JP5308907B2

JP5308907B2 - Ａｌ合金鍛造製品の製造方法

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Publication number: JP5308907B2
Application number: JP2009111079A
Authority: JP
Inventors: 英貴竹村; 透橘内
Original assignee: Showa Denko KK; Yamaha Motor Co Ltd
Current assignee: Yamaha Motor Co Ltd; Resonac Holdings Corp
Priority date: 2009-04-30
Filing date: 2009-04-30
Publication date: 2013-10-09
Anticipated expiration: 2029-04-30
Also published as: JP2010261061A

Description

本発明は、鍛造加工によってＡｌ合金製品を製造するためのＡｌ合金鍛造製品の製造方法及びその関連技術に関する。

近年、高強度が必要なオートバイ部品を、アルミニウム（Ａｌ）合金の鍛造製品によって製造する技術が周知である。このような鍛造製品は、例えば下記特許文献１に示すようなＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の鍛造素材を鍛造加工することによって製造されている。

一般のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金素材の鍛造加工においては下記特許文献１に示すように、耐応力腐食割れ性や引張強度を向上させるために、型成形後のＴ６熱処理工程で、１００時間程度室温に保持する自然時効処理を行った後、人工時効処理を行うようにしている。

特開平１０−１６８５５３

しかしながら、上記従来の鍛造加工方法においては、型成形後に長時間の自然時効処理を行うようにしているため、生産に要するサイクルタイムが長くなり、生産効率の低下及びコストの増大を来してしまう。また場合によっては、自然時効処理によるワークの保管期間が長くなることにより、結露等による腐食が生じて、製品の品質を低下させるという問題が発生する。

この発明は、上記の課題に鑑みてなされたもので、生産効率の向上及びコストの削減を図りつつ、高品質のＡｌ合金鍛造製品を得ることができるＡｌ合金鍛造製品の製造方法及びその関連技術を提供することを目的とする。

上記の目的を達成するため、本発明は、以下の構成を備えている。

［１］Ｆｅ：０．２〜０．３５質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．６質量％、Ｍｇ：１．３〜２．０質量％、Ｚｎ：４．６〜５．１質量％、Ｓｉ：０．３０質量％未満、Ｚｒ：０．１質量％以上かつＴｉとの合計量で０．２質量％未満含有し、「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するＡｌ合金鍛造素材を得る工程と、
前記Ａｌ合金鍛造素材に対し、３５０〜５００℃の温度で熱間鍛造を行った後、４００〜５００℃の温度で溶体化処理を行うことにより、Ａｌ合金鍛造製品を得る工程と、
前記Ａｌ合金鍛造製品に対し、自然時効処理を行わずに、人工時効処理を行う工程と、を含むことを特徴とするＡｌ合金鍛造製品の製造方法。

［２］前記合金組成を有するＡｌ合金溶湯を、連続鋳造して得られたＡｌ合金鋳塊に対して均質化処理を施すことによって、Ａｌ合金鋳造部材を得る工程を更に含み、
前記Ａｌ合金鋳造部材を前記Ａｌ合金鍛造素材として用いるようにした前項１に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。

［３］前記人工時効処理として、９０〜１２０℃の温度で２〜１２時間保持した後、直ちに１３０〜１７０℃の温度で２〜１２時間保持するようにした前項１または２に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。

［４］溶体化処理後のＡｌ合金鍛造製品に対し、１時間以内に人工時効処理を行うようにした前項１〜３のいずれか１項に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。

［５］前項１〜４のいずれか１項に記載の製造方法によって製造されたＡｌ合金鍛造製品を、オートバイフレーム部品に仕上げるようにしたことを特徴とするオートバイフレーム部品の製造方法。

発明［１］のＡｌ合金鍛造製品の製造方法によれば、生産効率の向上及びコストの削減を図りつつ、高品質のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金鍛造製品を得ることができる。

