专利名称：多段成型性优良的铝合金管的制作方法
技术领域：
本发明涉及具有优良多段成型性的铝(下面用Al表示)合金管。
还有，所谓多段成型性，例如，在施以弯曲等第1次加工后，在液压膨胀及压裂等第2次的以后加工中的成型性。
背景技术：
在汽车用的框架等中使用冲压成型的多种钢材进行焊接而组装，然而，近几年来为了轻质化和模块化，使用Al合金管的多段制品。
Al合金管可大致采用铸造法(铸件及模铸件)或压延加工法(空心挤出法等)制造，但是，采用铸造法的铝合金管，内有粗大的空洞，或韧性低，可靠性差。
另外，采用压延加工法的Al合金管，可用于汽车的正面、侧面框架部件以及二轮摩托车的框架等，其制造方法可以有(1)弯曲成断面圆形的Al合金管和施以液压膨胀加工的方法；(2)弯曲成断面多角形的Al合金管后，施加内压的方法；(3)把Al合金管放入液压膨胀成形金属模具内，施以液压压裂和液压膨胀加工的方法等。
采用压延加工法的Al合金管，通常采用模具和心轴加以组合的心轴挤出法而制造，从坑洞(ポ一トホ一ル)模具(一种分割型模具)挤出的分割体在模具出口侧进行焊接的坑洞挤出法、把板材加工成圆形使端部对顶进行焊接的电缝加工法等也可用于制造。
然而，在上述现有的Al合金管中，在进行弯曲等第1次加工后，在继续压裂及液压膨胀等管的周向进行改变断面形状(下面简称断面形状)的第2次的以后的加工时，弯曲加工部位易发生破裂等。
因此，上述铝合金管可以采用1050、1100等的1000系Al合金、3003、3004等的3000系Al合金、5052、5454、5083等的5000系合金、6063、6N01、6061等的6000系合金、7003、7N01等的7000系合金等。其中，1000系及3000系Al合金管强度不足，其用途受到局限，而5000系Al合金管多段成型性难，由6000系及7000系铝合金硬质材料构成的Al合金管，弯曲加工性及多段成型性差，由该合金的软质材料构成的Al合金管，由于强度低，在多段成型后必需进行时效处理，所以生产性差等，这都是问题。
发明简述本发明涉及的铝合金管，其由Mg 2.0％(质量％，下同)以上5.0以下、Si0.20％或以下、Fe 0.30％或以下、Mn 0.8％或以下(包括0％)、Cr 0.35％或以下(包括0％)、Ti 0.2％或以下(包括0％)，其余为Al及不可避免的杂质构成，该铝合金管的0.2％屈服点在60MPa以上160MPa以下、平均结晶粒径150μm或以下、多段成型性优良。
本发明的上述及其他特征及优点，通过附图加以考虑时，可从下列记载更清楚了解。
附图的简要说明
图1(A)～图1(E)为本发明铝合金管的各实施方案中示出的管的周向剖面图，图1(A)为弯曲时构成外侧的边2和构成内侧的边3长度及厚度相同的剖面图，图1(B)、图1(C)和图1(D)是边2和边3及连接它们的边4的任何一个厚度不同的剖面图、图1(E)是边2和边3长度不同的剖面图。
图2(A)、图2(B)是使凸缘整体设计的Al合金管另一实施方案的管周向剖面图。
图3(A)及图3(B)是具有焊接部分的Al合金管另一实施方案的管周向剖面图，图3(A)是采用电缝加工法、图3(B)是采用坑洞挤出法而分别制造的。
图4是扁平试验用的试片的取样部位说明图。
图5是扁平率测定方法说明图。
图6是反复弯曲试验用试片的取样部位说明图。
图7是弯曲加工的说明图。
图8是反复弯曲试验中试片的压裂形状及弯曲形状说明图。
图9是液压膨胀加工中弯曲部分的周长增长率说明图。
还有，各图中相同符号表示相同的部件。另外，图中所示的尺寸(长度及厚度等)是本发明适用的尺寸的例子，本发明不限于此。
本发明的详细说明按照本发明，可提供下列方法。
(1)一种多段成型性优良的铝合金管，其特征是由Mg 2.0％(质量％，下同)以上5.0或以下、Si 0.20％或以下、Fe 0.30％或以下、Mn 0.8％或以下(包括0％)、Cr 0.35％或以下(包括0％)、Ti 0.2％或以下(包括0％)，其余为Al及不可避免的杂质构成，该铝合金管的0.2％屈服点在60MPa以上160MPa以下、平均结晶粒径150μm或以下。
