JP5633656B2 - 焼入れ鋼管部材、焼入れ鋼管部材を用いた自動車用アクスルビーム、及び、焼入れ鋼管部材の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、焼入れ鋼管部材、焼入れ鋼管部材を用いた自動車用アクスルビーム、及び、焼入れ鋼管部材の製造方法に関する。 本願は、２０１２年９月２０日に、日本に出願された特願２０１２−２０７２４９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車用アクスルビームは左右の車軸を連結する部材であり、走行中に繰り返し荷重が加わるため、高い疲労特性が求められる。
そこで特許文献１に示されるように、鋼管をプレス成形後に焼入れを行うことによって高強度化し、疲労特性を確保する自動車用アクスルビームの製造方法が提案されている。
しかし、この方法では炉で焼入れを行うために加熱時間が長く、部材の最表層面が脱炭して軟化してしまい、十分な疲労特性を得ることができないという問題があった。
しかし、この方法では炉で焼入れを行うために加熱時間が長く、部材の最表層面が脱炭して軟化してしまい、十分な疲労特性を得ることができないという問題があった。
また、この表層軟化を抑制するために、特許文献２に示すように鋼管表面に亜鉛めっきを施したうえ加熱を行うことで、鋼材表面に炭素濃化層を形成させ、焼入れ後の表層を硬化させる技術が提案されている。
しかし、この方法も炉で加熱を行うために長時間加熱をしなければならず、その間に亜鉛が揮発する。従って、揮発してしまう分も含めて亜鉛を余分に目付けしなければならず、多大なコストがかかるという問題があった。
しかし、この方法も炉で加熱を行うために長時間加熱をしなければならず、その間に亜鉛が揮発する。従って、揮発してしまう分も含めて亜鉛を余分に目付けしなければならず、多大なコストがかかるという問題があった。
また、特許文献３には、所定のプレス条件で鋼管を断面Ｖ字状にプレス成形することで得られる疲労特性に優れたアクスルビームが開示されている。
しかし、この特許文献３では、焼入れ等の熱処理を行わなくても優れた疲労特性を発揮出来るアクスルビームを提供することを目的としており、上述のような熱処理による最表面の脱炭に関しては何ら言及していない。
しかし、この特許文献３では、焼入れ等の熱処理を行わなくても優れた疲労特性を発揮出来るアクスルビームを提供することを目的としており、上述のような熱処理による最表面の脱炭に関しては何ら言及していない。
そこで、本発明は、上記した従来の問題点を解決し、疲労特性に優れ、かつ低コストな焼入れ鋼管部材、自動車用アクスルビーム、及び、焼入れ鋼管部材の製造方法を提供することを目的とする。
本発明の概要は下記の通りである。
（１）本発明の第一の態様は、ＧＩ亜鉛めっき鋼管から形成され、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の長手方向の中央部における、前記長手方向に垂直な断面が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の内周面同士が接触する接触部を含む略Ｖ字形状を有し、前記接触部が、Ｆｅ−Ｚｎ合金相により一体化しており、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管における鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さが、前記鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さの９５％以上である焼入れ鋼管部材である。
（２）上記（１）に記載の焼入れ鋼管部材では、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の前記鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さが、５００Ｈｖ以上であってもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の焼入れ鋼管部材では、前記接触部が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の全長の５０％以上の長さにわたり形成されていてもよい。
（４）本発明の第二の態様は、上記（１）から（３）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材を用いた自動車用アクスルビームである。
（５）本発明の第三の態様は、ＧＩ亜鉛めっき鋼管に対し、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の長手方向の中央部における前記長手方向に垂直な断面が前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の内周面同士が接触する接触部を含む略Ｖ字形状を有するようにプレス成形するプレス成形工程と、亜鉛めっき量Ａ（ｇ／ｍ２）と、８５０℃以上の最高加熱温度Ｔ（℃）と、最高加熱温度保持時間ｔ（ｈｒ）とが下記（Ｉ）式を満たす条件で、プレス成形された前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持されたＧＩ亜鉛めっき鋼管を水冷により冷却することにより、前記接触部をＦｅ−Ｚｎ合金相により一体化させる冷却工程と、を備える焼入れ鋼管部材の製造方法である。
（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇｔ＋２０）／Ａ≦３４０ ・・・（Ｉ）式
（６）上記（５）に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記冷却工程では、加熱保持された前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を３０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで水冷してもよい。
（７）上記（５）又は（６）に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記亜鉛めっき量Ａが６０ｇ／ｍ２以上であってもよい。
（８）上記（５）から（７）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記プレス成形工程において、前記接触部が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の全長の５０％以上の長さにわたり形成されるように前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管をプレス成形してもよい。
（９）上記（５）から（８）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記加熱保持工程において、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を通電加熱してもよい。
（１０）上記（５）から（９）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記加熱保持工程において、プレス成形された前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を鋼材のＡｃ３点以上の温度域に３秒以上、３０秒以下保持するように通電加熱してもよい。
