JP5578038B2 - 曲げ加工部材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、曲げ加工部材の製造方法に関する。さらに詳しくは、本発明は、例えば自動車用部材に用いるのに好適な、高強度及び優れた耐食性を有する金属製の曲げ加工部材の製造方法に関する。

溶融Ｚｎめっき鋼板、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板さらには電気Ｚｎめっき鋼板等の、低コストのＺｎ系めっき鋼材が、使用環境における耐食性が必要十分であることから、自動車用部材、特に自動車車体を構成する自動車用部材に多用される。特に合金化溶融Ｚｎめっき鋼板は、鋼板を連続的に溶融Ｚｎめっきした後に５００〜５５０℃程度の温度で熱処理してＺｎ層と鋼素地との間に相互拡散を行わせることにより、めっき層全体をＦｅ−Ｚｎの金属間化合物層に変化させたものであり、溶融Ｚｎめっき鋼板や電気Ｚｎめっき鋼板と比較するとめっき層が電気化学的に若干貴となるので犠牲防食能は僅かに低下する。しかし、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板は、めっき層と塗装被膜との密着性が優れることから、化成処理及び電着塗装を行われて使用される自動車用部材に多用される。

近年、衝突時の車体の安全性確保に対する要請が一段と強まっている。これに応えるために衝突時における自動車用部材のエネルギー吸収特性を高めることが推進されている。例えば、鋼管等の金属管の略全域に適当な湾曲形状を付与してドアー補強用のサイドインパクトビームとして用いることや、センターピラーの内部に配置される補強材の形状や曲率の適正化を図ること等によって、側面衝突の際の衝突エネルギーの吸収能の向上が図られている。こうした観点から、金属管、特に鋼管や鋼板のプレ成形品を、自動車用部材に適する形状に曲げ加工等する加工技術の開発も推進されている。

また、自動車用部材には、地球温暖化防止のための車体の軽量化の観点から、軽量かつ高強度であることも強く要請されている。このような要請に応えるため、従来とは全く異なる強度レベルからなる高張力鋼、例えば、引張強さが７８０ＭＰａ以上、さらに９００ＭＰａ以上という高張力鋼も用いられる。高張力鋼からなる素材に冷間で曲げ加工等を行うことは困難である。また、高張力鋼からなる素材に熱間で曲げ加工等を行う場合にも、不均一な歪みの発生による形状のばらつきが不可避的に発生し、形状凍結性が不芳である。さらに、上述した観点から、最適な形状に曲げ加工を行うために多岐にわたる曲げ形状、例えば、曲げ方向が２次元的、さらに３次元的に変化する曲げ形状を有する鋼材を高精度で曲げ加工する技術の開発が要請されている。

本出願人らは、特許文献１により、真っ直ぐな鋼材に曲げ方向が３次元的に異なる連続曲げを行う場合であっても、後述するように、多次元に可動するローラダイス（以下、本明細書では「可動ローラダイス」という）を用いて被加工材の曲げ加工と焼入れとを、同時にかつ効率的に行うことができる曲げ加工方法及び曲げ加工装置を提案した。

この曲げ加工方法（以降の本明細書では、この曲げ加工方法を「３ＤＱ」とも略記する）では、高周波加熱コイルにより被加工材である鋼材を、逐次連続的に送りながら、鋼材の塑性加工が容易な温度、又は必要により鋼材の焼入れ可能な温度以上でかつ組織が粗粒化しない温度まで急速に加熱した後直ちに急速に冷却することによって、鋼材の長手方向の一部に、上記温度にある高温部（以下、本明細書では「赤熱部」という）を形成し、この赤熱部を、可動ローラダイスを用いて塑性変形させることによって、曲げ加工部材を製造する。３ＤＱを実施する際には、製造コストを勘案すると、鋼材を大気中で加熱することが有利である。

一方、上述したように、自動車用部材に用いられる鋼材は、耐食性を高めるために素材に亜鉛系めっき鋼材が多用し、化成処理や電着塗装が行われる。このため、３ＤＱにおいて被加工材として亜鉛系めっき鋼材を用いることができれば、素地である鋼材の酸化抑制を図りながら、優れた耐食性を有する曲げ加工部材を製造できることとなるので、３ＤＱにより多種の自動車用部材を製造できるようになる。

