(57)【要約】【課題】亜鉛系被覆を有する鋼管を比較的高温で縮径加工するに際し、酸化スケールの生成を抑制し、また縮経加工時のめっき欠陥の発生、めっきの縮経ロールへの付着、鋼管の縮径ロールへのかじり等を抑制する鋼管、その製造方法及びその鋼管を用いた自動車部品を提供する。【解決手段】鋼管表面のＺｎ−Ｆｅ系被覆と地鉄との界面からＺｎ−Ｆｅ系被覆側の少なくとも厚さ１μｍの領域において、界面からＺｎ−Ｆｅ系被覆側の少なくとも厚さ１μｍの領域において、Ｆｅ濃度が質量％で１５〜５０％及び／又はΓ相が存在することを特徴とする亜鉛系めっき鋼管。また、表面にＺｎ系被覆を有する鋼管を５００〜８５０℃に加熱し、縮経率１０〜９０％加工を施すことを特徴とする加工性及び耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管の製造方法。【選択図】　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼管表面のＺｎ−Ｆｅ系被覆と地鉄との界面からＺｎ−Ｆｅ系被覆側の少なくとも厚さ１μｍの領域において、Ｆｅ濃度が質量％で１５〜５０％であること、およびΓ相が存在することの、いずれか一方又は両方であることを特徴とする加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項２】
Ｚｎ−Ｆｅ系被覆のＦｅの平均濃度が質量％で９〜５０％であることを特徴とする請求項１記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項３】
めっき付着量が両面で１０〜１２０ｇ／ｍ２　であることを特徴とする請求項１または２記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項４】
Ｚｎ−Ｆｅ系被覆中に、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｒ，ＶおよびＡｌのうち、１種または２種以上を合計で０．００１〜２０質量％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ　：０．０００５〜０．７０％、　Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、　　　　Ｐ　：０．００１〜０．２％、
Ｓ　：０．０５％以下、　　　　　　Ｎ　：０．０１％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項６】
更に質量％で、Ａｌ：０．００１〜２．５％を含有することを特徴とする請求項５記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項７】
更に質量％で、Ｚｒ，ＭｇおよびＣｅの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項５または６記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項８】
更に質量％で、Ｔｉ，ＶおよびＮｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．５含有することを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項９】
更に質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１％を含有することを特徴とする請求項５〜８のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項１０】
更に質量％で、Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＷおよびＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜２．５％含有することを特徴とする請求項５〜９のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項１１】
更に質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％を含有するむことを特徴とする請求項５〜１０のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項１２】
該亜鉛系めっき鋼管の管軸方向のｒ値が１．２以上であることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項１３】
鋼管１／２板厚における板面の｛１１０｝＜１１０＞〜　　｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上であること、および鋼板１／２板厚における板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が２．５以上であることの、いずれか一方又は両方であることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【請求項１４】
