JPH1017974A - 焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板及びその製造方法 - Google Patents
焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板及びその製造方法Info
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- JPH1017974A JPH1017974A JP18885196A JP18885196A JPH1017974A JP H1017974 A JPH1017974 A JP H1017974A JP 18885196 A JP18885196 A JP 18885196A JP 18885196 A JP18885196 A JP 18885196A JP H1017974 A JPH1017974 A JP H1017974A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 室温での長時間保持や人工時効処理を加えな
くても高い強度を示し、曲げなどを含む成形性が良好で
あり、成形および塗装焼付後の強度が高く、室温で保存
されている間に機械的性質が変わりにくいＴ４合金板を
得る。 【解決手段】 特定組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金板の
特に溶体化焼入れ時の３００℃から１００℃までの冷却
速度を制御することにより、焼入れ冷却時に生じる析出
物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の
導電率と比べて０．９７〜０．９９の範囲の導電率をも
たらすようなＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を得る。
くても高い強度を示し、曲げなどを含む成形性が良好で
あり、成形および塗装焼付後の強度が高く、室温で保存
されている間に機械的性質が変わりにくいＴ４合金板を
得る。 【解決手段】 特定組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金板の
特に溶体化焼入れ時の３００℃から１００℃までの冷却
速度を制御することにより、焼入れ冷却時に生じる析出
物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の
導電率と比べて０．９７〜０．９９の範囲の導電率をも
たらすようなＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、焼入時に析出硬
化を起こすことにより強度が優れ室温保持中の機械的性
質の経時変化が少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板に
関するもので、自動車や電気機器等の外板や各種成形部
品などの成形用素板として有用なものである。
化を起こすことにより強度が優れ室温保持中の機械的性
質の経時変化が少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板に
関するもので、自動車や電気機器等の外板や各種成形部
品などの成形用素板として有用なものである。
【０００２】
【従来の技術】従来よりＡｌ−Ｍｇ系合金板は、板形状
のままあるいは成形加工した形で多く用いられている。
このうち、自動車外板のようにある程度の強度が必要と
される用途に対しては、ＪＩＳの５１８２合金等の約
４．５％のＭｇを含む合金あるいはこれ以上のＭｇが含
有された合金が用いられている。しかし、この系の合金
は、非熱処理型合金であり、成形後の塗装焼付時の加熱
により軟化する欠点(ヘ゛ークソフトニンク゛)を有する。これに対
し、強度の改善のためＣｕを添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金板を用いる技術についても既に開示されている。
このＣｕ添加により、析出硬化性が生じるためヘ゛ークソフトニ
ンク゛が抑えられ、条件によっては塗装焼付時に強度が上
昇するヘ゛ークハート゛ニンク゛が可能となる。しかし、およそ４．
５％以上のＭｇを含む合金に対して多量のＣｕを添加す
ることは、熱間加工性を低下させるため工業的な生産が
難しく、また耐食性の点で問題が生じるためＣｕ添加量
は０．４％以下に抑えられて使用されているのが現状で
ある。これに対し、より低Ｍｇ合金２．５〜３％程度の
合金にＣｕを添加した場合、ヘ゛ークハート゛性を付与すること
が可能になるが、絶対的な強度が不足しており本格的に
使用されていない。
のままあるいは成形加工した形で多く用いられている。
このうち、自動車外板のようにある程度の強度が必要と
される用途に対しては、ＪＩＳの５１８２合金等の約
４．５％のＭｇを含む合金あるいはこれ以上のＭｇが含
有された合金が用いられている。しかし、この系の合金
は、非熱処理型合金であり、成形後の塗装焼付時の加熱
により軟化する欠点(ヘ゛ークソフトニンク゛)を有する。これに対
し、強度の改善のためＣｕを添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金板を用いる技術についても既に開示されている。
このＣｕ添加により、析出硬化性が生じるためヘ゛ークソフトニ
ンク゛が抑えられ、条件によっては塗装焼付時に強度が上
昇するヘ゛ークハート゛ニンク゛が可能となる。しかし、およそ４．
５％以上のＭｇを含む合金に対して多量のＣｕを添加す
ることは、熱間加工性を低下させるため工業的な生産が
難しく、また耐食性の点で問題が生じるためＣｕ添加量
は０．４％以下に抑えられて使用されているのが現状で
ある。これに対し、より低Ｍｇ合金２．５〜３％程度の
合金にＣｕを添加した場合、ヘ゛ークハート゛性を付与すること
が可能になるが、絶対的な強度が不足しており本格的に
使用されていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｃｕ系合金において、なんら室温での長時間保持や人
工時効処理を加えなくても高い強度を示し、曲げなどを
含む成形性が良好であり、成形および塗装焼付後の強度
が高く、室温で保存されている間に機械的性質が変わり
にくいＴ４合金板を提供することを目的とする。
−Ｃｕ系合金において、なんら室温での長時間保持や人
工時効処理を加えなくても高い強度を示し、曲げなどを
含む成形性が良好であり、成形および塗装焼付後の強度
が高く、室温で保存されている間に機械的性質が変わり
にくいＴ４合金板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、限定され
た組成範囲のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金が特異な析出挙動
を示す事に着目し、種々の検討を行った。そして、溶体
化処理後の焼入れ冷却中に析出硬化を起こさせることを
