(57)【要約】【課題】強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）に優れた二輪車及び三輪車用アンダーブラケットと、その有利な製造方法を提供すること。【解決手段】Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｍｎ及びＺｒを各々、所定割合にて含有するＡｌ合金からなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、４００℃以上の熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材を準備し、このＡｌ合金押出材を、所定温度を鍛造開始温度とし、所定温度を鍛造終了温度とする条件の下、所定の形状に熱間鍛造せしめ、その後に、得られた鍛造体の温度が２００℃となるまで、３℃／秒以上の平均冷却速度にて焼入れ処理を施すことにより、目的とする二輪車及び三輪車用アンダーブラケットを得る。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：４．０〜５．０質量％、Ｍｇ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５０質量％以下（但し、０質量％を含まない）、Ｍｎ：０．２０〜０．７０質量％、及びＺｒ：０．２５質量％以下（但し、０質量％を含まない）を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である合金組成のＡｌ合金からなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍ以下である二輪車及び三輪車用アンダーブラケット。
【請求項２】
請求項１に記載の二輪車及び三輪車用アンダーブラケットの製造方法にして、
Ｚｎ：４．０〜５．０質量％、Ｍｇ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５０質量％以下（但し、０質量％を含まない）、Ｍｎ：０．２０〜０．７０質量％、及びＺｒ：０．２５質量％以下（但し、０質量％を含まない）を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である合金組成のＡｌ合金からなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、４００℃以上の熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材を準備する工程と、
４００〜４８０℃の温度であって、且つ前記熱間押出温度との差の絶対値が２０℃以内である温度を鍛造開始温度とする一方、３８０℃以上の温度であって、且つ前記鍛造開始温度以下の温度を鍛造終了温度とする条件の下、前記Ａｌ合金押出材を、所定の形状に熱間鍛造せしめる工程と、
前記熱間鍛造に引き続いて、該熱間鍛造にて得られた鍛造体の温度が２００℃となるまで、３℃／秒以上の平均冷却速度にて焼入れ処理を施す工程と、
を有する二輪車及び三輪車用アンダーブラケットの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、二輪車及び三輪車用アンダーブラケット並びにその製造方法に係り、特に、オンロード用自動二輪車において有利に採用されるアンダーブラケット及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
種々の二輪車や三輪車においては、ステアリングシャフトとフロントフォークとを連結せしめるための部材として、一般に、アンダーブラケット（及びアッパーブラケット）が採用されている。そのようなアンダーブラケットには、それが使用される二輪車又は三輪車の用途等に応じた特性が要求されることから、近年では、剛性の確保と軽量化の観点からアルミニウム合金（Ａｌ合金）製のアンダーブラケットが広く用いられている。また、アンダーブラケットに対しては靭性も要求されるところから、Ａｌ合金製アンダーブラケットにあっては、多くのものが鍛造加工によって製造されている。
【０００３】
例えば、特にオンロード（舗装されている道路）での走行を前提とする自動二輪車（オンロード用自動二輪車）に使用されるＡｌ合金製アンダーブラケットは、製造コストと強度のバランスに鑑み、その製造に際しては６０００系Ａｌ合金（特に６０６１合金）が一般的に用いられている。そして、６０００系Ａｌ合金の鋳造材又は押出材に対して、４５０℃程度の温度にて熱間鍛造を施すことにより、所望とするアンダーブラケット形状を有する鍛造体を作製し、その後、得られた鍛造体に溶体化処理、焼入れ及び人工時効処理等の熱処理を施すことにより、目的とするアンダーブラケットが製造されているのである。
【０００４】
