(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記ａ〜ｅの要件を有することを特徴とする成形性に優れた高強度ボルト用アルミニウム合金線棒材。
ａ．前記アルミニウム合金線棒材が、質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系組成の鋳塊を、熱間圧延、伸線および熱処理することによって製造された、直径が１２ｍｍφ以下の線棒材である。
ｂ．ボルト頭部成形前の前記アルミニウム合金線棒材の、中心部分の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、引張強さが１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下であるとともに、下記条件の落槌試験により測定、算出された変形抵抗値が３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下である。
ｃ．前記落槌試験は、前記アルミニウム合金線棒材を試験材として剛体上に立設した状態で、この試験材に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘を、前記剛体上から錘までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
ｄ．前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
ｅ．前記アルミニウム合金線棒材は、前記ボルト頭部の成形後に、熱処理によって引張強さが３５０ＭＰａ以上のボルトとされる。
【請求項２】
前記アルミニウム合金線棒材の引張強さが１５０ＭＰａ以上、２５０ＭＰａ以下である請求項１に記載の成形性に優れた高強度ボルト用アルミニウム合金線棒材。
【請求項３】
前記高強度ボルトがボルトの呼び径でＭ６〜Ｍ１２のフランジボルトである請求項１または２に記載の成形性に優れた高強度ボルト用アルミニウム合金線棒材。
【請求項４】
前記高強度ボルトが六角ボルトである請求項１乃至３のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度ボルト用アルミニウム合金線棒材。
【請求項５】
前記高強度ボルトがマグネシウム材またはアルミニウム材をワッシャーを介在させることなく締結するものである請求項１乃至４のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度ボルト用アルミニウム合金線棒材。
【請求項６】
下記ａ〜ｅの要件を有することを特徴とする成形性に優れた高強度ボルト用アルミニウム合金線棒材の製造方法。
ａ．質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系組成の鋳塊を溶製し、この鋳塊を均質化熱処理後に、加工開始温度が３２０〜４７０℃の範囲で加工率７０％以上の熱間圧延を行い、更に伸線と熱処理による調質によって、直径が１２ｍｍφ以下のアルミニウム合金線棒材とする。
ｂ．ボルト頭部成形前の前記アルミニウム合金線棒材の、中心部分の平均結晶粒径を５０μｍ以下とし、引張強さを１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下とするとともに、下記条件の落槌試験により測定、算出された変形抵抗値を３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下とする。
ｃ．前記落槌試験は、前記アルミニウム合金線棒材を試験材として剛体上に立設した状態で、この試験材に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘を、前記剛体上から錘までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
ｄ．前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
ｅ．前記アルミニウム合金線棒材は、前記ボルト頭部の成形後に、熱処理によって引張強さが３５０ＭＰａ以上のボルトとされる。
【請求項７】
ボルトの呼び径でＭ６〜Ｍ１２のフランジボルトであって、下記ａ〜ｅの要件を有するアルミニウム合金線棒材を成形してなることを特徴とする高強度フランジボルト。
ａ．前記アルミニウム合金線棒材が、質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系組成の鋳塊を熱間圧延、伸線および熱処理することによって、直径が１２ｍｍφ以下に製造されている。
ｂ．ボルト頭部成形前の前記アルミニウム合金線棒材の、中心部分の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、引張強さが１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下であるとともに、下記条件の落槌試験により測定、算出された変形抵抗値が３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下である。
ｃ．前記落槌試験は、前記アルミニウム合金線棒材を試験材として剛体上に立設した状態で、この試験材に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘を、前記剛体上から錘までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
ｄ．前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
ｅ．前記ボルト頭部成形後の熱処理によって、前記フランジボルトの引張強さが３５０ＭＰａ以上とされている。
【請求項８】
前記アルミニウム合金線棒材の引張強さが１５０ＭＰａ以上、２５０ＭＰａ以下である請求項７に記載の高強度フランジボルト。
【請求項９】
前記高強度ボルトが六角ボルトである請求項７または８に記載の高強度フランジボルト。
【請求項１０】
前記高強度フランジボルトがマグネシウム材またはアルミニウム材をワッシャーを介在させることなく締結するものである請求項７乃至９のいずれか１項に記載の高強度フランジボルト。
【請求項１１】
ボルトの呼び径でＭ６〜Ｍ１２のフランジボルトの製造方法であって、下記ａ〜ｅの要件を有することを特徴とする高強度フランジボルトの製造方法。
ａ．質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系組成の鋳塊を溶製し、この鋳塊を均質化熱処理後に、加工開始温度が３２０〜４７０℃の範囲で加工率７０％以上の熱間圧延を行い、更に伸線と熱処理によって、直径が１２ｍｍφ以下のアルミニウム合金線棒材とする。
ｂ．このアルミニウム合金線棒材をヘッダー加工して、前記フランジボルトのフランジ付き頭部を成形する際の、このアルミニウム合金線棒材の、中心部分の平均結晶粒径を５０μｍ以下とし、引張強さが１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下とするとともに、下記条件の落槌試験により測定、算出された変形抵抗値を３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下とする。
ｃ．前記落槌試験は、前記アルミニウム合金線棒材を試験材として剛体上に立設した状態で、この試験材に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘を、前記剛体上から錘までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
ｄ．前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
ｅ．前記フランジボルトのフランジ付き頭部を成形後に、熱処理によって、前記フランジボルトの引張強さを３５０ＭＰａ以上とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高強度ボルト用のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金線棒材およびその製造方法、このアルミニウム合金線棒材を素材とするフランジボルトおよびその製造方法に関するものである。本発明で言う線棒材とは、高強度ボルト用の素材としての線棒材であり、その製造過程において熱間圧延を施された圧延線棒材であり、比較的径の小さな線材と、比較的径の大きな棒材の総称である。また、以下、アルミニウムをＡｌ、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系を６０００系とも言う。
【背景技術】
【０００２】
従来から、アルミニウム合金やマグネシウム合金などの軽合金を使用して軽量化された自動車部品のアルミニウム材やマグネシウム材などの締結には、通常は鋼製のボルトやネジなどの締結具（以下、総称して単にボルトとも言う）が用いられる。
