JP2003286557A - アルミ系めっき鋼管と自動車部品および製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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
り等を抑制し、更には得られた鋼管を自動車部品に成形
した後にも良好な表面品位を有する鋼管、その製造法及
び該鋼管を用いた自動車部品を提供する。 【解決手段】 鋼板表面に、Ｆｅ−Ａｌ系被覆層を有
し、該Ｆｅ−Ａｌ系被覆層表面側の深さ１〜３μｍにお
いてＡｌ濃度が質量％で３〜３５％であり、該Ｆｅ−Ａ
ｌ系被覆層と地鉄との界面からＦｅ−Ａｌ系被覆側の少
なくとも厚さ１μｍの領域において、Ａｌ濃度が質量％
で０．５〜１５％であるアルミめっき鋼管。また表面に
Ａｌ系被覆層を有する鋼管を所定の温度で一定時間以上
加熱し、縮経率１５％以上、板厚変化率−２０〜＋１０
％となる加工を施すアルミ系めっき鋼管の製造方法。

Description

【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１０−１７５０
２７号公報参照）の用途に好適である。本発明による鋼
管は、曲げ成形の他、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等に
よる自動車用部品等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。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。

【０００３】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２００１−３
４８６４３号公報および特開２００１−３４８６４７号
公報に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。

【０００５】

【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、さ
らには、鋼管を自動車部品に成形する際に、表面のアル
ミめっきにクラックの生成や剥離などを抑制するための
知見を得たものである。

【０００６】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）鋼管表面に、Ｆｅ−Ａｌ系被覆層を有し、該Ｆｅ
−Ａｌ系被覆層の表面側の深さ１〜３μｍにおいてＡｌ
濃度が質量％で３〜３５％であり、該Ｆｅ−Ａｌ系被覆
層と地鉄との界面からＦｅ−Ａｌ系被覆層側の少なくと
も厚さ１μｍの領域において、Ａｌ濃度が質量％で０．
５〜１５％であることを特徴とするアルミ系めっき鋼
管。 （２）Ｆｅ−Ａｌ系被覆層が質量％で０．３〜１５％の
Ｓｉを含有することを特徴とする前記（１）記載のアル
ミ系めっき鋼管。 （３）めっき付着量が鋼管両面の合計で２０〜２００ｇ
／ｍ²であることを特徴とする前記（１）または（２）
記載のアルミ系めっき鋼管。

【０００７】（４）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、鋼管
の軸方向のｒ値が１．２以上であることを特徴とする前
記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のアルミ系めっ
き鋼管。 （５）鋼管が、更にＡｌを０．００１〜２．５質量％含
有することを特徴とする前記（４）記載のアルミ系めっ
き鋼管。 （６）鋼管が、更にＺｒ、ＣｅおよびＭｇの１種または
２種以上を合計で０．０００１〜０．５質量％含むこと
を特徴とする前記（４）または（５）記載のアルミ系め
っき鋼管。 （７）鋼管が、更に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％以下含むことを
特徴とする前記（４）〜（６）のいずれか１項に記載の
アルミ系めっき鋼管。 （８）鋼管が、更にＢを０．０００１〜０．０１質量％
含むことを特徴とする前記（４）〜（７）のいずれか１
項に記載のアルミ系めっき鋼管。 （９）鋼管が、更に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％含むことを特徴とする前記（４）〜（８）
のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。 （１０）鋼管が、更にＣａを０．０００１〜０．０１質
量％以下含むことを特徴とする前記（４）〜（９）のい
ずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。

【０００８】（１１）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以上および／又は
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４．０以上であることを特徴とす
る前記（１）〜（１０）のいずれか１項に記載のアルミ
系めっき鋼管。 （１２）鋼管１／２板厚における板面の｛１１１｝＜１
１０＞方位のＸ線ランダム強度比が３．０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
記載のアルミ系めっき鋼管。

【０００９】（１３）前記（１）〜（１２）のいずれか
１項に記載の鋼管を加工して製造した自動車部品。 （１４）表面に１〜２００μｍの塗膜を有することを特
徴とする前記（１３）に記載の自動車部品。

【００１０】（１５）表面にＡｌ系被覆層を有する鋼管
を８００℃以上１２００℃以下の温度範囲に加熱する際
し、図１に示すＡ（８００℃，１６分）、Ｂ（９００
℃，９分）、Ｃ（１０５０℃，３分）及びＤ（１２００
℃，１分）の各点を直線で結んだ領域よりも長時間側と
なるように加熱し、縮経率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アルミ系
めっき鋼管の製造方法。

【００１１】

【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、前記（１）に係る発明では、アルミめっ
きを施した鋼管を加熱してＦｅ−Ａｌ系被覆層とし、被
覆層最表面からの深さ１〜３μｍにおけるＡｌ量を質量
％で３〜３５％とする。３５％を超えるとめっき層が脆
くなり、鋼管を自動車部品とするために曲げ成形やハイ
ドロフォーム成形などを施した際に、めっきの剥離やク
ラック等の欠陥を生じやすくなる。好ましくは２５％以
下とする。この理由は必ずしも明らかではないが、Ａｌ
量が３５％以下となると、被覆層が主としてＦｅおよび
Ｆｅ₃Ａｌによって構成され、しかもＦｅ₃Ａｌの構造が
鉄と同じ体心立方（ｂｃｃ）構造であるため被覆層の変
形能が高くなるためと考えられる。下限は特に限定理由
はないが、３％未満とするのは操業上困難で、また、大
きなコストアップを伴うばかりか、鋼管の耐食性や耐熱
性も劣化するので３％が実質的な下限である。

