JP2012184505A - 疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材およびその製造方法ならびに自動二輪車用スイングアーム - Google Patents

Abstract

【課題】 疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材およびその製造方法ならびに自動二輪車用スイングアームを提供する。
【解決手段】 Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなるアルミニウム合金中空異形材であって、該中空異形材の外表面において圧縮残留応力を有する。さらに断面内全域において５００μｍ以上の大きさの粗大再結晶粒が存在しない。Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる押出管を用い、３５０〜４８０℃の温度で１分以上保持することにより溶体化処理を行い、その直後に焼入れを行い、焼入れ後２時間以内に周長増加率の最大値が５０％以下のハイドロ成形を行い、その後９０〜１６０℃の温度で４〜３０時間の人工時効処理を行う。
【選択図】 なし

Description

本発明は、疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材およびその製造方法ならびに自動二輪車用スイングアームに関する。

自動二輪車のスイングアームには、剛性確保とバネ下重量軽減の目的から、アルミニウム合金が多用されている。該スイングアームは、一般には、フレームとの締結部、アーム部、車軸取り付け部からなり、鋳物、押出形材、板材、鍛造材などが溶融溶接により一体化されて構成される。

オフロード用自動二輪車では、優れた溶接性と高強度ニーズから、アーム部に７０００系三元合金押出形材が主として用いられているが、一般にレース車には長手方向に断面形状が変化したテーパー形状のアームが用いられる。テーパー形状のアーム作製方法として、スウェージング加工法やハイドロ成形法などがあり、いずれもアルミニウム合金押出管材を用いて加工される。ポートホール押出され、ハイドロフォーム成形性に優れ、高強度で耐応力腐食割れ性に優れた７０００系のハイドロフォーム成形用アルミニウム合金押出管も提案されている（特許文献１）。

また、アームには繰返し曲げ応力が作用するため、高い疲労寿命を必要とする。前述のハイドロ成形法の場合、一般にはＯ調質材を用い、ハイドロ成形により所定のテーパー形状に成形後、溶体化処理および人工時効処理が行われ、Ｔ６に調質される。しかし、この場合にはアーム表面には引張残留応力が発生するため、疲労寿命向上を目的として、表面に圧縮残留応力を付与する技術の開発が求められていた。

さらに、従来の加工方法（例えば、Ｏ調質材を用い、ハイドロ成形により所定のテーパー形状に成形後、溶体化処理および人工時効処理が行われ、Ｔ６に調質する）の場合には、アームに５００μｍ以上の粗大再結晶粒が生成することがあり、その場合には溶接施工時に割れを生じることがあるため、５００μｍ以上の粗大再結晶粒を生成しない技術の開発も求められていた。

特開２０１０−１９６０８９号公報

本発明は、上記従来の問題を解決するために、断面形状が長手方向に変化したＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金中空異形材の製法において、ハイドロ成形条件および熱処理条件と、外表面の圧縮残留応力および粗大再結晶粒生成との関係について試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、外表面に圧縮残留応力を有し、さらに断面全域において５００μｍ以上の粗大再結晶粒が存在しない、疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材およびその製造方法ならびに自動二輪車用スイングアームを提供することにある。

上記課題を解決するため、本発明の請求項１に係る疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなるアルミニウム合金中空異形材であって、該中空異形材はその断面形状が該中空異形材の長手方向において変化しており、かつ、該中空異形材の外表面において圧縮残留応力を有することを特徴とする。
請求項２に係る疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材は、請求項１において、さらに断面内全域において５００μｍ以上の大きさの粗大再結晶粒が存在しないことを特徴とする。
請求項３に係る疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材は、請求項１または２において、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金がＺｎ：２．０〜１０．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．５〜２．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％を含有し、さらに必要に応じてＭｎ：０．７０％以下（０％を含まず）、Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まず）のうち１種または２種を含有し、残部が不可避不純物およびアルミニウムからなることを特徴とする。
請求項４に係る疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材は、請求項１または２において、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金がＺｎ：４．０〜６．５％、Ｍｇ：０．５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％を含有し、さらに必要に応じてＭｎ：０．７０％以下（０％を含まず）、Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まず）のうち１種または２種を含有し、残部が不可避不純物およびアルミニウムからなることを特徴とする。
請求項５に係る疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材は、請求項１または２において、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金がＺｎ：７．５〜８．５％、Ｍｇ：１．３〜２．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％を含有し、さらに必要に応じてＭｎ：０．７０％以下（０％を含まず）、Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まず）のうち１種または２種を含有し、残部が不可避不純物およびアルミニウムからなることを特徴とする。
請求項６に係る疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材の製造方法は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる押出管を用い、３５０〜４８０℃の温度で１分以上保持することにより溶体化処理を行い、その直後に焼入れを行い、焼入れ後２時間以内に周長増加率の最大値が５０％以下のハイドロ成形を行い、その後９０〜１６０℃の温度で４〜３０時間の人工時効処理を行うことを特徴とする。
請求項７に係る自動二輪車用スイングアームは、請求項１〜５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金中空異形材を用いることを特徴とする。