より具体的には、６０００系Ａｌ合金の鋳造材等を用いてアンダーブラケットを製造するに際しては、熱間鍛造により得られた鍛造体に対して、５００℃以上の温度にて溶体化処理を施し、その後、５００℃以上の高温から室温まで急速に冷却することによって焼入れ処理を施すことが一般的である。しかしながら、焼入れ処理において、５００℃以上の高温から急速に冷却されることにより、被処理物たる鍛造体には変形（焼入れひずみ）が生じるため、かかる焼入れ処理後にひずみを矯正する工程が必要不可欠となるところから、従来の６０００系Ａｌ合金を用いたアンダーブラケットの製造においては、ひずみ矯正工程が製造コストを増加させる要因となっている。また、熱間鍛造時の温度より高い温度において溶体化処理が実施されるため、最終的に得られる製品において、部分的に再結晶による結晶粒の粗大化が生じることにより、製品強度が低下する恐れや、耐応力腐食割れ性（以下、耐ＳＣＣ性という）が低下する恐れがある。このように、Ａｌ合金を用いたアンダーブラケットの製造においては、ひずみ矯正工程を省略するための焼入れひずみの低減、並びに、強度低下や耐ＳＣＣ性の低下を防止するための再結晶の抑制が求められているのである。
【０００５】
このような状況の下、特許文献１（特開２００６−３１６３０３号公報）においては、所定の合金組成のアルミニウム合金鋳塊を押出加工して得られたアルミニウム合金押出材であって、表面再結晶層の厚さが３００μｍ以下である高温成形用アルミニウム合金押出材と、そのような押出材を所定の条件下で成形加工してなる高温成形品が、提案されている。
【０００６】
しかしながら、かかる特許文献１にて提案されている押出材は、３５０〜５００℃の温度領域で、ひずみ速度が１０-2〜１０0 （ｓ-1）の範囲内にある成形加工に適しているものの、熱間鍛造の場合にはひずみ速度が１０0 （ｓ-1）を超えることが多いため、特許文献１に開示の押出材を用いて、熱間鍛造により二輪車及び三輪車用アンダーブラケットを製造しても、その組織形態に起因して、十分な強度や耐ＳＣＣ性を発揮し得ない恐れがあるのである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００６−３１６３０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
ここにおいて、本発明は、上述の如き事情を背景にして為されたものであって、その解決すべき課題とするところは、強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）に優れた二輪車及び三輪車用アンダーブラケットと、その有利な製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
そして、本発明は、かかる課題を解決するために、Ｚｎ：４．０〜５．０質量％、Ｍｇ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５０質量％以下（但し、０質量％を含まない）、Ｍｎ：０．２０〜０．７０質量％、及びＺｒ：０．２５質量％以下（但し、０質量％を含まない）を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である合金組成のＡｌ合金からなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍ以下である二輪車及び三輪車用アンダーブラケットを、その要旨とするものである。
【００１０】
また、本発明にあっては、そのような二輪車及び三輪車用アンダーブラケットを有利に得るべく、上記した態様の二輪車及び三輪車用アンダーブラケットの製造方法にして、Ｚｎ：４．０〜５．０質量％、Ｍｇ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５０質量％以下（但し、０質量％を含まない）、Ｍｎ：０．２０〜０．７０質量％、及びＺｒ：０．２５質量％以下（但し、０質量％を含まない）を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である合金組成のＡｌ合金からなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、４００℃以上の熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材を準備する工程と、４００〜４８０℃の温度であって、且つ前記熱間押出温度との差の絶対値が２０℃以内である温度を鍛造開始温度とする一方、３８０℃以上の温度であって、且つ前記鍛造開始温度以下の温度を鍛造終了温度とする条件の下、前記Ａｌ合金押出材を、所定の形状に熱間鍛造せしめる工程と、前記熱間鍛造に引き続いて、該熱間鍛造にて得られた鍛造体の温度が２００℃となるまで、３℃／秒以上の平均冷却速度にて焼入れ処理を施す工程と、を有する二輪車及び三輪車用アンダーブラケットの製造方法をも、その要旨とするものである。
【発明の効果】
【００１１】
このように、本発明に従う二輪車及び三輪車用アンダーブラケットにあっては、所定の合金組成のＡｌ合金からなると共に、そのミクロ組織が繊維状組織であり、且つ、表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍ以下に制御されてなるものであるところから、優れた強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を発揮することとなるのである。特に、本発明に係るアンダーブラケットは、オンロード用自動二輪車に好適に用いられ得るものである。
【００１２】