(2)一种多段成型性优良的铝合金管，其特征是由Mg 2.0％(质量％，下同)以上3.5％或以下、Si 0.10％或以下、Fe 0.15％或以下、Mn 0.8％或以下(包括0％)、Cr 0.35％或以下(包括0％)、Ti 0.2％或以下(包括0％)，其余为Al及不可避免的杂质构成，该铝合金管的0.2％屈服点在60MPa以上140MPa以下、平均结晶粒径150μm或以下。
(3)上述(1)或(2)中所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度为500个/mm2或以下。
(4)上述(1)～(3)中任何一项所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，无焊接部位。
(5)上述(1)～(4)中任何一项所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，管的周向剖面中，弯曲时构成外侧部分的管壁厚度比弯曲时构成内侧部分的管壁厚度厚。
(6)上述(1)～(5)中任何一项所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，在管的周向剖面中，弯曲时构成内侧的壁面和构成外侧的壁面均有近似直线状的边，弯曲时构成外侧部分的管周向剖面的边长比弯曲时构成内侧部分的管周向剖面的边长长。
(7)上述(1)～(6)中任何一项所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，凸缘以整体设置。
本发明人对Al合金的多段成型性进行种种探讨，发现Al-Mg系合金，通过把中空挤出材料的0.2％屈服点及平均结晶粒径调至规定范围，该多段成型性可得到改善。本发明人基于该发现完成本发明。
下面对本发明的Al合金管的合金元素加以说明。
在上述(1)项记载的发明中，Mg固溶的强度提高。其含量规定在2.0～5.0％的理由是，在低于2.0％时，作为运输机械的结构部件的必要强度(0.2％屈服点)不能充分得到，当高于5.0％时，多段成型时易发生破裂，另外，耐应力腐蚀龟裂性下降。
特别是，作为使用温度超过60i的汽车车轮部分部件时，由于易引起应力腐蚀龟裂，所以，Mg含量的上限3.5％是优选的。因此，Mg含量达到2.0～3.5％是优选的。强度和耐应力腐蚀龟裂性均优良的Mg含量是2.4～3.0％。
Mn和Cr使强度提高，并抑制再结晶粒子的粗大化。
上述Mn、Cr，当其含量大时，生成Al-Mn系及Al-Cr系的粗大的金属间化合物(初晶)，使多段成型性降低。因此，分别规定Mn在0.8％以下、Cr在0.35％以下。另外，在制造挤出管时，Mn、Cr使挤出性降低，在多段成型加工率高的场合，由于Al-Mg-Mn系及Al-Cr系的金属间化合物影响多段成型性，所以，Mn在0.60％以下、Cr在0.25以下是优选的。
在上述(1)项记载的发明中，添加Mg也可以提高强度，防止重结晶晶粒的粗大化，在优先考虑选定挤出加工、压延加工、退火等的制造条件时，根据需要，辅助添加Mn及Cr是优选的。
添加Ti可使铸锭组织变得精细，提高铸造性及热加工性，使制品的机械性质均匀，并且具有防止焊接破裂的效果等，所以，添加是优选的。
当Ti的含量超过0.2％时，生成粗大的金属间化合物(初晶)，使成型性降低，所以，控制在0.2％以下。另一方面，当Ti的含量过少时，精细化的效果不充分，所以，0.001％以上是优选的，0.01％以上是特别优选的。还有，当B和Ti共存时，可以促进组织的精细化，是优选的。但是，其添加量过多，由于其效果已经饱和，仅引起成本上升，所以，添加B时，0.02％以下是优选的。
