金材の製造方法。
この発明において、Ｃｕ、ＭｇおよびＺｎは高強度化の
ために必須の元素であり、Ｍｎ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒおよび
Ｔｉは母材の延性の確保、溶接性の確保のために必要な
元素である。また、Ｂは鋳造組織の微細化に必要な元素
である。以下に、各成分の限定理由を述べる。
ために必須の元素であり、Ｍｎ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒおよび
Ｔｉは母材の延性の確保、溶接性の確保のために必要な
元素である。また、Ｂは鋳造組織の微細化に必要な元素
である。以下に、各成分の限定理由を述べる。
（１１Ｃｕ：
Ｃｕ含有量が３％（重量％以下、同じ）未満では、充分
な強度が得られない。一方、５％を超えると延性および
靭性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は３〜５％の範囲
に限定すべきである。
な強度が得られない。一方、５％を超えると延性および
靭性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は３〜５％の範囲
に限定すべきである。
（２１Ｍｇ：
Ｍｇ含有量が０．５％未満では、充分な強度か得られな
い。一方、２％を超えると延性および靭性が低下する。
い。一方、２％を超えると延性および靭性が低下する。
従って、Ｍｇ含有量は０．５〜２％の範囲に限定すべき
である。
である。
ｆ３１Ｚｎ：
Ｚｎ含有量が１％未満では、充分な強度が得られない。
一方、３％を超えると鋳造性および溶接性が劣化する。
従って、Ｚｎ含有量は１〜３％の範囲に限定すべきであ
る。
る。
（４１Ｍｎ、 Ｖ、 Ｚ ｒ、 Ｃｒ
Ｍｎ含有量が０．１％未満、■含有量が００５％未満、
Ｚｒ含有量が００５％未満、Ｃｒ含有量が００５％未満
では、再結晶抑制の効果が小さく、延性が低下する。ま
た、溶接割れを起こしやすくなる。さらに、Ｍｎ含有量
が０．５％超、■含有量が０２％超、Ｚｒ含有量が０．
３％超では、粗大晶出物が生成しやすくなり、延性の低
下につながる。また、Ｃｒ含有量が０２％を超えると焼
入れ性が低下する。Ｍｎ、Ｖ、ＺｒおよびＣｒは、それ
ぞれ最大、０，５％、０．２％、０．３％、０．２％以
下含有させることで、溶接割れが抑制され、溶接性の面
からは、最大含有量は前記量で十分である。
Ｚｒ含有量が００５％未満、Ｃｒ含有量が００５％未満
では、再結晶抑制の効果が小さく、延性が低下する。ま
た、溶接割れを起こしやすくなる。さらに、Ｍｎ含有量
が０．５％超、■含有量が０２％超、Ｚｒ含有量が０．
３％超では、粗大晶出物が生成しやすくなり、延性の低
下につながる。また、Ｃｒ含有量が０２％を超えると焼
入れ性が低下する。Ｍｎ、Ｖ、ＺｒおよびＣｒは、それ
ぞれ最大、０，５％、０．２％、０．３％、０．２％以
下含有させることで、溶接割れが抑制され、溶接性の面
からは、最大含有量は前記量で十分である。
従って、Ｍｎ含有量は０．ｉ〜０．５％、■含有量は０
０５〜０．２０％、Ｚｒ含有量は００５〜０．３０％、
Ｃｒ含有量は００５〜０．２０％の範囲に限定すべきで
ある。
０５〜０．２０％、Ｚｒ含有量は００５〜０．３０％、
Ｃｒ含有量は００５〜０．２０％の範囲に限定すべきで
ある。
なお、これらの４元素は２種以上を複合的に含有させて
もその効果を何ら減するものではない。
もその効果を何ら減するものではない。
従って、複合的に含有させることができる。
ｆ５１ＴｉおよびＢ：
Ｔ１およびＢは、Ｔ ｒ Ｂ ２として析出し、鋳造組
織の微細化に寄与する。しかしながら、ＴＩ含有量が０
．０３％未満、Ｂ含有量が０．００１％未満では、所望
の効果ｂ（得られない。また、Ｔｉは溶接性を向上させ
る元素でもある。ただし、Ｔ１含有量が０．２０％を超
えてもその効果は飽和する。
織の微細化に寄与する。しかしながら、ＴＩ含有量が０