また、そのような二輪車及び三輪車用アンダーブラケットを有利に製造し得る、本発明に従う二輪車及び三輪車用アンダーブラケットの製造方法においては、従来では必要とされていたひずみ矯正工程が不要であり、効果的に製造コストの低減化を図ることが可能ならしめられるのである。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明に従う二輪車及び三輪車用アンダーブラケットの一例を示す平面図である。
【図２】本発明に従う二輪車及び三輪車用アンダーブラケットの一例を示す背面図である。
【図３】図１のＩ−Ｉ線断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
ところで、本発明に従う二輪車及び三輪車用アンダーブラケット（以下、単に「アンダーブラケット」ともいう）は、例えば図１乃至図３に示される形状を有するものである。
【００１５】
かかる図１乃至図３からも明らかなように、アンダーブラケット１０は、その長手方向の両端部に設けられた一対のフロントフォーク取付孔１２、１２と、かかるフロントフォーク取付孔１２、１２の間に設けられたステアリングシャフト挿通孔１４とを備えている。なお、フロントフォーク取付孔１２、１２及びステアリングシャフト挿通孔１４の何れも、アンダーブラケット１０を、図３の上下方向に貫通する貫通孔である。また、それらフロントフォーク取付孔１２、１２及びステアリングシャフト挿通孔１４の周囲には、凹部１６、１６、１８、１８が設けられている。
【００１６】
上述した形状を呈するアンダーブラケット１０は、フロントフォーク取付孔１２の各々にフロントフォークが挿入され、また、ステアリングシャフト挿通孔１４にステアリングシャフトが挿入された状態で、二輪車及び三輪車において使用されることとなる。
【００１７】
そして、本発明に従うアンダーブラケット１０にあっては、以下に詳述するように、所定の合金組成のＡｌ合金からなり、そのミクロ組織が繊維状組織であり、更には、表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍ以下とされているところに、大きな技術的特徴が存するのである。
【００１８】
本発明に従うアンダーブラケットを与えるＡｌ合金における合金成分の意義及び限定理由について説明するならば、先ず、Ｚｎ（亜鉛）は、Ｍｇ（マグネシウム）原子と結合して、アンダーブラケットの強度を向上させる特徴を発揮する。そのために、かかるＺｎの含有量は、他の成分の含有量をも考慮して、本発明においては４．０〜５．０質量％の範囲内とされる。Ｚｎの含有量が４．０質量％未満では、アンダーブラケットの強度が不十分となる恐れがあり、一方、Ｚｎの含有量が５．０質量％を超えると、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が悪化する恐れがある。本発明において、Ｚｎ含有量の好ましい範囲は４．４〜５．０質量％であり、より好ましい範囲は４．５〜４．９質量％である。
【００１９】
また、Ｍｇ（マグネシウム）は、Ｚｎ原子と結合して、アンダーブラケットの強度を向上させる特徴を発揮する。本発明において、Ｍｇの含有量は、他の成分の含有量をも考慮して、１．０〜２．０質量％の範囲内とされる。好ましくは、１．０〜１．３質量％の範囲内とされる。
【００２０】
さらに、Ｃｕ（銅）は、アンダーブラケットの耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を向上させる特徴を発揮するものであり、本発明において、その含有量は０．５質量％以下（但し、０質量％を含まない）とされる。Ｃｕ含有量が０．５質量％を超えると、４００℃程度の温度においても析出し、以下に詳述する製造工程で製造した場合、得られるアンダーブラケットの強度が低下する恐れがある。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、０．２０質量％以下（但し、０質量％を含まない）である。
【００２１】
更にまた、Ｍｎ（マンガン）及びＺｒ（ジルコニア）は、後に熱間鍛造に供される素材（鍛造用素材）を押出加工にて製造する際に、再結晶を抑制して繊維状組織を形成し、また、かかる鍛造用素材の熱間鍛造時における再結晶を抑制することで、アンダーブラケットの強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を向上させる特徴を発揮するものである。そのようなＭｎ及びＺｒの含有量が少なすぎると、押出加工によって鍛造用素材を製造する際や、鍛造用素材の熱間鍛造の際に、再結晶を生じ、得られるアンダーブラケットの強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が悪化する恐れがあり、その一方で、Ｍｎ及びＺｒの含有量が多すぎると、熱間鍛造時に粗大晶出物を精製し、得られるアンダーブラケットの靭性が悪化する恐れがある。このため、本発明におけるＭｎ及びＺｒの含有量は、Ｍｎにあっては０．２０〜０．７０質量％の範囲内と、またＺｒにあっては０．２５質量％以下（但し、０質量％を含まない）とされる。より好ましい範囲は、Ｍｎ：０．３０〜０．６０質量％、Ｚｒ：０．１０〜０．２５質量％であり、最も好ましい範囲は、Ｍｎ：０．４０〜０．５０質量％、Ｚｒ：０．１２〜０．１８質量％である。