在上述(1)记载的发明中，Al合金管的0.2％屈服点规定在60-160MPa的理由是，在低于60MPa时，作为运输机械的结构部件等必要的强度不能充分得到，而当高于160MPa时，多段成型性下降。
0.2％屈服点达到60-140MPa是优选的，而达到60-120MPa是特别优选的。
在上述(1)记载的发明中，Al合金管的平均结晶粒径规定在150μm以下的理由是，当结晶粒径超过150μm时，第1次成型时易产生粗糙的表面，在第2次以后的成型时易发生破裂。结晶粒径小于100μm是特别优选的。对平均结晶粒径的下限未作特别限定，通常在20μm以上。
上述结晶粒径可以选定挤出加工、压延加工、退火等的条件以进行控制。例如，当挤出加工或压延加工时的变形量(加工率)大时，在其后的退火工序结晶粒径变小。
例如，在挤出时，挤出比(坯段断面积和挤出管断面积之比)达到30以上时，结晶粒子精细，是优选的。
上述(1)项记载的发明，规定了杂质元素Si及Fe的含量。
Si及Fe是含于原料金属和碎金属等原料中的杂质元素，它们形成Al-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Si系、Mg-Si系等的金属间化合物。Si及Fe，当其量多时，上述金属间化合物粗大，多段成型性下降。
因此，在上述(1)项记载的发明中，分别规定Si在0.20％以下、Fe在0.30以下。Si在0.02％以上0.10％以下、Fe在0.05％以上0.15以下是特别优选的。
上述(2)项记载的发明中，除了分别规定Mg在2.0-3.5％、Si在0.10％以下、Fe 0.15％以下、0.2％屈服点达到60-140MPa的优选范围以外，其他与上述(1)中记载的发明同样。
在上述(1)、(2)项记载的发明中，作为上述Si及Fe以外的杂质混入的元素允许量，Cu在0.15％以下、Zn在0.25％以下、其他杂质元素分别在0.05％以下是优选的。
上述(3)项记载的发明，是上述(1)或(2)项记载的发明的优选实施方案，在Al合金管中，最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度规定为500个/mm2以下是优选的值。最大长度5μm以上的金属间化合物，在弯曲加工时，与基体分离，这时，产生细小的破裂，该细小的破裂，当上述最大长度5μm以上的金属间化合物的个数过多时，在第2次以后的加工时易于输送，但有时变成巨大的破裂。另外，当其过多时，膨胀加工性也变差。最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度为300个/mm2以下是优选的。对上述分布密度的下限值未作特别限定，但通常是10个/mm2以上。
上述金属间化合物是Al-Mn系、Al-Cr系、Al-Fe系、Al-Fe-Si系、Mg-Si系、Al-Fe-Mn-Si系、Al-Ti系等金属间化合物。
所述金属间化合物的上述分布状态，通过适当调整Mn、Cr、Fe、Si、Mg、Ti等的含量，同时，通过适当设定各制造工序的制造条件(铸造条件及挤出比等)可以得到。
例如，在铸造中，优选采用水冷式半连续铸造，在挤出中，优选挤出比约20以上进行挤出。
本发明的Al合金管，可采用下列工序制造(1)坯段铸造→均质化处理→管道挤出→退火，(2)坯段铸造→均质化处理→管道挤出→退火→拉制加工→退火，(3)坯段铸造→均质化处理→压延→退火→电缝加工→退火等。
均质化处理，使铸造时过饱和固溶的合金元素析出，改善挤出性，同时，消除细小的偏析，使合金元素分布均匀化，提高制品的强度、成型性以及降低其偏差不一。其条件如同采用5000系合金通常进行的那样，例如，在430-580i的范围内，加热1-48小时左右即可，然而，加热温度低时均质化所需时间长，生产性下降，Mn等析出物变得过于细微，阻碍挤出及压延时的重结晶，有生成粗大结晶粒子的倾向。反之，当温度过高时，特别是Mn的添加量超过4％的场合，铸锭一部分膨胀并发生熔融，是不理想的。在本发明的合金中，于480-560i匀质化处理1-8小时是优选的。