（１１）上記（５）から（１０）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管が、Ａｃ３点が８５０℃以下の成分系を有してもよい。
（１）本発明の第一の態様は、ＧＩ亜鉛めっき鋼管から形成され、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の長手方向の中央部における、前記長手方向に垂直な断面が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の内周面同士が接触する接触部を含む略Ｖ字形状を有し、前記接触部が、Ｆｅ−Ｚｎ合金相により一体化しており、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管における鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さが、前記鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さの９５％以上である焼入れ鋼管部材である。
（２）上記（１）に記載の焼入れ鋼管部材では、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の前記鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さが、５００Ｈｖ以上であってもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の焼入れ鋼管部材では、前記接触部が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の全長の５０％以上の長さにわたり形成されていてもよい。
（４）本発明の第二の態様は、上記（１）から（３）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材を用いた自動車用アクスルビームである。
（５）本発明の第三の態様は、ＧＩ亜鉛めっき鋼管に対し、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の長手方向の中央部における前記長手方向に垂直な断面が前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の内周面同士が接触する接触部を含む略Ｖ字形状を有するようにプレス成形するプレス成形工程と、亜鉛めっき量Ａ（ｇ／ｍ２）と、８５０℃以上の最高加熱温度Ｔ（℃）と、最高加熱温度保持時間ｔ（ｈｒ）とが下記（Ｉ）式を満たす条件で、プレス成形された前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持されたＧＩ亜鉛めっき鋼管を水冷により冷却することにより、前記接触部をＦｅ−Ｚｎ合金相により一体化させる冷却工程と、を備える焼入れ鋼管部材の製造方法である。
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（７）上記（５）又は（６）に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記亜鉛めっき量Ａが６０ｇ／ｍ２以上であってもよい。
（８）上記（５）から（７）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記プレス成形工程において、前記接触部が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の全長の５０％以上の長さにわたり形成されるように前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管をプレス成形してもよい。
（９）上記（５）から（８）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記加熱保持工程において、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を通電加熱してもよい。
（１０）上記（５）から（９）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記加熱保持工程において、プレス成形された前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を鋼材のＡｃ３点以上の温度域に３秒以上、３０秒以下保持するように通電加熱してもよい。
（１１）上記（５）から（１０）のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法では、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管が、Ａｃ３点が８５０℃以下の成分系を有してもよい。
上述の焼入れ鋼管部材によれば、ＧＩ亜鉛めっき鋼管により形成されるため、亜鉛めっきによって表層の脱炭が抑制されることにより、高い表層硬度を確保することができ、疲労特性が向上する。
また、ＧＩ亜鉛めっき鋼管の内周面同士が接触する接触部がＦｅ−Ｚｎ合金相により一体化しているので、接触部の擦れによる疲労寿命の低下を抑制することができ、疲労特性が向上する。このため、薄肉軽量化が可能となり、大幅な低コスト化を図ることができる。
また、上述の焼入れ鋼管部材の製造方法によれば、（Ｉ）式を満たす条件でＧＩ亜鉛めっき鋼管を加熱保持することにより、最低限の亜鉛めっき量で表層の脱炭を抑制することや、加熱保持設備に合わせて亜鉛めっき量を調整して表層の脱炭を抑制することができる。従って、大幅な低コスト化を図ることができる。
以下、本発明の一実施形態に係る自動車用アクスルビーム（以下、アクスルビームと称する）について詳細に説明する。下記の説明では、焼入れ鋼管部材の具体例としてアクスルビームを挙げているが、本発明に係る焼入れ鋼管部材はこれに限定されるものではなく、産業機械用の構造部材や建築用の構造部材など、高い疲労特性が求められる様々な焼入れ鋼管部材を含む。
図１Ａ、図１Ｂは、本実施形態に係るアクスルビーム１を示す平面図及び斜視図である。図１Ｃは図１ＡのＩＣ−ＩＣ断面図であり、図１Ｄは図１ＡのＩＤ−ＩＤ断面図である。
図１Ａ、図１Ｂに示すように、本実施形態に係るアクスルビーム１はＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を、その長手方向に垂直な断面（以下、垂直断面と呼ぶ）が略Ｖ字状となるようにプレス成形することにより形成される。
図１Ａ、図１Ｂに示すように、本実施形態に係るアクスルビーム１はＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を、その長手方向に垂直な断面（以下、垂直断面と呼ぶ）が略Ｖ字状となるようにプレス成形することにより形成される。
また、図１Ｃに示すように、本実施形態に係るアクスルビーム１は、その長手方向の中心部において内周面同士が接触する接触部１１を有する。
この接触部１１は、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の内周面の亜鉛めっき同士が接触した状態で焼入れ処理が行われることにより、Ｆｅ−Ｚｎ合金相により一体化している。