【００２２】
本発明に従うアンダーブラケットを構成するＡｌ合金は、上記した必須の合金成分の他、残部はＡｌと不可避的不純物からなるものである。この不可避的不純物は、目的とするＡｌ合金の調製に際して、必然的に混入するものであって、具体的には、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔｉが挙げられる。それらのうち、Ｆｅ及びＳｉは、それらの含有量が多いほど鍛造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を生成し、また、Ｔｉにあっては、その含有量が多いほど鍛造時にＡｌ−Ｔｉ系粗大晶出物を生成し、それら晶出物は何れも最終製品たるアンダーブラケットの靭性を低下させる恐れがある。このため、これら成分の含有量は極力少ない方が好ましいが、一方で、不純物を含まない（純度の高い）Ａｌ合金の使用にはコストがかかる。本発明においては、製造コストと、最終製品たるアンダーブラケットの靭性とのバランスより、Ｆｅ：０．４０質量％以下、Ｓｉ：０．３０質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下に規制することが好ましい。
【００２３】
本発明に従うアンダーブラケットにあっては、上記した各成分を含有する合金組成のＡｌ合金にて構成されると共に、そのミクロ組織が繊維状組織であって、且つ、表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍ以下に規定されるものである。アンダーブラケットにおいて、そのミクロ組織が再結晶組織であると、十分な強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を発揮し得ない恐れがあるところから、本発明のアンダーブラケットにおいては、ミクロ組織が繊維状組織にて構成されるようにしたものである。また、熱間鍛造においてアンダーブラケットを製造する場合、得られるアンダーブラケットの表面に再結晶組織層が形成されることは不可避であるところ、その再結晶組織層の厚さを０．５ｍｍ以下とすることにより、本発明のアンダーブラケットにあっては、目的とする強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が有利に発現することとなるのである。なお、本発明において、再結晶組織層の厚さは、好ましくは０．３ｍｍ以下であり、より好ましくは０．１ｍｍ以下である。
【００２４】
ここで、繊維状組織とは、押出方向に長く伸びた結晶粒からなり、その内部に数μｍサイズのサブグレイン（亜結晶粒）が存在する形態の金属組織を意味するものである。また、再結晶組織層とは、原子が再配列（再結晶）することによって内部のサブグレインが消滅し、繊維状組織よりも大きな結晶粒からなる形態を呈する金属組織を、意味するものである。繊維状組織と再結晶組織とは、ミクロ組織観察によって、明確に区別することが可能なものである。即ち、アンダーブラケット表面の断面ミクロ組織を観察することにより、かかる表面の再結晶組織層の厚さを測定することが可能である。
【００２５】
本発明に従うアンダーブラケットは、例えば、以下に示す方法によって、有利に製造することが可能である。
【００２６】
先ず、Ｚｎ：４．０〜５．０質量％、Ｍｇ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５０質量％以下（但し、０質量％を含まない）、Ｍｎ：０．２０〜０．７０質量％、及びＺｒ：０．２５質量％以下（但し、０質量％を含まない）を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である合金組成のＡｌ合金からなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、４００℃以上の熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材が、準備される。
【００２７】
そのようなＡｌ合金押出材は、上記した合金組成のＡｌ合金に対して、従来より公知の押出加工を施すことにより、製造することが可能である。例えば、半連続鋳造法によって作製されたＡｌ合金鋳塊に対して、４００〜５５０℃の温度で２〜２０時間、均質化処理を施し、その後に室温まで冷却し、若しくは冷却することなく、４００℃以上の温度に加熱、調整し、次いで、押出出側の製品速度が１〜２０ｍ／ｍｉｎとなるように、所定形状に熱間押出を実施することにより、目的とするＡｌ合金押出材（ミクロ組織が繊維状組織であり、表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下であるＡｌ合金押出材）が得られることとなる。
【００２８】
ここで、Ａｌ合金押出材を製造する際の熱間押出温度が低すぎると、後工程である熱間鍛造においてミクロ組織の再結晶が生じ、最終製品たるアンダーブラケットにおける表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍを超える恐れがある。このため、本発明で使用されるＡｌ合金押出材は、４００℃以上、好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４５０℃以上の熱間押出温度にて、製造される。