請求項１〜１３のいずれか１項に記載の鋼管を加工して製造したことを特徴とする自動車部品。
【請求項１５】
表面に１〜２００μｍの塗膜を有することを特徴とする請求項１４記載の自動車部品。
【請求項１６】
表面に亜鉛系被覆を有する鋼管を４００℃以上８５０℃以下の温度範囲に加熱し、縮径率１０〜９０％となる加工を施すことを特徴とする加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車のパネル類、足廻り、メンバーなどに用いられる鋼管と自動車部品、およびその製造方法に関するものである。特に曲げ成形やハイドロフォーム成形（特開平１０−１７５０２７公報参照）の用途に好適である。
本発明による鋼管は、特に軸押し力の働くハイドロフォーム成形性に極めて優れており、ハイドロフォーム成形時の自動車用部品の製造効率を向上させる事ができる。さらに、本発明は高強度鋼管にも適用できるため部品の板厚を低減させることが可能となり、地球環境保全に寄与できる。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板の高強度化が望まれている。高強度化することで板厚減少による軽量化や衝突時の安全性向上が可能となる。また、最近では、複雑な形状の部位について、高強度鋼の鋼管からハイドロフォーム法を用いて成形加工する試みが行われている。これは、自動車の軽量化や低コスト化のニーズに伴い、部品数の減少や溶接フランジ箇所の削減などを狙ったものである。
【０００３】
このように、ハイドロフォームなどの新しい成形加工方法が実際に採用されれば、コストの削減や設計の自由度が拡大されるなどの大きなメリットが期待される。このようなハイドロフォーム成形のメリットを充分に生かすためには、これらの新しい成形法に適した材料が必要となる。
【０００４】
本発明者らは、集合組織を制御した成形性に優れた鋼管を提供することを目的として、所定の結晶方位を有する鋼管を６５０〜１２００℃に加熱し、縮径率３０％以上で加工する方法を特開２００１−３４８６４３号公報に開示し、Ａｒ３　点以上で縮径率１０％以上、及びＡｒ３　〜（Ａｒ３　−６０）℃で縮径率２０％以上となるように縮径加工を行い、６００〜（Ａｒ３　−６０）℃で縮径加工を終了し、全縮経率を３０％以上とする方法を特開２００１−３４８６４７号公報に開示している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの成形性に優れた鋼管は高温での縮経加工によって得るため、以下のような問題点を有する。すなわち、酸化スケールを除去するために鋼管の酸洗を行う必要があること、さらにめっきを要する場合には、鋼管を酸洗したのち、めっきを施す必要が生ずること、である。これらの工程は、いずれも大きなコストアップを生じることは言うまでもない。
【０００６】
またこれらの鋼管は表面にＺｎめっきを有するものも含んでいるが、元々亜鉛系めっきが被覆された鋼管を縮径加工する場合については何ら記載されていない。亜鉛めっき被覆を有する鋼管を高温縮径する場合には、亜鉛の融点や沸点が低いために、亜鉛が蒸発したり、縮径設備に亜鉛が付着するなどの問題や、鋼管の縮径ロールへのかじりといった問題が懸念される。
【０００７】
本発明は、酸化スケールの生成を抑制し、また縮経加工時のめっき欠陥の発生、めっきの縮経ロールへの付着、鋼管の縮径ロールへのかじりなどを抑制すると共に、加工性及び耐食性に優れた亜鉛めっき系鋼管と自動車部品、及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記のような課題を克服するために、高温での縮経加工に際して亜鉛めっき鋼管を使用することで酸化スケールの生成を抑制し、また、縮径前の加熱条件を適正化し、めっき層を適正な組成に変化させることで、縮経加工時のめっき欠陥の発生、めっきの縮経ロールへの付着、鋼管の縮径ロールへのかじりなどを抑制することができるという新知見を得たものである。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）　鋼管表面のＺｎ−Ｆｅ系被覆と地鉄との界面からＺｎ−Ｆｅ系被覆側の少なくとも厚さ１μｍの領域において、Ｆｅ濃度が質量％で１５〜５０％であること、およびΓ相が存在することの、いずれか一方又は両方であることを特徴とする加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（２）　Ｚｎ−Ｆｅ系被覆のＦｅの平均濃度が質量％で９〜５０％であることを特徴とする前記（１）記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（３）　めっき付着量が両面で１０〜１２０ｇ／ｍ２　であることを特徴とする前記（１）または（２）記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（４）　Ｚｎ−Ｆｅ系被覆中に、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｒ，ＶおよびＡｌのうち、１種または２種以上を合計で０．００１〜２０質量％含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【００１０】