主眼とした組織制御により、特に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系Ｔ４合金板が得られることを見出し、本発明にいた
ったものである。
た組成範囲のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金が特異な析出挙動
を示す事に着目し、種々の検討を行った。そして、溶体
化処理後の焼入れ冷却中に析出硬化を起こさせることを
主眼とした組織制御により、特に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系Ｔ４合金板が得られることを見出し、本発明にいた
ったものである。
【０００５】すなわち、請求項１の、３．０％(重量
で。以下同じ。)を超え４．２％未満のＭｇおよび０．
５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、残部Ａｌと不可
避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷却
過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらすＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有することを特徴とす
る焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金
板。 0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99 ・・・・式１ 但し、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際の
Ｔ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に生
じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４
合金板の導電率(IACS%)。 であり、
で。以下同じ。)を超え４．２％未満のＭｇおよび０．
５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、残部Ａｌと不可
避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷却
過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらすＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有することを特徴とす
る焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金
板。 0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99 ・・・・式１ 但し、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際の
Ｔ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に生
じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４
合金板の導電率(IACS%)。 であり、
【０００６】請求項２の、３．０％を超え４．２％未満
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を
各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、
残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化
後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率
C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有する
ことを特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−
Ｃｕ系Ｔ４合金板。
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を
各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、
残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化
後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率
C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有する
ことを特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−
Ｃｕ系Ｔ４合金板。
【０００７】請求項３の、３．０％を超え４．２％未満
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶
体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導
電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有
し、かつ結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が
０．５μｍ以上である金属間化合物粒子の粒界長に対す
る分布線分率が１０％以下である事を特徴とする焼入れ
同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶
体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導
電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有
し、かつ結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が
０．５μｍ以上である金属間化合物粒子の粒界長に対す
る分布線分率が１０％以下である事を特徴とする焼入れ
同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
【０００８】請求項４の、３．０％を超え４．２％未満
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を
各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、
残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化
後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率
C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有し、