このような構成によれば、アクスルビーム１の剛性を高める効果に加え、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の内周面同士の擦れによる疲労寿命の低下を抑制することができ、疲労特性を向上させることができる。
この接触部１１は、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の内周面の亜鉛めっき同士が接触した状態で焼入れ処理が行われることにより、Ｆｅ−Ｚｎ合金相により一体化している。
このような構成によれば、アクスルビーム１の剛性を高める効果に加え、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の内周面同士の擦れによる疲労寿命の低下を抑制することができ、疲労特性を向上させることができる。
尚、図１Ｄに示すように、中心部から長手方向に離間した部位においては、内周面同士が接触していなくてもよい。すなわち、接触部１１は、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の長手方向の中心部においてのみ接触していればよい。
ただし、疲労特性を向上させる効果をより好適に発揮させるためには、接触部１１がＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の全長の５０％以上の長さにわたり形成されていることが好ましく、７０％以上の長さにわたり形成されていることがより好ましい。
ただし、疲労特性を向上させる効果をより好適に発揮させるためには、接触部１１がＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の全長の５０％以上の長さにわたり形成されていることが好ましく、７０％以上の長さにわたり形成されていることがより好ましい。
また、本実施形態に係るアクスルビーム１は、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０をプレス成形後に焼入れ処理を施すことにより得られるため、亜鉛めっきの効果により表層からの脱炭を抑制しながら焼入れ処理を施すことができ、これによりアクスルビーム１全体の硬度を高めることができる。すなわち、アクスルビーム１の表層部分では脱炭が抑えられることにより板厚（肉厚）中心部分と同等の硬度を確保することができ、これにより疲労特性を高めることができる。
より具体的には、本実施形態に係るアクスルビーム１においては、鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さをＸ、鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さをＹとして、（Ｙ／Ｘ）×１００の値が９５以上とされている。なお、マイクロビッカース硬さは荷重５０ｇで測定する。
（Ｙ／Ｘ）×１００の値が９５未満であると、表層からの疲労き裂により疲労寿命を低下させる虞がある。（Ｙ／Ｘ）×１００の値は、好ましくは９６以上であり、より好ましくは９７以上である。
（Ｙ／Ｘ）×１００の値が９５未満であると、表層からの疲労き裂により疲労寿命を低下させる虞がある。（Ｙ／Ｘ）×１００の値は、好ましくは９６以上であり、より好ましくは９７以上である。
また、鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さＹは、マイクロビッカース硬さで５００Ｈｖ以上とすることが、高い疲労特性を確保するために好ましく、５４０Ｈｖ以上とすることがより好ましい。
このように、本実施形態に係るアクスルビーム１によれば、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０により形成されるため、亜鉛めっきの効果によって表層の脱炭が抑制されるとともに、表層の硬度が向上して疲労特性が向上する効果が得られ、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の内周面同士が接触する接触部１１がＦｅ−Ｚｎ合金相により一体化しているので、内周面同士の擦れによる疲労寿命の低下を抑制することができ、疲労特性を相乗的に向上させることができる。このため、薄肉軽量化が可能となり、大幅な低コスト化を図ることができる。
尚、本発明においては、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の鋼材の化学成分は、特に制限されるものではないが、好ましい成分組成について説明する。以下、化学成分の含有量に関する％は質量％を意味する。
ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の鋼材の化学成分は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂを下記の範囲で含有してもよい。
Ｃ：０．１５〜０．３０％
Ｃは、アクスルビーム１の強度を決定する元素である。十分な疲労特性を有するための強度を確保するためには、Ｃ含有量を０．１５％以上にすることが好ましく、０．２０％以上にすることがより好ましい。硬さをＨｖ５００以上にするためには、０．２４％以上にすることが好ましい。また、焼割れの発生を抑制するためには、Ｃ含有量を０．３０％以下とすることが好ましく、０．２５％以下とすることがより好ましい。
Ｃは、アクスルビーム１の強度を決定する元素である。十分な疲労特性を有するための強度を確保するためには、Ｃ含有量を０．１５％以上にすることが好ましく、０．２０％以上にすることがより好ましい。硬さをＨｖ５００以上にするためには、０．２４％以上にすることが好ましい。また、焼割れの発生を抑制するためには、Ｃ含有量を０．３０％以下とすることが好ましく、０．２５％以下とすることがより好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸元素であり、また固溶強化に寄与する。それらの効果を得るためには０．０５％以上含有することが好ましい。また、Ｓｉを０．３５％以下とすることで靱性を確保することができる。Ｓｉ含有量の下限は、より好ましくは０．２０％であり、Ｓｉ含有量の上限は、より好ましくは０．３０％である。
Ｓｉは、脱酸元素であり、また固溶強化に寄与する。それらの効果を得るためには０．０５％以上含有することが好ましい。また、Ｓｉを０．３５％以下とすることで靱性を確保することができる。Ｓｉ含有量の下限は、より好ましくは０．２０％であり、Ｓｉ含有量の上限は、より好ましくは０．３０％である。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、Ｍｎ含有量を０．５％以上とすることで焼入れ性の向上効果を十分に確保することができるため好ましい。また、Ｍｎ含有量を２．０％以下とすることで遅れ破壊特性の劣化を抑制でき、ＭｎＳの析出を抑制でき、電縫溶接部近傍の疲労強度の低下を回避することができるため、好ましい。
Ｍｎ含有量の下限はより好ましくは１．０％であり、Ｍｎ含有量の上限はより好ましくは１．７％未満である。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、Ｍｎ含有量を０．５％以上とすることで焼入れ性の向上効果を十分に確保することができるため好ましい。また、Ｍｎ含有量を２．０％以下とすることで遅れ破壊特性の劣化を抑制でき、ＭｎＳの析出を抑制でき、電縫溶接部近傍の疲労強度の低下を回避することができるため、好ましい。