（５）　質量％で、
Ｃ　：０．０００５〜０．７０％、　Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、　　　　Ｐ　：０．００１〜０．２％、
Ｓ　：０．０５％以下、　　　　　　Ｎ　：０．０１％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（６）　更に質量％で、Ａｌ：０．００１〜２．５％を含有することを特徴とする前記（５）記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（７）　更に質量％で、Ｚｒ，ＭｇおよびＣｅの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする前記（５）または（６）記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（８）　更に質量％で、Ｔｉ，ＶおよびＮｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．５％含有することを特徴とする前記（５）〜（７）のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（９）　更に質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１％を含有することを特徴とする前記（５）〜（８）のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（１０）　更に質量％で、Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＷおよびＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜２．５％含有することを特徴とする前記　　（５）〜（９）のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（１１）　更に質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％を含有する含ことを特徴とする前記（５）〜（１０）のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
【００１１】
（１２）　該亜鉛系めっき鋼管の管軸方向のｒ値が１．２以上であることを特徴とする前記（１）〜（１１）のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（１３）　鋼管１／２板厚における板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上であること、および鋼板１／２板厚における板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が２．５以上であることの、いずれか一方又は両方であることを特徴とする前記　　（１）〜（１２）のいずれか１項に記載の加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管。
（１４）　前記（１）〜（１３）のいずれか１項に記載の鋼管を加工して製造したことを特徴とする自動車部品。
（１５）　表面に１〜２００μｍの塗膜を有することを特徴とする前記（１４）記載の自動車部品。
（１６）　表面に亜鉛系被覆を有する鋼管を４００℃以上８５０℃以下の温度範囲に加熱し、縮径率１０〜９０％となる加工を施すことを特徴とする加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
次に本発明の限定理由について説明する。
まず、Ｚｎ−Ｆｅ系被覆について説明する。なお、以下の説明において、成分含有量の単位は質量％である。
亜鉛系めっきを加熱して合金層、つまりＺｎ−Ｆｅ系被覆層とし、Ｚｎ−Ｆｅ系被覆と地鉄との界面からＺｎ−Ｆｅ系被覆側の少なくとも厚さ１μｍの領域において、次の▲１▼または▲２▼の要件を満たすか、▲１▼および▲２▼の両方の条件を満足せねばならない。
▲１▼　Ｆｅ濃度が１５〜５０％であること。
▲２▼　Γ相が存在すること。
これらの条件を満足しない場合には、Ｚｎ−Ｆｅ層の融点が低く、後述する縮径加工時や縮径加工前の加熱時に液層が多量に出現し、表面性状が劣悪となり、縮径加工設備にＺｎが付着したりする。
【００１３】
Γ相は、被覆層と地鉄との界面近傍に形成しやすいが、加熱条件によっては界面近傍のみならず表面近傍まで存在することもあり得る。一般に自動車用に使用される亜鉛めっき鋼板のめっき層中にはΓ相を含まない。Γ相は硬質であるため、プレス成形時にめっき層の剥離を誘発するからである。しかしながら、Γ相はα鉄と同じｂｃｃ構造を有し、元来地鉄との密着性は高く、また比較的高温で縮径加工を施す場合にはある程度の変形能を有するので、むしろ積極的に活用することが肝要であることを見出した。