かつ結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５
μｍ以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布
線分率が１０％以下である事を特徴とする焼入れ同時析
出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を
各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、
残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化
後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率
C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有し、
かつ結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５
μｍ以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布
線分率が１０％以下である事を特徴とする焼入れ同時析
出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
【０００９】請求項５の、３．０％を超え４．２％未満
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、必要によりＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または
２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未
満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持
つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行
い、この後の焼入れ冷却において溶体化処理温度から３
００℃までの冷却速度を１０〜１０００℃／秒とし、３
００℃から１００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に
制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、必要によりＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または
２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未
満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持
つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行
い、この後の焼入れ冷却において溶体化処理温度から３
００℃までの冷却速度を１０〜１０００℃／秒とし、３
００℃から１００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に
制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
【００１０】請求項６の、３．０％を超え４．２％未満
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、必要によりＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または
２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未
満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持
つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行
い、この後の焼入れ冷却において溶体化処理温度から３
００℃までの冷却速度を４０〜１０００℃／秒とし、３
００℃から１００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に
制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。である。
のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含
み、必要によりＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または
２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未
満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持
つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行
い、この後の焼入れ冷却において溶体化処理温度から３
００℃までの冷却速度を４０〜１０００℃／秒とし、３
００℃から１００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に
制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。である。
【００１１】
【発明の実施の形態】まず、組成の限定理由について述
べる。Ｍｇは、焼入れ同時析出処理により強度を高くす
るために必須の合金元素であり、良好な強度および成形
性を実現するのに必要であり、３．０％を超えて４．２
％未満となる添加量に限定される。これより添加量が少
ないと、焼入れ同時析出が不十分となり、強度や成形性
が良好とならない。一方、この範囲より添加量が多い
と、熱間加工性が悪くなり実質的に工業生産が困難にな
り、耐食性が悪くなるなどの問題が生じるため適当でな
い。
べる。Ｍｇは、焼入れ同時析出処理により強度を高くす
るために必須の合金元素であり、良好な強度および成形
性を実現するのに必要であり、３．０％を超えて４．２
％未満となる添加量に限定される。これより添加量が少
ないと、焼入れ同時析出が不十分となり、強度や成形性
が良好とならない。一方、この範囲より添加量が多い
と、熱間加工性が悪くなり実質的に工業生産が困難にな
り、耐食性が悪くなるなどの問題が生じるため適当でな
い。
【００１２】Ｃｕも焼入れ同時析出処理により強度を高
くするために必須の合金元素であり、強度や成形性に寄
与するもので、０．５％を超え１．２％未満となる添加
量に限定される。この範囲より添加量が少ないと、焼入
れ同時析出硬化による強度上昇が達成できず、強度が不
十分となる。一方、これより添加量が多いと、熱間加工
性が悪くなり、耐食性が悪化するなどの問題が生じる。
くするために必須の合金元素であり、強度や成形性に寄