Ｍｎ含有量の下限はより好ましくは１．０％であり、Ｍｎ含有量の上限はより好ましくは１．７％未満である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、鋼中ＮをＴｉＮとして固定してＢＮの析出を抑制することにより、Ｂ添加による焼入れ性を安定的かつ効果的に向上させるために作用する。従って、ＴｉＮの化学量論に見合うように、Ｎ含有量の３．４２倍以上で添加することが好ましく、Ｎ含有量の範囲からＴｉ含有量の好ましい範囲も自動的に決定される。
しかし、炭化物として析出する分もあるので、Ｎの固定をより確実にするために、理論値よりも高めの０．００５〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、０．０１〜０．０２％である。
Ｔｉは、鋼中ＮをＴｉＮとして固定してＢＮの析出を抑制することにより、Ｂ添加による焼入れ性を安定的かつ効果的に向上させるために作用する。従って、ＴｉＮの化学量論に見合うように、Ｎ含有量の３．４２倍以上で添加することが好ましく、Ｎ含有量の範囲からＴｉ含有量の好ましい範囲も自動的に決定される。
しかし、炭化物として析出する分もあるので、Ｎの固定をより確実にするために、理論値よりも高めの０．００５〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、０．０１〜０．０２％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、微量の添加で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させる元素である。Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることで焼入れ性を向上させる効果が好適に得られるため好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
また、Ｂを０．００５％以下とすると、粗大なＢ含有析出物の生成を抑制でき、また、脆化を抑制できるため好ましく、０．００２％以下とするとより好ましい。
Ｂは、微量の添加で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させる元素である。Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることで焼入れ性を向上させる効果が好適に得られるため好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
また、Ｂを０．００５％以下とすると、粗大なＢ含有析出物の生成を抑制でき、また、脆化を抑制できるため好ましく、０．００２％以下とするとより好ましい。
また、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の鋼材の化学成分は、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏを下記の範囲に制限してもよい。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは、溶鋼の脱酸材として有用な元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。また、ＡｌはＮを固定する元素でもあるため、Ａｌ量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。Ａｌ含有量を０．０８％以下とすることで、非金属介在物による製品表面疵の発生を抑制することができるため、好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは、０．０５％以下である。
Ａｌは、溶鋼の脱酸材として有用な元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。また、ＡｌはＮを固定する元素でもあるため、Ａｌ量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。Ａｌ含有量を０．０８％以下とすることで、非金属介在物による製品表面疵の発生を抑制することができるため、好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは、０．０５％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、耐溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす元素であるため、０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがより好ましい。
Ｐは、耐溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす元素であるため、０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがより好ましい。
Ｓ：０．００３０％未満
Ｓは、靱性を劣化させるとともに、ＭｎＳの析出により電縫溶接部近傍の疲労強度を低下させるため、Ｓ含有量は０．００３０％未満とすることが好ましく、０．００２６％以下とすることがより好ましい。
Ｓは、靱性を劣化させるとともに、ＭｎＳの析出により電縫溶接部近傍の疲労強度を低下させるため、Ｓ含有量は０．００３０％未満とすることが好ましく、０．００２６％以下とすることがより好ましい。
また、ＭｎＳの析出を抑制するため、Ｓ含有量だけの抑制ではなく、Ｍｎ含有量との関係で抑制することが好ましく、具体的には、Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値を０．００２５以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値を０．００２５以下とすることにより、電縫溶接部近傍の疲労強度を十分に確保することができる。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、窒化物または炭窒化物を析出させ、強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｂ添加鋼においてはＢＮの析出による焼入れ性の低下や、前述のように、ＢＮの析出を防止させるために添加されるＴｉによって、ＴｉＮの析出による熱間加工性や疲労強度の低下、さらには靱性の低下が問題となる。一方で、ＴｉＮは高温時でのγ粒径の粗大化を抑制し靱性を向上させる効果も有する。そのため、熱間加工性、疲労強度および靱性のバランスを最適なものとするために、Ｎ含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。なお、Ｎ含有量は、より好ましくは、０．００１〜０．００５％、更に好ましくは０．００２〜０．００４％である。