．０３％未満、Ｂ含有量が０．００１％未満では、所望
の効果ｂ（得られない。また、Ｔｉは溶接性を向上させ
る元素でもある。ただし、Ｔ１含有量が０．２０％を超
えてもその効果は飽和する。
一方、Ｂ含有量が０． ＯＯ６％を超えても鋳造組織の
微細化効果は飽和する。従って、ＴＩ含有量は０．０３
〜０．２０％、Ｂ含有量は０．００１〜０．００６％の
範囲に限定すべきである。
微細化効果は飽和する。従って、ＴＩ含有量は０．０３
〜０．２０％、Ｂ含有量は０．００１〜０．００６％の
範囲に限定すべきである。
次ぎに、熱処理条件について述べる。
本発明合金は熱処理型合金であり、熱間加工後に、溶体
化処理−時効処理を施して実用に供する溶体化処理温度
が４８０℃未満では析出強化元素の固溶が不十分であり
、充分な強度を得られない。一方、溶体化処理温度が５
４０℃を超えると部分的な融解が起こる。従って、溶体
化処理温度は４８０℃以上５４０℃以下の範囲に限定す
べきである。
化処理−時効処理を施して実用に供する溶体化処理温度
が４８０℃未満では析出強化元素の固溶が不十分であり
、充分な強度を得られない。一方、溶体化処理温度が５
４０℃を超えると部分的な融解が起こる。従って、溶体
化処理温度は４８０℃以上５４０℃以下の範囲に限定す
べきである。
溶体化処理後の冷間加工は、省略しても十分な強度が得
られる。また、冷間加工を実施すると、析出組織が均一
微細となり、−層の強度上昇が可能である。しかしなか
ら、冷間加工率が８％を超えてもその効果は飽和する。
られる。また、冷間加工を実施すると、析出組織が均一
微細となり、−層の強度上昇が可能である。しかしなか
ら、冷間加工率が８％を超えてもその効果は飽和する。
従って、冷間加工率は８％以下とする。
時効処理温度が１３０℃未満では、強化に寄与する析出
強化相が十分に成長せず、強度が得られない。一方、時
効処理温度が２００℃を超えると、急速な硬化とそれに
引き続き軟化が起こり、安定した析出組織を得にくい。
強化相が十分に成長せず、強度が得られない。一方、時
効処理温度が２００℃を超えると、急速な硬化とそれに
引き続き軟化が起こり、安定した析出組織を得にくい。
従って、時効処理温度は１３０℃以上２００℃以下の範
囲に限定すべきである。
囲に限定すべきである。
時効処理を行うに際して、１３０〜２００℃の温度範囲
で２種類以上の温度を選び、２段以上の時効処理を行う
ことにより、１段時効の場合に比べて時効が促進される
。従って、より短時間で高強度が得られるようになる。
で２種類以上の温度を選び、２段以上の時効処理を行う
ことにより、１段時効の場合に比べて時効が促進される
。従って、より短時間で高強度が得られるようになる。
このように多段時効も有効であ□る。
【実施例］
次ぎに、この発明を実施例によりさらに詳しく説明する
。
。
第１表に示す成分組成を有する本発明合金Ｎａｌ〜６お
よび比較合金恥７〜１５（Ｎα１４、Ｎａ１５は従来の
２２１９合金、７０７５合金）を溶製し、次いで、熱間
圧延によって１２ｍ＋ｗ厚の板材とした。次いで、前記
板材に対して合金成分に応じた最適熱処理条件（第２表
に示す）で熱処理を行い供試体を調製した。次いで、供
試体の各々に室温および肢体ヘリウムによる温度４．２
にの温度条件で引張試験を行い、強度、延性および切り
欠き降伏比を調べ、靭性を評価した。そして、その結果
を第２表に示した。切り欠き降伏比は「切り欠き試験片
の引っ張り強度／平滑試験片の降伏強度」で定義した。
よび比較合金恥７〜１５（Ｎα１４、Ｎａ１５は従来の
２２１９合金、７０７５合金）を溶製し、次いで、熱間
圧延によって１２ｍ＋ｗ厚の板材とした。次いで、前記
板材に対して合金成分に応じた最適熱処理条件（第２表
に示す）で熱処理を行い供試体を調製した。次いで、供
試体の各々に室温および肢体ヘリウムによる温度４．２
にの温度条件で引張試験を行い、強度、延性および切り
欠き降伏比を調べ、靭性を評価した。そして、その結果
を第２表に示した。切り欠き降伏比は「切り欠き試験片
