JP2011006736A - 高強度フロントフォークアウターチューブ用管材の製造方法および該製造方法により得られる管材 - Google Patents

Abstract

【課題】スピニング加工性と強度特性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出管材からなるフロントフォークアウターチューブ用管材の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｍｇ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．４〜０．８％、Ｃｕ：０．１５〜０．４０％を含有し、さらにＣｒ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有し、不純物としてのＦｅを０．７０％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金の押出材を５００〜５５０℃で溶体化処理および焼き入れ処理し、焼き入れ処理後、６０分以内に４０℃以上１００℃以下で５〜１００分の予備時効処理を行い、さらに１２０〜２００℃で１２０〜３６０分の亜時効処理を行った後、断面減少率２０〜７０％のスピニング加工を行い、１４０〜２００℃で１２０〜６００分の人工時効処理を行う。
【選択図】なし

Description

本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金押出管材からなる自動二輪車のフロントフォークアウターチューブ用管材の製造方法および該製造方法により得られる管材に関する。

自動二輪車のフロントフォークには、正立型と倒立型の二種類があり、倒立型のアウターチューブにはアルミニウム合金展伸材が使用されている。また、その材質もモトクロス車のようなオフロード車の場合にはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金が使用され、オンロード車の場合にはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が使用されている。これらの合金には、軽量化の観点から高強度が要求され、例えばオンロードの場合には、JＩＳ Ａ ６０６１合金が使用されているが、Ｔ６調質のＪＩＳ規格強度よりも高い強度が要求されることが多い。

これらフロントフォークアウターチューブは、下側の端部においてインナーパイプとのシールのために、インナーパイプとの摺動部分よりも大きな内径を必要とする。そのため、予め肉厚の大きなパイプから切削加工によって必要な形状を付与することもあるが、切削歩留まり向上のため塑性加工を行うことが多い。例として、拡管加工やスピニング加工が実用化されているが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のスピニング加工において、Ｔ１、Ｏ、Ｔ４、Ｔ６調質の素管を用いた場合には、以下のような問題点がある。

Ｏ、Ｔ１調質の素管を用いた場合、材料強度が低いため、加工度の大きな部分では、表面近傍に導入されるせん断ひずみが大きくなるから、ウロコ状に部材が剥離する不良が生じ易い。また、スピニング加工後に溶体化処理を行う必要が有り、この場合には通常のＴ６強度しか得ることが出来ず、強度向上による薄肉軽量化を達成することができない。

Ｔ４調質の素管を用いた場合、Ｏ材やＴ１材と同様に材料強度が低いため、加工度の大きな部分ではせん断による表面剥離が生じ易く、安定したスピニング加工ができない。ただし、Ｏ材やＴ１材と異なり、溶体化処理後にスピニング加工を行うことから、スピニング加工によって導入された転位が後工程の人工時効処理で、Ｍｇ_２Ｓｉ化合物の微細析出を促し、通常のＴ６材よりも高強度を得ることができる。

Ｔ６調質の素管は、材料強度が高いため、スピニング加工で割れが発生し易くなるとともに、スピニング加工荷重が高くなりすぎて、剛性の高いスピニング加工機が必要になる。また、スピニング加工後に熱処理を行っても、延性は向上するが強度低下が起こるため、高強度を得ることが困難である。

高成形性と高強度を両立するための方法として、６０００系アルミニウム合金材を溶体化処理後、直ちに予備時効処理を行う方法が提案されている。この方法によれば、加工性や時効硬化性を阻害するＧＰＩクラスターの生成を抑制し、加工性や時効硬化性を阻害しないＧＰIIクラスターの生成に効果があるが、本提案のものにおける加工性は、ヘム加工（曲げ加工）しか検討されておらず、スピニング加工に対する効果は不明であり、また、２％ストレッチ付与後１５０ ℃×２０分の人工時効処理を行った場合の低温時効硬化能に優れるものの、実施例で得られている強度（耐力）は最大でも２１１ＭＰａで、フロントフォークアウターチューブ用管材で要求される強度（３００ＭＰａを超える耐力）に比べて著しく低いなどの問題がある。