Ｚｎ−Ｆｅ系被覆と地鉄との界面からＺｎ−Ｆｅ系被覆側の少なくとも厚さ１μｍのＦｅ濃度の分析は、ＥＰＭＡにより測定した値と定義する。また、Γ相は電子顕微鏡、ＥＰＭＡ、ＧＤＳなどにより観察することができる。
【００１４】
また、Ｚｎ−Ｆｅ被覆層のＦｅ量を平均で９〜５０％とすることが好ましい。９％未満ではめっき層中に液相が出現し、縮経加工中にめっきの欠陥や縮経ロールへのかじりが発生する。好ましくは１１％以上とする。一方、良好な耐食性と表面性状の確保のためには、Ｚｎ−Ｆｅ被覆層のＦｅ量は平均で５０％以下であることが好ましい。
Ｚｎ−Ｆｅ系被覆層中のＦｅ量の測定は、ＥＰＭＡ等の通常の分析方法を用いればよい。測定は、皮膜再表面から地鉄までの線分析を任意の場所について５箇所以上行い、平均値をＦｅ量と定義する。
【００１５】
亜鉛系めっきの付着量は、両面で１０〜１２０ｇ／ｍ２　であることが望ましい。１２０ｇ／ｍ２　超ではめっき層中の化学組成が不均一となり易く、縮経加工中にめっきの欠陥や縮経ロールへのかじりが発生する。好ましくは１００ｇ／ｍ２　以下とする。一方、めっき層中のＦｅ濃度を５０％以下にするためには、１０／ｍ２　以上であることが好ましい。
【００１６】
亜鉛めっき中には、耐食性、耐熱性、縮径加工性等を向上せしめる目的で、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ａｌのうち１種または２種以上を合計で２０％以下含有しても構わない。一方、上記の効果を得るためには、これらの元素のうち１種または２種以上を合計で０．００１％以上含有することが好ましい。
【００１７】
次に鋼中成分について述べる。
Ｃ：高強度化に有効で０．０００５％以上の添加とするが、集合組織を制御する上では過度の添加は好ましいものではない。また溶接性も劣化するので上限を０．７０％とする。０．００１〜０．３％が好ましく、０．００２〜０．２％がさらに好ましい範囲である。
【００１８】
Ｓｉ：安価に機械的強度を高めることが可能であり、要求される強度レベルに応じて添加すれば良いが、過剰の添加はめっきのぬれ性や加工性の劣化を招くばかりか良好な集合組織形成を阻害するので、上限を２．５％とした。下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのは製鋼技術上困難なためである。
【００１９】
Ｍｎ：高強度化に有効な元素であるため下限を０．０１％とした。また過剰添加は延性の低下を招くため、上限を３．０％とした。
【００２０】
Ｐ：高強度化に有効な元素であるので０．００１以上添加する。０．２％超を添加すると熱間圧延や縮径加工時に欠陥が発生したり、成形性が劣化したりするので０．２％を上限とする。
【００２１】
Ｓ：不純物であり含有量は低いほど好ましく、熱間割れを防止するために０．０５％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
【００２２】
Ｎ：不純物であり含有量は低いほど好ましく、加工性を劣化させるため上限を０．０１％以下とする。０．００５％以下がより好ましい範囲である。
【００２３】
Ａｌ：脱酸元素として有効であるほか、ｒ値やｎ値等の加工性を改善する効果も有するので、必要に応じて０．００１％以上添加する。一方過剰添加は介在物の増加を招き、めっき性や溶接性を損なうので、２．５％を上限とする。
【００２４】
Ｚｒ，Ｍｇ，Ｃｅ：脱酸元素として有効である。一方過剰添加は酸化物、硫化物や窒化物の多量晶出・析出を招き清浄度が劣化して、延性を低下させてしまう上、メッキ性を損なう。したがって、必要に応じてこれらの１種または２種以上の合計で０．０００１〜０．５０％とする。
【００２５】
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ：必要に応じて添加する。Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖは、これらの１種又は２種以上の合計０．００１％以上の添加で、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することにより、鋼材を高強度化したり加工性を向上することが出来る。一方、その合計が０．５％を超えた場合には、母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して、延性を低下させることから、添加範囲を０．００１〜０．５％とする。
Ｔｉは、鋼管表面のＺｎめっき中のＦｅ濃度を高めるのに効果的な元素であるので、Ｆｅ濃度を高めたい場合には０．０５％以上添加することが好ましい。
【００２６】
Ｂ：必要に応じて添加する。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．０１％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性も低下させることから、０．０００１〜０．０１％とした。
【００２７】