【０００３】
これに対して、近年、自動車車体の軽量化に関連して、自動車部品の軽量化のために、これらボルトにも、アルミニウム合金の線材や棒材などの断面が円形な線棒材を成形して作製されたアルミニウム合金製ボルトを用いたいとの要求がある。
【０００４】
しかも、自動車部品のアルミニウム材やマグネシウム材などの締結用のアルミニウム合金製ボルトとしては、自動車部品の設計上、ボルトの呼び径でＭ１２以下の比較的細径であるとともに、アルミニウム材やマグネシウム材などの被締結部品の接合面への、ボルト頭部からの応力集中が小さいことが求められる。ボルトが前記細径となれば、当然、頭部の径も小さくなって、このボルト頭部から前記被締結部品の接合面へ応力集中しやすくなる。
【０００５】
ここで、ボルトの呼び径でＭ６〜Ｍ１２のボルトとは、六角ボルトで言うと、頭部の六角平径が１３ｍｍあるいは１２ｍｍのＭ８ボルト、１０ｍｍのＭ６ボルト、１４ｍｍのＭ１０ボルト、１７ｍｍのＭ１２ボルトを言う。なお、前記ボルトの呼び径とは、ねじの呼称、ねじの呼び、ねじの呼び径などとも称せられ、また、雄ねじ部の径やサイズ、呼び径でＭ６〜Ｍ１２と称せられる場合もあるが、全て同じボルトを指している。
【０００６】
通常、このようなボルト頭部から前記被締結部品の接合面（前記被締結部品の前記ボルト頭部から荷重を受ける面) への応力集中を緩和、抑制するためには、前記被締結部品の接合面とボルト頭部との間にワッシャー（座金）を介在させる。しかし、このようなワッシャーを介在させると、ボルト締結時にワッシャー取り付けの工数が大幅に増え、ボルト締結工程が効率化できない難点がある。
【０００７】
これに対して、前記ワッシャーを省略できるボルトとして、フランジボルト（フランジ付きボルト）がある。このフランジボルトは、図１に全体を斜視図で示すように、全体形状は、通常の六角ボルトのように、ネジが切られた軸部である雄ネジ部３と、六角形のボルト頭部２とからなる。ただ、このボルト頭部２の下部周縁に、更にフランジ（フランジ部、つば）４が予め一体に設けられた構造をしている。
【０００８】
そして、このフランジ４が、前記ワッシャーの代わりに、被締結部品の接合面と接触し、ボルト頭部から被締結部品の接合面への応力集中を緩和、抑制できる。このフランジボルトを用いると、前記ワッシャーが省略でき、ボルト締結工程におけるワッシャー取り付けの工数が大幅に削減できる利点がある。したがって、効率化が重視される自動車部品のアルミニウム材やマグネシウム材などの締結には、このようなアルミニウム合金製のフランジボルトが求められている。
【０００９】
これに対して、従来から、アルミニウム合金製ボルトとしては、窓用サッシや自動車車体などのアルミニウム合金製構造物の組立てに用いる、高強度な６０００系アルミニウム合金製ねじ（ボルトを含む）が、特許文献１などで提案されている。この特許文献１のアルミニウム合金製ボルトは、フランジボルトではなく、通常の六角ボルトに過ぎないが、細径のＭ４ボルトなどへの、ボルト頭部のヘッダー加工性や、ねじ転造加工性などの成形性や耐食性も課題としている。そして、ねじの機械的性質（機械的特性）として、耐力が３００Ｎ／ｍｍ2 以上、伸びが６％以上、ねじり強さがＪＩＳ−Ｂ−１０５７−１９８９のＡＬ３（Ａ６０６１−Ｔ６）のねじ強さより１０％以上高い値とするために、特定組成の６０００系アルミニウム合金押出材としている。具体的には、wt％で、Ｍｇ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金組成としている。
【００１０】
この特許文献１は、窓用サッシや自動車車体などの締結用のアルミニウム合金製ボルトの素材として、６０００系アルミニウム合金線棒材を選択したことに意義がある。この６０００系以外のアルミニウム合金では、前記特許文献１に記載されているように、締結具用のアルミニウム合金としての実用化のためには、以下のような問題が各々ある。
【００１１】
例えば、５０５２や５０５６などの５０００系アルミニウム合金は、Ｍｇなどの合金量が多く、６０００系に比してリサイクル性に劣り、強度が低い。また、締結具へのヘッダー加工性も劣る。７Ｎ０１、７０７５などの７０００系アルミニウム合金は、強度は高いもののＺｎ、Ｃｕなどの合金量が多く、リサイクル性に劣る。また、Ｚｎ、Ｃｕなどの合金量が多いゆえに腐食し易く、信頼性に欠ける。そして、成形、加工性が劣り、ヘッダー加工時のフランジ成形中に割れ易い。２０２４などの２０００系アルミニウム合金は、耐熱性は高いものの、Ｃｕなどの合金量が多い場合には、リサイクル性に劣り、腐食し易い問題もある。また、成形、加工性が劣り、ヘッダー加工中に割れ易い。これは代表的な耐熱性アルミニウム合金であるＡＡ２６１８でも同様である。この合金は、既に数十年に及ぶ使用実績のある合金であり、適用例には、超音速機コンコルドの機体が上げられる。また、耐熱温度は約１２０℃と、実用アルミニウム合金の中では最も高い。但し、耐食性は低く、その使用には、耐食性の対策を施すことが必要となる。このため、使用環境の制限も生じ、決して使い勝手の良い合金ではない。
【００１２】
ただ、６０００系アルミニウム合金の場合でも、前記締結具として用いられていた既存のＡ６０６１、Ａ６０５６などの合金は、やはり成形、加工性が劣り、ヘッダー加工中に割れ易く、また、人工時効硬化処理を行っても強度自体が低かった。前記特許文献１は、６０００系アルミニウム合金のこれらの問題点を改善しようとしたものでもある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特許第３９３９４１４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
前記した自動車部品のアルミニウム材やマグネシウム材などの締結用の６０００系アルミニウム合金製ボルトに要求される基本特性は、前記特許文献１が意図する通常の６０００系アルミニウム合金製ボルトと同じく、耐へたり性に優れ、締めつけ時の安定軸力の確保や、締めつけ後の使用中の軸力の低下によるゆるみが無いこと、あるいは折損が無いことなどである。そして、６０００系アルミニウム合金製ボルトがこれらの特性を発揮するためには、その素材となる断面が円形なアルミニウム合金線棒材は、高強度などの機械的諸特性と、ボルトへのヘッダー加工やねじ転造加工などの成形性、耐食性などを兼備していることが必要である。
【００１５】
ただ、本発明が目的とする前記フランジボルトの場合、ボルトに要求される耐へたり性などの前記基本特性に加えて、特性ボルト頭部へのヘッダー加工（成形）の際に、薄肉なフランジ形成のための張出加工が入るなど、成形工程が複雑化するとともに、成形条件がより厳しくなる。この点が、前記特許文献１が意図するような、通常の（六角）ボルトとは大きく異なる点である。
【００１６】
このため、前記フランジボルトの場合には、前記特許文献１のような押出加工により製造された６０００系アルミニウム合金線棒材では、前記ボルト頭部の加工の際に、薄肉のフランジ部分に割れが生じて成形できない場合が生じる。したがって、前記特許文献１の押出材では、特に成形性の点で、本発明が目的とする前記フランジボルトには使用できない。
【００１７】
そして、特に、本発明が目的とする前記フランジボルトは、前記ボルト頭部に薄肉のフランジが一体に設けられた複雑形状だけではなく、前記ボルトの呼び径でＭ６〜Ｍ１２の径をしている。しかも、前記した通り、アルミニウム合金製フランジボルトに要求される、耐へたり性などの前記基本特性を満たすために最重要なのは高強度であり、アルミニウム合金線棒材も高強度とならざるを得ない。このため、これら複雑な形状と細径および高強度なことから、通常の六角ボルトや太径のボルトに比して、ヘッダー加工による成形がより一層困難となる。
【００１８】
この対策として、６０００系アルミニウム合金線棒材の強度をおとせば、フランジボルト頭部の前記成形性は改善できる。しかし、この成形後の熱処理によって向上できる強度には限界があり、フランジボルトの強度が低下して、前記アルミニウム合金製ボルトに要求される基本特性（締めつけ時の安定軸力確保、締めつけ後の使用中の軸力の低下によるゆるみ防止、折損が無い）が犠牲となる。また、フランジボルトのボルト径を太径とすれば、フランジ径は確保できるが、その分重量アップとなってしまう。また、自動車部品の設計変更を要し、自動車部品の設計上でも許容されない。
【００１９】
しかも、特に断面が円形な６０００系アルミニウム合金線棒材を製造する場合、前記特許文献１のような熱間押出による製造方法では、後述する通り、押出材特有の問題から、線棒材のフランジボルト頭部への成形性自体や成形性向上に大きな限界があることにもよる。
【００２０】
本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、耐へたり性などの前記基本特性を阻害せずに、成形が容易で高強度な６０００系アルミニウム合金フランジボルトおよびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２１】
