(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：４．５〜７．５％、Ｍｇ：０．２０％以上０．５０％未満、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０８％、Ｆｅ：０．３５％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．２％以下を含有し、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｚｒ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．２％（以上の％は重量％を示す。）のうち１種または２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を、液体窒素により押出ダイスを冷却して又は押出ダイスを冷却しないで、１０ｍ／分以上の高速押出加工し、次いで９０〜１２０℃での予備時効処理をし、またはしないで１３０〜１７０℃における人工時効処理をし、液体窒素冷却を行って押出した場合は表面粗さＲmax １０μｍ以下、液体窒素冷却を行わないで押出した場合はＲmax １５μｍ以下、且つ表面再結晶層の厚さが５０μｍ以下で、さらに耐応力腐食割れ性に優れると同時に、強加工領域でのスウェージング加工性と曲げ加工性および溶接後の硬度回復特性に優れ、少なくとも幅方向で２５％、高さ方向で１５％のスウェージング加工を行い得る押出形材とすることを特徴とするオートバイ構造部材用アルミニウム合金押出形材の製造方法。
【請求項２】
前記表面再結晶層の厚さを４１μｍ以下にすることを特徴とする請求項１記載のオートバイ構造部材用アルミニウム合金押出形材の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２に記載の押出形材を、完全焼鈍処理を行わずに、そのまま強加工を行うことを特徴とするオートバイ用アルミニウム合金構造部材の製造方法。
【請求項４】
加工欠陥を発生することなく、少なくとも幅方向で２５％、高さ方向で１５％のスウェージング加工を行う請求項３記載のオートバイ用アルミニウム合金構造部材の製造方法。
【請求項５】
請求項３または４記載の方法により製造されたオートバイ用アルミニウム合金構造部材。
【請求項６】
請求項３〜５のいずれか１項に記載の製造方法で製造された、加工欠陥を発生することなく少なくとも幅方向で２５％、高さ方向で１５％のスウェージング加工を行ったオートバイ用アルミニウム合金構造部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、オートバイフレーム材、オートバイハンドル材、自転車リム材等に使用しうる、アルミニウム押出形材及びそれを成形加工したアルミニウム構造部材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
オートバイフレーム、オートバイハンドル材用には従来、押出加工性及び強度に優れた溶接構造用アルミニウム合金として知られるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金が用いられている。この用途にこれらのＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金が使用されるのは６０６１や６Ｎ０１等のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では溶接性や溶接時の熱影響による押出形材の軟化の問題があるが、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は溶接性が優れるとともに溶接部及び熱影響部の強度が自然時効で回復し、耐ＳＣＣ性にも優れるためである。このようなアルミニウム合金として具体的には、オートバイフレーム材、オートバイハンドル材、自転車リム材等には、Ｚｎ：４．５〜５．０％、Ｍｇ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜０．７％を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるＪＩＳ  ７Ｎ０１合金、または、Ｚｎ：５．０〜６．０％、Ｍｇ：０．５〜１．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％（以上の％は重量％を示す。以下同様に組成の重量％を単に％と示す。）を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるＪＩＳ  ７００３合金等が使用されている。これらの合金を加工して得られた材料は、高強度で、溶接性、靭性及び耐食性に優れている。