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｎ：強化元素であり、必要に応じてこれらの１種又は２種以上の合計で０．００１％以上添加する。また、過剰の添加はコストアップや延性の低下を招くことから、２．５％以下とした。
【００２８】
Ｃａ：介在物制御のほか脱酸に有効な元素で、適量の添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じて０．０００１〜０．０１％の範囲とした。
【００２９】
また、不可避的不純物としてＯ，Ｐｂ，Ｓｂなどをそれぞれ０．０２％以下の範囲で含んでも、本発明の効果を失するものではない。
【００３０】
次に、鋼管の性質について説明する。
鋼管のｒ値：鋼管のｒ値は、集合組織の変化によって種々変化するが、軸方向のｒ値は１．２以上であることが好ましい。製造条件によっては軸方向のｒ値が３．０を超える場合もある。ｒ値の異方性については特に限定するものではない。ｒ値の評価は、ＪＩＳ１１号管状試験片またはＪＩＳ１２号弧状試験片によって行う。そのときの歪量は伸び率１５％で評価するが、均一伸びが１５％未満のときには、均一伸びの範囲内の歪量で評価する。なお、試験片はシーム部以外から試料を採取することが望ましい。
【００３１】
鋼管１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群および｛１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比：ハイドロフォーム成形等を行う上で最も重要な特性値である。板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比（極密度）を求めたときの、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群での平均が２．０以上とした。この方位群に含まれる主な方位は｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞である。
【００３２】
これらの各方位のＸ線ランダム強度比（極密度）は、｛１１０］，｛１００｝，｛２１１｝，｛３１０｝極点図のうち３つ以上の極点図を基に級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めるには、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における（１１０）［１−１０］、（６６１）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（３３１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］、（３３２）［１−１０］の強度で代表させる。
【００３３】
なお、本発明の集合組織は通常の場合、φ２＝４５°断面において上記の方位群の範囲内に最高強度を有し、この方位群から離れるにしたがって徐々に強度レベルが低下するが、Ｘ線の測定精度の問題や鋼管製造時の軸周りのねじれの問題、Ｘ線試料作製の精度の問題などを考慮すると、最高強度を示す方位がこれらの方位群から±５°ないし１０°程度ずれる場合もあり得る。｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞方位群の平均Ｘ線ランダム強度比とは、上記の各方位のＸ線ランダム強度比の相加平均である。
【００３４】
上記方位のすべての強度が得られない場合には、｛１１０｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞の方位の相加平均で代替しても良い。中でも、｛１１０｝＜１１０＞は重要であり、この方位のＸ線ランダム強度比が２．５以上であることが特に望ましい。｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞方位群の平均強度比が２．０以上でかつ｛１１０｝＜１１０＞の強度比が２．５以上であれば、特にハイドロフォーム用鋼管としては更に好適であることは言うまでもない。
【００３５】
また、成形困難な場合には上記方位群の平均強度比が３．０以上であること、｛１１０｝＜１１０＞の強度比が４．０以上であることのうち、少なくとも１つを満たす事が望ましい。その他の方位、例えば｛００１｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞などの強度は、製造条件によって種々変化するので特に限定しないが、これらの平均強度が４．０以下であることが好ましい。
【００３６】
鋼管のＸ線回折を行う場合には、鋼管より弧状試験片を切り出し、これをプレスして平板としＸ線解析を行う。また、弧状試験片から平板とするときは、試験片加工による結晶回転の影響を避けるため極力低歪みで行うものとし、加工により導入される歪み量の上限を１０％以下で行うこととした。
【００３７】