【００２９】
また、表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍを超えるＡｌ合金押出材にあっては、後工程の熱間鍛造においてミクロ組織の再結晶が生じ、最終製品たるアンダーブラケットにおける表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍを超える恐れがある。従って、本発明においては、表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下のＡｌ合金押出材が使用される。
【００３０】
次いで、準備された所定のＡｌ合金押出材を、１）４００〜４８０℃の温度であって、且つ、Ａｌ合金押出材を製造した際の熱間押出温度との差の絶対値が２０℃以内である温度を鍛造開始温度とし、２）３８０℃以上の温度であって、且つ前記鍛造開始温度以下の温度を鍛造終了温度とする条件の下、目的とするアンダーブラケットの形状に応じた金型を用いて、熱間鍛造を実施する。
【００３１】
本発明の製造方法において、熱間鍛造の開始温度（鍛造開始温度）は、４００〜４８０℃の温度であって、且つ、Ａｌ合金押出材を製造した際の熱間押出温度との差の絶対値が２０℃以内である温度に設定される。けだし、鍛造開始温度が４００℃未満では、最終製品（アンダーブラケット）の強度が低下する恐れがある一方、４８０℃を超えると、最終製品の表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍを超える恐れがあるからである。また、Ａｌ合金押出材を製造した際の押出温度との差の絶対値が２０℃以内である温度を鍛造開始温度とすることにより、最終製品の表面の再結晶組織層を小さくすることが可能ならしめられるからである。なお、４００〜４８０℃の温度であっても、Ａｌ合金押出材を製造した際の熱間押出温度との差の絶対値が２０℃を超える温度を鍛造開始温度とすると、最終製品の表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍを超える恐れがある。
【００３２】
また、熱間鍛造の終了時の温度（鍛造終了温度）は、３８０℃以上の温度であって、且つ鍛造開始温度以下の温度に設定される。けだし、鍛造終了温度を３８０℃未満とすると、最終製品（アンダーブラケット）の強度が低下する恐れがある。また、鍛造終了温度が鍛造開始温度を超えると、最終製品の表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍを超える恐れがあると共に、金型からの離型時に変形が生じ易くなり、別途、ひずみ矯正工程が必要となる恐れがある。
【００３３】
なお、本発明において、熱間鍛造におけるひずみ速度は、目的とするアンダーブラケットの形状やその部位等によって変化するが、通常は、１ｓ-1〜１０ｓ-1程度に制御されることが好ましい。ひずみ速度が小さすぎると、熱間鍛造加工において材料温度の低下が大きくなり、鍛造終了温度が上記した下限より低くなる恐れがあり、最終製品（アンダーブラケット）の強度低下につながる。その一方、ひずみ速度が大きすぎると、熱間鍛造加工の際の加工発熱によって、鍛造終了温度が上記した上限より高くなる恐れがあり、表面の再結晶組織層の厚さが増加し、最終製品において十分な強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を発揮し得ない恐れがあるからである。
【００３４】
そして、本発明の製造方法においては、以上のようにして得られた鍛造体に対して、上述した熱間鍛造に引き続いて、鍛造体の温度が２００℃となるまで、３℃／秒以上の平均冷却速度にて焼入れ処理が施されるのである。かかる焼入れ処理の際の平均冷却速度が３℃／秒未満の場合、最終製品の強度が低下する恐れがある。なお、本発明において、焼入れ処理を開始する際の温度は、上述した鍛造終了温度（３８０℃以上の温度であって、鍛造開始温度以下の温度）と同一、即ち、鍛造終了直後に焼入れ処理を開始しても構わないが、鍛造終了温度が４２０℃を超える場合には、鍛造体の温度を４２０℃以下とした後に焼入れ処理を行なうことが好ましい。けだし、焼入れ処理の開始時の温度が４２０℃を超えると、焼入れひずみが大きくなり、ひずみ矯正工程が必要となる恐れがあるからである。即ち、本発明の製造方法にあっては、焼入れ処理の開始時の温度は、３８０〜４２０℃の範囲内にあることが好ましいのである。
【００３５】
以上のようにして焼入れ処理が施された鍛造体にあっては、２００℃から室温に至るまで冷却される。かかる冷却の際の冷却速度は、特に限定されるものではない。また、室温まで冷却された鍛造体は、必要に応じて、自然時効処理や人工時効処理が施される。人工時効処理の条件については特に限定されるものではないが、例えば、１００〜１７０℃の温度にて１〜５０時間程度の処理が行なわれることとなる。
【００３６】