しかし、亜鉛系めっき鋼材を焼入れ可能温度域（例えばＡｃ_３変態点以上）といった高温域に加熱すると、（ａ）亜鉛の蒸気圧が例えば２００ｍｍＨｇ：７８８℃、４００ｍｍＨｇ：８４４℃と温度の上昇とともに急増するため、加熱過程で気化するおそれがあること、（ｂ）大気中での加熱に起因して亜鉛の酸化が生じること、及び（ｃ）亜鉛系めっき鋼材を６００℃以上、特にΓ相（Ｆｅ_３Ｚｎ_１０）が分解する６６０℃を超える温度に加熱すると、鋼素地のフェライト中へのＺｎの固溶現象が顕著になり、めっき層が失われる可能性があること、といった様々な技術課題があり、めっき層としての機能が喪失されるおそれがある。

特許文献２には、亜鉛めっきされた高周波焼入用鋼板をＡｒ_３点〜１０００℃の焼入温度で、かつ加熱開始から３５０℃に冷却されるまでのヒートサイクルタイムを６０秒間以内に制限して加熱及び冷却する高周波焼入を行って強化部材を製造する方法が開示されている。この方法によれば、焼入用鋼板を素板とする溶融亜鉛めっき鋼板を用いて強度を向上させる部位に高周波焼入を行って焼入れ強化部材を製造しても、焼入部にめっき皮膜を残存させることができ、しかも、めっき層中のＦｅ濃度を３５％以下（本明細書では特に断りがない限り「％」は「質量％」を意味する）に制御することができ、塗装性及び耐食性に優れる自動車用部材を提供できるとされている。

国際公開第２００６／０９３００６号パンフレット 特開２０００−２４８３３８号公報

本発明者らは、特許文献２により開示された焼入用鋼板に形成される亜鉛めっき層の挙動を明らかにするため、合金化溶融亜鉛めっき鋼材に高周波加熱による急速加熱及び急速冷却により熱処理する実験を行った。

通常程度のめっき付着量である、片面当たりのめっき付着量６０ｇ／ｍ^２の合金化溶融亜鉛めっき鋼材を９００℃程度に急速加熱してから急速冷却すると、残存する皮膜は１５％以上のＦｅを含有する組成となり、この皮膜中にη相（化学式：Ｚｎ）が存在する。これは、合金化溶融亜鉛めっき鋼材を用いる場合を例として考察すると、高周波による加熱及び冷却の過程でめっき層の金属間化合物が一旦分解し、再構成されることによる。すなわち、９００℃の加熱温度は、Ｆｅ−Ｚｎ系の金属間化合物であるζ相（化学式：ＦｅＺｎ_１３）、δ１相（同：ＦｅＺｎ_７）、Γ１相（同：Ｆｅ_５Ｚｎ_２１）及びΓ相（同：Ｆｅ_３Ｚｎ_１０）のいずれの融点や分解温度よりも高いため、加熱過程の皮膜には高濃度のＦｅを含有するＺｎの液相のみが存在し、冷却過程では金属間化合物を析出しながら一部に液相Ｚｎを残存させたまま凝固するためと解される。

なお、残存する皮膜の表面のη相は、急速加熱及び急速冷却を行われても生成しないことがある。詳細は不明であるが、めっき層中のＦｅ濃度の上昇等によってめっきの融点が上昇した場合、非常に短時間の加熱では液相が生成されなくなってη相が生成できないからと解される。逆に加熱時間が非常に長くなると、液相の亜鉛が全て蒸発して液相が生成されなくなってη相が生成しなくなることも考えられる。

このような加熱及び冷却により得られる皮膜の表面粗度は、非常に粗いものになる。このような急速加熱及び急速冷却によりＺｎが飛散して粗くなった皮膜は、Ｚｎ量が少ないため犠牲防食能が低下すること、及び、粗い部分が塗装工程で塗装欠陥（Ｚｎ露出、塗膜の気泡）の原因になることから、製造される自動車用部材の塗装後耐食性が著しく低下する。

また、本発明者等が３ＤＱによって素材であるＺｎ系めっき鋼管に急速加熱及び急速冷却を行いながら曲げ加工部材を製造したところ、Ｚｎの沸点は９０７℃であるため、Ｚｎ系めっき鋼管の加熱温度が９００℃程度以上において加熱時のＺｎの飛散が顕著に発生し、製造した曲げ加工部材の被膜におけるＺｎが減少し、曲げ加工部材の耐食性が劣化した。