上記目的を達成するための本発明の成形性に優れた高強度ボルト用アルミニウム合金線棒材の要旨は、下記ａ〜ｅの要件を有することを特徴とする。
ａ．前記アルミニウム合金線棒材が、質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系組成の鋳塊を、熱間圧延、伸線および熱処理することによって製造された、直径が１２ｍｍφ以下の線棒材である。
ｂ．ボルト頭部成形前の前記アルミニウム合金線棒材の、中心部分の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、引張強さが１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下であるとともに、下記条件の落槌試験により測定、算出された変形抵抗値が３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下である。
ｃ．前記落槌試験は、前記アルミニウム合金線棒材を試験材として剛体上に立設した状態で、この試験材に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘を、前記剛体上から錘までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
ｄ．前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
ｅ．前記アルミニウム合金線棒材は、前記ボルト頭部の成形後に、熱処理によって引張強さが３５０ＭＰａ以上のボルトとされる。
【００２２】
また、上記目的を達成するための本発明の成形性に優れた高強度ボルト用アルミニウム合金線棒材の製造方法の要旨は、下記ａ〜ｅの要件を有することを特徴とする。
ａ．質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系組成の鋳塊を溶製し、この鋳塊を均質化熱処理後に、加工開始温度が３２０〜４７０℃の範囲で加工率７０％以上の熱間圧延を行い、更に伸線と熱処理による調質によって、直径が１２ｍｍφ以下のアルミニウム合金線棒材とする。
ｂ．ボルト頭部成形前の前記アルミニウム合金線棒材の、中心部分の平均結晶粒径を５０μｍ以下とし、引張強さを１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下とするとともに、下記条件の落槌試験により測定、算出された変形抵抗値を３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下とする。
ｃ．前記落槌試験は、前記アルミニウム合金線棒材を試験材として剛体上に立設した状態で、この試験材に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘を、前記剛体上から錘までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
ｄ．前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
ｅ．前記アルミニウム合金線棒材は、前記ボルト頭部の成形後に、熱処理によって引張強さが３５０ＭＰａ以上のボルトとされる。
【００２３】
上記目的を達成するための本発明の高強度フランジボルトの要旨は、ボルトの呼び径でＭ６〜Ｍ１２のフランジボルトであって、下記ａ〜ｅの要件を有するアルミニウム合金線棒材を成形してなることを特徴とする。
ａ．前記アルミニウム合金線棒材が、質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系組成の鋳塊を熱間圧延、伸線および熱処理することによって、直径が１２ｍｍφ以下に製造されている。
ｂ．ボルト頭部成形前の前記アルミニウム合金線棒材の、中心部分の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、引張強さが１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下であるとともに、下記条件の落槌試験により測定、算出された変形抵抗値が３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下である。
ｃ．前記落槌試験は、前記アルミニウム合金線棒材を試験材として剛体上に立設した状態で、この試験材に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘を、前記剛体上から錘までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
ｄ．前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
ｅ．前記ボルト頭部成形後の熱処理によって、前記フランジボルトの引張強さが３５０ＭＰａ以上とされている。
【００２４】
上記目的を達成するための本発明の高強度フランジボルトの製造方法の要旨は、ボルトの呼び径でＭ６〜Ｍ１２のフランジボルトの製造方法であって、下記ａ〜ｅの要件を有することを特徴とする。
ａ．質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系組成の鋳塊を溶製し、この鋳塊を均質化熱処理後に、加工開始温度が３２０〜４７０℃の範囲で加工率７０％以上の熱間圧延を行い、更に伸線と熱処理によって、直径が１２ｍｍφ以下のアルミニウム合金線棒材とする。
ｂ．このアルミニウム合金線棒材をヘッダー加工して、前記フランジボルトのフランジ付き頭部を成形する際の、このアルミニウム合金線棒材の、中心部分の平均結晶粒径を５０μｍ以下とし、引張強さが１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下とするとともに、下記条件の落槌試験により測定、算出された変形抵抗値を３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下とする。
ｃ．前記落槌試験は、前記アルミニウム合金線棒材を試験材として剛体上に立設した状態で、この試験材に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘を、前記剛体上から錘までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
ｄ．前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
ｅ．前記フランジボルトのフランジ付き頭部を成形後に、熱処理によって、前記フランジボルトの引張強さを３５０ＭＰａ以上とする。
【００２５】
ここで、本発明で言うアルミニウム合金線棒材とは、前記した通り、その製造過程において熱間圧延、伸線および熱処理することによって、直径が１２ｍｍφ以下に製造された線棒材であり、前記フランジボルトのフランジ付き頭部など、ボルト頭部の成形が施される、ボルト素材としての線棒材である。したがって、このアルミニウム合金線棒材における前記した平均結晶粒粒径（組織）や機械的性質（特性）の規定は、このアルミニウム合金線棒材をヘッダー加工によって前記フランジボルトのフランジ付き頭部など、ボルト頭部の成形する前の、この線棒材の状態を言う。
【００２６】
本発明のボルト素材としての線棒材が対象とするのは、フランジボルト以外のボルトであっても良い。また、本発明の線棒材の断面は、主として円形な線棒材を対象とするが、ボルト素材に適用できるものであれば、断面形状が真円だけでなくとも良く、楕円などの他の円形な断面形状も、ボルト用途に応じて適宜選択される。
【発明の効果】
【００２７】
本発明者は、ボルトの素材である６０００系アルミニウム合金線棒材の組成と組織とが、前記複雑な形状と細径および高強度なフランジボルトの成形性、特に、そのフランジ付き頭部の成形性に、深い相関関係があることを知見した。
【００２８】
先ず、前記６０００系アルミニウム合金線棒材の組成は、高強度なフランジボルトで、前記アルミニウム合金製ボルトに要求される前記基本特性（耐へたり性、締めつけ時の安定軸力確保、締めつけ後の使用中の軸力の低下によるゆるみ防止、折損が無い）を保証するために必須である。組成が外れると、フランジボルトの強度が低下して、前記アルミニウム合金製ボルトに要求される基本特性を保証できない。
【００２９】
次ぎに、前記６０００系アルミニウム合金線棒材の組織は、熱間圧延された圧延組織とする。この圧延組織とすることによって、この圧延組織特有の、棒素材表面から内部までの組織の均一性によって、前記複雑な形状と高強度で、かつ細径であるフランジボルトの成形性、特に、そのフランジ付き頭部の成形性が向上する。
【００３０】