このように、本発明に従うアンダーブラケットの製造方法にあっては、１）所定の合金組成からなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、４００℃以上の熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材を素材として用いて、そのようなＡｌ合金押出材を、２）所定の条件下で熱間鍛造して鍛造体を製造し、３）得られた鍛造体に対して、所定の条件の下、焼入れ処理を施すところに、大きな特徴を存しているのである。したがって、従来の６０００系Ａｌ合金の鋳造材等を用いたアンダーブラケットの製造方法では必須とされていた溶体化処理やひずみ矯正工程が不要となるところから、製造コストを低く抑えることが可能となる。
【００３７】
そして、そのようにして得られたアンダーブラケットにあっては、そのミクロ組織が繊維状組織であり、且つ表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍ以下となるところから、優れた強度及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を発揮することとなるのである。本発明のアンダーブラケットは、特に、オンロード用自動二輪車に好適に採用されるものである。
【実施例】
【００３８】
以下に、本発明の実施例を幾つか示し、本発明を更に具体的に明らかにすることとするが、本発明が、そのような実施例の記載によって、何等の制約をも受けるものでないことは、言うまでもないところである。また、本発明には、以下の実施例の他にも、更には上記した具体的記述以外にも、本発明の趣旨を逸脱しない限りにおいて、当業者の知識に基づいて、種々なる変更、修正、改良等を加え得るものであることが、理解されるべきである。
【００３９】
なお、以下において、ミクロ組織観察、引張試験及びＳＣＣ試験は、それぞれ以下の手法に従って実施した。
【００４０】
−ミクロ組織観察−
試験材（図１乃至図３に示す形状を呈するアンダーブラケット）の前後方向（図１及び図２における上下方向）の略中央部において、その前後方向に垂直な面（図３に示される面）を切断及び切削によって露出させる。その露出面を、８００番までの耐水研磨紙を用いて研磨し、次いで、研磨面に対して、硝酸、塩酸及びフッ酸の混合液［硝酸：塩酸：フッ酸＝２：６：１（重量比）］を用いてエッチング処理を行なう。エッチング処理の後、エッチング処理面について、光学顕微鏡を用いた観察（倍率：５０倍）、若しくは拡大鏡を用いた観察（倍率：１０倍）を行ない、アンダーブラケットの表面における再結晶組織層の厚さを測定すると共に、アンダーブラケットの内部における、大きさが１００μｍ以上の粗大晶出物の有無を観察する。
【００４１】
−引張試験−
図２に示すＡ部より、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を切り出し、厚さ５ｍｍになるよう上下面を面削し、平行部幅８ｍｍ、平行部長さ２０ｍｍの引張試験片を成形する。引張試験方向がアンダーブラケットの幅方向（図１及び図２の左右方向）と平行になるように、引張試験片を試験機にセットし、室温で引張試験を行ない、引張強さを測定する。なお、引張試験速度は２ｍｍ／ｍｉｎで一定とする。
【００４２】
−ＳＣＣ（応力腐食割れ）試験−
アンダーブラケットのフロントフォーククランプ部（フロントフォーク取付孔の周縁部）より、外径：５８ｍｍ、厚さ：２ｍｍ、長さ：２５ｍｍのＣリング形状の試験片を成形し、試験片をネジで締め込むことで、各アンダーブラケットの耐力に対して９５％の引張応力を試験片の外面に負荷させ、かかる負荷がかかった状態の試験片を、２５℃の温度環境の下、３．５％塩水へ１０分間浸漬し、その後に５０分間乾燥させるという工程を１サイクルとして、乾燥後の試験片に目視で確認される割れが発生するまで、この浸漬及び乾燥を繰り返し行なう。３０日間、繰り返しても試験片に割れが確認されない場合は、「割れ無し」と評価する。
【００４３】
−試験材１〜試験材１４−
下記表１に示す合金組成からなる合金Ａ〜Ｎの何れかよりなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ、表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、４５０℃の熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材（直径：４５ｍｍ、長さ：３１０ｍｍ）を１２種類、準備した。それらＡｌ合金押出材を４５０℃（鍛造開始温度）に加熱して、直径方向に熱間鍛造を行なうことにより、図１乃至図３に示す形状を呈する鍛造体を成形した。なお、得られたアンダーブラケット形状の鍛造体において、最も薄い部分の厚さは１０ｍｍであり、最も厚い部分の厚さは３０ｍｍである。また、熱間鍛造の際のひずみ速度は、最も遅い位置で３ｓ-1とし、最も速い位置で８ｓ-1とすると共に、鍛造終了後の鍛造体の温度（鍛造終了温度）が４００〜４１０℃の範囲内になるように、熱間鍛造を実施した。熱間鍛造後、鍛造体の温度が３９０〜４１０℃の範囲内にあることを確認し、直ちにファンを用いて、６０秒以内に鍛造体の温度が２００℃になるまで冷却することにより焼入れ処理を行なった。鍛造体の温度が２００℃まで低下した後は、ファンによる送風を止め、そのままの状態で鍛造体を室温まで冷却した。
【００４４】