従来、７Ｎ０１や７００３から形成した押出形材では、Ｔ４、Ｔ５材の状態で出荷されることが多く、この場合、これらの材料の機械的性質、特に伸び値が不足するため、デザインが単純でユーザーでの加工がそれほど厳しくない場合は成形が可能であるが、デザインが複雑な場合は、厳しい曲げやスウェージング等の強加工を必要とし、肌荒れや割れを生じる場合があった。しかし最近、二輪フレーム材も高度のデザイン性が要求され、ますます厳しい曲げやスウェージング等の強加工が行われる場合が増加し、強加工に耐える二輪フレーム材が必要とされていた。
しかし、これまでに表面品質を改善した従来技術の代表例として、特開昭６０−１９４０４１、特開平８−１２０３８７、特開平７−１８３６３等があるが、これらはアルマイト性改善やオレンジビール、ストレッチャー、ストレインマークの発生防止等に関するもので、本発明におけるような表面特性を改善すると同時にＴ５調質のままでの強加工領域におけるスウェージング性や曲げ加工性及び溶接後の硬度回復特性を改善し、加工終了後の熱処理を不要としたものは存在しない。
【０００３】
そのため、デザインが複雑で成形が困難な製品に、上記７Ｎ０１や７００３等の従来材を使用する場合、これらの材料の機械的性質、特に伸びを改善するため、材料を一旦完全焼鈍材とした後、成形加工を行い、その後溶体化、焼入れ、時効等の熱処理を行うか、材料及び金型を加熱し温間でこれらの加工を行い、さらに溶接により一体のフレーム構造体とする方法が取られていた。
しかし、この完全焼鈍材を強加工する方法では、加工終了後、溶体化処理、焼入れ、時効硬化処理等の熱処理が必要で、熱処理時の寸法変化、形材表面の再結晶化、納期、コスト等の問題があり、また温間加工する場合は、温間加工温度の管理が困難である等の問題もあり、さらに加工温度によっては前記と同じ、焼入れ→時効等の熱処理を行う必要があった。
また、これらの従来のオートバイフレーム用アルミニウム押出形材の製造方法では、押出速度を増すと、表面再結晶の発生を防止できず、再結晶層の厚さが数百μｍに達する場合がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の従来の欠点を克服し、Ｔ５材での伸び値に優れ、強加工に耐える二輪フレーム用アルミニウム合金を提供することを目的とする。
また本発明は、Ｔ５材での曲げ加工やスウェージング加工のような強加工に対する加工性を改善し、材料製造工程における完全焼鈍工程を省くことにより二輪フレームの製造工程の簡略化とコストダウンを図ることのできるアルミニウム押出形材とその製造方法を提供することを目的とする。
さらに本発明の目的は、表面性のよい、成形性及び溶接後の強度回復特性に優れたオートバイ用アルミニウム構造部材と、それを生産性よく、低コストで製造しうる方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の目的は以下の発明により達成された。
（１）Ｚｎ：４．５〜７．５％、Ｍｇ：０．２０％以上０．５０％未満、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．０８％、Ｆｅ：０．３５％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．２％以下を含有し、Ｍｎ：０．１〜０．３％、Ｚｒ：０．１〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．２％（以上の％は重量％を示す。）のうち１種または２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を、液体窒素により押出ダイスを冷却して又は押出ダイスを冷却しないで、１０ｍ／分以上の高速押出加工し、次いで９０〜１２０℃での予備時効処理をし、またはしないで１３０〜１７０℃における人工時効処理をし、液体窒素冷却を行って押出した場合は表面粗さＲmax １０μｍ以下、液体窒素冷却を行わないで押出した場合はＲmax １５μｍ以下、且つ表面再結晶層の厚さが５０μｍ以下で、さらに耐応力腐食割れ性に優れると同時に、強加工領域でのスウェージング加工性と曲げ加工性および溶接後の硬度回復特性に優れ、少なくとも幅方向で２５％、高さ方向で１５％のスウェージング加工を行い得る押出形材とすることを特徴とするオートバイ構造部材用アルミニウム合金押出形材の製造方法。