また、圧延組織とすることは、線棒材組織の結晶粒（平均結晶粒径）の微細化のためにも有効である。ボルトの素材である前記６０００系アルミニウム合金線棒材組織の結晶粒を微細化できれば、更に、前記複雑な形状と高強度で、かつ細径であるフランジボルトの成形性、特に、そのフランジ付き頭部の成形性が向上する。また、結晶粒を微細化できれば、前記アルミニウム合金製ボルトに要求される耐へたり性などの前記基本特性も保証でき、耐粒界腐食感受性などの耐食性も向上できる。
【００３１】
本発明が対象とするような断面形状が丸い線棒材の場合、形状が複雑な形材の場合とは違って、形状が単純である。このため、熱間押出加工では、ダイスの形状も単純となって、ビレット（鋳塊）の中心部は、ダイスによる加工を受けずにそのまま線棒材の中心部となって押出され、線棒材の中心部はビレットの鋳造組織がそのまま残留しやすくなる。また、例え鋳造組織がそのまま残留せずとも、線棒材の中心部は加工率が著しく低くなって、押出組織となっても結晶粒が粗大になりやすくなる。
【００３２】
また、熱間押出加工では、この線棒材の中心部とは反対に、ビレットの表面ほど強加工となって高温化しやすく、ビレット表面に存在する融点が比較的低い晶析物が局部溶融して、ダイスなどに付着しやすくなる。このため、押出中の線棒材表面がむしれる、ムシレと称される現象発生の原因となり、ピックアップと称される、線棒材の表面不良が発生しやすくなる。このような押出材の不良を防止するためには、前記表面の晶析物を減らすために、均熱処理温度を高するか、遷移元素の量を減らす必要がある。しかし、均熱処理温度を高すると分散粒子が粗大化し、また、遷移元素量を減らすと分散粒子が減って密度が小さくなり、本発明で規定するようには結晶粒を微細化できない問題も生じる。
【００３３】
これらが原因して、熱間押出加工により製造された線棒材の表面と中心部では、前記圧延組織に比して、線棒材表面から内部までの組織の均一性が劣る。また、本発明で規定するように結晶粒を微細化することが難しい。これらが、特に断面が円形な６０００系アルミニウム合金線棒材を製造する場合、前記特許文献１のような熱間押出による製造方法では、押出材特有の問題から、前記フランジボルト頭部への成形性自体や成形性向上に大きな限界がある理由である。
【００３４】
本発明では、更に、６０００系アルミニウム合金線棒材の前記フランジボルト頭部への成形性を向上させ、前記複雑な形状と高強度で、かつ細径であるフランジボルト頭部の成形を保証するために、この線棒材の引張強さと変形抵抗値とを特定の範囲に規定する。
【００３５】
前記した通り、アルミニウム合金において、強度と成形性とには一定の相関関係があることが周知である。しかし、本発明者らの知見によれば、前記熱間圧延された（以下、圧延材と言う）前記特定組成の本発明６０００系アルミニウム合金線棒材は、６０６１などの公知の６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）に比して、よりも高強度であるにも関わらず、前記特定の測定方法による変形抵抗値が低く、前記複雑な形状と高強度で、かつ細径であるフランジボルト頭部の成形性が優れる。これは特異な現象であって、前記技術常識に従えば、低強度な６０６１などの公知の６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）の方が、前記フランジボルト頭部の成形性が優れるはずである。また、本発明６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）は、６０５６などの公知の６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）に比して、低強度であるが、前記特定の測定方法による変形抵抗値が低く、やはり、前記複雑な形状と高強度で、かつ細径であるフランジボルト頭部の成形性が優れる。
【００３６】
したがって、本発明のような６０００系アルミニウム合金の圧延材分野においては、強度と前記変形抵抗値とに、前記フランジボルト頭部の成形性に対して一定の相関関係がある。即ち、強度と前記変形抵抗値とは、前記フランジボルト頭部の成形性に対して相反する関係であると言って良い。このため、強度と前記変形抵抗値とが、本発明で規定する前記範囲を満たさない限り、前記アルミニウム合金フランジボルトに要求される高強度と、アルミニウム合金フランジボルトへの成形性とを両方満足させることができない。これに対して、本発明は、前記アルミニウム合金フランジボルトに要求される高強度と、前記フランジボルトへの成形性とを両方満足できる。言い換えると、前記アルミニウム合金製ボルトに要求される耐へたり性などの前記基本特性を阻害せずに、成形が容易で高強度な６０００系アルミニウム合金フランジボルトおよびその製造方法を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】フランジボルトの全体を示す斜視図である。
【図２】前記変形抵抗値を測定する落槌試験の態様を示す説明図である。
【図３】引張試験機の態様を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００３８】
以下に、本発明の実施の形態につき、本発明における６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アルミニウム合金線棒材の組成から、順に要件ごとに具体的に説明する。なお、以下の記載においては、ボルトのうちでも特にフランジボルトとの関連で説明する。また、以下の記載において、本発明における６０００系アルミニウム合金線棒材を、アルミニウム合金線棒材あるいは単に線棒材とも言う。
【００３９】
ａ．組成：
本発明における、ボルト素材としての６０００系アルミニウム合金線棒材の化学成分組成について、先ず説明する。本発明はボルトの呼び径でＭ１２以下の比較的細径のフランジボルトを対象にするが、このフランジボルトには、前記した通り、自動車部品のアルミニウム材やマグネシウム材などの締結用ボルトとしての前記基本特性が要求される。この基本特性は、高強度で、耐へたり性が高く、締めつけ時の安定軸力の確保、締めつけ後の使用中の軸力の低下によるゆるみが無いこと、あるいは折損が無いことなどである。また、フランジボルトへの成形性や耐食性などを兼備していることが必要である。
【００４０】
このような要求を満足するために、アルミニウム合金圧延線棒材は、その製造過程において鋳塊を熱間圧延、伸線および熱処理を施すことを前提とした、圧延線棒材として、特定のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金組成とする。即ち、質量％で、Ｍｇ：０．５〜１％、Ｓｉ：０．７〜１．２％、Ｃｕ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、を各々含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる特定の組成とする。ここで、各元素の含有量の％表示は、以下に記載の各元素の含有量を含めて、全て質量％の意味である。
【００４１】
前記特定の合金組成は、前記フランジボルトとして引張強さが３５０ＭＰａ以上の高強度を有するために、６０００系アルミニウム合金の組成にしては、合金元素の種類や含有量が比較的多い。通常であれば、このように合金元素の種類や含有量が比較的多ければ、鋳塊には、粗大な晶析出物が必然的に形成する。このため、熱間押出などで線棒材を製造する場合には、押出時にダイスとの焼付きが生じ易くなる。このような焼付きを防止するためには、押出速度を小さくする必要が生じ、生産性を低下させる。また、無理に押出速度を大きくすると、押出材の表面に傷が生じ、線加工時の破線、表面割れの原因となり易い。
【００４２】
これに対して、圧延線棒材では、合金元素の種類や含有量が比較的多いにも関わらず、前記した合金組成のように、選択された合金元素と合金元素量との組み合わせでバランスさせている。そして、その上で、更に、アルミニウム合金線棒材の製造過程における、熱間圧延、伸線および熱処理の組み合わせや相乗効果によって、線棒材組織を、圧延組織とした上で、この線棒材の結晶粒径を平均結晶粒径で５０μｍ以下に微細化させている。この結果、本発明アルミニウム合金線棒材は、ボルトへの成形性が高く、かつ前記高強度なボルトとして、耐へたり性などの前記基本特性を満足できる。
【００４３】
また、同時に、前記した化学成分組成のように、選択された合金元素と合金元素量との組み合わせでバランスさせれば、６０００系アルミニウム合金の化学成分組成にしては合金元素の種類や含有量が比較的多いにも関わらず、耐食性も合わせて優れさせることができる。
【００４４】
これら以外のその他の元素は、基本的には不純物であり、ＡＡ乃至ＪＩＡ規格などに沿った各元素レベルの含有量 (許容量) とする。
【００４５】