特許第３８１９２６３号公報

発明者らは、フロントフォークアウターチューブ用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金管材における上記従来の問題を解決することを目的として試験、検討を行った結果、成分元素の含有量を最適に制御するとともに、スピニング加工前の押出材に最適な条件で溶体化処理、焼入れ、予備時効処理、亜時効処理を行い、最適な厚さ減少量でスピニング加工を行い、さらに人工時効処理を行うことにより、優れたスピニング加工性を付与し、且つ優れた強度特性が得られる製造方法を見出した。

本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、スピニング加工性と強度特性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出管材からなるフロントフォークアウターチューブ用管材の製造方法および該製造方法により得られる管材を提供することにある。

上記の目的を達成するための請求項１による高強度フロントフォークアウターチューブ用管材の製造方法は、Ｍｇ：０．８〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．４〜０．８％、Ｃｕ：０．１５〜０．４０％を含有し、さらにＣｒ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有し、不純物としてのＦｅを０．７０％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金の押出材を５００〜５５０℃で溶体化処理および焼き入れ処理し、焼き入れ処理後、６０分以内に４０℃以上１００℃以下で５〜１００分の予備時効処理を行い、さらに１２０〜２００℃で１２０〜３６０分の亜時効処理を行った後、断面減少率２０〜７０％のスピニング加工を行い、１４０〜２００℃で１２０〜６００分の人工時効処理を行うことを特徴とする。

請求項２による高強度フロントフォークアウターチューブ用管材は、請求項１記載の製造方法により得られる管材であって、引張強さ３８５ＭＰａ以上、伸び８％以上であることを特徴とする。

本発明によれば、スピニング加工性と強度特性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出管材からなるフロントフォークアウターチューブ用管材の製造方法および該製造方法により得られる管材を提供される。当該管材は、自動二輪車のフロントフォークアウターチューブ用管材として好適に使用することができる。

以下、本発明の高強度フロントフォークアウターチューブ用管材の製造方法について説明する。本発明の高強度フロントフォークアウターチューブ用管材を構成するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出管材の成分組成の意義およびその限定理由は以下のとおりである。

Ｍｇ：０．８〜１．２％
Ｍｇは強度を高めるために有効な元素で、とくにＳｉと共存することにより強度向上に機能する。Ｍｇの好ましい含有量は０．８〜１．２％の範囲であり、０．８％未満ではフロントフォークアウターチューブにおける強度が不十分となり、１．２％を超えて含有されると、熱間変形抵抗が高くなり過ぎて押出加工性が低下する。

Ｓｉ：０．４〜０．８％
Ｓｉは強度を高めるために有効な元素で、とくにＭｇと共存することにより強度向上に機能する。Ｓｉの好ましい含有量は０．４〜０．８％の範囲であり、０．４％未満ではフロントフォークアウターチューブにおける強度が不十分となり、０．８％を超えて含有されると、熱間変形抵抗が高くなり過ぎて押出加工性が低下する。

Ｃｕ：０．１５〜０．４０％
Ｃｕも強度を高めるために有効な元素で、好ましい含有量は０．１５〜０．４０％の範囲である。０．１５％未満ではフロントフォークアウターチューブにおける強度が不十分となり、０．４０％を超えて含有されると、耐食性の低下を招く。

Ｃｒ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１５％以下
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒはいずれも結晶粒を微細化する効果を有する。選択的に含有される元素であり、いずれか１種または２種以上を含有することにより、その効果を得ることができる。好ましい含有範囲は、それぞれＣｒ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１５％以下であり、いずれか１種でも上限を超えて含有されると、巨大晶出物を形成してスピニング加工で割れが発生し易くなる。

Ｆｅ：０．７０％以下
Ｆｅは主として原料地金やリサイクル地金から混入してくる不純物元素であり、０．７０％を超えて含有されると延性低下や靱性低下を招くため、０．７０％以下に規制するのが望ましい。Ｆｅのさらに好ましい含有範囲は０．４０％以下である。

次に、本発明の高強度フロントフォークアウターチューブ用管材の製造工程について説明する。本発明においては、上記の組成を有するアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られたビレットを常法に従って熱間押出加工し、得られた押出材を溶体化処理、焼き入れ処理、予備時効処理し、さらに亜時効処理を行った後、スピニング加工を行い、人工時効処理する。