挤出，是使在均质化处理完成后的挤出用坯段如同通常的5000系那样进行，例如，在400-540i行再加热。当再加热温度(＝挤出温度)低时，坯段的变形阻抗升高，因此，挤出速度下降，生产性恶化，有时不能挤出。反之，当温度过高时，在表面粗糙极不平整时，引起局部熔融，是不理想的。另外，挤出比(＝挤出前的坯段断面积除以挤出制品断面积所得到的值)通常在5000系时，达到10-170的范围，而当挤出比低时，进行挤出加工的变形不充分，挤出后结晶粒子有变粗的倾向，反之，当挤出比过高时，引起挤出速度下降，生产性降低。在本发明的情况下，在挤出温度480-530i、在挤出比25-150范围内实施是优选的。
在上述(1)、(2)的方法中，管道挤出的出口侧温度只要在重结晶温度以上即可，由于挤出管产生重结晶，可省略其后的退火处理，可能达到所谓H112的调质材料，在追求生产性的场合，该方法是优选的。
还有，上述重结晶温度，本发明规定的合金是280-330℃的范围。
总之，本发明Al合金管，其坯段挤出完成材料、拉制加工完成材料、电缝加工完成材料等，0.2％屈服点及结晶粒径等都满足本发明规定值。
另外，用上述(1)、(2)的方法制造的Al合金管不存在焊接部位，但采用(3)方法制造的电缝加工法以及采用坑洞挤出法制造的Al合金管7存在如图3(A)、图3(B)所示的焊接部分8。
上述(4)项记载的发明，如图1(A)所示的无焊接部分的Al合金管1。由于Al合金管上无焊接部位，在进行弯曲加工时，可以防止焊接部位发生的微观的破裂。该微观破裂通过其后改变断面形状的第2次加工，扩大成巨大的破裂。上述微观破裂是构成上述焊接部分存在的氧化皮膜及气孔等缺陷的起点。由于上述(4)项记载的发明的Al合金管无焊接部分，所以，上述缺陷不会发生。无上述焊接部分的Al合金管1，通常可采用心轴挤出法制造。
在本发明中，Al合金管的周向断面形状，与最终制品的形状及尺寸近似的是优选的。其理由是，例如，弯曲加工后，进行第2次加工，其最终形状达到断面矩形时，上述Al合金管不同于圆形管，构成接近最终形状尺寸的矩形管，第2次以后的工数及加工量减少，另外，破裂等不理想的情况也难以发生。
在本发明中，通过对Al合金管的周向断面形状想办法，可以更加改善弯曲加工后的塑性加工性，使特定方向的刚性增加。
上述(5)项记载的发明，如图1(B)所示，Al合金管弯曲后构成外侧的部分(边)2的厚度比弯曲后构成内侧的部分(边)3的厚度厚，弯曲加工后弯曲部分的外侧和内侧的厚度达到几乎相同。借此，弯曲部分的周长扩大，液压膨胀加工中的加工范围扩大。
另外，图1(C)示出，在弯曲时构成内侧的部分(边)3的厚度变薄，弯曲加工后弯曲部分的外侧和内侧的厚度达到几乎相同，借此，弯曲部分的周长扩大，液压膨胀加工中所要的液压膨胀加工性可以保持，构成内侧的部分(边)3的厚度变薄，Al合金管质轻，弯曲半径变小，这是优点。
另外，如图1(D)所示，在弯曲时构成左边或右边的部分(边)的边2和边3连接的边4的厚度变薄，所以，弯曲加工性、液压膨胀加工性及左右方向的刚性可以保持，左边或右边4的厚度变薄，可以使Al合金管的轻量化。
上述(6)项记载的发明，如图1(E)所示，在弯曲时构成外侧的部分(边)2的长度比在弯曲时构成内侧的部分(边)3的长度长，弯曲加工后的弯曲部分外侧的边厚度和内侧的边厚度几乎相同，可以得到示于图1(B)的同样效果。
在本发明中，如图2(A)、图2(B)所示，在Al合金管5的外侧或内侧使凸缘6整体设置，从而可以抑制弯曲加工部皱纹的发生，得到美丽的外观。在该凸缘6上设置垫圈安装孔(图中未示出)等，利用该孔，可以容易地进行部件的组装。
图1(A)～图1(E)、图2(A)、图2(B)所示断面形状的Al合金管，例如，在心轴挤出法中，可通过适当给定模具或心轴的形状、挤出时的模具和心轴的设置位置等而进行制造。