ただ、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Ａｌ地金だけではなく、６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを溶解原料として多量に使用した場合には、これら以外のその他の元素も混入される可能性が高い。そして、これらの不純物元素をより低減する処理を行うこと自体が製造コストアップとなり、ある程度の含有を許容することが必要となる。一方、前記した本発明の目的や効果を阻害しない範囲で含有量を規制した方が良い元素もある。
【００４６】
例えば、Ｆｅは０．５％以下、Ａｇは０．２％以下、Ｓｎは０．２％以下の含有を許容する。一方、Ｚｎは、耐食性に対して特に有害であり、０．０５％以下のできるだけ少ない含有量に規制することが好ましい。
【００４７】
前記各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に元素毎に説明する。
【００４８】
Ｓｉ：０．７〜１．２％
Ｓｉは、Ｍｇとともに、一部がマトリックスに固溶し、アルミニウム合金線棒材を固溶強化する。また、人工時効処理時に強度向上に寄与する時効析出物などを形成する時効硬化能を発揮して、ボルトに要求される耐へたり性などの前記基本特性を満たすのに必要な、前記高強度を得るための必須の元素である。なお、前記人工時効処理での優れた時効硬化能を発揮させるためには、Ｍｇ／Ｓｉを質量比１．７３以下とし、Ｍｇに対してＳｉを過剰に含有させた過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金組成とすることが好ましい。
【００４９】
Ｓｉ含有量が少なすぎると、絶対量が不足するため、前記固溶強化や時効硬化能が不足する。この結果、必要な前記高強度を得ることができない。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、却って、必要な前記高強度を得ることができない。また、線棒材への熱間加工性やボルトへの成形性が著しく阻害される。したがって、Ｓｉ含有量は０．７〜１．２％の範囲とする。
【００５０】
Ｍｇ：０．５〜１％
Ｍｇは、固溶強化と、前記人工時効処理時に、Ｓｉとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、ボルトに要求される前記基本特性を満たすのに必要な、前記高強度を得るための必須の元素である。
【００５１】
Ｍｇ含有量が少なすぎると、絶対量が不足するため、前記固溶強化や時効硬化能が不足する。この結果、必要な前記高強度を得ることができない。一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、却って、必要な前記高強度を得ることができない。したがって、Ｍｇの含有量は０．５〜１％の範囲とする。
【００５２】
Ｃｕ：０．４〜０．８％
Ｃｕは、Ｍｇ、Ｓｉと共に強度の向上に寄与する。Ｃｕ含有量が少なすぎると、その効果が十分に得られず、ボルトに要求される前記基本特性を得ることができない。一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、却って、強度が低下する。また、ボルトへの成形性、そして耐蝕性が大きく低下する。したがって、Ｃｕの含有量は０．４〜０．８％の範囲、好ましくは０．４５〜０．８５％の範囲とする。
【００５３】
Ｍｎ：０．０５〜０．６％
Ｍｎは、一部がマトリックスに固溶し、アルミニウム合金線棒材を固溶強化する。また、鋳塊の均質化熱処理時に、Ａｌ−Ｍｎ系の分散粒子を形成し、この線棒材組織の結晶粒を微細化させることが可能となり、強度、成形性、耐食性などを向上できる。
【００５４】
Ｍｎ含有量が少なすぎると、その効果が十分に得られず、ボルトに要求される前記基本特性を満たすのに必要な、前記高強度を得ることができない。一方、Ｍｎ含有量が多すぎると、却って強度が低下する。また、ボルトへの成形性や耐食性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．０５〜０．６％の範囲、好ましくは０．１〜０．５％の範囲とする。
【００５５】
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
Ｔｉは、Ｂとともに、鋳塊の結晶粒を微細化させる作用がある。これによって、アルミニウム合金線棒材の製造過程における鋳造、圧延割れが改善される。また、６０００系アルミニウム合金線棒材組織の結晶粒の平均粒径を５０μｍ以下に微細化し、強度やボルトへの成形性の向上に寄与する。Ｔｉ含有量が少なすぎると、その効果が十分に得られず、割れが生じ易くなり、生産性を著しく阻害する。また、結晶粒の微細化にも限界が生じる。一方、Ｔｉ含有量が多すぎると、粗大な金属間化合物を形成し、却って強度が低下する。また、ボルトへの成形性も大きく低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．０５％の範囲とする。
【００５６】
また、ＢはＴｉ添加のための母合金に含まれるため、Ｔｉ添加の際に同時に混入しやすく、前記した通り、Ｔｉと同様の効果もある。したがって、Ｂの含有を積極的に排除することは合理的、経済的ではなく、強度やボルトへの成形性を阻害しない、０．０５％以下の含有を許容する。
【００５７】
Ｚｒ：０．０５〜０．２５％
Ｚｒは、Ｍｎと同様にそれぞれの元素を含有した分散粒子を形成し、アルミニウム合金線棒材の熱処理時の結晶粒の粗大化を防止して、結晶粒を微細化させる作用がある。この結果、６０００系アルミニウム合金線棒材組織の結晶粒の平均粒径を５０μｍ以下に微細化し、強度やボルトへの成形性の向上に寄与する。
【００５８】
Ｚｒ含有量が少なすぎると、強度やボルトへの成形性向上効果を十分に得ることができない。一方、Ｚｒ含有量が多すぎると、却って、強度を低下させ、ボルトへの成形性も大きく低下させる。したがって、Ｚｒの含有量は０．０５〜０．２５％の範囲とする。
【００５９】
Ｃｒ：０．０５〜０．２５％
Ｃｒは、Ｍｎ、Ｚｒと同様に分散粒子を形成するため、アルミニウム合金線棒材の熱処理時の結晶粒の粗大化を防止して、結晶粒を微細化させる効果がある。強度やボルトへの成形性の向上に寄与する。また、Ｃｒには耐食性を向上させる効果もある。Ｃｒの含有量が少なすぎると、結晶粒微細化効果が期待できない。一方で、Ｃｒの含有量が多すぎると、粗大な晶出物を形成し、却って強度が低下する。また、ボルトへの成形性も大きく低下させる。したがって、Ｃｒの含有量は０．０５〜０．２５％の範囲の範囲とする。
【００６０】
ｂ．強度と前記変形抵抗値：
本発明では、前記した通り、ボルトに要求される耐へたり性などの前記基本特性を阻害せずに、高強度な６０００系アルミニウム合金フランジボルトの成形性、特に前記図１のボルト頭部２のフランジ部４の成形を容易とする。このために、ボルト素材としてのアルミニウム合金線棒材の引張強さと変形抵抗値とを一定の範囲に規定する。
【００６１】
即ち、本発明では、前記フランジボルトのフランジ付き頭部が成形される際の、前記熱間圧延、伸線および熱処理された前記特定組成の６０００系アルミニウム合金線棒材の引張強さを１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下とする。また、これとともに、このアルミニウム合金線棒材の下記条件による落槌試験により測定、算出された変形抵抗値を３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下とする。
【００６２】
このように、本発明では、前記熱間圧延、伸線および熱処理された前記特定組成の６０００系アルミニウム合金線棒材の強度と前記変形抵抗値とを規定して、高強度であるにも関わらず、前記複雑な形状と高強度で、かつ細径であるフランジボルト頭部の成形性を向上させる。この点で、本発明では、続いて説明する平均結晶粒径と同様に、前記６０００系アルミニウム合金線棒材の組織を、ＳＥＭやＴＥＭなどのミクロな組織観察の代わりに、マクロな意味で、強度と変形抵抗値とで規定しているとも言える。
【００６３】
本発明のような圧延材分野では、前記フランジボルトのフランジ付き頭部の成形性に関して、面白いことに、６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）の強度と成形性とが、これまでの常識的な相関関係とは異なる。即ち、低強度なほど高成形性であるとは、必ずしも言えない。
【００６４】
後述する実施例の通り、本発明の６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）は、６０６１などの公知の６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）に比して、よりも高強度であるにも関わらず、前記特定の測定方法による変形抵抗値が低く、前記複雑な形状と高強度で、かつ細径であるフランジボルト頭部の成形性が優れる。これは特異な現象であって、前記技術常識に従えば、より低強度な６０６１などの公知の６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）の方が、前記フランジボルト頭部の成形性が優れるはずである。