与するもので、０．５％を超え１．２％未満となる添加
量に限定される。この範囲より添加量が少ないと、焼入
れ同時析出硬化による強度上昇が達成できず、強度が不
十分となる。一方、これより添加量が多いと、熱間加工
性が悪くなり、耐食性が悪化するなどの問題が生じる。
【００１３】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖは、結晶粒の粗大化
抑制および結晶粒径のバラツキ低減に有効であり、強度
向上にも寄与する合金元素であり、請求項２、４、５、
６で、これらのうち１種または２種以上を各０．０５％
〜０．４％、合計で０．６％未満添加することを規定し
ている。この範囲より少ない添加では、特に効果が無
く、これを超える添加は、延性、成形性の低下を招き適
当でない。
抑制および結晶粒径のバラツキ低減に有効であり、強度
向上にも寄与する合金元素であり、請求項２、４、５、
６で、これらのうち１種または２種以上を各０．０５％
〜０．４％、合計で０．６％未満添加することを規定し
ている。この範囲より少ない添加では、特に効果が無
く、これを超える添加は、延性、成形性の低下を招き適
当でない。
【００１４】不純物としては、アルミニウム合金に不可
避的に含まれる元素としてＦｅとＳｉが挙げられる。こ
れらの含有量は各０．４％以下が望ましい。これを超え
ると、延性、成形性の低下を招くため適当でない。
避的に含まれる元素としてＦｅとＳｉが挙げられる。こ
れらの含有量は各０．４％以下が望ましい。これを超え
ると、延性、成形性の低下を招くため適当でない。
【００１５】また、アルミニウム合金の鋳造の際に一般
的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化剤に
起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下の範
囲で含んでもよい。
的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化剤に
起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下の範
囲で含んでもよい。
【００１６】本発明で、対象とする合金組成は、３００
℃の平衡状態においてＣｕおよびＭｇで形成される相が
主にＣｕＭｇ4Ａｌ6となるものである。これが、組成が
本発明の範囲をはずれ３００℃での平衡状態においてＣ
ｕとＭｇで形成される相が主にＣｕＭｇＡｌ2（Ｓ相）
やＣｕＡｌ2（θ相）であったり、この温度でも平衡的
にＣｕおよびＭｇが全固溶される場合には、焼入れ同時
析出処理による強度向上が十分に起こらない。
℃の平衡状態においてＣｕおよびＭｇで形成される相が
主にＣｕＭｇ4Ａｌ6となるものである。これが、組成が
本発明の範囲をはずれ３００℃での平衡状態においてＣ
ｕとＭｇで形成される相が主にＣｕＭｇＡｌ2（Ｓ相）
やＣｕＡｌ2（θ相）であったり、この温度でも平衡的
にＣｕおよびＭｇが全固溶される場合には、焼入れ同時
析出処理による強度向上が十分に起こらない。
【００１７】本発明のＴ４合金板の、金属組織中には、
溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような
導電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を
有する。 0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99 ・・・・式１ ここで、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際
のＴ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に
生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ
４合金板の導電率(IACS%)である。「焼入れ冷却時に生じ
る析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合
金板」とは、溶体化処理後の焼入れを非常に速い冷却速
度で行って析出を抑えることにより得られ、具体的には
４６０〜５６０℃での溶体化処理後、１００℃までの平
均冷却速度で１２００℃／秒以上となる水焼入れで室温
まで冷却することにより得られる。
溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような
導電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を
有する。 0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99 ・・・・式１ ここで、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際
のＴ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に
生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ
４合金板の導電率(IACS%)である。「焼入れ冷却時に生じ
る析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合
金板」とは、溶体化処理後の焼入れを非常に速い冷却速
度で行って析出を抑えることにより得られ、具体的には
４６０〜５６０℃での溶体化処理後、１００℃までの平
均冷却速度で１２００℃／秒以上となる水焼入れで室温
まで冷却することにより得られる。
【００１８】式１を満たさず、C1/C0＞0.99であると、
焼入れ同時析出硬化が不十分で機械的強度が不十分とな
り、室温保存中の機械的性質の変化が増大するため不適
当である。逆に、C1/C0＜0.97であると析出が過度に進ん
でいるため、粒界への析出が起こっており曲げ性などに
悪影響を与え、また後の成形後の塗装焼き付け時に析出
硬化を起こす余地がなくなる。
焼入れ同時析出硬化が不十分で機械的強度が不十分とな
り、室温保存中の機械的性質の変化が増大するため不適
当である。逆に、C1/C0＜0.97であると析出が過度に進ん
でいるため、粒界への析出が起こっており曲げ性などに
悪影響を与え、また後の成形後の塗装焼き付け時に析出
硬化を起こす余地がなくなる。
【００１９】焼入れ同時析出硬化に関与する析出物は導
電率を下げる作用を持ち、結晶格子に歪みを及ぼす非常
に微細なもので、格子とほぼ整合の状態で析出するＧＰ
ゾーンあるいはクラスターがこれに当たる。ここで、こ
のＧＰゾーンあるいはクラスターはＣｕＭｇ4Ａｌ6の前
駆体を為すものと推定され、この析出物は発明者らの調
査の結果、焼入れ冷却中の３００℃から１００℃にかけ
て、主には３００℃から２００℃にかけて析出する事が
わかっている。これが、焼入れ冷却中に析出しかつ強度
向上に寄与するための条件としては、Ｍｇ、Ｃｕ添加量
の制御のほか、後で述べるように焼入れ冷却速度の制御
が必要となる。なお、この析出物はＳ’相あるいはＳ相