Ｎは、窒化物または炭窒化物を析出させ、強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｂ添加鋼においてはＢＮの析出による焼入れ性の低下や、前述のように、ＢＮの析出を防止させるために添加されるＴｉによって、ＴｉＮの析出による熱間加工性や疲労強度の低下、さらには靱性の低下が問題となる。一方で、ＴｉＮは高温時でのγ粒径の粗大化を抑制し靱性を向上させる効果も有する。そのため、熱間加工性、疲労強度および靱性のバランスを最適なものとするために、Ｎ含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。なお、Ｎ含有量は、より好ましくは、０．００１〜０．００５％、更に好ましくは０．００２〜０．００４％である。
Ｏ：０．００４％以下
Ｏは、ＣａＯとなってＣａの添加効果を損なわせる元素であるため、Ｏ含有量は０．００４％以下に制限することが好ましい。
Ｏは、ＣａＯとなってＣａの添加効果を損なわせる元素であるため、Ｏ含有量は０．００４％以下に制限することが好ましい。
また、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の鋼材の化学成分は、選択元素としてＭｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉの一種以上を必要に応じ下記の範囲で含有してもよい。
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。Ｍｏ含有量が０．０５％未満ではこれらの効果を十分期待することができず、一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると合金コストが上昇するため、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．５％の範囲とすることが好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。Ｍｏ含有量が０．０５％未満ではこれらの効果を十分期待することができず、一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると合金コストが上昇するため、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．５％の範囲とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、必須の添加元素ではないが、焼入れ性を向上させる目的で添加される元素である。焼入れ性の向上効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。また、Ｃｒ含有量を１．０％以下とすることが、電縫溶接時の欠陥発生を抑制する点で好ましく、０．８％以下とすることがより好ましい。
Ｃｒは、必須の添加元素ではないが、焼入れ性を向上させる目的で添加される元素である。焼入れ性の向上効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。また、Ｃｒ含有量を１．０％以下とすることが、電縫溶接時の欠陥発生を抑制する点で好ましく、０．８％以下とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｎｂは、Ｎｂ炭窒化物による析出強化の効果を有するのに加えて、鋼材の結晶粒径を微細化し、靱性を向上させる効果を有している。Ｎｂ含有量が０．０１％以上であれば、強度・靱性の向上効果を十分に得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．１％を超えて含有しても、それ以上の向上効果は期待できず、コストの上昇をもたらすにすぎないため、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１％の範囲とすることが好ましい。
Ｎｂは、Ｎｂ炭窒化物による析出強化の効果を有するのに加えて、鋼材の結晶粒径を微細化し、靱性を向上させる効果を有している。Ｎｂ含有量が０．０１％以上であれば、強度・靱性の向上効果を十分に得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．１％を超えて含有しても、それ以上の向上効果は期待できず、コストの上昇をもたらすにすぎないため、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１％の範囲とすることが好ましい。
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは、Ｖ炭窒化物による析出強化の効果を有する元素である。Ｖ含有量を０．０１％以上とすることで、これらの効果を好適に発揮することができ、好ましい。一方、Ｖ含有量を０．１％を超えて含有させても、それ以上の向上効果は期待できず、合金コストの上昇をもたらすにすぎないため、Ｖ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。
Ｖは、Ｖ炭窒化物による析出強化の効果を有する元素である。Ｖ含有量を０．０１％以上とすることで、これらの効果を好適に発揮することができ、好ましい。一方、Ｖ含有量を０．１％を超えて含有させても、それ以上の向上効果は期待できず、合金コストの上昇をもたらすにすぎないため、Ｖ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは、焼入れ性及び靱性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｉ含有量を０．１％以上とすることで、その効果を好適に発揮することができ、好ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると合金コストが上昇するため、Ｎｉ含有量は、１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性及び靱性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｉ含有量を０．１％以上とすることで、その効果を好適に発揮することができ、好ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると合金コストが上昇するため、Ｎｉ含有量は、１．０％以下とすることが好ましい。
すなわち、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の鋼材の化学成分は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂを上記範囲で含有し、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏが上記範囲に制限され、選択元素としてＭｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉの一種以上を必要に応じ上記範囲で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分であればよい。