【００６５】
また、本発明の６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）は、６０５６などの公知の６０００系アルミニウム合金線棒材（圧延材）に比べると低強度であるが、前記特定の測定方法による変形抵抗値が低く、前記複雑な形状と高強度で、かつ細径であるフランジボルト頭部の成形性が優れる。
【００６６】
強度：
後述する実施例にて裏付ける通り、前記複雑な形状と高強度で細径であるフランジボルト頭部の成形性を得るためには、前記アルミニウム合金線棒材（圧延材）の引張強さを１５０ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以下、好ましくは２５０ＭＰａ以下とする必要がある。一方で、前記フランジボルトの引張強さを３５０ＭＰａ以上とするためには、フランジボルト頭部の成形前の前記アルミニウム合金線棒材の引張強さを１５０ＭＰａ以上とする必要がある。この引張強さが１５０ＭＰａ未満では、素材の引張強さが低すぎ、前記フランジボルトのフランジ付き頭部の成形後の人工時効硬化処理によっても、前記フランジボルトの引張強さを３５０ＭＰａ以上の高強度とすることができない。
【００６７】
変形抵抗値：
また、このアルミニウム合金線棒材の引張強さに加えて、後述する実施例にて裏付ける通り、前記複雑な形状と高強度で細径であるフランジボルト頭部の成形性を得るためには、下記条件による落槌試験により測定、算出された変形抵抗値を３５０ｋｇ／ｍｍ2 以下、好ましくは３００ｋｇ／ｍｍ2 以下、より好ましくは２５０ｋｇ／ｍｍ2 以下とする必要がある。
【００６８】
このように、前記熱間圧延、伸線および熱処理された前記特定組成の６０００系アルミニウム合金線棒材において、強度と前記変形抵抗値とには、前記フランジボルト頭部の成形性に対して一定の相関関係がある。即ち、強度と前記変形抵抗値とが、本発明で規定する前記範囲を満たさない限り、前記アルミニウム合金フランジボルトに要求される高強度と、アルミニウム合金フランジボルトへの成形性とを両方満足させることができない。
【００６９】
ｃ．落槌試験の試験材：
前記落槌試験の試験材は、前記熱間圧延、伸線および、本発明であれば、伸線加工後か、途中の焼鈍処理によって、引張強さと変形抵抗値が調整、調質された前記フランジボルト頭部への成形前の線棒材とする。ここで、試験材の長さは１２ｍｍと一定にする。前記落槌試験において測定する変形抵抗値の測定精度や再現性をよい向上させるためには、本来は、試験材の長さだけでなく、直径も一定する方が好ましい。しかし、伸線される線棒材の製品直径は様々であり、実際の連続的な伸線工程において、最終の伸線径にする前の工程途中から採取することは実質的に不可能である。
【００７０】
ｃ．落槌試験：
前記変形抵抗値を測定する落槌試験は、前記フランジボルト１のフランジ４付き頭部２のヘッダー加工（成形）を模擬したものであるが、前記した通り、このヘッダー加工性（ボルト頭部成形性）と、前記落槌試験で測定される変形抵抗値とは深い相関がある。この落槌試験データの試験精度や再現性をより確保するために、請求項に記載した要件ｃの通りの、図２に示す具体的な条件とする。即ち、図２の通り、前記円柱試験材５を鋼製などの剛体６上に立設した状態で、この円柱試験材５に向けて真上より重さ７０ｋｇの錘７を、前記剛体６上から錘７までの落下高さを１２００ｍｍとして、自由落下させて行う。
【００７１】
ｄ．変形抵抗値：
前記変形抵抗値は次式により求める。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。この条件は、前記ヘッダー加工の加工量を考慮して、ヘッダー加工に対して、この落槌試験をより相関（模擬）させるために、前記試験材５（線棒材）を５０％加工する狙いとした数値条件である。即ち、実際のヘッダー加工においては、例えばＭ８ボルトの加工ではφ７の素線を加工してフランジ径がφ１７．５からφ１４．５のボルト頭部を成形するため、前記５０％の加工率狙いとした。
【００７２】
ｂ．組織−結晶粒の微細化：
本発明では、ボルト素材としての６０００系アルミニウム合金線棒材組織の結晶粒の平均粒径を前記した通り５０μｍ以下に微細化し、前記した強度やボルトへの成形性を向上させる。また、合わせて、耐粒界腐食感受性などの耐食性も向上させる。この結晶粒の平均粒径が５０μｍを超えて粗大化した場合には、前記した強度やボルトへの成形性が低下する。また、耐粒界腐食感受性などの耐食性も低下する。
【００７３】
平均結晶粒径の測定：
前記線棒材の中心部（軸中心部）の平均結晶粒径を下記方法にて測定する。ここで言う結晶粒径とは、線棒材の圧延方向（軸方向）に沿って切断した断面における圧延方向（軸方向）の結晶粒径である。この結晶粒径は、前記線棒材の圧延方向の縦断面を、機械研磨、電解エッチングによって前処理した後に、５０倍の光学顕微鏡を用いて観察する。この際、前記圧延方向に、直線を引き、この直線上に位置する個々の結晶粒の切片長さを、個々の結晶粒径として測定する切断法（ラインインターセプト法）で測定する。これを任意の１０箇所で測定し、平均結晶粒径を算出する。この際、1 測定ライン長さは０．５ｍｍ以上とし、1 視野当たり測定ラインを各３本として、１測定箇所当たり、５視野を観察する。そして、測定ライン毎に順次測定した平均結晶粒径を、1 視野当たり（測定ライン３本）、５視野当たり／１測定箇所、１０測定箇所当たりで順次平均化して、本発明で言う平均結晶粒径とする。
【００７４】
組織−晶析出物や分散粒子：
ここで、前記アルミニウム合金線棒材やボルトの品質保証のためには、前記アルミニウム合金線棒材（ボルト）の組織中に、粗大な晶析出物や分散粒子が無いことが前提となる。前記した合金元素の含有により、前記アルミニウム合金線棒材やボルトの組織には晶析出物や分散粒子が必然的に生成する。これら晶析出物や分散粒子が粗大化すると、ボルトへの成形性が著しく低下するとともに、耐へたり性などボルトの基本特性も著しく阻害する。前記アルミニウム合金線棒材の製造に際し、熱間圧延などの製造方法や条件を、後述する通り好ましい条件範囲内で行えば、通常、晶析出物や分散粒子は粗大化しない。因みに、前記した、粗大な晶析出物や分散粒子が無いことの目安は、最大長が１０μｍ以上の粗大な前記晶析出物の平均密度が５００個／ｍｍ2 以下であり、最大長が８００ｎｍを越える分散粒子が観察されないことである。
【００７５】
製造方法：
本発明における、ボルト素材としてのアルミニウム合金圧延線棒材の製造方法について、以下に工程順に説明する。なお、前記した６０００系アルミニウム合金線棒材の組織や特性は、前記特定組成の６０００系アルミニウム合金と、熱間圧延による線棒材への加工との組み合わせあるいは相乗効果によって製造可能である。
【００７６】
即ち、前記線棒材の組織や特性を得る前提として、前記特定組成の線棒材の組織を圧延組織とする。このような熱間圧延後は、更に伸線加工を行なって所定径や所定形状の線棒材とするとともに、熱処理による調質を行って、ボルトへ成形される前の６０００系アルミニウム合金線棒材の組織や特性を、前記したした組織や特性とする。
【００７７】
（溶解、鋳造冷却速度）
先ず、溶解、鋳造工程では、上記６０００系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。
【００７８】
（均質化熱処理）
熱間圧延に先立って、鋳造されたアルミニウム合金ビレット（鋳塊）を４７０〜５６５℃の範囲で均質化熱処理（均熱処理）し、組織の均質化（鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすなど）を行う。均熱処理温度は、４７０〜５６５℃の範囲、均質化時間は２時間以上の範囲から選択される。
【００７９】
この均熱処理温度が高すぎると、前記線棒材組織中の分散粒子が粗大化し、結晶粒の平均粒径を５０μｍ以下に微細化できない。また、前記耐軟化性も低下する。一方、この均熱処理温度が低すぎても、微細な分散粒子が不足して、結晶粒の平均粒径を５０μｍ以下に微細化できない。また、前記耐軟化性も低下する。
【００８０】
この均熱処理後は、ファンなどによってビレット（鋳塊）を強制的に急冷して、冷却速度を速める方が好ましい。ビレット（鋳塊）を放冷するなど、冷却速度が遅いと、冷却過程でＭｇＳｉ化合物（晶析出物）が粗大化する危険性がある。このような急冷における平均冷却速度の目安は、室温を含む３００℃以下の温度まで８０℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。
【００８１】
（熱間圧延）