このようにして得られた板状の試料について、機械研磨や化学研磨などによって板厚中心付近まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、板厚中心層が測定面となるように調整する。なお、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい。さらにＸ線測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法により測定しても差し支えない。ただしその際には、最低でも５００個以上の結晶粒の方位を測定する必要がある。
【００３８】
本発明の集合組織は、上述の通り板厚中心または板厚中心近傍の面におけるＸ線測定結果により規定されるが、中心付近以外の板厚においても同様の集合組織を有することが好ましい。通常は鋼管の外側表面〜板厚１／４程度までは、後述する縮径加工によるせん断変形に起因して集合組織が変化し、上記の集合組織の要件を満たさないのが一般的であるが、本発明では表面の亜鉛被覆層が縮径加工時に潤滑の効果を発現するので、表層近傍も板厚中心近傍と同等の集合組織を有する。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面の法線方向の結晶方位が＜ｈｋｌ＞で鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
【００３９】
本発明の集合組織に関する特徴は、通常の逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、例えば鋼管の半径方向の方位を表す逆極点図を板厚の中心付近に関して測定した場合、各方位のＸ線ランダム強度比は以下のようになることが好ましい。
＜１００＞：２以下、＜４１１＞：２以下、＜２１１＞：４以下、＜１１１＞：１５以下、＜３３２＞：１５以下、＜２２１＞：２０．０以下、＜１１０＞：３０．０以下。また、軸方向を表す逆極点図においては、＜１１０＞：４以上、上記の＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００４０】
以上説明した本発明に係る鋼管をハイドロフォーム成形、曲げ成形等して、メンバー類、補強部材等の自動車部品としたものは、優れた衝突吸収エネルギー能を有し、また対象性にも優れているので好適である。
【００４１】
次に、本発明の製造方法について説明する。
製造にあたっては、高炉、電炉等による溶製に続き各種の２次製錬を行い、インゴット鋳造や連続鋳造を行い、連続鋳造の場合には室温付近まで冷却することなく熱間圧延するＣＣ−ＤＲなどの製造方法を組み合わせて製造してもかまわない。鋳造インゴットや鋳造スラブを再加熱して熱間圧延を行っても良いのは言うまでもない。
【００４２】
熱間圧延の加熱温度は特に限定するものではなく、目的とする仕上げ温度を具現化するのに適切な温度であれば良い。熱延の仕上げ温度は通常のγ単相域のほか、α＋γ２相域やα単相域、α＋パーライト、α＋セメンタイトのいずれの温度域で行っても良い。熱間圧延の１パス以上について潤滑を施しても良い。また、粗圧延バーを互いに接合し、連続的に仕上げ熱延を行っても良い。粗圧延バーは一度巻き取っても再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。
【００４３】
熱延後の冷却速度や巻き取り温度は特に限定するものではない。熱間圧延後は酸洗する。さらにスキンパス圧延や５０％以下の圧下率の冷間圧延を施した後、下記の亜鉛めっきを施しても良い。また、熱間圧延鋼板に圧下率９０％以下の冷間圧延を行ったのち焼鈍および亜鉛めっきを行っても良い。経済的には、焼鈍と亜鉛めっきをインラインで行う、例えば連続溶融亜鉛めっきラインを用いるのが効率的である。
【００４４】
亜鉛めっきの方法については特に限定するものでなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法等が可能である。現在工業的に最も普及しているのは溶融めっき法であり、通常めっき浴としてＺｎに０．０５〜０．３％程度のＡｌを含有する組成を使用することが多く、これに不可避的不純物のＦｅが混入している。これ以外の添加元素として、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｉｎ，Ｂｉ，ミッシュメタル等があり得るが、めっき層がＺｎを主体とする限り適用可能である。
【００４５】
本発明において、亜鉛めっきのめっき前処理、後処理等については特に限定するものではない。めっき前処理としてＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅプレめっき等もあり得るが、これも適用可能である。
まためっき後処理としては一次防錆、潤滑性を目的としてクロメート処理、樹脂被覆処理等あり得るが、有機樹脂は加熱すると消失してしまうため好ましくない。クロメート処理も近年の６価クロム規制を考慮すると、電解クロメート等の３価の処理皮膜が好ましい。その他、無機系のクロメート以外の後処理も適用可能である。潤滑性を狙ってアルミナ、シリカ、ＭｏＳ２　等を予め処理することも可能である。
【００４６】