（２）前記表面再結晶層の厚さを４１μｍ以下にすることを特徴とする（１）記載のオートバイ構造部材用アルミニウム合金押出形材の製造方法。
（３）（１）または（２）に記載の押出形材を、完全焼鈍処理を行わずに、そのまま強加工を行うことを特徴とするオートバイ用アルミニウム合金構造部材の製造方法。
（４）加工欠陥を発生することなく、少なくとも幅方向で２５％、高さ方向で１５％のスウェージング加工を行う（３）記載のオートバイ用アルミニウム合金構造部材の製造方法。
（５）（３）または（４）記載の方法により製造されたオートバイ用アルミニウム合金構造部材。
（６）（３）〜（５）のいずれか１項に記載の製造方法で製造された、加工欠陥を発生することなく少なくとも幅方向で２５％、高さ方向で１５％のスウェージング加工を行ったオートバイ用アルミニウム合金構造部材。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明に用いるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金中の元素の添加理由及び組成限定理由を下記に示す。
Ｚｎは、押出材を強化する。Ｚｎの含有量が４．５％未満の場合、十分な強度が得られず押出性が悪化し、７．５％を越えると耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が低下する。
ＭｇもＺｎ同様に押出材を強化する。Ｍｇの含有量が０．２０％未満の場合、十分な強度が得られない。また、Ｍｇの含有量が０．５０％以上では押出性及び溶接後の強度回復特性が低下し、溶接後のビード部の硬度回復に要する時間が長くなり、さらには加工性が低下し曲げやスウェージング加工が困難となる。Ｍｇの含有量は好ましくは０．３５〜０．４５％である。
Ｔｉ、Ｂは鋳塊組織を微細にし、機械的性能を向上させる。Ｔｉ、Ｂの含有量がそれぞれ０．００１％、０．０００１％未満の場合、この効果はない。Ｔｉ、Ｂの含有量がそれぞれ０．１％、０．０８％を越えると巨大化合物が発生して機械的性質を低下させるとともに上記効果が得られない。
【０００７】
Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒは、鋳造時に晶出物、均熱時に析出物等の金属間化合物を生成し、押出材の再結晶を抑制する。これらの元素の添加濃度の下限（Ｍｎ、Ｚｒ：０．１％、Ｃｒ：０．０５％）未満では、再結晶を抑制することはできない。また、上限濃度（Ｍｎ、Ｚｒ：０．３％、Ｃｒ：０．２％）を越えると巨大な金属間化合物が発生し、機械的性能が著しく低下する。なお、再結晶を抑制するためには、これらの元素のうち１種または２種以上添加する。
Ｆｅ、Ｓｉが多量に含有されると押出形材の光輝性やアルマイト性が低下する。そのために、Ｆｅ、Ｓｉの含有量をそれぞれ０．３５％、０．３０％以下に限定する。
【０００８】
次にこの合金からの押出形材の製造工程について説明する。
前記の組成を有するアルミニウム合金を、常法に従って、溶解、連続鋳造してビレットを製造し、均質化処理、熱間押出を行い、それぞれの用途に応じて所定の押出形材を製造する。
押出形材の製造は通常の方法に従って行うことができるが、本発明においては高速押出加工を行いうることを特徴とする。本発明においてこの押出加工の限界押出速度は、通常３０ｍ／分、好ましくは２０ｍ／分であり、押出速度を非常に大きくすることができる。従って本発明において押出速度を遅くすることは特に問題なく行うことができるが、従来の７００３系合金よりも押出速度を速くしうることが本発明の特徴である。押出速度の下限は通常５ｍ／分以上、好ましくは１０ｍ／分以上である。
本発明による押出形材は、液体窒素冷却を行って押出した場合は表面粗さＲmax １０μｍ以下、液体窒素冷却を行わないで押出した場合はＲmax １５μｍ以下であり、表面再結晶層の厚さは５０μｍ以下である。本発明方法では、このように押出速度を大きくしても、表面粗度が粗くならず、表面再結晶層の平均厚さも厚くならないという特徴を有する。