の前駆体である析出物（いわゆるＧＰＢソ゛ーン）とは性質
の異なる物であり、３００℃での平衡状態においてＣｕ
とＭｇで形成される相が主にＳ相である場合には焼入れ
同時析出硬化という独特な特性が十分に現れない。すな
わち、３００℃での平衡状態においてＣｕとＭｇで形成
される相が主にＳ相である合金組成範囲と、本発明の範
囲はこの焼入れ同時析出硬化という点で全く異なる特性
であるため、この両者を区別しない先行の技術があった
としても未完成であり、それは本発明を導く助けになら
ない。
電率を下げる作用を持ち、結晶格子に歪みを及ぼす非常
に微細なもので、格子とほぼ整合の状態で析出するＧＰ
ゾーンあるいはクラスターがこれに当たる。ここで、こ
のＧＰゾーンあるいはクラスターはＣｕＭｇ4Ａｌ6の前
駆体を為すものと推定され、この析出物は発明者らの調
査の結果、焼入れ冷却中の３００℃から１００℃にかけ
て、主には３００℃から２００℃にかけて析出する事が
わかっている。これが、焼入れ冷却中に析出しかつ強度
向上に寄与するための条件としては、Ｍｇ、Ｃｕ添加量
の制御のほか、後で述べるように焼入れ冷却速度の制御
が必要となる。なお、この析出物はＳ’相あるいはＳ相
の前駆体である析出物（いわゆるＧＰＢソ゛ーン）とは性質
の異なる物であり、３００℃での平衡状態においてＣｕ
とＭｇで形成される相が主にＳ相である場合には焼入れ
同時析出硬化という独特な特性が十分に現れない。すな
わち、３００℃での平衡状態においてＣｕとＭｇで形成
される相が主にＳ相である合金組成範囲と、本発明の範
囲はこの焼入れ同時析出硬化という点で全く異なる特性
であるため、この両者を区別しない先行の技術があった
としても未完成であり、それは本発明を導く助けになら
ない。
【００２０】請求項３、４においては、結晶粒界上に存
在し粒界と直角方向で０．５μm以上の寸法を持つ金属
間化合物粒子の分布線分率が１０％以下である事を規定
している。これは、ある断面での結晶粒界の長さの合計
に対して、その上に存在しその断面に露出している結晶
粒界に直角な方向で測って0.5μｍ以上の寸法の金属間
化合物粒子の結晶粒界上で占める合計長さを割合で表し
たもので、これが１０％を超えると曲げ性や粒界腐食感
受性が低下するため適当でない。なお、具体的な測定と
しては、少なくとも結晶５０個分に相当する粒界を調査
する必要がある。ここで、対象とする金属間化合物粒子
は、主にＡｌ，ＣｕおよびＭｇを含む粒界析出物であ
る。この粒界析出物は、溶体化処理および焼入れの一連
の処理の比較的高温域すなわち溶体化処理温度から３０
０℃までの冷却の間で生じるものであり、強度に寄与し
ない他、曲げ性や粒界腐食感受性の低下の原因となる。
この点で、主に３００℃から１００℃で析出する焼入れ
同時析出硬化に寄与する前記のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出
物とは異質のものである。
在し粒界と直角方向で０．５μm以上の寸法を持つ金属
間化合物粒子の分布線分率が１０％以下である事を規定
している。これは、ある断面での結晶粒界の長さの合計
に対して、その上に存在しその断面に露出している結晶
粒界に直角な方向で測って0.5μｍ以上の寸法の金属間
化合物粒子の結晶粒界上で占める合計長さを割合で表し
たもので、これが１０％を超えると曲げ性や粒界腐食感
受性が低下するため適当でない。なお、具体的な測定と
しては、少なくとも結晶５０個分に相当する粒界を調査
する必要がある。ここで、対象とする金属間化合物粒子
は、主にＡｌ，ＣｕおよびＭｇを含む粒界析出物であ
る。この粒界析出物は、溶体化処理および焼入れの一連
の処理の比較的高温域すなわち溶体化処理温度から３０
０℃までの冷却の間で生じるものであり、強度に寄与し
ない他、曲げ性や粒界腐食感受性の低下の原因となる。
この点で、主に３００℃から１００℃で析出する焼入れ
同時析出硬化に寄与する前記のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出
物とは異質のものである。
【００２１】次に、本発明合金板の製造方法について説
明する。本発明合金の熱間圧延用鋳塊は、通常のＤＣ法
により鋳造され、必要により４６０〜５６０℃の温度範
囲で３〜２４時間の均質化熱処理が施され、その後、熱
間圧延される。ここで、熱間圧延のみで所定の板厚とし
てもよいが、この後に冷間圧延を施して所定板厚とする
事も可能であり、また、適宜中間焼鈍をはさんで、数次
の冷間圧延を行ってもよい。
明する。本発明合金の熱間圧延用鋳塊は、通常のＤＣ法
により鋳造され、必要により４６０〜５６０℃の温度範
囲で３〜２４時間の均質化熱処理が施され、その後、熱
間圧延される。ここで、熱間圧延のみで所定の板厚とし
てもよいが、この後に冷間圧延を施して所定板厚とする
事も可能であり、また、適宜中間焼鈍をはさんで、数次
の冷間圧延を行ってもよい。
【００２２】次に、溶体化処理および焼入れを行い、こ
の際に焼入れ同時析出硬化処理とする。まず、溶体化処
理温度は４６０〜５６０℃とする。典型的には、２℃／
秒以上の昇温速度で４６０〜５６０℃まで昇温し、ここ
で０〜３００秒保持する条件で行う。なお、保持０秒は
材料温度到達後直ちに冷却することを示すものである。
溶体化処理温度が４６０℃より低いと、合金元素を十分
に固溶することができず結果的に強度が不十分となる
か、粒界析出物の割合を増すため適当でない。また、溶
体化処理温度が５６０℃より高いと結晶粒の過度な成長
を起こし、局部的に共晶融解を起こす可能性があるため
適当でない。
の際に焼入れ同時析出硬化処理とする。まず、溶体化処
理温度は４６０〜５６０℃とする。典型的には、２℃／
秒以上の昇温速度で４６０〜５６０℃まで昇温し、ここ
で０〜３００秒保持する条件で行う。なお、保持０秒は
材料温度到達後直ちに冷却することを示すものである。
溶体化処理温度が４６０℃より低いと、合金元素を十分
に固溶することができず結果的に強度が不十分となる
か、粒界析出物の割合を増すため適当でない。また、溶
体化処理温度が５６０℃より高いと結晶粒の過度な成長
を起こし、局部的に共晶融解を起こす可能性があるため
適当でない。
【００２３】この後の焼入れ冷却において溶体化処理温
度から３００℃までの冷却速度を１０〜１０００℃／秒
さらに望ましくは４０〜１０００℃／秒とし、３００℃
から１００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に制御す
る。
度から３００℃までの冷却速度を１０〜１０００℃／秒
さらに望ましくは４０〜１０００℃／秒とし、３００℃
から１００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に制御す
る。
【００２４】焼入れ冷却において溶体化処理温度から３
００℃までの冷却速度を１０〜１０００℃／秒さらに望
ましくは４０〜１０００℃／秒とするのは、この温度域
で起こる粒界析出を抑制するために必要な条件であり、
冷却速度１０℃／秒未満では過度の粒界析出が起こり曲
げ性や耐粒界腐食性に関し悪影響を与える。これが４０