室温まで冷却された鍛造体に対して、２日間の自然時効処理を施し、その後、約５０℃／ｈの昇温速度にて鍛造体を１００℃まで昇温し、その状態で３時間保持し、その後に更に約５０℃／ｈの昇温速度にて鍛造体を１５０℃まで昇温し、その状態で８時間保持した。かかる保持後の鍛造体を、室温下に放置して冷却することにより、図１乃至図３に示す形状を呈するアンダーブラケット（試験材１〜試験材１４）を得た。得られた各試験材について、ミクロ組織観察、引張試験及びＳＣＣ（応力腐食割れ）試験を行なった。その結果を、下記表２に示す。
【００４５】
【表１】
2015137377.tif 000003
【００４６】
【表２】
2015137377.tif 000004
【００４７】
表２の結果からも明らかなように、本発明に従うアンダーブラケット（試験材１〜試験材１４）にあっては、優れた引張強さを有すると共に、ＳＣＣ（応力腐食割れ）試験でも割れが認められず、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）にも優れていることが認められる。
【００４８】
−試験材１５〜試験材１８−
上記表１に示す合金Ｄからなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ、表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、下記表３に示す熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材（直径：４５ｍｍ、長さ：３１０ｍｍ）を準備した。それらＡｌ合金押出材を用いて、下記表３に示す熱間鍛造条件に従い、図１乃至図３に示す形状を呈する鍛造体を成形した。なお、得られたアンダーブラケット形状の鍛造体において、最も薄い部分の厚さは１０ｍｍであり、最も厚い部分の厚さは３０ｍｍである。得られた各鍛造体を、下記表３に示す焼入れ開始温度から２００℃になるまで、各平均冷却速度にて冷却し、鍛造体の温度が２００℃まで低下した後は室温下に放置して、鍛造体を室温まで冷却した。なお、焼入れ処理は、試験材１５〜試験材１７についてはファンによる空冷により、試験材１８については水冷により、それぞれ実施した。
【００４９】
室温まで冷却された鍛造体を、自然時効処理に２日間供した後、約５０℃／ｈの昇温速度にて１００℃まで昇温し、その状態で３時間保持し、その後に更に約５０℃／ｈの昇温速度にて鍛造体を１５０℃まで昇温し、その状態で８時間保持した。かかる保持後の鍛造体を、室温下に放置して冷却することにより、図１乃至図３に示す形状を呈するアンダーブラケット（試験材１５〜試験材１８）を得た。得られた各試験材について、ミクロ組織観察、引張試験及びＳＣＣ（応力腐食割れ）試験を行なった。その結果を、下記表４に示す。
【００５０】
【表３】
2015137377.tif 000005
【００５１】
【表４】
2015137377.tif 000006
【００５２】
表４の結果からも明らかなように、本発明に従うアンダーブラケット（試験材１５〜試験材１８）にあっては、優れた引張強さを有すると共に、ＳＣＣ（応力腐食割れ）試験でも割れが認められず、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）にも優れていることが認められる。なお、これら試験材１５〜試験材１８にあっては、何れも、焼入れ開始温度が鍛造開始温度より低かったことから、ひずみ矯正工程が不要であったことは言うまでもない。
【００５３】
−試験材１９〜試験材２６−
下記表５に示す合金組成からなる合金ａａ〜ｈｈの何れかよりなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ、表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、４５０℃の熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材（直径：４５ｍｍ、長さ：３１０ｍｍ）を用いた以外は試験材１〜試験材１４と同様の条件に従い、図１乃至図３に示す形状を呈するアンダーブラケット（試験材１９〜試験材２６）を得た。得られた各試験材について、ミクロ組織観察、引張試験及びＳＣＣ（応力腐食割れ）試験を行なった。その結果を、下記表６に示す。
【００５４】
【表５】
2015137377.tif 000007
【００５５】
【表６】
2015137377.tif 000008
【００５６】
表６の結果から明らかなように、先ず、Ｚｎ含有量及びＭｇ含有量が本発明の下限未満であるＡｌ合金からなる試験材１９については、引張強さが低いことが認められた。また、Ｚｎ含有量及びＭｇ含有量が本発明の上限を超えているＡｌ合金からなる試験材２０にあっては、ＳＣＣ（応力腐食割れ）試験において割れの発生が認められ、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）に乏しいものであることが確認された。更に、Ｃｕを全く含有しないＡｌ合金からなる試験材２１については、ＳＣＣ（応力腐食割れ）試験において割れの発生が認められ、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）に乏しいものであることが認められた。更にまた、Ｃｕ含有量が本発明の上限を超えているＡｌ合金からなる試験材２２については、引張強さが低いことが認められた。加えて、Ｍｎ含有量が本発明の下限未満であるＡｌ合金からなる試験材２３は、表面の再結晶組織層の厚さが本発明の範囲を超え、引張強さが低く、また耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）に乏しいものであることが認められた。Ｍｎ含有量が本発明の上限を超えるＡｌ合金からなる試験材２４においては、１００μｍを超える粗大晶出物の生成が認められた。不純物としてのＦｅ及びＳｉを比較的多く含有するＡｌ合金からなる試験材２５、及び、不純物としてのＴｉを比較的多く含有する試験材２６においては、何れも１００μｍを超える粗大晶出物の生成が認められた。
