(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼管表面にＦｅ−Ａｌ系被覆を有し、該Ｆｅ−Ａｌ系被覆のＡｌ濃度が質量％で５〜７０％であり、前記鋼管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３．０以上と、前記鋼管１／２板厚における板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が４．０以上の、いずれか一方又は両方であり、前記鋼管の軸方向のｒ値が１．２以上である加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管を製造する方法であって、鋼管が質量％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り、表面にアルミめっきを有する該鋼管を８００℃以上１２００℃以下に加熱し、縮径率１５％以上、板厚変化率−２０〜＋１０％となる加工を施すことを特徴とする加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【請求項２】
鋼管がさらに、Ａｌを０．００１〜２．５質量％含有することを特徴とする請求項１記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【請求項３】
鋼管がさらに、Ｃｅ、ＺｒおよびＭｇの１種または２種を合計で０．０００１〜０．５質量％含有することを特徴とする請求項１又は２記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【請求項４】
鋼管がさらに、Ｔｉ、ＶおよびＮｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．５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、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【請求項５】
鋼管がさらに、Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含有す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、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【請求項６】
鋼管がさらに、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質量％含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【請求項７】
鋼管がさらに、Ｃａを０．０００１〜０．０１質量％含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
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号公報参照）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ものと考えられる。
【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成形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。本発明者らは特開２００１−３４８６４３号公報および特開２００１−３４８６４７号公報には集合組織を制御した成形性に優れた鋼管について開示している。
【０００４】
【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径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。
【０００５】
本発明は、高温での縮径圧加工に際して酸化スケールの生成を抑制し、また縮径加工時のめっき欠陥の発生、めっきの縮径ロールへの付着、鋼管の縮径ロールへのかじりなどを抑制する鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【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、高温での縮径加工に際してアルミ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、アルミめっきの付着量、加熱条件を適正化することで縮径加工時のめっき欠陥の発生、めっきの縮径ロールへの付着、鋼管の縮径ロールへのかじりなどを抑制する知見を得た。
【０００７】
すなわち、本発明はかかる知見に基づくものであって、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）鋼管表面にＦｅ−Ａｌ系被覆を有し、該Ｆｅ−Ａｌ系被覆のＡｌ濃度が質量％で５〜７０％であり、前記鋼管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３．０以上と、前記鋼管１／２板厚における板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が４．０以上の、いずれか一方又は両方であり、前記鋼管の軸方向のｒ値が１．２以上である加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管を製造する方法であって、鋼管が質量％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り、表面にアルミめっきを有する該鋼管を８００℃以上１２００℃以下に加熱し、縮径率１５％以上、板厚変化率−２０〜＋１０％となる加工を施すことを特徴とする加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【０００８】
（２）鋼管がさらに、Ａｌを０．００１〜２．５質量％含有することを特徴とする上記（１）記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
（３）鋼管がさらに、Ｃｅ、ＺｒおよびＭｇの１種または２種を合計で０．０００１〜０．５質量％含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【０００９】
（４）鋼管がさらに、Ｔｉ、ＶおよびＮｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．５質量％含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
（５）鋼管がさらに、Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
（６）鋼管がさらに、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質量％含有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
（７）鋼管がさらに、Ｃａを０．０００１〜０．０１質量％含有することを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法。
【００１０】
（削除）
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。先ず本発明の限定理由について説明する。
アルミめっきを加熱して合金層、つまりＦｅ−Ａｌ系被覆層とし、このＡｌ量を５〜７０％とする。７０％を超えるとめっき層中に液相が出現し、縮径加工中にめっきの欠陥や縮径ロールへのかじりが発生する。好ましくは６０％以下とする。一方、鋼管の酸化を防止し、耐熱性や耐食性を確保するためには、Ａｌ量は５％以上とする。Ｆｅ−Ａｌ系被覆層中のＡｌ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１μｍ〜３μｍの範囲で任意の場所について５箇所以上行い、平均値をＡｌ量と定義する。
【００１３】
Ｆｅ−Ａｌ系被覆中のＳｉ量は、１〜１５％とすることが好ましい。Ｓｉは１％以上含有することにより、Ａｌの融点を下げるためアルミめっき鋼管を溶融めっきで製造する際にめっき浴の温度を下げることができる。また、めっき層の耐熱性を高めるのにも有効である。一方、１５％超としてもこれらの効果は飽和するので１５％を上限とする。