すなわち、亜鉛系めっき鋼材を、Ａｒ_３点以上のような高温域に急速加熱及び急速冷却すると、冷却後の表面に残存する皮膜のＺｎの飛散が顕著に発生するため、自動車用部材として要求される耐食性を確保できない。

本発明者らは、上述した課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、略述すると、素材であるＺｎ系めっき鋼管を３ＤＱにより急速に加熱する前に、このＺｎ系めっき鋼管を予備加熱し、この予備加熱の後に急速加熱及び急速冷却を行いながら曲げ加工部材を製造することによって、優れた耐食性及び高強度を有する曲げ加工部材を製造できることを知見し、さらに検討を重ねて本発明を完成した。

本発明により、例えば、少なくとも片面に、付着量が片面当り３０〜９０ｇ／ｍ^２であり、Ｆｅ含有量が８〜３５％であるとともに、ＪＩＳ Ｂ ０６０１により規定される中心線平均粗さＲａが２．０μｍ以下であるＺｎ−Ｆｅ合金めっき皮膜を備える管状の金属材を、（ｉ）大気雰囲気、又は酸素を２０体積％以下、残部は窒素、二酸化炭素及び水蒸気からなる雰囲気下で、５００〜８００℃の温度範囲で１〜６０分間保持した後に、（ｉｉ）金属材の軸方向に離間する二箇所の位置で金属材の外面を移動自在に支持し、金属材を軸方向へ送りながら、二箇所の位置の間で、３．０×１０^２℃／秒以上の加熱速度でＡｃ_３点以上の温度域に加熱し、金属材の表面が８×１０^２℃以上にある時間が２秒間以下になるように保持した後に１．５×１０^２℃／秒以上の冷却速度で冷却することによって金属材の長手方向の一部に高温の赤熱部を形成し、（ｉｉｉ）赤熱部に、二箇所の位置のうち金属材の送り方向の下流の位置を二次元又は三次元で移動することにより、赤熱部に曲げモーメントを付与することによって、曲げ加工部材が製造される。

本発明によれば、いっそう高度化する自動車用部材に対する要求レベルを充分に満足することができる優れた耐食性及び高強度を有することから、例えば自動車用部材に用いるのに好適な曲げ加工部材の製造方法を提供できる。

図１は、本発明における予備加熱の好ましい条件を示すグラフである。 図２は、特許文献１により開示された曲げ加工部材の製造装置の一例を簡略化して示す説明図である。 図３は、実施例の外観結果を示す説明図である。 図４は、実施例の皮膜断面ＳＥＭ−ＥＤＸの観察結果を示す説明図である。 図５は、実施例の皮膜断面ＳＥＭ−ＥＤＸの観察結果を示す説明図である。 図６は、実施例のＸＲＤ結果を示す説明図である。

以下、本発明に係る曲げ加工部材の製造方法を実施するための形態を、添付図面も参照しながら詳細に説明する。以下の説明では、鋼製の曲げ加工部材を例にとる。曲げ加工部材は、鋼管からなるとともに二次元又は三次元に屈曲する形状の閉断面の本体を有する。

本体は、特定の形状の横断面形状を有するものには限定されず、例えば、丸形、矩形さらには台形等の横断面形状を有する閉断面材、ロールフォーミング等により製造される開断面材（例えばチャンネルやアングル等）、押し出し加工により製造される異型断面材（例えばチャンネル）、又は、各種の横断面形状を有する棒材（丸棒、角棒、異型棒）でもよいし、さらには、これらの部材であって横断面積が長手方向へ連続的に変化する、いわゆるテーパー型の鋼材であってもよい。

本体の、二次元又は三次元に屈曲する形状も、特定の形状に限定するものではなく、製品の仕様に応じた形状であればよい。
Ｚｎ系被膜がこの本体の少なくとも片面（例えば外面）に形成される。Ｚｎ系被膜の付着量は、片面当り３０〜９０ｇ／ｍ^２である。Ｚｎ系被膜のＦｅ含有量は８〜５０％である。さらに、Ｚｎ系被膜の中心線平均粗さＲａは２．０μｍ以下である。