発明［２］［３］のＡｌ合金鍛造製品の製造方法によれば、上記の効果に加えてさらに、より一層確実に高強度溶接構造用に適したＡｌ合金鍛造製品を得ることができる。

なお、本発明において、「高強度溶接構造」とは、高強度が要求される溶接構造材に適した構造と言うことである。

発明［４］のＡｌ合金鍛造製品の製造方法によれば、生産効率をより一層向上させることができる。

発明［５］のオートバイフレーム部品の製造方法によれば、生産効率の向上、コストの削減を図りつつ、高品質のオートバイフレーム部品を得ることができる。

図１は実施例（対比例）及び比較例の各サンプルの合金組成におけるＺｒ含有量とＴｉ含有量との関係を示すグラフである。図２は合金組成分析用のディスクサンプルを示す斜視図である。図３はＡｌ合金鍛造製品としてのオートバイフレームの一例を示す斜視図である。

本実施形態においては、Ａｌ合金鋳造部材を鍛造素材として、鍛造加工を行うようにしている。

本実施形態における鍛造素材としてのＡｌ合金鋳造部材は、特有の合金組成に規定される共に、金属組織において特有の晶出物の粒径及び分布状態に制御されている。

このＡｌ合金鋳造部材は、所定の組成を有するＡｌ合金溶湯を、所定の条件下で連続鋳造することによってＡｌ合金鋳塊を得、そのＡｌ合金鋳塊に対し、所定の均質化処理を施すことによって得られるものである。

まず始めにこのＡｌ合金鋳造部材の構成について、その製造手順に従って詳細に説明する。

本発明における鋳造素材としてのＡｌ合金溶湯は、Ｆｅを０．２〜０．３５質量％、Ｃｕを０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎを０．３〜０．６質量％、Ｍｇを１．３〜２．０質量％、Ｚｎを４．６〜５．１質量％、Ｓｉを０．３０質量％未満、Ｚｒを０．１質量％以上かつＴｉとの合計量で０．２質量％未満含有し、「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有している。

上記の合金組成のうち、Ｆｅは、鋳造時の鋳塊割れや溶接時の溶接割れを抑制し、粗大再結晶を抑制する元素であり、本発明においては、Ｆｅの含有率（濃度）を０．２〜０．３５質量％に調整する必要がある。

Ｆｅの含有率が０．２質量％未満では前記効果が小さく、０．３５質量％を超えるとＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害し、また、鍛造加工後の鍛造製品が最終的に車体等に組み付けられた際に、その鍛造製品（組付部品）における伸性（延性）、靭性、疲労強度及び衝撃特性が低下するので望ましくない。

Ｃｕは、アルミニウムマトリックスに固溶して、固溶体中の溶質の過飽和度を上げるなどして、強度を付与する元素であり、本発明においては、Ｃｕの含有率（濃度）を０．０５〜０．２０質量％に調整する必要がある。

Ｃｕの含有量が０．０５質量％未満では、十分な強度向上効果が得られず、０．２０質量％を超えると、強度は向上するが耐応力腐食割れ性が著しく低下し、溶接割れを発生させる危険性も生じるので望ましくない。

Ｍｎは、粗大再結晶を抑制する元素であり、本発明においては、Ｍｎの含有率（濃度）を０．３〜０．６質量％に調整する必要がある。

Ｍｎの含有率が０．３質量％未満では前記効果が小さく、０．６質量％を超えるとＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害し、また、鍛造加工後の鍛造製品が、最終的に車体等に組み付けられた際に、その鍛造製品（組付部品）における伸性、靭性、疲労強度が低下するので望ましくない。

Ｍｇは、Ｚｎと共存することにより、ＭｇＺｎ₂金属間化合物（η相）を析出させて機械的強度を向上させる元素である。本発明においては、Ｍｇの含有率（濃度）を１．３〜２．０質量％に調整する必要がある。

Ｍｇの含有率が１．３質量％未満の場合には前記効果が小さく、２．０質量％を超える場合には応力腐食割れ性や焼入れ感受性が低下するので望ましくない。

Ｚｎは、上記したように、Ｍｇと共存することによりＭｇＺｎ₂金属間化合物（η相）を析出させて機械的強度を向上させる元素である。本発明においては、Ｚｎの含有率（濃度）を４．６〜５．１質量％に調整する必要がある。