の引っ張り強度／平滑試験片の降伏強度」で定義した。
また、切り欠き試験片の応力集中係数は２６とした。
また、供試体にフィッシュボーン試験を施し、溶接性を
調べた。フィッシュボーン試験は、第３図に示すように
長さの異なる切れ込み２が等間隔をあけて入っているフ
ィッシュボーン試験片１を用いて、切れ込み２と直角方
向にＴＴＧ溶接（２５０Ａ、４０国／分）を行い、溶接
全長に対する溶接割れ長さの割合（溶接割れ率）を調べ
、これにより溶接性を評価する試験方法である。その結
果を第３表に示す。
調べた。フィッシュボーン試験は、第３図に示すように
長さの異なる切れ込み２が等間隔をあけて入っているフ
ィッシュボーン試験片１を用いて、切れ込み２と直角方
向にＴＴＧ溶接（２５０Ａ、４０国／分）を行い、溶接
全長に対する溶接割れ長さの割合（溶接割れ率）を調べ
、これにより溶接性を評価する試験方法である。その結
果を第３表に示す。
第２表からあきらかなように、本発明合金ｌ！１１〜６
は比較例３の比較合金ｋ１４よりも高強度であり、延性
および靭性も良好である。これに対して、比較例１に示
す比較合金部７、ｌＯはＣｕおよびＭｇの含有量が本発
明の範囲を外れて高いために高強度ではあるが、延性お
よび靭性が低い。比較合金Ｎａ ８．９、ＩＩは、Ｃｕ
、ＭｇおよびＺｒの含有量が本発明の範囲を外れて低い
ため、延性および靭性は良好であるが、強度が低い。
は比較例３の比較合金ｋ１４よりも高強度であり、延性
および靭性も良好である。これに対して、比較例１に示
す比較合金部７、ｌＯはＣｕおよびＭｇの含有量が本発
明の範囲を外れて高いために高強度ではあるが、延性お
よび靭性が低い。比較合金Ｎａ ８．９、ＩＩは、Ｃｕ
、ＭｇおよびＺｒの含有量が本発明の範囲を外れて低い
ため、延性および靭性は良好であるが、強度が低い。
さらに、第３表からあきらかなように、本発明例の本発
明合金ｋ Ｉ〜６は溶接割れ率が３５〜４３％であり、
比較例３の比較合金ＮＱ１４とほぼ同等であり、また、
高強度合金である比較例４の比較合金部１５よりも優れ
た溶接性を示している。これに対して、Ｚｎ含有量が本
発明の範囲を外れて高い比較例５の比較合金部１２、Ｍ
ｎ、ＶおよびＺｒを含有せず、しかも、Ｔｉ含有量が本
発明の範囲を外れて低い比較例２の比較合金Ｎα１３は
溶接性が劣っている。
明合金ｋ Ｉ〜６は溶接割れ率が３５〜４３％であり、
比較例３の比較合金ＮＱ１４とほぼ同等であり、また、
高強度合金である比較例４の比較合金部１５よりも優れ
た溶接性を示している。これに対して、Ｚｎ含有量が本
発明の範囲を外れて高い比較例５の比較合金部１２、Ｍ
ｎ、ＶおよびＺｒを含有せず、しかも、Ｔｉ含有量が本
発明の範囲を外れて低い比較例２の比較合金Ｎα１３は
溶接性が劣っている。
〔実施例２〕
次ぎに、溶体化処理温度の影響について述べる実施例１
で使用した本発明合金漱３を同条件で溶製、圧延後、４
００〜５００℃の範囲で溶体化処理し、次いで、１４０
’ＣＸ９６ｈ（時間）の時効を行い、引っ張り特性を調
査した。その結果を示したのが第１図である。
で使用した本発明合金漱３を同条件で溶製、圧延後、４
００〜５００℃の範囲で溶体化処理し、次いで、１４０
’ＣＸ９６ｈ（時間）の時効を行い、引っ張り特性を調
査した。その結果を示したのが第１図である。
第１図に示すように、溶体化処理温度が４８０℃未満で
は、析出強化元素の固溶が十分に起こらず、時効後も強
度が低い。一方、溶体化処理温度が５４０℃を超えると
、材料の局部的な溶解が生じ、延性が著しく低下する。
は、析出強化元素の固溶が十分に起こらず、時効後も強
度が低い。一方、溶体化処理温度が５４０℃を超えると
、材料の局部的な溶解が生じ、延性が著しく低下する。
従って、溶体化は４８０〜５４０℃の温度範囲で行うべ
きことがわかる。
きことがわかる。
〔実施例３〕
次ぎに、時効処理条件の影響について述べる。
実施例１で使用した本発明合金恥１、本発明合金Ｎｃ３
を同条件で溶製、圧延後、本発明合金１１ｉｃｌは５３