Ｚｎ系被膜の付着量が３０ｇ／ｍ^２未満であると、塗装疵部の腐食深さを抑制する効果が不足し、自動車用部材として要求される耐食性を満足できないおそれがある。一方、Ｚｎ系被膜の付着量が９０ｇ／ｍ^２超であると、加熱によりめっき層が液相状態になることに伴って、液タレやＺｎ融液の飛沫付着を生じ易くなり、外観不良を生じるおそれがある。このため、Ｚｎ系被膜の付着量は３０ｇ／ｍ^２以上９０ｇ／ｍ^２以下とする。Ｚｎ系被膜の付着量は、好ましくは４０ｇ／ｍ^２以上８０ｇ／ｍ^２以下であり、さらに好ましくは５０ｇ／ｍ^２以上７０ｇ／ｍ^２以下である。

なお、Ｚｎ系被膜の付着量は、Ｚｎ系被膜がＦｅやＡｌを含有する場合にはこれらも加算される。
Ｚｎ系被膜のＦｅ含有量は、８％を下回ると、めっきの電位が卑になるとともに、めっき被膜上に塗装が施される際の塗膜密着性が劣るため、８％以上とする。一方、Ｚｎ系被膜のＦｅ含有量が３５％を超えると、Ｚｎ系被膜が電気化学的に貴となり過ぎて犠牲防食能が低下する。Ｚｎ系被膜のＦｅ含有量は、好ましくは２５％以下であり、さらに好ましくは２０％以下である。

Ｚｎ系被膜はＡｌを含有してもよい。しかし、Ｚｎ系被膜のＡｌ含有量が０．５％を超える場合にはめっき層に凹凸が形成され易く、３ＤＱの加熱過程でＦｅ−Ｚｎ合金相が不均一に形成され、その後の冷却過程で、Ａｌ含有量が０．５％を超えて濃化し易くなり、Ｚｎ系被膜の表面粗度が著しく大きくなる。このため、Ｚｎ系被膜のＡｌ含有量は０．５％以下であることが望ましい。ＡｌはＺｎの酸化防止に効果があり、この効果は、３ＤＱの素材である合金化溶融亜鉛めっき鋼材のめっき層がＡｌを０．０５％以上含有することにより、得られる。

さらに、Ｚｎ系被膜の中心線平均粗さＲａが２．０μｍ超であると、一次防錆のために表面に塗布される防錆油の脱脂性が不十分となり、水はじきを生じたり、化成処理皮膜の付着量が不足することにより、その後に行われる電着塗膜の塗装後耐食性が劣化し易くなる。

Ｚｎ系被膜は、Ｆｅ−Ｚｎ固溶相を厚さ１μｍ以上有する。Ｆｅ−Ｚｎ固溶相を有さない場合、又はＦｅ−Ｚｎ固溶相の厚さが１μｍ未満である場合には、いずれの場合においても、被膜のＺｎ量が少なく表面粗度が高い、防食性能が低いＺｎ系被膜となるからである。

Ｘ線回折法によりＺｎ系被膜の表面をＸ線表面分析し、回折角度に応じたＸ線回折強度、すなわちＸＲＤプロファイルを測定すると、Ｆｅ_４Ｚｎ_９（Γ相）、又はＦｅ_１１Ｚｎ_４０（Γ１相）のピークが存在する。ここで、「ピークが存在する」とは各物質のＪＣＰＤＳなどのデータベースと比較し、該当の物質でピークが観察されるべき角度に、製品のＸＲＤプロファイルでバックグラウンド強度を補正した後も強度のピークが観察されることを意味する。

Ｚｎ系被膜は、Ｆｅ_４Ｚｎ_９（Γ相）、Ｆｅ_１１Ｚｎ_４０（Γ１相）又はＦｅ−Ｚｎ固溶相の表面に、酸化Ｚｎ相を有する。Ｚｎ系被膜がこのような状態にないと、３ＤＱにより高温に急速加熱された赤熱部が曲げ加工された後に急速冷却されて焼入れされる際に、Ｚｎの飛散を生じるために曲げ加工部材の耐食性が劣化するからである。

Ｚｎ系被膜では、Ｆｅ_４Ｚｎ_９（Γ相）、又はＦｅ_１１Ｚｎ_４０（Γ１相）又はＦｅ−Ｚｎ固溶相の表面に、酸化Ｚｎ相が密着して存在する。すなわち、任意の観察視野における、酸化Ｚｎ相とΓ相（Ｆｅ_４Ｚｎ_９）、又はΓ１相（Ｆｅ_１１Ｚｎ_４０）又はＦｅ−Ｚｎ固溶相との空隙の垂直高さが５μｍ以下である部分の水平方向の長さが、観察視野の水平方向の長さの半分以上である。酸化Ｚｎ相が、Ｆｅ_４Ｚｎ_９（Γ相）、又はＦｅ_１１Ｚｎ_４０（Γ１相）又はＦｅ−Ｚｎ固溶相の表面にこのように密着して存在しないと、３ＤＱにより高温に加熱されて曲げ加工及び冷却されて焼入れられる際に、Ｚｎの飛散が発生し、曲げ加工部材の耐食性が劣化するからである。