本発明においては形材を押出後、これをスウェージング、曲げ等の成形加工を行う前に、人工時効処理を行う。この人工時効処理の時効温度はＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系では低温の、通常１３０〜１７０℃、好ましくは１４０〜１６０℃で行われることが多く、時効条件も１段よりも２段時効が好ましい。２段時効の場合は、１段目が通常９０〜１２０℃、好ましくは９５〜１１５℃で、予備時効後、２段目は前記の１３０〜１７０℃の範囲で行われる。また、時効に必要とする時間は合計６〜２０時間で、２段時効の場合は時効時間を適当に配分する。時効時間が短いと材料強度が不十分で、長いと過時効になり、強度が低下するとともに熱経済性が低下し、意味がない。これにより製品に必要な強度と成形性を付与できる。
【０００９】
また、従来の押出材から構造部材を製造する場合、前記のように成形性を確保するため、押出材を一旦Ｏ材処理した後、スウェージング、曲げ加工を行って、さらにその後、焼入・焼戻を行うなどの熱処理が必要で、この点がユーザーにおける大きな問題となっていた。その後、スウェージングや厳しい曲げ加工等を伴う場合においても、Ｏ材処理をせずにＴ５材のまま厳しいプレス成形や曲げ加工を行うことを可能にしたものである。本発明の押出形材は、強加工領域でのスウェージングや曲げ加工を行い得るという特徴を有する。この強加工とは幅方向で少なくとも２５％及び／又は高さ方向の少なくとも１５％のスウェージング加工を行うこと及び厳しい曲げ加工を行うことなどがあげられる。
Ｔ５材において厳しい成形加工を可能としたのは、▲１▼本発明に用いられるアルミニウム合金組成では押出形材の表面再結晶を抑制しうること、▲２▼さらに、合金成分のうち、Ｚｎ添加量を所定範囲として、特にＭｇ添加量を低い特定の範囲に限定して、押出材の強度は若干低下するが伸び値が改善されることによるのである。すなわち、表面再結晶制御により形材の肌荒れ不良を防止し、さらに伸び値の改善により、強加工時の割れを防止したものであり、本発明により、初めて両特性を満足する溶接用中強度アルミニウム合金を用いたオートバイフレーム用材料が得られたのである。
【００１０】
本発明における押出加工温度（押出ビレットの予熱温度）は、従来と特に変わらないが、４２０〜４９０℃で、押出生産性を考慮すると、好ましい範囲は４４０〜４９０℃である。
押出加工温度が４９０℃を超えると、押出形材の表面再結晶層厚さが所望の範囲を満足せず、逆に４２０℃未満では表面再結晶厚さは問題ないが、押出生産性が低下し、押出が困難となる。
また、本発明においては押出形材を形成する際、ダイスを液体窒素で冷却し、押出加工発熱による温度増加を防止し製品温度を低下させ再結晶を防止することができる。
この場合、押出ダイスと押出形材表面の冷却により押出材の製品温度を４００〜４７０℃にするのが望ましく、押出生産性を考慮すると製品温度は４２０〜４７０℃とするのが好ましい。
この時、形材製品温度の上限は形材表面が再結晶しない限り高い方が望ましいので、望ましい範囲も４７０℃のままで良い。
また押出加工時の押出ダイスに対する液体窒素の流量は、前記のように冷却能が十分であれば特に制限はないが、好ましくは１０〜３０ｋｇ／時間である。この液体窒素による押出形材表面の急速冷却は、押出形材の表面品質をさらに向上させる効果がある。
また、液体窒素冷却を行わない場合は、押出時の押出ダイスと形材表面の冷却がないので、ビレット予熱温度の上限を液体窒素冷却を行う場合よりも２０〜３０℃低めの４６０〜４７０℃とするのが望ましい。
本発明において、このような押出形材を時効処理後、製品形状に応じてスウェージング加工、曲げ加工等のオートバイ用構造部材としての成形加工を行うもので、また必要により、このような成形加工後、溶接等による組立てを行う。
本発明において製造されるオートバイ用アルミニウム構造部材は、オートバイフレーム、オートバイハンドルなどであるが、これに限定されるものではない。また、本発明によるアルミニウム構造部材は自転車リム材等、自転車用構造部材としても用いうるものであることはいうまでもない。
【００１１】
【実施例】
次に、本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明する。
表１に示す組成の合金を通常の方法により溶解し、鋳造（ＤＣ鋳造もしくはホットトップ鋳造）して鋳塊を得た。この鋳塊を４７０℃で６時間均質化処理して押出ビレットを作製した。次にビレットを４５０℃に加熱し、図１に断面図で示す形材を押出した。このときの押出速度を試験材の限界押出速度と同じにした。これは、試験材１〜６（本発明）では２０ｍ／分、試験材７〜１２（比較例及び従来例）では３〜７ｍ／分である。