前記線棒材の組織や特性を得る前提として、前記線棒材の組織を圧延組織とする。この際、結晶粒の微細化のためには、前記均質化処理後のビレットに対して低温、強加工の熱間圧延を行うことが好ましい。このために、熱延開始温度（熱間圧延開始温度）は、前記アルミニウム合金の成分組成や鋳塊の大きさとの関係で、３２０〜５２０℃の範囲、好ましくは３２０〜４８５℃の範囲、更に好ましくは３２０〜４７０℃の範囲、のできるだけ低い温度から選択する。熱延開始温度が高すぎる場合には、低温での圧延とならず、本発明で規定するようには結晶粒を微細化できない危険性が高い。一方、熱延開始温度が３２０℃未満と低すぎると、強加工での熱間圧延では特に圧延荷重が過大となって、線棒材の圧延自体が困難となる。なお、本発明では、均熱温度よりも熱延開始温度の方が必然的に低くなるので、均熱処理後、均質化熱処理温度から冷却して、前記熱延開始温度として、熱間圧延を開始する。また、均質化熱処理後に、一旦室温まで冷却し、前記熱延開始温度まで再加熱して、この再加熱温度で熱間圧延を開始しても良い。
【００８２】
熱間圧延の加工率も、前記アルミニウム合金の成分組成や、鋳塊の大きさと線棒材径との関係で、７０％以上の、できるだけ高い加工率の範囲から選択する。この加工率が少なすぎると、本発明で規定するようには結晶粒を微細化できない可能性がある。
【００８３】
ここで、熱間圧延は、断面が円形な（丸い）線棒材を、本発明のような組織と特性とに、新たな問題や別の問題が生じることなく製造できる点で、熱間押出に比して格段に優れている。たとえば、本発明が対象とするような断面形状が丸い線棒材の場合、押出加工では、形状が複雑な形材の場合とは違って、形状が単純である。このため、ダイスの形状も単純となって、ビレット（鋳塊）の中心部は、ダイスによる加工を受けずに、そのまま線棒材の中心部となって押出され、線棒材の中心部はビレットの鋳造組織がそのまま残留しやすくなる。言い換えると、熱間押出加工により製造された線棒材の中心部では、ビレットの鋳造組織中に存在した粗大な結晶粒組織が、粗大なまま残存して、本発明で規定するようには結晶粒を微細化できない。
【００８４】
また、この中心部とは反対に、ビレットの表面ほど強加工となって高温化しやすく、ビレット表面に存在する融点が比較的低い晶析物が局部溶融して、ダイスなどに付着しやすくなる。このため、押出中の線棒材表面がむしれる、ムシレと称される現象発生の原因となり、ピックアップと称される、線棒材の表面不良が発生しやすくなる。このような押出材の不良を防止するためには、前記表面の晶析物を減らすために、均熱処理温度を高するか、遷移元素の量を減らす必要がある。しかし、前記した通り、均熱処理温度を高すると分散粒子が粗大化し、また、遷移元素量を減らすと分散粒子が減って密度が小さくなり、本発明で規定するようには結晶粒を微細化できない。このように、熱間押出加工では、本発明のような組織や特性を有する線棒材を製造することが困難である。これが、フランジボルト用に断面が円形な線棒材を製造する場合、従来の前記特許文献１のような押出加工による製造では、フランジボルトへの成形性に大きな問題があった理由である。
【００８５】
（線棒材の熱処理）
熱間圧延後に通常は巻き取られてコイル化された線棒材を、更に冷間で伸線加工する場合には、伸線加工中あるいは伸線加工後に、線棒材に対する焼鈍処理などの熱処理（調質）を行って、フランジボルトへの成形前の線棒材の主として強度と変形抵抗値を前記本発明規定範囲に調整する。なお、この伸線加工中あるいは伸線加工後に、後述する溶体化および急冷（焼入れ）処理を行っても良い。
【００８６】
（成形）
これら強度と変形抵抗値、また平均結晶粒径が本発明範囲内に調節された線棒材は、前記図１に示したフランジボルト（フランジ付きボルト）に成形される。この成形は、先ず、適当なボルト長さに切断された線棒材をヘッダー加工によって、フランジボルト１の頭部を成形する。即ち、六角形のボルト頭部２と、このボルト頭部２の下部周縁にフランジ４が一体に設けられた頭部構造を成形する。次いで、通常は経済的なねじ転造加工によって、あるいは形状精度が高いがコストが高いねじ切削加工によって、ねじ（ねじ山）が切られた軸部である雄ネジ部３が成形される。この際、ねじを雄ネジ部３全長に亙って切る（全ねじ）か否かは、用途に応じて適宜選択される。また、ボルト頭部周縁形状も通常の六角形だけでなく四角形や円形が、ボルト頭部の溝形状もマイナス溝、プラス（十字）溝、あるいは溝が無い場合も、用途に応じて適宜選択される。前記ヘッダー加工機やねじ転造加工機あるいは加工条件は、公知のものが使用できる。なお、これらヘッダー加工機やねじ転造加工機は、前記特許文献１の図１などにも、頭部にフランジの無い、単純な六角ボルトの成形機として開示されている。
【００８７】
（ボルトの熱処理）
このように成形されたフランジボルトは溶体化処理、人工時効硬化処理などの熱処理（調質）が施され、強度や、耐へたり性などの前記基本特性を満たすフランジボルトとされる。なお、これらの調質は、前記転造加工など、雄ネジ部３の成形加工前に施されても勿論良い。
【００８８】
溶体化処理は、前記アルミニウム合金の成分組成との関係や、フランジボルト成形後の人工時効硬化処理により強度向上に寄与する時効析出物を十分粒内に析出させるために、好ましくは、５００℃〜５７０で所定時間保持する条件で行う。この溶体化処理後、直ちに１０℃／秒以上の冷却速度で急冷処理（焼入れ処理）を行う。この溶体化処理後の急冷処理の冷却速度が遅いと、粒界上にＳｉ、ＭｇＳｉ化合物などが析出しやすくなり、機械的な特性や成形性を低下させる。
【００８９】
フランジボルト成形後のフランジボルトの人工時効硬化処理は、線棒材の強度など機械的諸特性を向上させるために、好ましくは１５０〜２００℃での高温時効処理を行う。このような時効処理によって、フランジボルトの引張強さを３５０ＭＰａ以上とする。
【００９０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００９１】
次に、本発明の実施例を説明する。表１に示す６０００系アルミニウム合金を鋳造後、表２に示す、均熱処理温度、熱延開始温度および熱延加工率の熱間圧延を施し、その後伸線とこの伸線後の焼鈍によって、組織や特性が種々異なる、断面が円形な線棒材を各々製造した。そして、これら線棒材のフランジ付きボルトへの成形性、フランジ付きボルトの機械的特性、耐食性などの諸特性を評価した。
【００９２】
棒素材の製造条件：
前記アルミニウム合金線棒材のより具体的な製造条件は以下の通りである。表１に示す各組成の６０００系アルミニウム合金を半連続鋳造法によりビレット（鋳塊）に鋳造した。これらビレットは熱延加工率を変えるために径を変え、表２に示す均熱処理温度で共通して４時間（ｈｒ）の均熱処理した。そして、その後一旦室温まで冷却した後に、表２に示す各熱延開始温度まで再加熱し、表２に示す加工率で、熱間圧延し、共通して１３ｍｍφの断面が円形な線棒材を製造した。ここで、前記均熱処理後のビレットはファンによって強制的に急冷し、３００℃以下までの平均冷却速度を１５０℃／ｈｒとした。
【００９３】
更に、この熱延上がりの線棒材を、表面を皮むき加工した後に、冷間で３．５ｍｍφの断面が円形な線棒材まで表２に示す加工率で伸線加工した。そして、この細径化させた線棒材を、表２に示す焼鈍温度で、共通して４時間（ｈｒ）焼鈍処理し、引張強さと変形抵抗値とを最終的に調質（調整）した。
【００９４】
棒素材の組織、特性：
これらのアルミニウム合金線棒材の、前記フランジボルトのフランジ付き頭部を成形するヘッダー加工前の、平均結晶粒径（μｍ）、引張強さ（ＭＰａ）、変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）を各々前記した方法により、測定した。なお、引張強さは、後述する成形後のフランジボルトの引張試験と同じ条件で測定した。これらの結果も合わせて表２に示す。ここで、変形抵抗値は次式により求めた。変形抵抗値（ｋｇ／ｍｍ2 ）＝（Ｍ×Ｈ）／［Ｖ×Ｉｎ（ｈ０／ｈ１）］、ここで式中のＭは錘の重量（７０ｋｇ）、Ｈは錘の落下高さ（１２００ｍｍ）、Ｖ：試験材体積（２６４９ｍｍ3 ）、ｈ０：落槌試験前の試験材の高さ（１２ｍｍ）、ｈ１：落槌試験後の試験材の高さ（ｍｍ）を表す。
【００９５】
ここで、これらのアルミニウム合金線棒材の組織中に、粗大な晶析出物や分散粒子の有無を調べた。その結果、比較例も含めて、発明例は全て、最大長が１０μｍ以上の粗大な前記晶析出物の平均密度が５００個／ｍｍ2 以下であり、最大長が８００ｎｍを越える分散粒子が観察されなかった。晶析出物の平均密度の測定面は前記アルミニウム合金線棒材の長手方向（軸方向）に対する平行な任意の断面の中央部とし、これら平行断面中央部の位置における組織の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による倍率１０００倍の観察にて計測した。また、分散粒子の測定面は、前記晶析出物と同様とし、これら平行断面中央部より薄膜試料を作製し、成分分析装置付属のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率にて観察した。
【００９６】
棒素材の成形：