酸化Ｚｎ相（ＺｎＯ）は、素材の予備加熱、および急速加熱により不可避的に被膜表面に生成する。過度に多くのＺｎＯが表面に付着すると、化成処理や電着塗装において欠陥が発生する。化成処理性や電着塗装性の観点からは被膜の表面のＺｎＯは少ないほど好ましい。このため、素材のめっき鋼板に予備加熱、急速加熱、曲げ加工及び急速冷却を行った後に、例えばショットブラスト、グリッドブラスト、薬液浸漬又は薬液噴霧等の手段によりＺｎＯを除去してから素材を化成処理工程及び電着塗装工程に供することによって、化成処理及び電着塗装を良好に行うことができる。

ＺｎＯの付着量を測定したところ、素材の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では約０〜１ｇ／ｍ^２であり、これを予備加熱したものは５〜２０ｇ／ｍ^２であり、これを急速加熱及び急速冷却したものは１０〜３０ｇ／ｍ^２であり、これを鋼球ショットブラストしたものは０〜１０ｇ／ｍ^２であった。

なお、ＺｎＯの測定方法は、試験材から分析用の小片を採取し、１０％ＨＣｌでめっき皮膜のみを溶解し、皮膜溶解前後の小片の重量差を測定した。また、溶解液中のＺｎ、Ａｌ、Ｆｅ重量を分析した。溶解前後の重量差と、溶液中のＺｎ、Ａｌ、Ｆｅの重量との合計を比較し、両者の差がＺｎＯのＯ量であると仮定して、ＺｎＯを推算した。

曲げ加工部材は、以上のように構成される。次に、この曲げ加工部材の製造法を説明する。
素材として、少なくとも片面に、付着量が片面当り３０〜９０ｇ／ｍ^２であり、Ｆｅ含有量が８〜３５％以下であるとともに、中心線平均粗さＲａが２．０μｍ以下であるＺｎ−Ｆｅ合金めっき皮膜を備える鋼管を用いる。

このようなＺｎ−Ｆｅ合金めっき皮膜を備える鋼管は、母材である鋼管に溶融亜鉛めっき処理及び合金化熱処理を施して得られたものでもよく、あるいは電気亜鉛めっき鋼管を加熱して、合金化溶融亜鉛めっき鋼管として得られたものでよいし、さらには、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板材を素材として製管加工して得られたものでもよい。

母材である鋼管の素材として、例えば、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．０５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：１％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００４％、及びＮ：０．０１％以下を含有し、必要に応じてＣｕ：１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下及びＮｂ：１％以下からなる群から選ばれた１種又は２種以上、残部Ｆｅ及び不純物が、例示される。

この化学成分を満足する鋼管を素材とすれば、焼入可能温度まで急速加熱してから急速冷却することにより、１２００ＭＰａ以上の引張強度を与えることができる。
本発明では、この素材である鋼管に予備加熱を行う。この予備加熱は、大気雰囲気、又は酸素を２０体積％以下、残部は窒素、二酸化炭素及び水蒸気からなる雰囲気下で、５００〜８００℃の温度範囲で１〜６０分間保持した後、２００℃以下に冷却して大気雰囲気に暴露することにより、行う。

予備加熱は、めっき層を高温で比較的安定なＦｅ−Ｚｎ金属間化合物相の層に変化させること、及び、めっき層の表面に酸化亜鉛主体の酸化物が密着した層を形成することによって、３ＤＱの急速加熱時の亜鉛の飛散を抑制するために、行う。このため、予備加熱は、大気雰囲気下で行ってもよいし、あるいは酸素を２０体積％以下、残部は窒素、二酸化炭素及び水素からなる雰囲気下で行ってもよい。