Ｚｎの濃度が４．６質量％未満の場合には前記効果が小さく、５．１質量％を超える場合には応力腐食割れ性や焼入れ感受性が低下するので望ましくない。

Ｓｉの含有率は、０．３０質量％を超えない量に調整する必要がある。すなわちＳｉ含有量が多すぎると、製品における延性、靱性、疲労強度及びｗ衝撃性が低下するので望ましくない。その上さらに、Ｓｉの含有率が多くなると、Ｍｇと反応し、時効析出挙動が変化し、熱処理時の自然時効が必要となるので好ましくない。

Ｚｒは、粗大再結晶を抑制し、溶接部の結晶粒微細化を促進する元素であり、本発明においては、Ｚｒの含有率（濃度）を０．１質量％以上に調整し、かつ「ＴｉとＺｒとの添加量（含有率）合計が０．２質量％を超えないように調整する必要がある。

Ｚｒの濃度が０．１質量％未満では前記効果が小さい。またＺｒを大量に添加すると、鋳造時の結晶粒微細化のために添加されるＴｉＢ₂のＢと反応して、ＺｒＢ₂を生成し、結晶粒微細化を阻害する。このため、ＴｉＢ₂を大量に添加する必要が生じる。しかし、ＴｉＢ₂及びＺｒＢ₂は硬質粒子であるため、鍛造加工後の鍛造製品に対し切削加工を行う際に、その切削加工時のバイト寿命を短くするため、あまり大量の添加は望ましくない。そこで、Ｚｒの添加量（濃度）としては、上記したように、０．１質量％以上に調整し、かつＴｉとＺｒとの添加量合計を０．２質量％未満に調整する必要がある。

なお本発明において、より好ましくは、Ｔｉの添加量を０．０３〜０．０５質量％、Ｚｒの添加量を０．１０〜０．１５質量％に設定するのが良い。

更に本発明のＡｌ合金組成では、ＴｉとＺｒとの間において、「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満足させる必要がある。

すなわち、Ｚｒは前述したように、鋳造時の結晶粒微細化のために添加されるＴｉＢ₂のＢと反応して、ＺｒＢ₂を生成し、結晶粒微細化を阻害する。そのため、Ｚｒ添加量に対するＴｉＢ₂添加量が少ないと、鋳造時の結晶粒が粗くなり、機械的強度及び伸び（延び）の低下を生じ、更には、鋳造時に鋳塊の割れを生じるため、Ｔｉ及びＺｒの質量比（Ｔｉ質量％／Ｚｒ質量％）が０．２以上となるように、ＴｉＢ₂及びＺｒの添加量を制御する必要がある。

また本発明のＡｌ合金組成では、ＳｉとＭｇとの間において、「［Ｓｉ質量％］≦０．２×［Ｍｇ質量％］−０．１」の関係を満足させるのが好ましい。

すなわちＳｉは不純物として含有される元素であり、Ｓｉの含有量が多過ぎる場合、鍛造加工後の鍛造製品における伸性、靭性、疲労強度が低下するおそれがある。そればかりか、Ｓｉ含有量が多過ぎる場合、Ｍｇと反応し、時効析出挙動が変化し、熱処理時の自然時効が必要となるので望ましくない。これらの挙動は、Ｓｉの単独の働きだけではなく、Ｍｇ量とも関連があるため、上記したように［Ｓｉ質量％］≦０．２×［Ｍｇ質量％］−０．１となるようにＳｉ含有量を制御するのが好ましい。

本実施形態においては、以上の合金組成を有するＡｌ合金溶湯を、連続鋳造することによってＡｌ合金鋳塊を得るものである。

さらに本実施形態においては、上記のＡｌ合金鋳塊に対して均質化処理を行って、Ａｌ合金鋳造部材を得るものである。

こうして得られたＡｌ合金鋳造部材は、鍛造素材として用いられる。すなわち上記Ａｌ合金鋳造部材としての鍛造素材を、３５０〜５００℃の温度条件で、熱間鍛造することによって、Ａｌ合金鍛造製品を製造するものである。