℃／秒以上であると、粒界析出物が少なくなり十分に
「結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μ
m以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線
分率が１０％以下」となる。これが１０００℃／秒を超
えると焼入れ時に板の歪みが大となり、平坦度の良い板
材を得ることが困難になる。
００℃までの冷却速度を１０〜１０００℃／秒さらに望
ましくは４０〜１０００℃／秒とするのは、この温度域
で起こる粒界析出を抑制するために必要な条件であり、
冷却速度１０℃／秒未満では過度の粒界析出が起こり曲
げ性や耐粒界腐食性に関し悪影響を与える。これが４０
℃／秒以上であると、粒界析出物が少なくなり十分に
「結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μ
m以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線
分率が１０％以下」となる。これが１０００℃／秒を超
えると焼入れ時に板の歪みが大となり、平坦度の良い板
材を得ることが困難になる。
【００２５】また、焼入れ過程の３００℃から１００℃
までの冷却速度を５〜５０℃／秒に制御する。これによ
り、焼入れ冷却中のこの温度範囲で析出硬化が起こり、
これが強度の向上、室温保存中の機械的性質の安定性の
向上およびストレッチャーストレインマークの低減に寄与する。冷却速
度が５℃／秒未満であれば、この冷却中に過度な析出が
起こりＴ４板が成形後の塗装焼き付けの加熱時に析出硬
化を起こす余地がなくなり、この温度範囲でも粒界析出
が起って延性や耐粒界腐食性に悪影響を与える恐れがあ
るため適当でない。また、冷却速度が５０℃／秒を超え
ると、焼入れ同時析出が十分に起らず、強度が十分に上
がらないことになる。
までの冷却速度を５〜５０℃／秒に制御する。これによ
り、焼入れ冷却中のこの温度範囲で析出硬化が起こり、
これが強度の向上、室温保存中の機械的性質の安定性の
向上およびストレッチャーストレインマークの低減に寄与する。冷却速
度が５℃／秒未満であれば、この冷却中に過度な析出が
起こりＴ４板が成形後の塗装焼き付けの加熱時に析出硬
化を起こす余地がなくなり、この温度範囲でも粒界析出
が起って延性や耐粒界腐食性に悪影響を与える恐れがあ
るため適当でない。また、冷却速度が５０℃／秒を超え
ると、焼入れ同時析出が十分に起らず、強度が十分に上
がらないことになる。
【００２６】なお、焼入れ後には平坦度の向上及びスト
レッチャーストレインマークの低減のためにスキンパス
あるいはローラーレベリングの加工を施してもかまわな
い。
レッチャーストレインマークの低減のためにスキンパス
あるいはローラーレベリングの加工を施してもかまわな
い。
【００２７】
【実施例】以下に実施例にもとづき本発明を更に詳細に
説明する。
説明する。
【００２８】
【表１】
【００２９】表１の組成のＤＣ鋳塊（厚さ５００ｍｍ）
を、５００℃で１０時間均質化処理し、両面10mmの面削
の後、圧延開始温度４７５℃で熱間圧延し、厚さ４ｍｍ
の熱間圧延板とした。これを１ｍｍまで冷間圧延した。
板作製の過程で、表１の比較例組成Ｌ、Ｍについては、
熱間圧延割れが大きく健全な圧延板が得られなかった。
表２に示す本発明範囲や他の比較例組成については問題
無く圧延板が得られた。なお、これらの材料は、全て平
均結晶粒が４０〜６０μｍの範囲にあった。
を、５００℃で１０時間均質化処理し、両面10mmの面削
の後、圧延開始温度４７５℃で熱間圧延し、厚さ４ｍｍ
の熱間圧延板とした。これを１ｍｍまで冷間圧延した。
板作製の過程で、表１の比較例組成Ｌ、Ｍについては、
熱間圧延割れが大きく健全な圧延板が得られなかった。
表２に示す本発明範囲や他の比較例組成については問題
無く圧延板が得られた。なお、これらの材料は、全て平
均結晶粒が４０〜６０μｍの範囲にあった。
【００３０】
【表２】
【００３１】次に表２のような条件で、ソルトハ゛ス(ＳＢ)あ
るいは連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）によって溶体化処理・焼
き入れした。ソルトハ゛ス後の冷却方法としては、強制空冷
(ＡＣ)の他、ミスト冷却(ＭＣ)を組み合わせた。なお、各
々の材料のC0(焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に
含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率)は溶
体化まではその実験番号の材料と同じ工程で処理し、溶
体化後の焼入れ冷却条件だけを比較例１３〜２０と同じ
水焼入れの条件とした材料の導電率を測定することで得
た。比較例１３〜２０の溶体化後の焼入れ冷却条件では
析出が生じないのでC1欄はは空白である。
るいは連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）によって溶体化処理・焼
き入れした。ソルトハ゛ス後の冷却方法としては、強制空冷
(ＡＣ)の他、ミスト冷却(ＭＣ)を組み合わせた。なお、各
々の材料のC0(焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に
含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率)は溶
体化まではその実験番号の材料と同じ工程で処理し、溶
体化後の焼入れ冷却条件だけを比較例１３〜２０と同じ
水焼入れの条件とした材料の導電率を測定することで得
た。比較例１３〜２０の溶体化後の焼入れ冷却条件では
析出が生じないのでC1欄はは空白である。
【００３２】
【表３】
【００３３】焼入れ時のＹＳ(耐力。以下同じ。)上昇
は、焼入れ同時析出によるＹＳ上昇分を算出したもので
あり、該当材料のＹＳと、それと同一組成で実質的に焼
入れ時の析出硬化の無い材料(実験番号１３〜２０)のＹ
Ｓとの差で求めた。
は、焼入れ同時析出によるＹＳ上昇分を算出したもので
あり、該当材料のＹＳと、それと同一組成で実質的に焼
入れ時の析出硬化の無い材料(実験番号１３〜２０)のＹ
Ｓとの差で求めた。
【００３４】なお、曲げは成形後の端部処理加工として
重要なので、成形加工での加工硬化を想定した２％スト
レッチ後の曲げ性で評価した。すなわち、ストレッチし
たのち、１８０°曲げ（密着曲げおよびＲ０．５ｍｍ
曲げ）を行い、１０件中のクラック発生件数で評価し
た。
重要なので、成形加工での加工硬化を想定した２％スト
レッチ後の曲げ性で評価した。すなわち、ストレッチし
たのち、１８０°曲げ（密着曲げおよびＲ０．５ｍｍ
曲げ）を行い、１０件中のクラック発生件数で評価し
た。
【００３５】そして、深絞り成形に対応する２％ストレ
ッチを施した後に、１７０℃×２０分の塗装焼き付けに
対応する加熱処理を行いベーク後ＹＳを測定し焼付け硬
化後の強度を評価した。
ッチを施した後に、１７０℃×２０分の塗装焼き付けに
対応する加熱処理を行いベーク後ＹＳを測定し焼付け硬
化後の強度を評価した。