本発明によれば、外表面に圧縮残留応力を有するとともに、断面内全域において５００μｍ以上の粗大再結晶粒が存在しないことで、スイングアームに好適な、疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材を得ることができる。

本発明による疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材の合金元素の意義および限定理由について説明すると、ＺｎはＭｇ原子と結合して強度を向上するよう機能する元素であり、その好ましい含有範囲は２．０〜１０．０％である。下限未満では強度が不十分になり、上限を超えて含有されると強度が高くなりすぎ、ハイドロ成形で割れを生じることがある。さらに好ましい範囲は、強度よりもハイドロ成形性を重視する場合には４．０〜６．５％であり、強度を重視する場合には７．５〜８．５％である。

ＭｇはＺｎ原子と結合して強度を向上するよう機能する元素であり、その好ましい含有範囲は０．５〜２．５％である。下限未満では強度が不十分になり、上限を超えて含有されると強度が高くなりすぎ、ハイドロ成形で割れを生じることがある。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は、強度よりもハイドロ成形性を重視する場合には０．５〜２．０％であり、この場合には前述のようにＺｎ量は４．０〜６．５％がさらに好ましい。また、強度を重視する場合には、Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は１．３〜２．１％であり、この場合には前述のようにＺｎ量は７．５〜８．５％がさらに好ましい。

Ｃｕは耐ＳＣＣ性を向上するよう機能する元素であり、その好ましい含有範囲は０．０５〜０．５０％である。下限未満では耐ＳＣＣ性の向上効果が不十分となり、上限を超えて含有されると強度が高くなりすぎ、ハイドロ成形で割れを生じることがある。さらに好ましい含有範囲は０．１０〜０．４０％である。

Ｚｒは押出加工中の再結晶を抑制することで結晶組織を繊維状にし、溶体化処理における粗大再結晶を抑制するよう機能する元素であり、その好ましい含有範囲は０．１０〜０．２０％である。下限未満では再結晶の抑制が不十分となるため、５００μｍ以上の粗大再結晶粒が生成する。さらに粗大再結晶粒の生成により、ハイドロ成形中に割れが発生することがある。上限を超えて添加されると鋳造時に粗大晶出物を生じ、ハイドロ成形性が低下し、ハイドロ成形中に割れを生じることがある。

ＭｎおよびＣｒは必要に応じて選択的に添加される元素であり、その効果はＺｒと同様に押出加工中の再結晶を抑制し、繊維状組織を安定にすることで、溶体化処理における粗大再結晶を抑制するよう機能する。もともとＺｒが押出加工中の再結晶を抑制するが、ＭｎやＣｒを添加することで、さらに再結晶抑制効果が大きくなる。その好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．７０％以下（０％を含まず）、Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まず）である。上限を超えて添加されると鋳造時に粗大結晶出物を生じ、ハイドロ成形性が低下し、ハイドロ成形中に割れを生じることがある。下限未満では溶体化処理前の製造条件によっては５００μｍ以上の粗大再結晶粒を生じることがある。

不可避不純物として、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉなどが含有される。Ｓｉ、ＦｅおよびＴｉは、含有量に応じて鋳造時にそれぞれＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物やＡｌ−Ｔｉ系晶出物を生成し、最終製品の延性や靱性を低下させることがあるため、極力少ない方が好ましいが、純度の高い地金を使用するとコストが上昇する。コストと延性、靱性とのバランスから、Ｓｉ、Ｆｅともに０．５％以下が許容される。また、Ｔｉは０．１％以下が許容される。