鋼管の製造にあたっては、通常は電縫溶接を用いるが、ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーザー溶接、ＵＯや鍛接等の溶接・造管手法等を用いることも出来る。例えば電縫溶接や溶接後のビード研削によって鋼管のシーム部近傍の亜鉛めっきが欠落し、地鉄が表面に出た場合には、溶射などの方法によって再度亜鉛めっきすることが望ましい。
これらの溶接鋼管製造に於いて溶接熱影響部は、必要とする特性に応じて局部的な均質熱処理を単独あるいは複合して、場合によっては複数回重ねて行っても良く、本発明の効果をさらに高める。この熱処理は溶接部と溶接熱影響部のみに付加することが目的であって、製造時にオンラインであるいはオフラインで施行できる。
【００４７】
鋼管を縮径加工する前の加熱温度は重要である。すなわちこれを４００℃以上８５０℃以下とする。加熱温度が４００℃未満ではｎ値、ｒ値などの加工性が著しく劣化するだけでなく、めっき層が剥離しやすくなる。一方、加熱温度が８５０℃超では亜鉛めっきが蒸発し、表面性状が劣化するので８５０℃を上限とする。より好ましくは５５０℃以上７００℃以下である。
加熱の方法は特に問わない。すなわち、インダクションヒーターや電気炉等の炉加熱などで加熱すればよい。
【００４８】
縮径の方法も重要である。すなわち、縮径率を１０％以上となるように縮径する。縮径率が１０％未満では良好な集合組織が十分に発達しない。好ましくは２０％以上、より好ましくは３０％以上縮径する。縮径率の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、生産性の観点から、９０％以下とすることが好ましい。なお縮径率は、｛（縮径加工前の母管の直径−縮径完了後の鋼管の直径）／縮径加工前の母管の直径｝｝×１００（％）で定義される。なお、鋼管の直径は鋼管の外形を測定する。
【００４９】
縮径完了温度はα＋γ域、α単相域、α＋セメンタイト域、α＋パーライト域のいずれかであることが望ましい。これは上記の縮径加工がα相に一定量以上加わることが良好な集合組織を得るために必要だからである。
また、縮径時に潤滑を施すことは成形性向上の点で望ましい。
縮径加工は、複数のロールを組み合わせて多段パスのラインを通板することによって行っても良いし、ダイスを用いて引き抜いて行っても良い。
【００５０】
本発明に係る鋼管は、延性を確保するためフェライトを面積率で５０％以上含有することが好ましいが、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等の組織を含んでも良い。縮径加工後にオフラインで種々の熱処理を施し、組織制御を行っても構わない。
次に実施例で本発明をより詳細に説明する。
【００５１】
【実施例】
（実施例１）
通常の熱延工程を経た、表１に示す鋼成分の酸洗済みの熱延鋼板（板厚２．０ｍｍを材料として、溶融亜鉛めっきを行った。溶融亜鉛めっきは無酸化炉−還元炉タイプのラインを使用し、最高到達温度を８００℃とした。めっき後ガスワイピング法でめっき付着量を両面で８０ｇ／ｍ２　に調節し、５００℃まで再加熱し、１５ｓ間保持した後、室温まで冷却した。この際のめっき浴組はＺｎ−０．１１％Ａｌであった。めっき外観は不めっき等なく良好であった。
【００５２】
このようにして製造した溶融亜鉛めっき鋼板を電縫溶接にて造管した。この亜鉛めっき電縫鋼管を種々の温度に加熱し、縮経加工を行った。得られた鋼管のＺｎ−Ｆｅ被覆中のＦｅ濃度、外観および機械的特性を表２に示す。表２中の「界面近傍の被覆中のＦｅ濃度」とは、界面からＺｎ−Ｆｅ被覆側の厚さ１μｍの領域において測定した値である。なお、表中のｒＬとは管軸方向のｒ値を表している。なお、伸びが不十分な場合には、歪みゲージを用いて均一伸びの範囲内でｒ値を測定した。表１，２から明らかなように、適正な条件で縮経加工した場合には、表面性状が良好で加工性にも優れた鋼管を得ることができる。
【００５３】
（実施例２）
実施例１の番号Ｃの熱延鋼板において、付着量を両面で６０〜２００ｇ／ｍ２　まで変化させた。ついでこれらを電縫溶接し、ビード切削部には溶射によって上記組成を有する亜鉛めっきを補った。これらの鋼管を大気雰囲気中で６００℃に加熱し、縮経率４０％とする縮経加工を行った。得られた鋼管のＺｎ−Ｆｅ被覆中のＦｅ濃度および外観品位を表３に示す。表３中の「界面近傍の被覆中のＦｅ濃度」は、界面からＺｎ−Ｆｅ系被覆側の厚さ１μｍの領域において測定した値である。表３から明らかなように、亜鉛めっきの付着量を適正化することによって、縮経加工後にも良好な表面品位を保つことができる。
【００５４】
【表１】
2004084024.tif 000002
【００５５】
【表２】
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【００５６】
【表３】
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【００５７】
【発明の効果】
本発明は、加工性および耐食性に優れた鋼管および自動車部品を提供するものであり、ハイドロフォーム成形性に優れ、かつ自動車の軽量化を図ることができ、産業上の寄与は大きい。