０℃で、本発明合金階３は５１０℃でそれぞれ溶体化処
理し、一部引っ張りにより冷間加工を施し、次いで第４
表に示す条件で時効処理を行った。
を同条件で溶製、圧延後、本発明合金１１ｉｃｌは５３
０℃で、本発明合金階３は５１０℃でそれぞれ溶体化処
理し、一部引っ張りにより冷間加工を施し、次いで第４
表に示す条件で時効処理を行った。
その結果、時効処理温度が本発明方法の範囲内の、本発
明例ＮＱ１〜７は、冷間加工の有無に関係なく、９６時
間以内に実用上十分な強度に達していた。また、冷間加
工を行わずに、２段時効処理を行った本発明例Ｎ１１４
は、１段時効と比較して、短時間で実用強度が得られ、
経済的効果か大きい。これに対して、時効処理温度が本
発明方法の範囲を外れて低い比較例６は硬化が遅かった
。また、時効処理温度が本発明方法の範囲を外れて高い
比較例７〜９は硬化とそれに引き続く軟化が速く起こり
、材質の安定した合金材の製造が困難であった。
明例ＮＱ１〜７は、冷間加工の有無に関係なく、９６時
間以内に実用上十分な強度に達していた。また、冷間加
工を行わずに、２段時効処理を行った本発明例Ｎ１１４
は、１段時効と比較して、短時間で実用強度が得られ、
経済的効果か大きい。これに対して、時効処理温度が本
発明方法の範囲を外れて低い比較例６は硬化が遅かった
。また、時効処理温度が本発明方法の範囲を外れて高い
比較例７〜９は硬化とそれに引き続く軟化が速く起こり
、材質の安定した合金材の製造が困難であった。
第 ４ 表
〔実施例４〕
次ぎに、冷間加工の効果について述べる。
実施例１で使用した本発明合金Ｎｃｔｌを同条件で溶製
、圧延後、５３０℃で溶体化処理し、引っ張りにより冷
間加工を施し、次いで、１７０℃で時効処理を施し、時
効処理後の合金材の強度を調査した。その結果を第２図
に示す。
、圧延後、５３０℃で溶体化処理し、引っ張りにより冷
間加工を施し、次いで、１７０℃で時効処理を施し、時
効処理後の合金材の強度を調査した。その結果を第２図
に示す。
第２図に示すように、冷間加工を施すと、強化が可能で
あり、溶体化処理後の冷間加工が、高強度化を図るため
の有効な方法であることがわかる。さらに、冷間加工率
か８％を超えるとその効果は飽和することがわかる。
あり、溶体化処理後の冷間加工が、高強度化を図るため
の有効な方法であることがわかる。さらに、冷間加工率
か８％を超えるとその効果は飽和することがわかる。
以上説明したように、この発明によれば、溶接性に優れ
、且つ強度の高いアルミニウム合金材が得られる産業上
有用な効果がもたらされる。
、且つ強度の高いアルミニウム合金材が得られる産業上
有用な効果がもたらされる。
加工率と強度との関係を示すグラフ、第３図はフィッノ
ユボーン試験片を示す概略側面図である。
ユボーン試験片を示す概略側面図である。
図面において、
ｌ−１，切れ込み、
２１．−フィッシュボーン試験片。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ｃｕ：３〜５％、Ｍｇ：０．５〜２％、
Ｚｎ：１〜３％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｂ：０
．００１〜０．００６％、を含有し、さらに、Ｍｎ：０
．１〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｚｒ：０
．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％のう
ちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不
可避的不純物からなることを特徴とする高強度アルミニ
ウム合金。 ２ 重量％で、Ｃｕ：３〜５％、Ｍｇ：０．５〜２％、
Ｚｎ：１〜３％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｂ：０