また、本発明では、焼入れによって、アクスルビーム１の組織をマルテンサイトとするために、素材の焼入れ性を十分に確保することが必要である。焼入れ性の指標としては、例えば、「鉄と鋼、７４（１９８８）Ｐ．１０７３」により従来から知られている、臨界冷却速度Ｖｃ９０（℃／ｓ）を用いれば良い。これは、下記（式Ａ）で表される指標であり、マルテンサイトの体積率が９０％以上になる冷却速度を意味している。したがって、Ｖｃ９０が低いほど焼入れ性が高く、冷却速度が遅くなってもマルテンサイト組織が得られる。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５β ・・・（式Ａ）
ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．４５Ｎｉである。
また、Ｂ（ボロン）が含まれない場合、(式Ａ)は(式Ａ′)に変わる。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５(β′−１) ・・・（式Ａ′）
ただし、β′＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４５Ｎｉである。
ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．４５Ｎｉである。
また、Ｂ（ボロン）が含まれない場合、(式Ａ)は(式Ａ′)に変わる。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５(β′−１) ・・・（式Ａ′）
ただし、β′＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４５Ｎｉである。
次に、上述のアクスルビーム１の製造方法について詳細に説明する。
図２のフロー図に示すように、本実施形態に係るアクスルビーム１の製造方法は、プレス成形工程と、加熱保持工程と、冷却工程とを少なくとも有する。以下、各工程について詳述する。
（プレス成形工程）
まず、プレス成形工程では、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を、その長手方向に沿って外方から内方に向かう変位を与えることにより略Ｖ字形状にプレス成形し、アクスルビーム１の形状とする。すなわち、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０に対し、その長手方向の中央部における長手方向に垂直な断面がＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の内周面同士が接触する接触部１１を含む略Ｖ字形状を有するようにプレス成形する。
具体的な形状は図１Ａ〜図１Ｄに示す通りであり、図１Ｃに示すように長手方向の中央部では鋼管内面同士が接触する接触部１１が形成されている。尚、両端部は鋼管が扁平に潰された形状とされている。
まず、プレス成形工程では、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を、その長手方向に沿って外方から内方に向かう変位を与えることにより略Ｖ字形状にプレス成形し、アクスルビーム１の形状とする。すなわち、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０に対し、その長手方向の中央部における長手方向に垂直な断面がＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の内周面同士が接触する接触部１１を含む略Ｖ字形状を有するようにプレス成形する。
具体的な形状は図１Ａ〜図１Ｄに示す通りであり、図１Ｃに示すように長手方向の中央部では鋼管内面同士が接触する接触部１１が形成されている。尚、両端部は鋼管が扁平に潰された形状とされている。
（加熱保持工程）
加熱保持工程では、このようにプレス成形されたＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を、下記（１）式を満たす条件で加熱保持する。
（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇｔ＋２０）／Ａ≦３４０ ・・・（１）式
加熱保持工程では、このようにプレス成形されたＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を、下記（１）式を満たす条件で加熱保持する。
（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇｔ＋２０）／Ａ≦３４０ ・・・（１）式
（１）式において、ＡはＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の亜鉛めっき量（ｇ／ｍ２）であり、Ｔは８５０℃以上の最高加熱温度（℃）であり、ｔは最高加熱温度保持時間（ｈｒ）である。尚、本明細書においては、加熱条件に関する（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇｔ＋２０）を熱処理パラメータＢと称する。
この（１）式を満たすように亜鉛めっき量Ａと熱処理パラメータＢとを設計することにより、鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さをＸ、鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さをＹとして、（Ｙ／Ｘ）×１００の値を９５以上とすることが出来る。
また、最高加熱温度を８５０℃以上としているため、焼入れ組織をマルテンサイトにすることが可能となる。一方、最高加熱温度が８５０℃よりも低温であると、２相域になってしまい、焼きが入らない部分が生じて疲労特性が急激に低下する。
すなわち、上述の（１）式を満たす条件でＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を加熱保持することにより、表層脱炭の抑制による疲労特性の向上効果と接触部１１の合金化による疲労特性の向上効果とにより疲労特性を相乗的に向上させることが可能となる。
この（１）式を満たすように亜鉛めっき量Ａと熱処理パラメータＢとを設計することにより、鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さをＸ、鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さをＹとして、（Ｙ／Ｘ）×１００の値を９５以上とすることが出来る。
また、最高加熱温度を８５０℃以上としているため、焼入れ組織をマルテンサイトにすることが可能となる。一方、最高加熱温度が８５０℃よりも低温であると、２相域になってしまい、焼きが入らない部分が生じて疲労特性が急激に低下する。
すなわち、上述の（１）式を満たす条件でＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を加熱保持することにより、表層脱炭の抑制による疲労特性の向上効果と接触部１１の合金化による疲労特性の向上効果とにより疲労特性を相乗的に向上させることが可能となる。
ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の亜鉛めっき量Ａは６０ｇ／ｍ２以上とすることが、より確実に加熱保持工程における表層脱炭を抑制することができる点で好ましい。
加熱保持工程における加熱方法としては、例えば通電加熱、インダクション加熱、炉加熱であればよい。ただし、生産性を考慮すると通電加熱がより好ましい。