予備加熱の加熱温度が５００℃未満であると、めっき層をＦｅ−Ｚｎ金属間化合物相の層に変化させること、及びめっき表面に酸化亜鉛主体の酸化物が密着した層を形成することがいずれも不十分となり、３ＤＱの急速加熱時の亜鉛の飛散を抑制することができない。一方、予備加熱の加熱温度が８００℃を超えると、この予備加熱の際に亜鉛の飛散が発生してしまう。

予備加熱を過度に長時間行うと、商用時間と所用エネルギーの点から不経済であるばかりでなく、予備加熱中にＺｎが一部酸化して一部が母材中に拡散する量が増加して製品の耐食性に悪影響を及ぼす。

図１は、本発明における予備加熱の好ましい条件を示すグラフである。図１のグラフに示すように、予備加熱は、図１のグラフにおいて、６００℃〜７００℃で５〜３０分間の加熱、および７００〜８００℃で５〜１０分間の加熱、および、（ａ）温度７００℃以上、（ｂ）時間１０分間以上、（ｃ）式 温度［℃］＝−５×（時間［分］−１０）＋８００の（ａ），（ｂ），（ｃ）の３本の直線で囲まれる温度・時間組み合わせ領域内の条件で行うことがより好ましい。さらにより好ましい条件は、温度６５０〜７５０℃、時間７分〜１５分の範囲内である。

このようにして予備加熱を終了した鋼管に対して３ＤＱによって曲げ加工部材を製造する。図２は、３ＤＱによる曲げ加工部材の製造装置の一例を簡略化して示す説明図である。

図２に示す製造装置では、被加工材１は横断面形状が円形の鋼管であり、被加工材である合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａを逐次連続的に加熱及び冷却することにより合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの長手方向の一部に赤熱部を形成し、この赤熱部を可動ローラダイス４を用いて塑性変形させ、その直後で冷却することにより、曲げ加工部材１ｂを製造する。

このため、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａを回転可能に保持するための二対の支持手段（具体的には、支持ロール）２と、その上流側には合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａを逐次又は連続的に送り移動させるための送り装置３が配置され、一方、二対の支持手段（同、支持ロール）２の下流側には合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａをクランプし、クランプ位置、又は、このクランプ位置及び移動速度を制御される可動ローラダイス４が配置される。

さらに、可動ローラダイス４の入側には、移動する合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの外周に配置されて合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの一部又は全部を加熱するための誘導加熱コイル５と、誘導加熱コイル５により急速に加熱された合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａを急冷するための冷却装置（本実施の形態では水冷装置）６が配置される。

可動ローラダイス４は、その配置位置を上下方向へシフトする上下シフト機構と、その配置位置を左右方向へシフトする左右シフト機構と、その向きを上下方向へ傾斜する上下チルト機構と、その向きを左右方向へ傾斜する左右チルト機構と、その配置位置を前後方向へ移動する移動機構とを備える。これにより、可動ローラダイス４は３次元的に移動可能に配置されるので、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａを３次元的にクランプしながら、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの所望の部分に曲げモーメントを付与することにより、２次元又は３次元に曲げ加工された曲げ加工部材１ｂを製造することができる。

すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの軸方向に離間する、第１の位置と、この第１の位置よりも合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの送り方向の下流に位置する第２の位置とにおいて合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの外面を移動自在に支持し、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａをその軸方向へ送る。

合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａをその軸方向へ送りながら、第１の位置と第２の位置との間で、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａを３．０×１０^２℃／秒以上の加熱速度でＡｃ_３点以上の温度域に急速に加熱し、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの表面が８×１０^２℃以上にある時間が２秒間以下になるように保持してから１．５×１０^２℃／秒以上の冷却速度で急速に冷却するとともに、第２の位置を二次元又は三次元で移動することにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａにおける加熱されて高温にある赤熱部に曲げモーメントを付与する。

昇温速度が３．０×１０^２℃／秒未満であったり、冷却速度が１．５×１０^２℃／秒未満であったりすると、３ＤＱの加熱のヒートサイクルが長時間になるのでＺｎの蒸発や酸化が促進され、めっき層中の合金化が過剰になり、素地鋼によっては溶融亜鉛の脆化の危険も生じる。

また、合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａを、８．０×１０^２℃以上の温度に２秒間超保持すると、めっき層中で過度の合金化が進展し、Ｚｎの蒸発が進むため、亜鉛系めっき層としての耐食性が劣化する。同様の観点から滞在時間は１秒間以下であることが望ましい。