【００１２】
なお、試験材４〜６については押出ダイスを液体窒素の流量を２０ｋｇ／時間に設定して冷却した。ダイス表面の温度は約４３０℃±１０℃とした。
押出直後の形材はファン空冷した。押出形材を引張矯正した後に時効処理（１０５℃×８時間→１５５℃×８時間）を施した。
このようにして得られたＴ５形材について、限界押出速度とＴ５形材の表面再結晶層の平均厚さ、表面粗さ、常温における引張性能と耐ＳＣＣ性を試験した。この結果を表２に示した。
また、Ｔ５形材の溶接後の硬度回復に要する時間、スウェージング加工時の割れ発生状況の測定・観察結果も表２に示す。参考のため、Ｔ４材（常温で２週間以上放置したもの）も試作し、これらについても表２と同様の特性を評価した。このスウェージング加工試験は次のようにして行った。スウェージング加工には図１に示す形状の寸法：巾（Ｗ）７０ｍｍ×高さ（Ｈ）３０ｍｍ×肉厚（ｔ）３ｍｍの形材を用い、これを巾４９ｍｍ×高さ２５．５ｍｍに加工した。この際巾方向、高さ方向の圧下量はそれぞれ３０％、１５％である。
なお、押出速度を表３のように１０〜２０ｍ／分に上昇させた以外は試験材７〜１２とそれぞれ全く同様にして押出加工し、時効処理して試験材７ａ〜１２ａを形成した。このものの表面性状及びスウェージング加工性、溶接後の硬度の回復性を試験し、表３に示した。
【００１３】
【表１】
0003710249.tif 000002
【００１４】
【表２】
0003710249.tif 000003
【００１５】
【表３】
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【００１６】
表２の結果から明らかなように、試験材Ｎｏ．７、８は、引張性能のうち、引張強さ、耐力が劣り、しかも限界押出速度が非常に低く、表面性状も劣るものしか得られない。また、これらの試験材は、溶接後の硬度回復に長時間を要する。また、試験材Ｎｏ．９、１０は、引張性能中、伸びが悪く、また、耐ＳＣＣ性が悪い。また、限界押出速度及び表面性状が劣る。さらに、スウェージング加工によって割れが生じ、溶接後の硬度回復性にも劣る。
これに対し、実施例のＮｏ．１〜６の押出形材は、限界押出速度が著しく大きく、押出形材の表面性状も優れ（表面再結晶層が薄く、表面の肌荒れがなく平滑である）、耐ＳＣＣ性に優れる。また、試験材Ｎｏ．１〜６はスウェージング加工性に優れ、溶接部の硬度回復に要する時間が短い。
さらに、従来例としての試験材Ｎｏ．１１、１２のＴ５形材は、限界押出速度が非常に低く、また、スウェージング加工において割れが発生してしまう。表２には示していないが、常温で２週間以上室温放置したＴ４材の表面粗さ、引張特性はほぼ同等で、耐ＳＣＣ性、溶接後の硬度回復時間等は、それほど変らないが、これらの材料は曲げやスウェージング加工において割れが発生し、変形抵抗が大きく成形不能であった。
なお、試験材Ｎｏ．４、５、６の結果から明らかなように、液体窒素によるダイス冷却が表面性状の改善に有効である。
表３の結果から明らかなように、試験材Ｎｏ．７〜１２に対応するＮｏ．７ａ〜１２ａは、他の条件は同じにして押出速度を上げた場合であるが、押出形材の表面性状（表面粗さ、表面再結晶層の平均厚さ）が著しく悪化し、この押出形材はスウェージング加工性も劣るものであった。
【００１７】
【発明の効果】
本発明方法によれば、スウェージング加工性などの、オートバイ構造部材（部品）とするのに必要な強加工における成形加工性の優れる押出形材を製造することができ、しかも、高速で表面性状の優れた肌荒れのない押出形材を押出加工で製造でき、生産性を著しく高めることができる。このようにして得られた押出形材は、熱処理を行わなくてもそのまま厳しい曲げやスウェージング等の強加工を行うことができるという効果を奏する。さらに本発明方法によるオートバイ用アルミニウム構造部材は溶接性に優れ、溶接後、溶接ビード及びその近傍の硬度回復が速いという優れた効果を奏する。
本発明方法によれば、スウェージング加工等の加工後の熱処理が不要となって、スウェージング加工等の強加工が実施しやすくなり、また、製造工程を短縮でき、オートバイ用アルミニウム構造材の製造工程において製造コストの低減、生産性の向上を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例において製造した押出形材の断面図である。
【図１】
0003710249.tif 000005