最高加熱温度の上限は特に規定されるものではないが、過剰に高温であると亜鉛が鋼管の表面から揮発する虞がある。従って、より確実に表層脱炭を抑制するために、１１００℃を上限としてもよい。
保持時間は、Ａｃ３点以上の温度域で３秒以上とすることが好ましい。保持時間を３秒以上とすると、温度ばらつきがより確実に抑えられることにより、焼入れ後の硬さばらつきを低下させることができる。また、鉄を確実に亜鉛めっき層へ拡散させることができるため、安定してＦｅ−Ｚｎ合金相により接触部１１を一体化することができる。
また、保持時間は３０秒以下とすることが好ましい。保持時間を３０秒以下とすることにより鉄が亜鉛めっき層に過剰に拡散することを抑制できるためである。
なお、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を通電加熱により加熱すると電流が偏流して温度バラツキが生じることが懸念されるが、保持時間を３〜３０秒とすれば均一に焼きが入る温度範囲内に加熱できることが確認できた。
また、保持時間は３０秒以下とすることが好ましい。保持時間を３０秒以下とすることにより鉄が亜鉛めっき層に過剰に拡散することを抑制できるためである。
なお、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を通電加熱により加熱すると電流が偏流して温度バラツキが生じることが懸念されるが、保持時間を３〜３０秒とすれば均一に焼きが入る温度範囲内に加熱できることが確認できた。
上記のように、本実施形態に係るアクスルビーム１の製造方法では８５０℃以上の最高加熱温度で加熱保持するため、鋼材のＡｃ３点を極力下げておいた方が保持可能な温度域が拡がり、生産が容易になるので、Ａｃ３点が８５０℃以下の成分系の鋼管を用いることが好ましい。
ここでＡｃ３点は下記（２）式により算出することができる。
ここでＡｃ３点は下記（２）式により算出することができる。
Ac3＝910−203(C1/2)−15.2×Ni＋44.7×Si＋
104×V＋31.5×Mo＋13.1×W ・・・（２）式
104×V＋31.5×Mo＋13.1×W ・・・（２）式
なお、焼入れ性（Ｖｃ９０）が７０℃／秒以下となる鋼材の成分系は、下記（３）式及び（４）式により表すことができる。Ｖｃ９０は、９０％以上がマルテンサイトとなる冷却速度を意味する。
10α≦70 ・・・（３）式
α＝2.94−0.75×(2.7×C＋0.4×Si＋Mn＋0.45×Ni＋0.8×Cr＋2×Mo)
・・・（４）式
α＝2.94−0.75×(2.7×C＋0.4×Si＋Mn＋0.45×Ni＋0.8×Cr＋2×Mo)
・・・（４）式
ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を上記した条件で保持すると、鋼管表面の亜鉛めっき相は図３の状態図中にハッチングを付した領域に入り、ここから急冷するとＦｅ−Ｚｎ合金相となってＶ字断面形状部位の接触部１１が一体化される。この結果、ＧＩ亜鉛めっき鋼管１０の内周面同士の擦れによる疲労寿命の低下を抑制することができ、疲労強度が向上する。前記したように、めっき相への鉄の拡散が不十分であるとハッチングした領域よりも左側にシフトし、急冷しても鉄−亜鉛合金相と鉄との混相になってしまい好ましくない。
（冷却工程）
冷却工程では、加熱保持されたＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を水冷することにより、接触部１１をＦｅ−Ｚｎ合金相により一体化させる。
冷却工程においては、３０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下になるまで冷却すると、マルテンサイト化により疲労特性を更に向上させることできるため、好ましい。冷却速度を５０℃／ｓ以上とするとより好ましい。
冷却方法としては、スプレー冷却、浸水冷却、気水冷却などであればよいが、生産性を考慮するとスプレー冷却が好ましい。
冷却工程では、加熱保持されたＧＩ亜鉛めっき鋼管１０を水冷することにより、接触部１１をＦｅ−Ｚｎ合金相により一体化させる。
冷却工程においては、３０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下になるまで冷却すると、マルテンサイト化により疲労特性を更に向上させることできるため、好ましい。冷却速度を５０℃／ｓ以上とするとより好ましい。
冷却方法としては、スプレー冷却、浸水冷却、気水冷却などであればよいが、生産性を考慮するとスプレー冷却が好ましい。
このようにして得られた本実施形態に係るアクスルビーム１は、接触部１１が、Ｆｅ−Ｚｎ合金相により一体化し、且つ、鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さが、鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さの９５％以上であるため、表層脱炭の抑制による疲労特性の向上効果と接触部１１の合金化による疲労特性の向上効果とにより疲労特性を相乗的に向上させることが可能となる。
尚、亜鉛めっきをＧＡではなくＧＩとしている理由は、ＧＡは既に合金化が進んでいるために短時間の加熱でもＧＩを長時間加熱したのと同じような状態となり、冷却後に鉄−亜鉛合金相と鉄との混相になってしまい、接触部１１をＦｅ−Ｚｎ合金相により一体化させる効果が不十分となってしまうためである。
以下に実施例を示す。
発明例１〜６、及び、比較例１〜３として、０．２４％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ−０．０２％Ｔｉ−１０ｐｐｍＢの成分のＧＩ鋼板を電縫溶接後、プレス加工、通電加熱、及びスプレー冷却を行うことでアクスルビームを製造し、鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ、鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ、及び、疲労特性を測定した。尚、発明例１〜６及び比較例１、２に関しては、接触部を合金化により一体化させた。
表１に各種設定条件と測定結果を示す。Ａは目付量（ｇ／ｍ２）、Ｔは最高加熱温度（℃）、ｔは保持時間（ｈｒ）、Ｂは熱処理パラメータ、Ｘは鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ、Ｙは鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さを意味する。
発明例１〜６、及び、比較例１〜３として、０．２４％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ−０．０２％Ｔｉ−１０ｐｐｍＢの成分のＧＩ鋼板を電縫溶接後、プレス加工、通電加熱、及びスプレー冷却を行うことでアクスルビームを製造し、鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ、鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ、及び、疲労特性を測定した。尚、発明例１〜６及び比較例１、２に関しては、接触部を合金化により一体化させた。