ここで、熱間鍛造時の温度が３５０℃より低い場合には、鍛造時の塑性加工性が悪化し、所望する形状の鍛造製品が得られないばかりか、金型の破損、鍛造製品の割れを生じる原因となる。また熱間鍛造時の温度が５００℃よりも高い場合には、共晶融解により、鍛造製品の表面付近に穴欠陥が生じたり、融点が低い金属の凝集が生じるおそれがある。従って本発明においては、熱間鍛造時の温度条件を、３５０〜５００℃に調整するのが望ましい。

また本発明においては、上記ように得られたＡｌ合金鍛造製品に対し、４００〜５００℃で溶体化処理を行うことによって、鍛造製品の機械的強度をより一層向上させることができる。

この溶体化処理において、処理温度が４００℃よりも低い場合、析出強化元素の固溶量が少なくなるため、その後の人工時効処理での析出量が少なくなり、十分な機械的強度が得られなくなるおそれがある。また処理温度が５００℃よりも高い場合には、共晶融解により、鍛造製品の表面付近に穴欠陥及び融点が低い金属の凝集が生じるおそれがある。

本発明において、溶体化処理を行ったＡｌ合金鍛造製品は、自然時効処理を行わずに、人工時効処理を行うものである。

ここで本発明における時効処理は、自然時効処理と、人工時効処理とに大別される。

自然時効処理は、溶体化処理後、製品を室温で放置し、低温で時効を進行させるというような処理であり、具体的には、室温（０〜５０℃程度）で２４〜７２時間保持するような処理である。

これに対し、人工時効処理は、人工時効処理は、溶体化処理後、製品を熱処理炉に投入し、高温で時効を進行させる処理である。具体的には、鍛造製品に対し、温度を室温から１時間かけて１００℃まで上昇させて６時間保持する。その後、温度を１００℃から１時間かけて１５０℃まで上昇させて、８時間保持した後、空冷によって室温まで温度を低下させるように処理するものである。

また本発明において、Ａｌ合金鍛造製品は、生産性の向上、コストの削減及び品質の向上を図るために、溶体化処理後、長時間放置せずに、直ちに次の処理（人工時効処理）を行うのが好ましい。具体的には、Ａｌ合金鍛造製品に対し、溶体化処理後、１時間以内、望ましくは、溶体化処理直後に、人工時効処理を行うのが好ましい。

本発明においては、この人工時効処理を行うことによって、伸性、靭性、疲労強度及び衝撃特性を十分に向上させることができ、所望の機械的強度を備えた高品質の鍛造製品を確実に得ることができる。

以上説明したように、本発明のＡｌ合金鍛造製品の製造方法によれば、鍛造加工の型成形後に溶体化処理を行った後、自然時効処理を行わずに、直ちに人工時効処理を行うものであるため、生産効率の向上及びコストの削減を図ることができる。

また、本発明の製法により得られたＡｌ合金鍛造製品は、後述の実施例からも明らかなように、割れや穴欠陥、粗大な再結晶等の不具合が発生するのを防止できるとともに、十分な引張強度及び破断伸び性を有し、優れた性質を備えるものである。更に自然時効により鍛造製品が長時間放置されることもないため、その長時間の放置に起因して、結露等による腐食が生じるのを確実に防止でき、高い製品品質を維持することができる。

また本発明の製法により得られたＡｌ合金鍛造製品は、上記したような優れた機械的特性を備えるものであるため、車両用フレーム部品等の高強度溶接構造用の部品として好適に使用することができる。例えば本発明による鍛造製品は図３に示すように、端部にシャフト（２）が挿入固定されるオートバイフレーム（１）として利用することができる。