这样得到的本发明Al合金管具有适当的强度，并且多段加工性优良，适于作为汽车等运输机械的结构部件。特别是，示于图1(C)、图1(D)的Al合金管的厚度变薄、质轻，具有节约燃料费的效果。
本发明由含有适量Mg，根据需要，相应含有Mn、Cr或Ti的Al合金构成的，在0.2％屈服点为60MPa以上160MPa以下，平均结晶粒径150μm以下的Al合金管，具有适当的强度和优良的多段成型性。因此，本发明的Al合金管适于用作汽车等的运输机械的结构部件，工业上有显著效果。
下面通过实施例更详细说明本发明，但本发明又不受其限制。
上述加热挤出的挤出温度490℃、挤出速度5m/分。
对该Al合金管(O材)用下列方法测试(1)结晶粒径；(2)最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度；(3)机械性质；(4)多段成型性；(5)反复弯曲性(试样No.1-10)。
(1)结晶粒径，按照JIS H 0501规定的切断法，对LT-ST面和L-ST面的2面各测定5个样品。其平均值示于表2。
(2)最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度，采用安装有光学显微镜的图像解析装置，在每一像素的0.4μm长的条件下，在0.17mm2的面积进行测定。测定面为LT-ST面和L-ST面的2面，各测定5个样品。其平均值示于表2。
(3)机械性质(抗拉强度，0.2％屈服点，伸长率)，切出JIS Z 2201规定的12B号试片，按照JIS Z 2241对各3个样品进行抗拉试验。其平均值示于表2。
抗拉强度165MPa以上为合格值。伸长率优选值15％以上。
(4)多段成型性，采用拉延折弯机把Al合金管按图4所示进行弯曲加工(弯曲半径150mm，弯曲角度90度)，从弯曲加工部切取试片12，按图5所示的方法将其压缩，测定破裂发生时的试片12的高度h(mm)，算出扁平率L(L＝[H-h]/H，H(mm)是试片的初始高度)。扁平率L的平均值(n＝3)示于表2。扁平率60％以上为合格，低于60％为不合格。图5中的13为压板，14为托板。
(5)反复弯曲性，如图6所示，从Al合金管切取试片15，将其反复进行压裂加工和弯曲加工(参照图8)。在第1次压裂、第1次弯曲、第2次压裂、第2次弯曲的任何一次也不发生破裂的为合格，发生破裂的为不合格。
表2示出发生破裂的压裂次数或弯曲次数。
弯曲加工，如图7所示，把试片15置于托架16上面的V字形沟中，用挤压工具18将其挤压，。图中箭头表示挤压方向。在挤压工具18的挤压端部19设置半径9mm的R。
通过以上试验，把抗拉强度165MPa以上、扁平率60％以上、反复弯曲的第2次弯曲前不发生破裂，以上全部满足时定为合格“○”，即使1项不满足时定为不合格“×”。
该Al合金管由于坯段口径细，挤出加工的变形量(加工率)小，重结晶粒径加大。比较例3对合金No.B以实施例1加热挤出圆管而不进行退火，原样制成Al合金管(H112材)，与实施例1同样进行测试(试样No.23)。
实施例1、2，比较例1-3的测试结果示于表2。
表1
(注)单位质量％。各合金其余部分为Al及不可避免的杂质。
表2
(注)①最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度。②扁平率的单位％。③总评○合格、×不合格。④粗大金属间化合物(初晶)发生。
从表2可知，本发明实施例样品(No.1-14)的任何一种多段成型性优良。特别是，No.1、3的屈服点低，多段成型型优良。No.8由于Si、Fe、Mn、Cr的含量高，最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度增高，多段成型性稍稍降低。
反之，比较例No.15的Mg含量少，0.2％屈服点下降至本发明规定值以下。No.16的Mg含量多，No.23未退火，它们的0.2％屈服点增高，多段成型性下降。