【００５７】
−試験材２７〜試験材３５−
上記表１に示す合金Ｄからなり、ミクロ組織が繊維状組織であり、且つ、表面の再結晶組織層の厚さが０．１ｍｍ以下である、下記表７に示す熱間押出温度にて熱間押出されてなるＡｌ合金押出材（直径：４５ｍｍ、長さ：３１０ｍｍ）を準備した。それらＡｌ合金押出材を用いて、下記表７に示す熱間鍛造条件に従い、図１乃至図３に示す形状を呈する鍛造体を成形した。なお、得られたアンダーブラケット形状の鍛造体において、最も薄い部分の厚さは１０ｍｍであり、最も厚い部分の厚さは３０ｍｍである。得られた各鍛造体を、下記表７に示す焼入れ開始温度から２００℃になるまで、各平均冷却速度にて冷却し、鍛造体の温度が２００℃まで低下した後は室温下に放置して、鍛造体を室温まで冷却した。なお、焼入れ処理は、試験材２７〜試験材３４についてはファンを用いた空冷により、試験材３５については放冷（室温下に放置）により、それぞれ実施した。
【００５８】
室温まで冷却された鍛造体を、自然時効処理に２日間供した後、約５０℃／ｈの昇温速度にて１００℃まで昇温し、その状態で３時間保持し、その後に更に約５０℃／ｈの昇温速度にて鍛造体を１５０℃まで昇温し、その状態で８時間保持した。かかる保持後の鍛造体を、室温下に放置して冷却することにより、図１乃至図３に示す形状を呈するアンダーブラケット（試験材２７〜試験材３５）を得た。得られた各試験材について、ミクロ組織観察、引張試験及びＳＣＣ（応力腐食割れ）試験を行なった。その結果を、下記表８に示す。
【００５９】
【表７】
2015137377.tif 000009
【００６０】
【表８】
2015137377.tif 000010
【００６１】
表７及び表８から明らかなように、先ず、製造時の押出温度が本発明の下限未満である押出材を用いてなる試験材２７にあっては、表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍを超え、引張強さが低く、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）に乏しいものであることが認められた。また、表面の再結晶組織層の厚さが本発明の上限を超える押出材を用いてなる試験材２８にあっては、表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍを超え、引張強さが低く、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）に乏しいものであることが確認された。試験材２９に係るアンダーブラケットにあっては、その熱間鍛造開始温度と押出材製造時の押出温度との差の絶対値が２０℃を超えており、引張強さが低く、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）に乏しいものであることが認められた。試験材３０に係るアンダーブラケットは、その鍛造開始温度が本発明の上限を超えており、引張強さが低く、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）に乏しいものであることが認められた。試験材３１に係るアンダーブラケットは、その鍛造開始温度が本発明の下限未満であり、引張強さに乏しいものであることが認められた。試験材３２に係るアンダーブラケットは、焼入れ開始温度が比較的高温であったため、焼入れひずみが大きく、ひずみ矯正工程が別途、必要であることが認められた。試験材３３に係るアンダーブラケットは、熱間鍛造時のひずみ速度が比較的小さかったため、引張強さに乏しいものであることが認められた。試験材３４に係るアンダーブラケットは、熱間鍛造時のひずみ速度が比較的大きかったため、表面の再結晶組織層の厚さが０．５ｍｍを超え、引張強さが低く、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）に乏しいものであることが認められた。試験材３５に係るアンダーブラケットは、焼入れ処理時の２００℃までの平均冷却速度が本発明の下限未満であったため、引張強さに乏しいものであることが認められたのである。
【符号の説明】
【００６２】
１０    アンダーブラケット              １２    フロントフォーク取付孔
１４    ステアリングシャフト挿通孔      １６    凹部
１８    凹部
【図１】
2015137377.tif 000011
【図２】
2015137377.tif 000012
【図３】
2015137377.tif 000013