次に表１及び図１を参照しつつ、本発明の実施例及び比較例について詳細に説明する。

なお図１は実施例及び比較例の各サンプルの合金組成におけるＺｒ含有量とＴｉ含有量との関係を示すグラフである。同グラフにおいて、「実」は実施例、「比」は比較例、丸数字は実施例及び比較例の各番号を示し、実施例は「○」印、比較例は「×」印で示している。更に同グラフにおいて、線分（Ａ１）は「Ｚｒ質量％＝０．１質量％」、線分（Ａ２）は「［Ｔｉ質量％］＋［Ｚｒ質量％］＝０．２質量％」、線分（Ａ３）は「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］＝０．２」で特定される線分をそれぞれ示す。従ってこれらの線分（Ａ１）〜（Ａ３）で囲まれる領域が、ＺｒとＴｉの関係の基で本発明の要旨に相当する部分である。更に図１において破線で囲まれる領域は、本発明の好適範囲である。

＜実施例１〜６＞
表１及び図１に示すように、実施例１〜６の各サンプルを作製するために、各サンプルに対応する組成のＡｌ合金を溶解し、各サンプルに対応するＡｌ合金溶湯を準備した。

こうして得られた各Ａｌ合金溶湯を金型に鋳込んで、図４に示すような形状のディスクサンプル（３）を採取し、ＪＩＳＨ１３０５に記載の発光分光分析により分析した。

なおディスクサンプル（３）の各種サイズ（ｓ１）〜（ｓ６）は次の通りである。すなわちｓ１が１８ｍｍ、ｓ２が３０ｍｍ、ｓ３が５０ｍｍ、ｓ４が３５ｍｍ、ｓ５が５ｍｍ、ｓ６が５ｍｍである。

分析の結果、表１に示す目標成分値の各サンプルが得られたことを確認した後、各サンプルに対応するＡｌ合金溶湯に対し、気体加圧式ホットトップ鋳造機を用いて、連続鋳造を行い、各サンプルに対応する直径５５ｍｍの丸棒状のＡｌ合金鋳造部材（鋳塊）を作製した。その後、連続鋳造部材を定尺に切断し、４６０℃で７時間の均質化処理を施した。

更に均質化処理後の連続鋳造丸棒を直径５０ｍｍに外周切削して、６０ｍｍの長さに切断して鍛造素材とした。そしてその鍛造素材を、４５０℃で予備加熱した後、丸棒側面方向から厚さ１０ｍｍに据え込んだ。その後、その据込品（Ａｌ合金鍛造製品）に４６０℃で溶体化処理を施した。溶体化処理の後、各据込品に対し、自然時効を行わずに直ちに人工時効処理を行った。人工時効処理としては、１１０℃で６時間保持後、連続して昇温し、１５０℃で８時間保持した。

＜実施例１〜７の対比例（自然時効有）＞
Ａｌ合金鍛造製品（据込品）に対し、溶体化処理を行った後、人工時効処理を行う前に、室温（２５℃）で１００Ｈｒ保持する自然時効を行った以外は、上記実施例と同様にして、対比例１〜６の鍛造製品サンプルを得た。

＜比較例１〜１６＞
上記実施例と同様にして、表１に示すように、各比較例に対応する合金組成のＡｌ合金鋳造部材としての鍛造素材をを作製した。

さらにその鍛造素材を、表１に示す条件で予備加熱した後、丸棒側面方向から厚さ１０ｍｍに据え込んだ。続けて、その据込品（鍛造製品）に表１に示す条件で溶体化処理を施した。

その後、その据込品に対し、上記と同様の自然時効を行った後、もしくは自然時効を行わずに直ちに、上記と同様の人工時効処理を行った。

＜評価＞

表２に示すように、得られた試料（サンプル）を、溶剤除去性浸透探傷試験（カラーチェック）により試料表面の割れ及び穴欠陥の有無を確認した後、試料を切断し、断面を研磨した。その後、研磨した試料をエッチングし、光路に偏光ガラスを挿入した金属顕微鏡にて観察し、表面及び内部における粗大再結晶の有無を確認した。

なお、結晶粒径の測定は、光学顕微鏡写真上で切片法によって求め、５００μｍ以上の結晶粒がある場合について、粗大再結晶粒「有り」と判断し、それ以外の場合を粗大再結晶粒「無し」と判断した。