また、加熱時の合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの最高到達温度は、９．５×１０^２℃以下とすることが望ましい。Ｆｅ−Ｚｎ合金の平衡状態図によれば、Ｆｅを約１０％含有するＺｎ−Ｆｅ合金の融点（全量が液相）は約９３０℃付近であることから、加熱時の合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの温度が高すぎると、表面の流動化や蒸発が格段に進行し、めっき皮膜の消失につながる。

このようにして、曲げ加工部材が製造される。上述したように、本発明では素材である合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａに予備加熱を行って、素材である合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａの表面のめっき層を高温で比較的安定なＦｅ−Ｚｎ金属間化合物相の層に変化させるとともに、めっき層の表面に酸化亜鉛主体の酸化物が密着した層を形成するため、３ＤＱの急速加熱時における亜鉛の飛散を抑制することができる。

また、本発明に係る製造方法によれば、長尺の合金化溶融亜鉛めっき鋼管１ａを素材として用い、焼入、若しくは３ＤＱの加熱後に曲げ加工、または同時に焼入と曲げ加工とを行うため、低コストで曲げ加工部材を製造することができる。

実施例を参照しながら、本発明をより具体的に説明する。本発明の効果を確認するため、表１に示す化学組成（表１に示す以外の残部はＦｅ及び不純物、単位は質量％）を有する鋼管（肉厚２．３ｍｍ、外径３１．８ｍｍ、長さ２００ｍｍ）、鋼板（板厚２．３ｍｍ、幅４０ｍｍ、長さ２００ｍｍ）に溶融亜鉛めっき及び合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼管又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。これらのＺｎ−Ｆｅ合金めっき皮膜の付着量、Ｆｅ含有量及び中心線平均粗さＲａを測定した。

これらに対して、ガス炉を用いて予備加熱（酸素２体積％、残部窒素、二酸化炭素及び水蒸気、空燃比１．１、加熱温度及び在炉時間：７００℃×１０分間、８００℃×１０分間、８００℃×３０分間の３水準）を行った後、常温まで放冷して大気雰囲気に暴露した。

その後、３ＤＱを実施する場合を模擬して、ＳＡＰ装置により１５０℃／秒の昇温速度で目標温度９５０℃に急速に加熱し、表面が８．０×１０^２℃にある時間が２秒間以下になるように保持してから１．５×１０^２℃／秒以上の冷却速度で冷却した。

また、予備加熱を行わない以外は、上記と同じ条件で３ＤＱを模擬した急速加熱を行った。そして、これらについて、外観、粗度、皮膜分析、皮膜断面ＳＥＭ−ＥＤＸを観察した。

外観結果を図３に示し、粗度・皮膜分析結果を表２に示し、皮膜断面ＳＥＭ−ＥＤＸの観察結果を図４、５に示し、ＸＲＤ結果を図６に示す。

（ｉ）外観結果
図３に示すように、予備加熱条件がなしであると白色ＺｎＯが多量に発生し、耐食性能が劣化するが、予備加熱条件がありであると白色ＺｎＯの発生が少なく、耐食性能が向上する。
（ｉｉ）粗度・皮膜分析結果
表２は、粗度・皮膜分析結果である。表２におけるＺｎ付着量は、断面ＳＥＭとの比較から、固溶相のＺｎも含む値である。犠牲防食するＺｎ量はこれより小さいと考えられる。
表２に示すように、予備加熱を行うことにより、急速加熱時の粗度上昇代（急速加熱後の粗度−急速加熱前の粗度）を小さくすることができ、急速加熱後の粗度を相対的に低く抑えることができる。表２から、予備加熱条件は７００℃×１０分間が最も粗度を小さくすることがわかる。

（ｉｉｉ）皮膜断面ＳＥＭ−ＥＤＸ
図４は、ＳＥＭ−ＥＤＸによる線分析(断面観察)結果を示し、図５は点分析(組成成分)結果を示す。
図４、５に示すように、予備加熱なし→急速加熱（３ＤＱ模擬）の条件では固溶相が形成されず、表層の酸化亜鉛とめっき層の間に空隙があるのに対し、予備加熱→急速加熱（３ＤＱ模擬）では固溶相が存在し、めっき表層に酸化亜鉛が密着して存在しており、急速加熱（３ＤＱ模擬）時の亜鉛飛散が十分に抑制されていることがわかる。