No.19的Mn含量多，No.20的Cr含量多，任何一种均生成粗大的金属间化合物(初晶)，使多段成型性下降。No.17的Si含量多，No.18的Fe含量多，任何一种的最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度超过500个/mm2，使多段成型性降低。
No.21、22的挤出比小，结晶粒径加大，多段成型性下降。
其他的试验结果是，Mg含量多的No.2、10、16的耐应力腐蚀龟裂性恶化。但是，No.2、10实际使用无妨。
然后，采用拉制机拉直。上述拉直后的Al合金管的一部分在360℃退火2小时(调质O材)。
对上述Al合金管采用与实施例1同样的方法，测试结晶粒径、最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度、机械性质(试样No.31-41)。
另外，对上述Al合金管采用下列方法测试膨胀加工性。
即，把Al合金管切断成长1000mm，作为试样，把该试样采用拉延折弯机弯曲加工成弯曲半径(内侧)150mm、弯曲角度45度(参照图9)。采用上述拉延折弯机弯曲加工，使图1(A)中所示的Al合金管1的边2构成外侧。
另外，把该弯曲加工后的Al合金管置于液压膨胀成型机的金属模具内，进行扩管加工直至在内压负荷作用下发生破裂。
此时，在内压负荷前后测定图9所示弯曲部分的周长(外周长度)，周长增加率R用下式算出。该周长增加率愈大，膨胀加工性愈好。当周长增加率低于10％时，膨胀加工性差，不能实际使用。
R＝[(L2-L1)/L1]×100％式中L2破裂发生后的弯曲部分周长L1内压负荷前的弯曲部分周长通过以上试验，抗拉强度165MPa以上、周长增加率10％以上等全部满足时总评为合格“○”，即使一项不满足时总评为不合格“×”。
还有，用上述拉延折弯机的弯曲加工，使图1(B)-图1(E)所示的Al合金管的边2构成外侧。
还有，用上述拉延折弯机进行弯曲加工，设置图2(A)、图2(B)所示的Al合金管凸缘6的边构成外侧。
采用表3所示的合金No.d(本发明规定组成)的坯段，采用具有4个坑的坑洞模具进行挤出加工，制造与实施例3同样的断面矩形的Al合金管，进行实施例3同样的检测(试样No.49)。上述Al合金管的断面形状和焊接部分(焊接部)的位置与图3(B)所示相同。比较例4采用表3所示合金No.k、l、m(本发明规定外组成)，按照与实施例3同样的方法(H112)，制造断面矩形的Al合金管，进行实施例3同样的检测(试样No.50-52)。比较例5采用表3所示合金No.j(本发明规定组成)，按照与实施例3同样的方法(H112)，制造断面矩形Al合金管，进行实施例3同样的检测(试样No.53)。
实施例3-7、比较例4、5的检测结果示于表4。
表3
(注)单位质量％。各合金的其余部分是Al、及不可避免的杂质。
表4
(注)①最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度。②总评○合格、×不合格。
从表4可知，实施例3的No.31-34的任何一种在进行液压膨胀加工中发生破裂前的弯曲部分周长增加率在10％以上，多段成型性优良(弯曲→膨胀加工性)。
实施例4的No.42，在弯曲时构成外侧的边2(图1(B))的厚度，由于比弯曲时构成内侧的边3的厚度厚，所以，上述弯曲部分周长增加率，与边厚均等的No.35的场合相比要高。No.43由于在弯曲时构成内侧的边3(图1(C))的厚度变薄，另外，No.44由于在弯曲时构成左右两边的边4(图1(D))的厚度变薄，所以，上述弯曲部分周长增加率，与边厚均等的No.35的场合几乎相同，边的厚度变薄的部分则变轻。No.45，由于弯曲时构成外侧的边2(图1 (E))的长度比弯曲时构成内侧的边3的长度长，与边长均等的No.35相比，上述弯曲部分周长增加率上升。