表１に各種設定条件と測定結果を示す。Ａは目付量（ｇ／ｍ２）、Ｔは最高加熱温度（℃）、ｔは保持時間（ｈｒ）、Ｂは熱処理パラメータ、Ｘは鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ、Ｙは鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さを意味する。
Ｂ／Ａの値が本発明の範囲を満たす発明例１〜６では、表層からの脱Ｃが抑制された効果により、Ｙ／Ｘの値を９５％以上とすることができ、接触部の合金化による疲労特性の向上効果との相乗効果により高い疲労特性を得ることができた。発明例１〜６のうち、鋼母材表面から５０μｍ深さ位置におけるマイクロビッカース硬さが５００Ｈｖ以上である発明例１〜５に関しては、発明例６と比べより一層良好な疲労特性が得られた。
一方、Ｂ／Ａの値が本発明の範囲を満たさない比較例１、２においては、表層からの脱炭により表層部の硬度が低下することになり、接触部の合金化による疲労特性の向上効果との相乗効果が得られず、高い疲労特性を得ることが出来なかった。
また、めっきを施さなかった比較例３では、表層からの脱炭により表層部の硬度が低下するだけでなく、接触部の合金化による疲労特性の向上効果すら得られないことから、やはり高い疲労特性を得ることが出来なかった。
上記の結果から明らかなように、本発明によれば、疲労特性に優れ、かつ低コストなアクスルビームを得ることができる。
本発明によれば、疲労特性に優れ、かつ低コストな焼入れ鋼管部材、自動車用アクスルビーム、及び、焼入れ鋼管部材の製造方法を提供することができる。
１ アクスルビーム
１０ ＧＩ亜鉛めっき鋼管
１１ 接触部
Ａ 亜鉛目付量
Ｂ 熱処理パラメータ
ｔ 保持時間
Ｔ 最高加熱温度
Ｘ 鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ
Ｙ 鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ
１０ ＧＩ亜鉛めっき鋼管
１１ 接触部
Ａ 亜鉛目付量
Ｂ 熱処理パラメータ
ｔ 保持時間
Ｔ 最高加熱温度
Ｘ 鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ
Ｙ 鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さ
Claims (11)
- ＧＩ亜鉛めっき鋼管から形成され、
前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の長手方向の中央部における、前記長手方向に垂直な断面が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の内周面同士が接触する接触部を含む略Ｖ字形状を有し、
前記接触部が、Ｆｅ−Ｚｎ合金相により一体化しており、
前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管における鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さが、前記鋼母材表面から２００μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さの９５％以上である
ことを特徴とする焼入れ鋼管部材。 - 前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の前記鋼母材表面から５０μｍ深さ位置のマイクロビッカース硬さが、５００Ｈｖ以上である
ことを特徴とする請求項１に記載の焼入れ鋼管部材。 - 前記接触部が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の全長の５０％以上の長さにわたり形成されている
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の焼入れ鋼管部材。 - 請求項１から３のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材を用いたことを特徴とする自動車用アクスルビーム。
- ＧＩ亜鉛めっき鋼管に対し、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の長手方向の中央部における前記長手方向に垂直な断面が前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の内周面同士が接触する接触部を含む略Ｖ字形状を有するようにプレス成形するプレス成形工程と、
亜鉛めっき量Ａ（ｇ／ｍ２）と、８５０℃以上の最高加熱温度Ｔ（℃）と、最高加熱温度保持時間ｔ（ｈｒ）とが下記（１）式を満たす条件で、プレス成形された前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を加熱保持する加熱保持工程と、
加熱保持されたＧＩ亜鉛めっき鋼管を水冷により冷却することにより、前記接触部をＦｅ−Ｚｎ合金相により一体化させる冷却工程と、
を備えることを特徴とする焼入れ鋼管部材の製造方法。
（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇｔ＋２０）／Ａ≦３４０ ・・・（１）式 - 前記冷却工程では、加熱保持された前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を３０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで水冷する
ことを特徴とする請求項５に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法。 - 前記亜鉛めっき量Ａが６０ｇ／ｍ２以上である
ことを特徴とする請求項５又は６に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法。 - 前記プレス成形工程では、前記接触部が、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管の全長の５０％以上の長さにわたり形成されるように前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管をプレス成形する
ことを特徴とする請求項５から７のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法。 - 前記加熱保持工程では、前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を通電加熱する
ことを特徴とする請求項５から８のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法。 - 前記加熱保持工程では、プレス成形された前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管を鋼材のＡｃ３点以上の温度域に３秒以上、３０秒以下保持するように通電加熱する
ことを特徴とする請求項５から９のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法。 - 前記ＧＩ亜鉛めっき鋼管が、Ａｃ３点が８５０℃以下の成分系を有する
ことを特徴とする請求項５から１０のいずれか一項に記載の焼入れ鋼管部材の製造方法。
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