溶体化処理：
溶体化処理は、５００〜５５０℃で加熱することが望ましい。５００℃未満では、添加元素の溶入化が不十分となり強度が低下する。５５０℃を超える場合は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉの３元共晶点が５５５℃付近のため、延性低下や靱性低下を招く。

予備時効処理：
本発明においては、予備時効を行うことにより高い製品強度を得ることができる。溶体化処理、焼き入れ後、予備時効処理までの時間は６０分以内とするのが望ましい。溶体化処理、焼き入れ後６０分を超える時間を経過してから予備時効を行うと、製品強度の低下を招く。溶体化処理、焼き入れ後、予備時効処理までのさらに好ましい時間１０分以内である。

予備時効処理条件としては、４０℃以上１００℃以下の温度で５〜１００分の時間処理するのが好ましい。４０℃未満では予備時効処理の硬化が不十分となり、製品強度が低下する。１００℃を超える場合には、予備時効処理で化合物が粗大に析出してしまい、製品強度の低下を招く。また、予備時効処理後に自然時効を行ってもよい。

亜時効処理：
亜時効処理は、１２０〜２００℃の温度で１２０〜３６０分の時間行うのが好ましい。１２０℃未満では時効硬化が不十分で、スピニング加工時に剥離などの加工不良が発生する。２００℃を超える場合には、化合物が粗大に析出してしまい、製品強度の低下を招く。１２０分未満では、時効硬化が不十分で、スピニング加工時に表面剥離などの加工不良が発生する。３６０分を超える場合は、時効硬化により材料強度が高くなり、スピニング加工で加工割れが発生し易くなる。なお、亜時効処理とは、人工時効処理において、材料の本来有する最高強度に達する前の状態で熱処理を止める処理をいう。

スピニング加工：
スピニング加工における断面減少率は２０〜７０％が好ましい。２０％未満では、十分な転位が導入されずに、引張強度が向上しない。また７０％を超えると材料に割れが発生し易くなる。

人工時効処理：
人工時効処理は、１４０〜２００℃の温度で１２０〜６００分の時間行うのが望ましい。１４０℃未満では、十分に引張強度が向上しない。また、２００℃を超える温度では、スピニング加工によって導入された転位が安定化せず、引張強度が低下する。１２０分未満では、時効硬化が不十分で、製品強度が低下する。６００分を超える場合には、過時効となり、製品強度が低下する。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。なお、これらの実施例は、本発明の一実施形態を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。

実施例１、比較例１
表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、常法に従って半連続鋳造法により直径２８６ｍｍの鋳塊を作製し、長さ１０００ｍｍに切断した後、外径を２７９ｍｍに切削するとともに、内径４７ｍｍの貫通孔を切削加工により穿設し、管状のビレットを作製した。なお、表１において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

得られたビレットを大気炉に装入して、５２０℃に昇温し、この温度で１０時間保持することにより均質化処理を行い、室温まで自然冷却した。その後、誘導加熱炉に装入して４００℃に昇温し、マンドレルを使用する間接押出法により、押出速度１５ｍ／ｍｉｎで、外径６２ｍｍ、内径４７ｍｍの管材に押出加工した。

押出加工により得た管材について、長さ３００ｍｍに切断後、大気炉を用いて、５４０℃で１時間の溶体化処理を行った後、常温の水道水中に焼き入れを行うことによりＴ４調質材とした。つぎに、得られたＴ４調質材を表２に示す各種条件で処理して試験材とし、試験材について、以下の方法により、機械的性質、スピニング加工性を評価した。結果を表３に示す。

機械的性質の評価：ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、１２Ａ号試験片により機械的性質（引張強さ、伸び）を測定した。
スピニング加工性の評価：亜時効処理後の管材をスピニング加工し、試験材の外観観察を実施して、割れを生じなかったものを良好（○）、表面の剥離を生じたものをやや不良（△）、割れを生じたものを不良（×）と評価した。

表３に示すように、本発明に従う試験材１〜４はいずれも、引張強さ３８５ＭＰａ以上、伸び８％以上の特性を満たし、スピニング加工性も良好であった。

これに対して、試験材５はＭｇ量が少ないため、試験材６はＳｉ量が少ないため、また試験材７はＣｕを含まないため、いずれも引張強さが低下した。試験材８はＣｒ量が多いため、試験材９はＭｎ量が多いため、また試験材１０はＺｒ量が多いため、いずれもスピニング加工時に割れが生じた。試験材１１はＦｅ量が多いため、伸びが低下した。試験材１２はＭｇ量が多いため、また試験材１３はＳｉ量が多いため、いずれも押出加工時に割れが生じ、試験材を作製することができなかった。