【００３６】粒界の金属間化合物の分布線分率は具体的
には、試料断面研磨の後、バーカー法および偏光顕微鏡
観察による粒界位置の確認と0.5〜1%フッ酸によるエッ
チングによる金属間化合物の観察を併用し、500倍以上
にて観察測定した。
には、試料断面研磨の後、バーカー法および偏光顕微鏡
観察による粒界位置の確認と0.5〜1%フッ酸によるエッ
チングによる金属間化合物の観察を併用し、500倍以上
にて観察測定した。
【００３７】さらに、一部の材料に対し、室温での保管
時の機械的性質の経時変化を評価するために、焼入れ１
日後と３ヶ月経過後のＹＳを測定しその増分を測定し
た。
時の機械的性質の経時変化を評価するために、焼入れ１
日後と３ヶ月経過後のＹＳを測定しその増分を測定し
た。
【００３８】
【表４】
【００３９】さらに、これも、一部の材料に対し、ＪＩ
Ｓ５号引張試験を用い、引張速度５ｍｍ／分で引張変形
を与え、 一定歪みで停止し、試料表面の模様ストレッ
チャーストレインマークを確認した。
Ｓ５号引張試験を用い、引張速度５ｍｍ／分で引張変形
を与え、 一定歪みで停止し、試料表面の模様ストレッ
チャーストレインマークを確認した。
【００４０】
【表５】
【００４１】表２、表３のように本発明範囲の合金板
は、焼入れ同時析出硬化により強度向上が得られ、冷却
速度の制御により、粒界析出を抑えることにより曲げ性
が良好に保たれている。また、表４のように、本発明例
では室温保持中のＹＳの変化が非常に小さく、保管中に
成形性の変化をきたす事がきわめて少ない。さらに、表
５のように、本発明例では、ストレッチャーストレイン
マークの発生が少なくなっている。
は、焼入れ同時析出硬化により強度向上が得られ、冷却
速度の制御により、粒界析出を抑えることにより曲げ性
が良好に保たれている。また、表４のように、本発明例
では室温保持中のＹＳの変化が非常に小さく、保管中に
成形性の変化をきたす事がきわめて少ない。さらに、表
５のように、本発明例では、ストレッチャーストレイン
マークの発生が少なくなっている。
【００４２】
【発明の効果】以上、詳しく説明したように、本願の焼
入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板
は、室温保持中の機械的性質の変化が少なく、またＴ４
のままあるいは成形・塗装焼付後の強度に優れ、組織制
御により曲げ性を含む成形性にも優れる。また、さら
に、焼入れ同時析出によりＣｕ、Ａｌと結合し析出物を
形成するＭｇの分だけフリーなＭｇ量が減じている事にな
るため、このフリーのＭｇを根本原因とするストレッチャーストレインマ
ークも軽微となるという利点も有している。よって、自動
車や電気機器等の外板や各種成形部品などの成形用素板
としての適用範囲を拡大するものである。
入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板
は、室温保持中の機械的性質の変化が少なく、またＴ４
のままあるいは成形・塗装焼付後の強度に優れ、組織制
御により曲げ性を含む成形性にも優れる。また、さら
に、焼入れ同時析出によりＣｕ、Ａｌと結合し析出物を
形成するＭｇの分だけフリーなＭｇ量が減じている事にな
るため、このフリーのＭｇを根本原因とするストレッチャーストレインマ
ークも軽微となるという利点も有している。よって、自動
車や電気機器等の外板や各種成形部品などの成形用素板
としての適用範囲を拡大するものである。
Claims (6)
- 【請求項１】 ３．０％(重量で。以下同じ。)を超え
４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満
のＣｕを含み、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成
を持ち、溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満た
すような導電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物
の分布を有することを特徴とする焼入れ同時析出硬化型
のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。 0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99 ・・・・式１ 但し、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際の
Ｔ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に生
じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４
合金板の導電率(IACS%)。 - 【請求項２】 ３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよ
び０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％
〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不
可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷
却過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらす
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有することを特徴と
する焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合
金板。 0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99 ・・・・式１ 但し、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際の
Ｔ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に生
じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４
合金板の導電率(IACS%)。 - 【請求項３】 ３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよ
び０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、残部Ａｌ
と不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入
れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもた
らすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有し、かつ結晶
粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μｍ以上