．００１〜０．００６％、を含有し、さらに、Ｍｎ：０
．１〜０．５％、Ｖ：００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．
０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％のうち
の１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可
避的不純物からなる化学成分組成を有するアルミニウム
合金を溶製し、次いで、前記化学成分組成を有するアル
ミニウム合金材を、４８０℃以上５４０℃以下の温度で
溶体化処理し、次いで、溶体化処理したアルミニウム合
金材に対し、１３０℃以上２００℃以下の温度で１段ま
たは２段以上の時効処理を施すことを特徴とする高強度
アルミニウム合金材の製造方法。 ３ 溶体化処理と、時効処理との間に、冷間加工率８％
以下の冷間加工を施す請求項２記載の高強度アルミニウ
ム合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3277990A JPH03236441A (ja) | 1990-02-14 | 1990-02-14 | 高強度アルミニウム合金および高強度アルミニウム合金材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3277990A JPH03236441A (ja) | 1990-02-14 | 1990-02-14 | 高強度アルミニウム合金および高強度アルミニウム合金材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03236441A true JPH03236441A (ja) | 1991-10-22 |
Family
ID=12368336
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3277990A Pending JPH03236441A (ja) | 1990-02-14 | 1990-02-14 | 高強度アルミニウム合金および高強度アルミニウム合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03236441A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7294213B2 (en) | 2002-07-11 | 2007-11-13 | Pechiney Rhenalu | Aircraft structural member made of an Al-Cu-Mg alloy |
-
1990
- 1990-02-14 JP JP3277990A patent/JPH03236441A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7294213B2 (en) | 2002-07-11 | 2007-11-13 | Pechiney Rhenalu | Aircraft structural member made of an Al-Cu-Mg alloy |
| US7993474B2 (en) | 2002-07-11 | 2011-08-09 | Alcan Rhenalu/Constellium France | Aircraft structural member made of an Al-Cu-Mg alloy |
| EP1382698B2 (fr) † | 2002-07-11 | 2013-01-09 | Constellium France | Produit corroyé en alliage Al-Cu-Mg pour élément de structure d'avion |
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