（ｉｖ）ＸＲＤ結果
Ｘ線源にＣｏ管球を用い、Ｘ線回折プロファイルを測定した。図６は、実施例のＸＲＤ結果を示す説明図である。
図６に示すように、７００℃以上の予備加熱によりδ相ピーク強度が低下し、Γ相、ＺｎＯ相が増加する。δ１相量はＣｏ管球で２θ=４９°のピークの強度を指標とした。Γ相については２θ=９４．１°、ＺｎＯについては２θ=３７°、固溶相については２θ=９８°のピークの強度を指標とした。

このように、本発明により予備加熱を行ってから急速加熱を行うことにより、
（ａ）δ相の低下及びΓ相の増加が図られる。Γ相はδ相に比較してＦｅ％が高く、昇温時に層が分解する温度が高く、このためΓ相はδ相に比較して高温でも安定な相である。これにより、高温で安定な相が形成されてＺｎの飛散が減少すること、及び
（ｂ）Ｚｎ−Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｏ層がＺｎの飛散を抑制すること
が得られると考えられる。

合金化溶融亜鉛めっき鋼管（化学組成は表１に示す。めっきは付着量４９ｇ／ｍ^２、Ｆｅ：１１．６％、Ｒａ：０．５３μｍ、肉厚：１．６ｍｍ、外径３１．８ｍｍの丸管）を準備した。

この鋼管に予備加熱を行った。雰囲気は大気雰囲気と、都市ガスを空燃比１．１で燃焼させた酸素０．２体積％の雰囲気の二通りとし、加熱温度は５００〜８００℃の範囲とし、加熱時間は５分〜６０分の範囲内とした。

その後、３ＤＱを実施する場合を模擬して、薄板急速加熱冷却装置（薄板鋼材の急速加熱と急速冷却が可能な装置）により１５０℃／秒の昇温速度で目標温度９５０℃に急速に加熱し、表面が８．０×１０^２℃にある時間が２秒間以下になるように保持してから１．５×１０^２℃／秒以上の冷却速度で冷却した。

作成した試験材について皮膜分析（付着量とＦｅ％測定）、粗度測定、Ｘ線回折によるη相、Γ相、Γ１相の存在測定、断面ＳＥＭによる固溶相厚さ測定、めっき表面のＺｎＯ層の観察を行った。結果を表３にまとめて示す。
なお、表１における予熱とは予備加熱を意味する。

表１におけるＮｏ．１およびＮｏ．２は予熱を行わない比較例であり、予熱を行わないことにより急速加熱９５０℃以上では加熱中にＺｎが蒸発し、めっき付着量が少なくなるため、耐食性に劣ると推定される。

これに対し、急速加熱（３ＤＱ模擬）の前に予備加熱を行うことにより、めっきの耐熱性が向上しこれらの特性が向上した。耐食性に優れると推定される。

１ 被加工材
１ａ 合金化溶融亜鉛めっき鋼管
１ｂ 曲げ加工部材
２ 支持手段
３ 送り装置
４ 可動ローラダイス
５ 高周波加熱コイル
６ 冷却装置

Claims (1)

1. 少なくとも片面に、付着量が片面当り３０〜９０ｇ／ｍ^２であり、Ｆｅ含有量が８〜３５質量％であるとともに、ＪＩＳ Ｂ ０６０１により規定される中心線平均粗さＲａが２．０μｍ以下であるＺｎ−Ｆｅ合金めっき皮膜を備える管状の金属材を、
   大気雰囲気、又は酸素を２０体積％以下、残部は窒素、二酸化炭素及び水蒸気からなる雰囲気下で、５００〜８００℃の温度範囲で１〜６０分間保持した後に、
   該金属材の軸方向に離間する二箇所の位置で該金属材の外面を移動自在に支持し、該金属材を前記軸方向へ送りながら、前記二箇所の位置の間で、３．０×１０^２℃／秒以上の加熱速度でＡｃ_３点以上の温度域に加熱し、前記金属材の表面が８×１０^２℃以上にある時間が２秒間以下になるように保持した後に１．５×１０^２℃／秒以上の冷却速度で冷却することによって該金属材の長手方向の一部に高温の赤熱部を形成し、
   該赤熱部に、前記二箇所の位置のうち前記金属材の送り方向の下流の位置を二次元又は三次元で移動することにより、前記赤熱部に曲げモーメントを付与すること
   によって、曲げ加工部材を製造すること
   を特徴とする曲げ加工部材の製造方法。