また、顕微鏡観察の際には、切削性を悪化させるＴｉ系の金属間化合物がないかどうかについても確認した。

更に、元々の素材長手方向に平行な方向からＪＩＳ１４Ａ比例試験片を採取し、引張強度、０．２％耐力、破断伸びを測定した。

また据込品から、２ｍｍ×４．３ｍｍ×４２．４ｍｍの試験片を切り出し、４．３ｍｍ×４２．４ｍｍの面の中央部に、３点曲げ治具を用いて耐力の７０％に相当する応力を負荷した。負荷の際には、試験片と治具との間は電気的に絶縁した。腐食液として、純水１リットル当り、酸化クロム（ＩＶ）３６ｇ、二クロム酸カリウム３０ｇ、塩化ナトリウム３
ｇを溶解させ、９５〜１００℃に保持した溶液を用意した。応力を負荷した試験片をこの腐食液中に１６時間浸漬した後に、試験片を外観観察し、割れが発生しているかどうかについて確認した。

なお、表２においては、データの比較を容易に行えるように、実施例１〜７のサンプルと、対比例１〜７のサンプル（自然時効を行った以外は実施例１〜７と同様のもの）とを同行に記載している。すなわち「実施例／対比例」の各行において、「自然時効無［Ｂ］」の列には、実施例サンプルの物性値（引張強度、０．２％耐力、破断伸び）が記載され、「自然時効有［Ａ］」の列には、対比例サンプルの物性値（引張強度、０．２％耐力、破断伸び）がそれぞれ記載されている。さらに「割れ、穴欠陥の有無」「粗大再結晶の有無」「応力腐食割れの有無」の各評価については、実施例のものも、対比例のものも同じ評価結果となるため、列を分けずに同列に記載している。

また各比較例１〜１６において、物性値（引張強度、０．２％耐力、破断伸び）については、自然時効を行ったもの（「自然時効有［Ａ］」）と、自然時効を行わなかったもの（「自然時効無［Ｂ］」）との各２種類のサンプルに対する評価結果がそれぞれ記載されている。さらに「割れ、穴欠陥の有無」「粗大再結晶の有無」「応力腐食割れの有無」の各評価については、自然時効の有無にかかわらず、同じ評価結果となるため、列を分けずに同列に記載している。

＜結果＞
本発明の要件を全て満たしている実施例１〜６については、試料に割れ及び穴欠陥は発生せず、表面及び内部に粗大な再結晶は認められなかった。更に実施例１〜７は、引張強度、０．２％耐力、破断伸びがそれぞれ優れており、優れた物性（特性）を備えるものであった。なおこれらの物性の良否を判断するに際しては、引張強度が４００ＭＰａ以上、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上のものを「優れている」と評価した。

自然時効を行わない場合（実施例［Ｂ］）に対し、自然時効を行った場合（対比例［Ａ］）における各特性値の低下率（［Ａ］／［Ｂ］）に関しても、実施例１〜７のものは、対比例に対しても遜色がなく、優れた評価が得られた。

なお本実施例においては、自然時効有無による物性値低下率の良否を判断するに際しては、低下率が１．０５以下のものを「優れている」と評価した。

比較例１のものは、Ｍｇ含有量が少ないため、自然時効の有無にかかわらず、引張強度、０．２％耐力が不十分であった。また自然時効を省略したものでは、引張強度及び０．２％耐力等の特性が低下していた。

比較例２のものは、Ｍｇ及びＺｎの含有量が少ないため、自然時効を省略したものでは、引張強度及び０．２％耐力等の特定が低下していた。

比較例３のものは、Ｆｅ、Ｍｎ及びＺｒの含有量が少ないため、自然時効の有無にかかわらず、加工ひずみが溶体化により開放される際に、表面及び内部に粗大再結晶を生じた。また、この粗大再結晶により引張特性、特に伸びが大幅に低下していた。