である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線分率が
１０％以下である事を特徴とする焼入れ同時析出硬化型
のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。 0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99 ・・・・式１ 但し、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際の
Ｔ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に生
じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４
合金板の導電率(IACS%)。 - 【請求項４】 ３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよ
び０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％
〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不
可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷
却過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらす
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有し、かつ結晶粒界
上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μｍ以上であ
る金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線分率が１０
％以下である事を特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。 0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99 ・・・・式１ 但し、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際の
Ｔ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に生
じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４
合金板の導電率(IACS%)。 - 【請求項５】 ３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよ
び０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、必要によ
りＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各
０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残
部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材
を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の
焼入れ冷却において溶体化処理温度から３００℃までの
冷却速度を１０〜１０００℃／秒とし、３００℃から１
００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に制御すること
を特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系Ｔ４合金板の製造方法。 - 【請求項６】 ３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよ
び０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、必要によ
りＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各
０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残
部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材
を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の
焼入れ冷却において溶体化処理温度から３００℃までの
冷却速度を４０〜１０００℃／秒とし、３００℃から１
００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に制御すること
を特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18885196A JP4050344B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18885196A JP4050344B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1017974A true JPH1017974A (ja) | 1998-01-20 |
| JP4050344B2 JP4050344B2 (ja) | 2008-02-20 |
Family
ID=16230958
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18885196A Expired - Lifetime JP4050344B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4050344B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN117286376A (zh) * | 2023-11-27 | 2023-12-26 | 中国第一汽车股份有限公司 | 一种变屈服强度铝合金及其制备方法和用途 |
-
1996
- 1996-06-28 JP JP18885196A patent/JP4050344B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN117286376A (zh) * | 2023-11-27 | 2023-12-26 | 中国第一汽车股份有限公司 | 一种变屈服强度铝合金及其制备方法和用途 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4050344B2 (ja) | 2008-02-20 |
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