前記調質後の７ｍｍの線棒材を、所定に長さに切断し、冷間にてヘッダー加工を行い、ボルトの呼び径でＭ８の図１のフランジボルトのボルト頭部を各例とも各々２００本づつ成形した。この際、頭部２の六角平径は１２ｍｍ、フランジ４の径は１５ｍｍ、先端の厚みは１ｍｍ、長さは５０ｍｍとした。その後、更に、全ねじにて雄ねじ部３のねじ山を転造加工にて成形した。なお、ヘッダー加工の際に、フランジ４や頭部２に割れなどが発生したものは、続く転造加工をしなかった。これらの成形条件は、前記した複雑な形状と径および高強度なフランジボルトの成形性に対応したものである。
【００９７】
棒素材の成形性：
これらのフランジボルト成形の際に、前記ボルト頭部の成形性（ヘッダー加工性）を評価し、通常のヘッダー加工の加工速度で効率よく加工しても、フランジ４に割れなどの不良が生じずに、１００本全量のボルト頭部を健全に加工できた例を○と評価した。一方、通常のヘッダー加工の加工速度で加工した場合に、前記割れなどの不良が数本でも生じ、加工度を小さくするなどして、ヘッダー加工条件を緩和しても、前記割れなどの不良が依然発生し、頭部の成形性が悪い（不可）と判断された例を×と評価した。また、前記割れなどの不良が生じて成形性が悪いが、加工度を小さくするなどして、ヘッダー加工条件を緩和すれば、全量のボルト頭部の加工が可能と判断された例を△と評価した。また、雄ねじ部３のねじ山の転造加工性も、同様の基準で評価した。これらの結果も合わせて表２に示す。
【００９８】
転造加工後の調質：
この転造加工後の（成形できた）フランジボルトを、５７６０℃で３時間の溶体化処理した後に室温まで水焼入れし、その後、直ちに、１８０℃で９時間の高温の時効処理を行った。これらは、フランジボルトとしての耐へたり性などの前記基本特性を得る、高強度化のための調質処理である。そして、これら調質後のフランジボルトの機械的な性質と耐食性とを測定、評価した。これらの結果も合わせて表２に示す。
【００９９】
機械的性質：
前記機械的性質は、図３に示す引張試験機を用いて、前記調質後のフランジボルトを、５ｍｍ／分のクロスヘッド速度で、常温中で、破断まで引張試験を行った。応力―歪速度より、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。伸び（％）は前記引張試験時のフランジボルトの引張試験前後のケガキ線の間隔（引張試験前の間隔１０ｍｍ）より算出した。なお、これらの測定値は、各例とも３本のフランジボルトの各測定値の平均値とした。
【０１００】
耐食性：
前記耐食性を評価するために、前記各供試材のＪＩＳ−Ｗ１１０３法の４．４．３項に記載の方法に準じて、腐食試験を行った。即ち、腐食試験条件は、まず、９３℃のエッチング溶液（７０％濃硝酸５０ｍｌ、４８％、ふっ化水素酸５ｍｌ、蒸留水９４５ｍｌの組成）に１分間浸漬後、蒸留水で洗浄し、乾燥させた。その後、３０℃の腐食促進液（ＮａＣｌを５７ｇ、３０％過酸化水素水１０ｍｌを蒸留水で１ｌに希釈したもの) に６時間浸漬した。そして、試験片平行断面を、エッチング溶液（７０％濃硝酸２．５ｍｌ、濃塩酸１．５ｍｌ、４８％ふっ化水素酸１．０ｍｌ、蒸留水９５．０ｍｌの組成) に１０秒間浸漬後、蒸留水で洗浄して乾燥した。この試験片平行断面の腐食状況を２００倍の金属顕微鏡により観察した。腐食の観察は、前記顕微鏡視野内において、他の孔食腐食や全面腐食などと区別して、６０６１−Ｔ６を比較材として腐食の程度を判断した。即ち、比較材に比して、腐食の程度が大きい場合を×、同等もしくは同等以下の程度の○と評価した。
【０１０１】
表１の合金番号１〜８の各発明例のアルミニウム合金は本発明成分組成範囲内である。これらを用いた、表２の各発明例１〜８は、前記した好ましい条件範囲で、低温、強加工の熱間圧延や調質を行なっている。このため、これら発明例の線棒材は、表２に示す通り、本発明で規定する平均結晶粒径、引張強さ、変形抵抗値の範囲を満足する組織、特性を兼備している。
【０１０２】
この結果、表２に示す通り、各発明例は、前記した複雑な形状と細径および高強度なフランジボルトの成形性、特に、フランジボルト頭部の成形性（前記ヘッダー加工性）に優れ、雄ねじ部のねじ山の転造加工性も優れている。また、成形後の熱処理によって、フランジボルトとして引張強さが３５０ＭＰａ以上の高強度も得られ、また耐食性にも優れており、ボルトに要求される耐へたり性などの前記基本特性を満足する。
【０１０３】
これに対して、表１の合金番号９〜１８の各比較例のアルミニウム合金は成分組成が本発明の範囲を外れている。
比較例９はＭｎ含有量が少な過ぎる（Ｍｎを含有していない）。
比較例１０はＣｕ含有量が少な過ぎる（Ｃｕを含有していない）。
比較例１１はＺｒ含有量が少な過ぎる（Ｚｒを含有していない）。
比較例１２はＣｒ含有量が多すぎる
比較例１３はＳｉ含有量が多すぎる。
比較例１４はＭｇ含有量が多すぎる。
比較例１５はＭｇ含有量が少な過ぎる。
比較例１６はＳｉ含有量が少な過ぎる。
比較例１７はＳｉ含有量が少な過ぎ、Ｍｇ含有量が多すぎる、従来の６０６１合金組成である。
比較例１８はＣｕ、Ｍｎ、Ｚｎの含有量が各々多すぎる、従来の６０５６合金組成である。
【０１０４】
このため、表２に示す通り、前記表１の比較例合金を用いた、各比較例９〜１６、１９（表１の１７の６０６１合金）、２０（表１の１８の６０５６合金）の線棒材は、前記した好ましい条件範囲で、低温、強加工の熱間圧延や調質を行なっているものの、本発明で規定する平均結晶粒径、引張強さ、変形抵抗値の範囲を満足する組織、特性を兼備していない。この結果、各比較例の線棒材は、表２に示す通り、前記した複雑な形状と細径および高強度なフランジボルトの成形性に劣っているか、成形後の熱処理によっても、フランジボルトとして引張強さが３５０ＭＰａ以上の高強度も得られていない。また、耐食性も劣っている例もある。したがって、ボルトに要求される前記基本特性を満足していない。
【０１０５】
特に、比較例２０の６０６１合金例は、フランジボルト頭部成形前の特性では、本発明で規定する平均結晶粒径、引張強さ、変形抵抗値の範囲を満足するものの、ボルト成形後の熱処理によっても、フランジボルトとして引張強さが低く、３５０ＭＰａ以上の高強度が得られていない。また、比較例２１の６０５６合金例は、フランジボルト頭部成形前の特性で、本発明で規定する変形抵抗値の範囲を上に外れている。この結果、この６０５６合金例の線棒材は、表２に示す通り、前記した複雑な形状と細径および高強度なフランジボルトの成形性に劣っている。しかも、これらは圧延材の結果であるので、これらの合金の押出材の場合には、前記圧延材に比した組織の均一性が劣るなどの理由で、これらの特性がなお劣る乃至得られないことが容易に予想できる。
【０１０６】
また、表２の比較例１７、１８は、表１に示す本発明成分組成範囲内である合金番号１の合金を用いているものの、前記した好ましい条件範囲で、低温、強加工の熱間圧延を行なっていない。比較例１７は熱延開始温度が高すぎる。比較例１８は熱延開始温度は低いものの、熱延の圧下率が低すぎる。このため、これら各比較例の線棒材は、表２に示す通り、本発明で規定する平均結晶粒径、引張強さ、変形抵抗値の範囲を満足する組織、特性を兼備していない。この結果、各比較例の線棒材は、表２に示す通り、前記した複雑な形状と細径および高強度なフランジボルトの成形性に劣っているか、成形後の熱処理によっても、フランジボルトとして引張強さが３５０ＭＰａ以上の高強度も得られていない。また、耐食性も劣っている例もある。したがって、ボルトに要求される前記基本特性を満足していない。
【０１０７】
したがって、以上の実施例の結果から、本発明における線棒材の成分や組織、特性の各要件のフランジボルトへの成形性、フランジボルトとしての前記基本特性を満足するための臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。また、線棒材の好ましい製造条件の、本発明における線棒材の組織、特性を得るための臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。
【０１０８】
【表１】
0005385025.tif 000002
【０１０９】
【表２】
0005385025.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【０１１０】
本発明によれば、成形性に優れた６０００系アルミニウム合金線棒材およびその製造方法、この線棒材による、耐へたり性などの前記基本特性を満たした、高強度な６０００系アルミニウム合金フランジボルトおよびその製造方法を提供することができる。このため、本発明は、軽量化された自動車部品のアルミニウム材やマグネシウム材などの、ワッシャーが不要な締結用のボルトとして、好適に用いることができる。
【符号の説明】
【０１１１】
１：フランジボルト、２：六角形のボルト頭部、３：雄ネジ部、４：フランジ、５：円柱試験材、６：剛体、７：錘
【図１】
0005385025.tif 000004
【図２】
0005385025.tif 000005
【図３】
0005385025.tif 000006