実施例２、比較例２
表１に示す合金Ａ１の鋳塊を、実施例１と同様に加工して管状のビレットを作製し、このビレットを用いて、実施例１と同様にして、外径６２ｍｍ、内径４７ｍｍ、長さ３００ｍｍの押出管を作製し、Ｔ４調質材とした。

得られたＴ４調質材について、表４に示す条件で熱処理およびスピニング加工を行い、試験材１４〜２３を作製した。試験材１４〜２３について、実施例１と同じ条件で機械的性質およびスピニング加工性を評価した。試験結果を表５に示す。

表５に示すように、本発明に従う試験材１４〜１８は、引張強さ３８５ＭＰａ以上、伸び８％以上の特性を満たし、スピニング加工性も良好であった。

これに対し、試験材１９は焼き入れから予備時効までの時間が長いため、また試験材２０は予備時効温度が低いため、いずれも引張強さが低下した。試験材２１は亜時効処理温度が低いため、スピニング加工時に表層の剥離が生じた。試験材２２は、予備時効処理温度が高いため、また試験材２３は亜時効処理時間が長いため、いずれもスピニング加工時に割れが生じた。

実施例３、比較例３
表１に示す合金Ａ１の鋳塊を、実施例１と同様に加工して管状のビレットを作製し、このビレットを用いて、実施例１と同様にして、外径６２ｍｍ、内径４７ｍｍ、長さ３００ｍｍの押出管を作製し、Ｔ４調質材とした。

得られたＴ４調質材について、表６に示す条件で熱処理およびスピニング加工を行い、試験材２４〜２８を作製した。試験材２４〜２８について、実施例１と同じ条件でスピニング加工性および機械的性質を評価した。試験結果を表７に示す。なお、表６において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

表７に示すように、本発明に従う試験材２４〜２６は、引張強さ３８５ＭＰａ以上、伸び８％以上の特性を満たし、スピニング加工性も良好であった。

これに対し、試験材２７は、断面減少率が低く、引張強さが低かった。試験材２８は、断面減少率が高く、スピニング加工時に割れが生じた。

実施例４、比較例４
表１に示す合金Ａ１の鋳塊を、実施例１と同様に加工して管状のビレットを作製し、このビレットを用いて、実施例１と同様にして、外径６２ｍｍ、内径４７ｍｍ、長さ３００ｍｍの押出管を作製し、Ｔ４調質材とした。

得られたＴ４調質材について、表８に示す条件で熱処理およびスピニング加工を行い、試験材２９〜３４を作製した。試験材２９〜３４について、実施例１と同じ条件でスピニング加工性評価および引張試験を行い評価した。試験結果を表９に示す。なお、表８において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。

表９に示すように、本発明に従う試験材２９〜３１は、引張強さ３８５ＭＰａ以上、伸び８％以上の特性を満たし、スピニング加工性も良好であった。

これに対し、試験材３２は人工時効処理温度が低いため、試験材３３は人工時効処理温度が高いため、また試験材３４は人工時効処理時間が短いため、いずれも引張強さが低かった。試験材３５は人工時効時間が長いため、過時効となり、引張強さが低かった。

Claims (2)

1. Ｍｇ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．４〜０．８％、Ｃｕ：０．１５〜０．４０％を含有し、さらにＣｒ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有し、不純物としてのＦｅを０．７０％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金の押出材を５００〜５５０℃で溶体化処理および焼き入れ処理し、焼き入れ処理後、６０分以内に４０℃以上１００℃以下で５〜１００分の予備時効処理を行い、さらに１２０〜２００℃で１２０〜３６０分の亜時効処理を行った後、断面減少率２０〜７０％のスピニング加工を行い、１４０〜２００℃で１２０〜６００分の人工時効処理を行うことを特徴とする高強度フロントフォークアウターチューブ用管材の製造方法。
2. 請求項１記載の製造方法により得られる管材であって、引張強さ３８５ＭＰａ以上、伸び８％以上であることを特徴とする高強度フロントフォークアウターチューブ用管材。