【００１４】
アルミめっきの付着量は両面で２０〜１２０ｇ／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、縮径加工中にめっきの欠陥や縮径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、スケール生成を抑制したり、鋼管の耐食性や耐熱性を確保するためには、アルミめっき付着量は２０ｇ／ｍ2 以上とする。
【００１５】
次に鋼管地鉄における板厚中心付近の成分について述べる。
Ｃ：高強度化に有効で０．０００５質量％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。
【００１６】
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質量％とした。下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのが製鋼技術上困難なためである。
【００１７】
Ｍｎ：高強度化に有効な元素であるため下限を０．０１質量％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。
【００１８】
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これを上限とする。
【００１９】
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。
【００２０】
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。
【００２１】
鋼管のｒ値は、集合組織の変化によって種々変化するが、少なくとも軸方向のｒ値は１．２以上とすることが好ましい。製造条件によっては軸方向のｒ値が３．０を越える場合もある。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、ＪＩＳ  １１号管状試験片またはＪＩＳ  １２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。
【００２２】
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質量％以上添加することが好ましい。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質量％を上限とする。
【００２３】
Ｃｅ、Ｚｒ、Ｍｇ：脱酸元素として有効であり、鋼管の加工性を改善する効果を有する。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、めっき性を損なう。したがって、必要に応じてこれらの１種または２種以上を合計で、質量％で０．０００１〜０．５０％含有するものとする。
【００２４】
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種以上の合計で０．００１質量％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って鋼材を高強度化したり加工性を向上することが出来るが、その合計が０．５％を越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質量％とする。Ｔｉは、鋼管表面のＡｌ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。
【００２５】
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質量％を越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重量％とした。
【００２６】
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，質量％で０．００１％以上の添加とした。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。
【００２７】
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、必要に応じて質量％で０．０００１〜０．０１％の範囲とした。
【００２８】
また、不可避的不純物として、Ｏ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｂなどをそれぞれ０．０２質量％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。
【００２９】
次に、集合組織の限定理由について説明する。
鋼管１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群および｛１１０｝＜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＞の方位群での平均を３．０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。
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］の強度で代表する。
【００３０】
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、Ｘ線試料作製の精度等の問題を考慮すると、最高強度を示す方位がこれらの方位群から±５°ないし１０°程度ずれる場合も有りうる。
【００３１】
｛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。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４．０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３．０以上でかつ｛１１０｝＜１１０＞の強度比が４．０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。
また、成形困難な場合には上記方位群の平均強度比が４．０以上であること、｛１１０｝＜１１０＞の強度比が５．５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、たとえば｛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３．０以下であることが好ましい。
【００３２】
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。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。これは成分分析を行う際も同様である。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。
【００３３】
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。しかしながら鋼管の外側表面〜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場合もあり得る。
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。
【００３４】
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、たと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＞：３以上、上記の＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００３５】
鋼管１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比：これもハイドロフォーム成形等を行う上で重要な特性値である。これが発達している場合には、管軸方向のｒ値のみならず、その他の方向のｒ値も良好となるため３．０以上であることが望ましい。より好ましくは５．０以上である。