本発明による疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材は、製品の機能上、断面形状が長手方向に変化したＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金管からなり、外表面に圧縮残留応力を有するものである。外表面に圧縮残留応力を有することで、曲げ応力に対する疲労強度が高くなり、製品寿命が向上する。残留応力が圧縮側であれば特に応力の大きさは問わないが、圧縮残留応力が大きいほど製品寿命向上の効果が大きくなることから、その絶対値は１０ＭＰａ以上であることが好ましい。なお、外表面の残留応力は、製品の表面にひずみゲージ（２軸でゲージ長２ｍｍ）を貼付け、長さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍの形状に製品を切断することで形状による拘束を除去し、切断前後で測定したひずみ量の変化から長手方向の表面残留応力が計算される。また、外表面の圧縮残留応力は、後述の方法で中空異形材を製造することにより付与することができる。

また、本発明による疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材は、断面内全域において、５００μｍ以上の粗大再結晶粒が存在しないことが好ましい。５００μｍ以上の粗大再結晶粒が存在すると、溶接施工時に結晶粒界に割れを生じることがあり、製品の疲労強度低下につながる。粗大再結晶粒の有無は、製品の長さ方向に対して垂直な断面を観察面とし、面削を行った後、耐水研磨紙で１２００番まで研磨を行い、硝酸：塩酸：フッ酸＝４：６：１の比率で混合したマクロ腐食液で１０秒間の腐食を行い、拡大鏡で２０倍の観察倍率で観察することにより、その有無を確認できる。粗大再結晶粒に関しても、後述の方法で中空異形材を製造することにより制御できる。

次に、本発明による疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材の製造方法について説明するが、本発明に従って、溶体化処理および焼入れ後にハイドロ成形を行うことで、外表面に圧縮残留応力を有するとともに、５００μｍ以上の粗大再結晶粒が断面内全域に存在しないアルミニウム合金中空異形材を製造することができる。溶体化処理および焼入れ後にハイドロ成形を行わない場合には、外表面に圧縮残留応力を付与できず、さらに溶体化処理前の加工度と溶体化処理温度の組合せによっては、５００μｍ以上の粗大再結晶粒が生成することがある。従って、前述の背景技術に示したような、Ｏ調質材を用い、ハイドロ成形により所定のテーパー形状に成形後、溶体化処理および人工時効処理を行ってＴ６に調質した場合には、外表面には引張残留応力が付与され、圧縮残留応力を付与できないとともに、５００μｍ以上の粗大再結晶粒が生成することがある。

まず所定の組成を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇアルミニウム合金押出管を用い、３５０〜４８０℃の温度で１分以上保持することにより溶体化処理を行う。このとき必要に応じて、引抜加工やハイドロ成形などの冷間加工を行った押出管を用いても良い。溶体化処理温度が下限未満ではＺｎ，Ｍｇ元素が十分に固溶しないため、最終強度が低くなりすぎ、上限を超えると押出管に５００μｍ以上の大きさの粗大再結晶粒が生じることがある。また溶体化処理の保持時間が下限未満の場合、Ｚｎ，Ｍｇ元素が十分に固溶しないため、最終強度が低くなりすぎる。なお、溶体化処理温度が３５０〜４８０℃の範囲であれば、室温からの昇温に要する時間や、溶体化処理の保持時間は、材料特性に影響しないが、溶体化処理のサイクルタイムを短縮すれば、エネルギー使用量が少なくて済み、ＣＯ₂ ガス排出量の低減につながることから、製造コストの低減と環境保護の観点で有利である。さらに、なるべく低温で溶体化処理を行うのも、同様の効果がある。そのため、製造コストと環境保護の観点から、室温からの昇温に要する時間は１０分以内が推奨される。また溶体化処理温度は３５０℃以上、４２０℃未満がさらに好ましく、溶体化処理の保持時間は１分以上が好ましい。溶体化処理の上限時間は特に規定しないが、Ｚｎ，Ｍｇが固溶すれば長時間処理してもエネルギーを浪費するだけであるため、コストの観点から工業的には２時間以内が好ましい。連続炉を用いる場合には、さらに保持時間の短縮が可能であることから、６０分以内がさらに好ましく、２０分以下が最も好ましい。溶体化処理後、水焼入れまたは空冷による焼入れが行われ、焼入れ後２時間以内に周長増加率の最大値が５０％以下のハイドロ成形を行う。周長増加率はハイドロ成形前の素管の外周長をＬ０、ハイドロ成形後の管材の外周長をＬ１と定義した時に、（Ｌ１−Ｌ０）／Ｌ０により計算される。焼入れ後２時間を超えてからハイドロ成形を行うと、自然時効硬化によりハイドロ成形中に割れが発生することがある。さらにハイドロ成形の周長増加率の最大値が５０％を超えると、ハイドロ成形中に割れが発生し、ハイドロ成形ができない。ハイドロ成形により得られた中空異形材に対して、９０〜１６０℃の温度で４〜３０時間の人工時効処理を行う。温度または時間が下限未満の場合には時効硬化が不十分で所定の強度を得ることができず、温度または時間が上限を超えると、過時効になるため所定の強度を得ることができない。また、上述の温度および保持時間であれば、多段時効処理を行うことができる。