实施例5的No.46、47，由于在Al合金管的外侧或内侧分别设置凸缘，任何一种通过弯曲加工，均可抑制产生的皱纹，呈现美丽的外观。No.46也可在凸缘设置垫圈用的孔。
存在焊接部分的实施例6的No.48和实施例7的No.49，任何一种在液压膨胀加工时焊接部分发生破裂，与无焊接部分的实施例3相比，周长增加率下降，然而，仍处于实际使用的允许范围内。
总的来说(总评)，No.42、45极为良好。
相反，比较例4的No.50由于Mg含量少，强度下降。No.51由于Mg含量多，易于破裂，No.52由于Mn、Cr、Ti量多，金属间化合物增多，任何一种的周长增加率下降。
比较例5的No.53由于0.2％屈服点过高，周长增加率下降。比较例5的No.53处于本发明规定的合金组成范围内，但是，Mg含量在上限附近，采用未退火的调质H112制造时，0.2％屈服点过高。因此，在Mg含量高时，例如，通过适当调整制造条件制成O材，借此，可以使0.2％屈服点处于本发明规定的范围内。
该实施方案同时说明了本发明，但是，对本发明的细节未作限定，在所规定的权利要求范围内，在不违反本发明的精神和范围可作广泛的解释。
权利要求
1.一种多段成型性优良的铝合金管，其特征是，由Mg 2.0％(质量％，下同)以上5.0以下、Si 0.20％或以下、Fe 0.30％或以下、Mn 0.8％或以下(包括0％)、Cr 0.35％或以下(包括0％)、Ti 0.2％或以下(包括0％)，其余为Al及不可避免的杂质构成，该铝合金管的0.2％屈服点在60MPa以上160MPa以下、平均结晶粒径150μm或以下。
2.权利要求1中所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，由Mg2.0％(质量％，下同)以上3.5以下、Si 0.10％或以下、Fe 0.15％或以下、Mn0.8％或以下(包括0％)、Cr 0.35％或以下(包括0％)、Ti 0.2％或以下(包括0％)，其余为Al及不可避免的杂质构成，该铝合金管的0.2％屈服点在60MPa以上140MPa以下、平均结晶粒径150μm或以下。
3.权利要求1或2中所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，最大长度5μm以上的金属间化合物的分布密度在500个/mm2或以下。
4.权利要求1或2中所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，无焊接部分。
5.权利要求1或2中所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，在管的周向断面中，在弯曲时构成外侧部分的管壁厚度比弯曲时构成内侧部分的管壁厚度厚。
6.权利要求1或2中所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，在管的周向断面中，在弯曲时构成内侧的壁面和构成外侧的壁面分别具有近似直线状的边，在弯曲时构成外侧部分的管周向断面的边长比弯曲时构成内侧部分的管周向断面的边长长。
7.权利要求1或2中所述的多段成型性优良的铝合金管，其特征是，凸缘以整体设置。
全文摘要
本发明涉及的多段成型性优良的铝合金管，其由Mg 2.0％(质量％，下同)以上5.0以下、Si 0.20％以下、Fe 0.30％以下、Mn 0.8％以下(包括0％)、Cr0.35％以下(包括0％)、Ti 0.2％以下(包括0％)，其余为Al及不可避免的杂质构成，该铝合金管的0.2％屈服点在60MPa以上160MPa以下、平均结晶粒径在150μm以下。
文档编号B21C23/08GK1436869SQ03103569
公开日2003年8月20日 申请日期2003年1月29日 优先权日2002年2月5日
发明者柏崎和久, 东海林了, 田村久 申请人:古河电气工业株式会社