比較例４のものは、Ｔｉ−Ｂ添加量が少なく、結果的にＴｉ含有量が少ないため、鋳造時に結晶粒が微細化できず、鋳塊割れを生じた。

比較例５のものは、Ｃｕ、Ｍｇ及びＺｎ添加量が少ないため、自然時効の有無にかかわらず、引張強度及び０．２％耐力等の物性が低下していた。

比較例６のものは、Ｍｇ含有量及びＳｉ含有量がいずれも多すぎるため、引張強度及び０．２％耐力は優れているものの、自然時効を省略したものでは特性が低下していた。

比較例７のものは、Ｍｇ含有量が多すぎるため、伸びが大きく低下していた。

比較例８のものは、Ｚｎ含有量が少ないため、主要強化成分の析出強化が十分に行われず、引張強度及び０．２％耐力が低下していた。

比較例９のもは、Ｚｎ含有量が多すぎたため、アルミニウムよりも卑な金属間化合物が粒界に多量に連続析出し、この粒界に沿って応力腐食割れが生じた。

比較例１０のものは、Ｍｇ含有量が多すぎたため、アルミニウムよりも卑な金属間化合物が粒界に多量に連続析出し、この粒界に沿って応力腐食割れが生じた。

比較例１１のものは、［Ｚｒ量］＋［Ｔｉ量］が０．２質量％以上であるため、光学顕微鏡観察にて、機械加工の際に刃具の摩耗やバリの発生の原因となるＴｉ系の金属間化合物が多数観察された。

比較例１２のものは、鍛造温度が低すぎため、伸び不足による限界割れを生じた。

比較例１３のものは、鍛造温度が高すぎたため、熱間脆化による粒界割れを生じた。

比較例１４のものは、溶体化温度が低すぎたため、析出強化元素の固溶が十分に行われず、析出量が不足したため、引張強度、０．２％耐力が低下していた。

比較例１５のものは、溶体化温度温度が高すぎたため、共晶融解を生じ、試料の表面に穴欠陥を生じた。

以上の実施例から明らかように、本発明によれば、自然時効を行わずとも、引張強度、０．２％耐力、破断伸び等の各種物性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系鍛造製品を得ることができ、高品質のＡｌ合金鍛造製品を効率良く安価に製造することができる。

本発明のＡｌ合金鍛造製品の製造方法は、高品質のＡｌ鍛造製品を製造するための鍛造加工技術に適用可能である。

１：オートバイフレーム（鍛造製品）

Claims

Ｆｅ：０．２〜０．３５質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．６質量％、Ｍｇ：１．３〜２．０質量％、Ｚｎ：４．６〜５．１質量％、Ｓｉ：０．３０質量％未満、Ｚｒ：０．１質量％以上かつＴｉとの合計量で０．２質量％未満含有し、「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するＡｌ合金鍛造素材を得る工程と、
前記Ａｌ合金鍛造素材に対し、３５０〜５００℃の温度で熱間鍛造を行った後、４００〜５００℃の温度で溶体化処理を行うことにより、Ａｌ合金鍛造製品を得る工程と、
前記Ａｌ合金鍛造製品に対し、自然時効処理を行わずに、人工時効処理を行う工程と、を含むことを特徴とするＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
前記合金組成を有するＡｌ合金溶湯を、連続鋳造して得られたＡｌ合金鋳塊に対して均質化処理を施すことによって、Ａｌ合金鋳造部材を得る工程を更に含み、
前記Ａｌ合金鋳造部材を前記Ａｌ合金鍛造素材として用いるようにした請求項１に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
前記人工時効処理として、９０〜１２０℃の温度で２〜１２時間保持した後、直ちに１３０〜１７０℃の温度で２〜１２時間保持するようにした請求項１または２に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
溶体化処理後のＡｌ合金鍛造製品に対し、１時間以内に人工時効処理を行うようにした請求項１〜３のいずれか１項に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
請求項１〜４のいずれか１項に記載の製造方法によって製造されたＡｌ合金鍛造製品を、オートバイフレーム部品に仕上げるようにしたことを特徴とするオートバイフレーム部品の製造方法。