本発明に従って製造されたアルミニウム合金中空異形材は、自動二輪車用スイングアームに好適に使用することができる。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。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）
表１に示す合金Ａ〜Ｊの組成を有するアルミニウム合金鋳塊を用いて、ポートホール押出により作製した外径５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍ、長さ７５０ｍｍのＯ調質のアルミニウム合金管材を用い、大気炉を用いて４６０℃まで５分で昇温し、１０分間保持することで溶体化処理を行った後、室温の水中に焼入れを行った。焼入れ後、５分から１０分の間に、管端から５０ｍｍの位置が幅５８ｍｍ、高さ５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍの角パイプ形状であり、長手中央部にかけてテーパー状に幅が変化し、長手中央部が幅７６ｍｍ、高さ５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍの角パイプ形状で、全体の長さが５４５ｍｍになるよう、軸方向に圧縮力を付与しながら、室温でハイドロ成形を行った（周長増加率の最大値：４７％）。ハイドロ成形により得られた中空異形材に対して、大気炉を用いて１００℃まで昇温し、３時間保持した後、さらに１４０℃まで昇温して７時間保持することで人工時効処理を行い、常温まで冷却して試験材１〜１０を得た。

得られた試験材に対し、長手中央部（最大外周長位置）で後述のビッカース硬さ測定、断面マクロ組織観察、および表面残留応力測定を行った。試験結果を表２に示す。
ビッカース硬さ測定：長さ方向に対して垂直な断面が測定面になるよう、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍの試験片を切断、採取し、熱硬化樹脂に樹脂埋めを行い、耐水研磨紙で粗研磨を行った後、１２００番で仕上げ研磨を行う。研磨面を測定面として、荷重４９ＮでＪＩＳ Ｚ ２２４４に従ってビッカース硬さ測定を行う。
断面マクロ組織観察：長さ方向に対して垂直な断面が観察面になるよう、長さ３０ｍｍの試験片を切断、採取し、面削を行った後、耐水研磨紙で１２００番まで研磨を行い、硝酸：塩酸：フッ酸＝４：６：１の比率で混合したマクロ腐食液で１０秒間の腐食を行い、５００μｍ以上の粗大再結晶粒の有無を拡大鏡で２０倍の観察倍率で観察する。
表面残留応力測定：長手中央部のコーナー部４カ所の外表面にひずみゲージ（２軸でゲージ長２ｍｍ）を貼付け、長さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍの形状に切断することで形状による拘束を除去し、切断前後で測定したひずみ量の変化から長手方向の表面残留応力を計算する。圧縮残留応力の場合には、数値は負の値になる。計算した４カ所の表面残留応力のうち、絶対値の最も小さい数値で評価する。

表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜１０は、いずれもビッカース硬さが大きく、断面内全域において５００μｍ以上の粗大再結晶粒がみられず、外表面に圧縮残留応力を有していた。

（実施例２）
表１に示す合金Ｃの組成を有するアルミニウム合金鋳塊を用いて、ポートホール押出により作製した外径５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍ、長さ７５０ｍｍのＯ調質のアルミニウム合金管材を用い、実施例１に示す形状および工程で溶体化処理、水焼入れ、ハイドロ成形、人工時効処理を行い、試験材１１〜１４を得た。このとき、溶体化処理および人工時効処理条件を表３に示す条件で行い、焼入れ後、ハイドロ成形を行うまでの時間を９０分〜１１０分とし、それ以外の製造工程における処理条件は実施例１と同一とした。

得られた試験材に対し、実施例１と同一条件で長手中央部（最大外周長位置）でビッカース硬さ測定、断面マクロ組織観察、および表面残留応力測定を行った。試験結果を表４に示す。
表４にみられるように、本発明に従う試験材１１〜１４は、いずれもビッカース硬さが大きく、断面内全域に５００μｍ以上の粗大再結晶粒がみられず、外表面に圧縮残留応力を有していた。