【００３６】
さらに製造にあたっては、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。
【００３７】
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。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。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。
【００３８】
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、下記のアルミ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アルミめっきを行っても良い。経済的には、焼鈍とアルミめっきをインラインで行う、たとえば連続溶融アルミめっきラインを用いるのが効率的である。
【００３９】
アルミ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Ａｌ−１０％Ｓｉ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。このとき加熱後の合金層にＳｉが入り、相構造によりＳｉ量は変動しうるが、鋼管の耐熱性を向上させるので１％以上含有することが好ましい。一方、Ｓｉを過度に含有してもその効果は飽和するので上限を１５％とする。
【００４０】
これ以外の添加元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、ミッシュメタル等がありうるが、めっき層がＡｌを主体とする限り、適用可能である。Ｚｎ、Ｍｇの添加は赤錆を発生し難くするという意味で有効であるが、蒸気圧の高いこれら元素の過剰な添加はＺｎ、Ｍｇのヒューム発生、表面へのＺｎ、Ｍｇ起因の粉体状物質の生成等があり、Ｚｎ：６０％以上、Ｍｇ：１０％以上の添加は望ましくない。
【００４１】
本発明において、アルミ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うるが、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うるが、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。
【００４２】
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。たと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アルミ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アルミ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。
【００４３】
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８００℃以上１２００℃以下とする。この範囲外では上記集合組織を得ることは極めて困難である。また、加熱温度が８００℃未満では鋼管表面のアルミめっき中のＡｌ濃度が７０％超となり、縮径加工中に上述した種々の問題を誘発する。一方、加熱温度が１２００℃超ではアルミめっきが蒸発し、表面性状が劣化するので１２００℃を上限とする。より好ましくは９００℃以上１０５０℃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。なお、鋼管を一旦５００〜７５０℃で保持したのち、上記の温度まで加熱して縮径加工を行うことは、良好な表面品位を得るのに好ましい。
【００４４】
縮径の方法も重要である。すなわち、縮径率を１５％以上、板厚変化率を−２０％〜＋１０％となるように縮径する。縮径率が１５％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２５％以上、より好ましくは４５％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。また、縮径率を１５％以上とするだけでは不十分で、板厚変化を−２０％〜＋１０％とすることが必須である。好ましくは−２０％〜０％とする。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、板厚変化率は｛（縮径完了後の鋼管の板厚−縮径加工前の母管の板厚）／縮径加工前の母管の板厚｝×１００（％）と定義される。なお、鋼管の直径は鋼管の外形を測定する。
【００４５】
縮径圧延開始温度は上記の集合組織を得るために、７００〜１１００℃とすることが望ましい。縮径完了温度は特に限定しないが、鋼管１／２板厚における板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比を高めるために、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、良好な延性を確保するためには縮径完了温度を５５０℃以上とすることが好ましい。さらに鋼管１／２板厚における板面の｛１１１｝＜１１０＞方位を発達させる場合には、（Ａｒ3 −１００）℃以上とすることが望ましい。
【００４６】
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。また、縮径加工後に管の径や機械的強度を矯正するために冷間にてサイザーなどを通しても構わない。
【００４７】
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。
【００４８】
【実施例】
次に実施例で本発明をより詳細に説明する。
［実施例１］
通常の熱延工程を経た、表１に示すような鋼成分の酸洗済みの熱延鋼板（板厚２．０mm）を材料として、溶融アルミめっきを行った。溶融アルミめっきは無酸化炉−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、その後冷却し、ゼロスパングル処理を施した。この際のめっき浴組成としてはＡｌ−１０％Ｓｉ−２％Ｆｅであった。浴中のＦｅは浴中のめっき機器やストリップから供給される不可避のものである。めっき外観は不めっき等なく良好であった。
【００４９】
このようにして製造した溶融アルミめっき鋼板を電縫溶接にて造管した。このアルミめっき電縫鋼管を種々の温度に加熱し、縮径加工を行った。Ｘ線測定は、鋼管から弧状試験片を切り出し、プレスして平板として行った。（１１０）、（２００）、（２１１）、  （３１０）極点図を板厚の７／１６位置について測定し、これらを用いて級数展開法により３次元集合組織を計算し、φ２＝４５°断面における各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めた。
【００５０】
得られた鋼管のＦｅ−Ａｌ被覆中のＡｌ濃度、外観および機械的特性を表２に示す。なお、表中のｒＬとは管軸方向のｒ値を現している。
これから明らかなとおり、適正な条件で縮径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。
【００５１】
【表１】
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【００５２】
【表２】
0003981580.tif 000003
【００５３】
［実施例２］
実施例１の表１中で番号Ｃの鋼板を使用して、Ａｌ−１０％Ｓｉ−２％Ｆｅをベースとしてめっきを行い、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アルミめっきを補った。これらの鋼管を大気雰囲気中で９５０℃に加熱し、縮径率５０％、板厚変化率−１０％とする縮径加工を行った。
得られた鋼管のＦｅ−Ａｌ被覆中のＡｌ濃度および外観品位を表３に示す。表３のように、アルミめっきの付着量を適正化することによって縮径加工後にも良好な表面品位を保つことができる。
【００５４】
【表３】
0003981580.tif 000004
【００５５】
【発明の効果】
上記したように本発明は、加工性、耐食性および耐熱性に優れた鋼管および自動車部品を提供することができる。そして本発明は、今後の自動車軽量化に大きく寄与できるものであり、産業上の寄与は大きい。