（比較例１）
表５に示す合金Ｋ〜Ｏの組成を有するアルミニウム合金鋳塊を用いて、ポートホール押出により作製した外径５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍ、長さ７５０ｍｍのＯ調質のアルミニウム合金管材を用い、実施例１と同一条件で溶体化処理、水焼入れ、ハイドロ成形、人工時効処理を行い、試験材１５〜１９を得た。

得られた試験材に対し、実施例１と同一条件で長手中央部（最大外周長位置）でビッカース硬さ測定、断面マクロ組織観察、および表面残留応力測定を行った。試験結果を表６に示す。
表６にみられるように、試験材１５はＺｎ、Ｍｇ、Ｃｕ量が下限未満であったため、ビッカース硬さが小さかった。試験材１６はＺｎ、Ｍｇ、Ｃｕ量が上限を超えたため、ハイドロ成形で割れが発生し、試験材を作製できなかった。試験材１７はＺｒ量が下限未満のため、溶体化処理で５００μｍ以上の粗大再結晶粒が生じた。試験材１８はＺｒ量が上限を超えたため、ハイドロ成形で割れが発生し、試験材を作製できなかった。試験材１９はＭｎ、Ｃｒ量が上限を超えたため、ハイドロ成形で割れが発生し、試験材を作製できなかった。

（比較例２）
表１に示す合金Ｃの組成を有するアルミニウム合金鋳塊を用いて、ポートホール押出により作製した外径５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍ、長さ７５０ｍｍのＯ調質のアルミニウム合金管材を用い、長手中央部の形状および全体の長さが表７に示す形状になるよう、表７に示す条件で溶体化処理、水焼入れ（室温）、ハイドロ成形、人工時効処理を行い、試験材２０〜２７を得た。このとき最終の形状は、管端から５０ｍｍの位置が幅５８ｍｍ、高さ５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍの角パイプ形状であり、長手中央部にかけてテーパー状に幅が変化するものとした。

得られた試験材に対し、実施例１と同一条件で長手中央部（最大外周長位置）でビッカース硬さ測定、断面マクロ組織観察、および表面残留応力測定を行った。試験結果を表８に示す。
表８にみられるように、試験材２０はハイドロ成形における周長増加率の最大値が上限を超えたため、ハイドロ成形で割れが発生し、試験材を作製できなかった。試験材２１は溶体化処理温度が下限未満のため、硬さが小さくなった（実施例１の試験材３との比較）。試験材２２は溶体化処理温度が上限を超えたため、溶体化処理で５００μｍ以上の粗大再結晶粒が生じた。試験材２３は溶体化処理の保持時間が下限未満のため、硬さが小さくなった（実施例１の試験材３との比較）。試験材２４は人工時効処理温度が下限未満であり、試験材２５は人工時効処理時間が下限未満であるため、いずれも硬さが小さくなった（実施例１の試験材３との比較）。試験材２６は人工時効処理温度が上限を超え、試験材２７は人工時効処理時間が上限を超えたため、いずれも過時効になり、硬さが小さくなった（実施例１の試験材３との比較）。

（比較例３）
表１に示す合金Ｃの組成を有するアルミニウム合金鋳塊を用いて、ポートホール押出により作製した外径５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍ、長さ７５０ｍｍのＯ調質のアルミニウム合金管材を用い、溶体化処理および焼入れを行わずに、管端から５０ｍｍの位置が幅５８ｍｍ、高さ５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍの角パイプ形状であり、長手中央部にかけてテーパー状に幅が変化し、長手中央部が幅７６ｍｍ、高さ５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍの角パイプ形状で、全体の長さが５４５ｍｍになるように、軸方向に圧縮力を付与しながら、室温でハイドロ成形を行った（周長増加率の最大値：４７％）。ハイドロ成形により得られた中空異形材に対して、大気炉を用いて４００℃まで５分で昇温し、１０分間保持することで溶体化処理を行った後、室温の水中に焼入れを行った。焼入れ後、２日間の室温での自然時効を行った後、ハイドロ成形を行わずに、大気炉を用いて１００℃まで昇温し、３時間保持した後、さらに１４０℃まで昇温して７時間保持することで人工時効処理を行い、常温まで冷却して試験材２８を得た。

得られた試験材に対し、実施例１と同一条件で長手中央部（最大外周長位置）でビッカース硬さ測定、断面マクロ組織観察、および表面残留応力測定を行った。試験結果を表９に示す。
表９にみられるように、試験材２８は溶体化処理および焼入れ後にハイドロ成形を行わなかったため、外表面に引張残留応力が発生した。

（比較例４）

表１に示す合金Ｃの組成を有するアルミニウム合金鋳塊を用いて、ポートホール押出により作製した外径５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍ、長さ７５０ｍｍのＯ調質のアルミニウム合金管材を用い、溶体化処理および焼入れを行わずに、管端から５０ｍｍの位置が幅５８ｍｍ、高さ５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍの角パイプ形状であり、長手中央部にかけてテーパー状に幅が変化し、長手中央部の幅が７６ｍｍ、高さ５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍの角パイプ形状で、全体の長さが５４５ｍｍになるよう、軸方向に圧縮力を付与しながら、室温でハイドロ成形を行った（周長増加率の最大値：４７％）。ハイドロ成形により得られた中空異形材に対して、大気炉を用いて４８０℃まで５分で昇温し、１０分間保持することで溶体化処理を行った後、室温の水中に焼入れを行った。焼入れ後、２日間の室温での自然時効を行った後、ハイドロ成形を行わずに、大気炉を用いて１００℃まで昇温し、３時間保持した後、さらに１４０℃まで昇温して７時間保持することで人工時効処理を行い、常温まで冷却して試験材２９を得た。

得られた試験材に対し、実施例１と同一条件で長手中央部（最大外周長位置）でビッカース硬さ測定、断面マクロ組織観察、および表面残留応力測定を行った。試験結果を表１０に示す。
表１０にみられるように、試験材２９は溶体化処理および焼入れ後にハイドロ成形を行わなかったため、５００μｍ以上の粗大再結晶粒が生成し、外表面に引張残留応力が発生した。

（比較例５）
表１に示す合金Ｆの組成を有するアルミニウム合金鋳塊を用いて、ポートホール押出により作製した外径５８ｍｍ、厚さ２．８ｍｍ、長さ７５０ｍｍのＯ調質のアルミニウム合金管材を用い、実施例１に示す形状および工程で溶体化処理、水焼入れ、ハイドロ成形、人工時効処理を行い、試験材３０を得た。このとき、焼入れしてからハイドロ成形を行うまでの時間を３時間とし、それ以外の製造工程における処理条件は実施例１と同一とした。

得られた試験材に対し、実施例１と同一条件で長手中央部（最大外周長位置）でビッカース硬さ測定、断面マクロ組織観察、および表面残留応力測定を行った。試験結果を表１１に示す。
表１１にみられるように、試験材３０は焼入れ後、ハイドロ成形を行うまでの時間が上限を超えたため、ハイドロ成形で割れが発生し，試験材を作製できなかった。

Claims (7)

1. Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなるアルミニウム合金中空異形材であって、該中空異形材はその断面形状が該中空異形材の長手方向において変化しており、かつ、該中空異形材の外表面において圧縮残留応力を有することを特徴とする疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材。
2. さらに断面内全域において５００μｍ以上の大きさの粗大再結晶粒が存在しないことを特徴とする請求項１に記載の疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材。
3. Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金がＺｎ：２．０〜１０．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．５〜２．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％を含有し、さらに必要に応じてＭｎ：０．７０％以下（０％を含まず）、Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まず）のうち１種または２種を含有し、残部が不可避不純物およびアルミニウムからなることを特徴とする、請求項１または２に記載の疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材。
4. Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金がＺｎ：４．０〜６．５％、Ｍｇ：０．５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％を含有し、さらに必要に応じてＭｎ：０．７０％以下（０％を含まず）、Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まず）のうち１種または２種を含有し、残部が不可避不純物およびアルミニウムからなることを特徴とする、請求項１または２に記載の疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材。
5. Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金がＺｎ：７．５〜８．５％、Ｍｇ：１．３〜２．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％を含有し、さらに必要に応じてＭｎ：０．７０％以下（０％を含まず）、Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まず）のうち１種または２種を含有し、残部が不可避不純物およびアルミニウムからなることを特徴とする、請求項１または２に記載の疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材。
6. Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる押出管を用い、３５０〜４８０℃の温度で１分以上保持することにより溶体化処理を行い、その直後に焼入れを行い、焼入れ後２時間以内に周長増加率の最大値が５０％以下のハイドロ成形を行い、その後９０〜１６０℃の温度で４〜３０時間の人工時効処理を行うことを特徴とする、疲労強度に優れたアルミニウム合金中空異形材の製造方法。
7. 請求項１〜５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金中空異形材を用いた自動二輪車用スイングアーム。