【００１２】さらに、上記の通り深さ１〜３μｍの範囲
で上述のＡｌ量の要件を満たすことは、Ｆｅ−Ａｌ系被
覆層全厚に渡って加工性が良好であり、めっき剥離等の
トラブルを低減することができる。なぜなら、被覆層表
面近傍よりも地鉄近傍の方がＦｅ濃度が高くＡｌ濃度が
低くなりやすいからである。

【００１３】表面近傍のＦｅ−Ａｌ系被覆層中のＡｌ量
を測定するには、ＥＰＭＡやＧＤＳ等の通常の分析方法
を用いればよい。ＥＰＭＡにて点分析する場合には被覆
層最表面側の厚さ１μｍから３μｍの範囲について１０
箇所以上無作為に行い、平均値をＡｌ量と定義する。そ
の際、電子線の入射方向は、圧延方向または幅方向とほ
ぼ平行（１０゜以内のずれは許容）とする。ＧＤＳで測
定する際には板厚方向に分析し、上記の範囲における平
均値をＡｌ量と定義する。

【００１４】また、前記（１）に係る発明では、該Ｆｅ
−Ａｌ系被覆層と地鉄との界面からＦｅ−Ａｌ系被覆層
側の少なくとも厚さ１μｍの領域に於いて、質量％で
０．５〜１５％のＡｌが存在する。Ａｌはｂｃｃフェラ
イト鉄相中に固溶していることが好ましい。すなわち、
Ａｌの濃化したｂｃｃフェライト鉄が界面近傍に存在す
ることで、鋼管の縮経加工中や製品を自動車用部品に成
形する際のめっきの剥離やクラック等の欠陥の発生を抑
制することができる、との新知見を得た。

【００１５】しかしＡｌの濃度が１５％超となると金属
間化合物を形成する可能性があり、地鉄との密着性が低
下し、縮径加工時や自動車部品に成形する際にめっきが
剥離する等の問題が生ずる恐れがあるのでこれを上限と
する。一方、Ａｌ濃度が０．５％未満では上記のような
効能を得ることは困難であるので０．５％を下限とす
る。該Ａｌ濃度の下限は、地鉄部分の板厚中心における
Ａｌ量よりも０．５％以上高いことが望ましい。すなわ
ち、地鉄の板厚中心部におけるＡｌ量が１．０％であれ
ば、上記の領域では１．５％以上のＡｌが存在すること
が望まれる。

【００１６】Ａｌ量の測定は界面から被覆層側の１μｍ
以内での任意の１０点以上について行い、平均値をＡｌ
量と定義する。測定手段は上記した被覆層表面近傍のＡ
ｌ量の測定と同様である。該Ｆｅ−Ａｌ系被覆層と鋼管
地鉄との界面は光学顕微鏡観察によってすることで明確
に特定することが可能である。すなわち、２％程度のナ
イタールエッチングを施し光学顕微鏡にて観察した際
に、自由表面側の暗い領域がＦｅ−Ａｌ系被覆層であ
り、さらに板厚中心側の明るい領域を地鉄と定義する。
また、地鉄側には上記エッチングによって結晶粒界が明
瞭に観察されるので、結晶粒界が認められる領域を地鉄
と判断しても良い。

【００１７】前記（２）に係る発明では、Ｆｅ−Ａｌ系
被覆層中のＳｉ量は、０．３〜１５％とする。ＳｉはＡ
ｌ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。０．
３％未満ではこのような効果を得ることが困難であるの
でこれを下限とし、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。１〜５％がより
好ましい範囲である。

【００１８】鋼管表面のＦｅ−Ａｌ系被覆層と地鉄との
界面からＦｅ−Ａｌ系被覆層側の少なくとも厚さ１μｍ
の領域、すなわちＡｌの濃化したｂｃｃフェライト鉄部
に於いて、Ｓｉが地鉄部分の板厚中心付近における量よ
りも０．３％以上高い濃度で存在することはめっき剥離
等の欠陥の生成を抑制するために望ましい。界面近傍に
濃化したＳｉはＡｌと同様に鋼管の縮経加工中や製品を
自動車用部品に成形する際のめっきの剥離やクラック等
の欠陥の発生を抑制する効果がある。

【００１９】前記（３）に係る発明では、アルミめっき
の付着量は鋼管両面の合計で２０〜２００ｇ／ｍ²とす
る。２０ｇ／ｍ²未満では鋼管表面に酸化スケールが生
じたり、鋼管の耐熱性や耐食性も劣化する。２００ｇ／
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
生する場合がある。好ましくは４０〜１２０ｇ／ｍ²以
下とする。

【００２０】上述の通りＦｅ−Ａｌ系被覆層を有するた
め耐食性や耐熱性にも優れていることは言うまでもな
い。さらに本発明のＦｅ−Ａｌ系合金皮膜はＦｅ濃度が
高いため融点が高く、スポット溶接などによっても被覆
層が実用上問題ない程度に保持される。

【００２１】次に前記（４）に係る発明の限定理由につ
いて述べる。 Ｃ：高強度化に有効で、質量％で（以下同じ）０．００
０５％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。

【００２２】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
未満とするのが製鋼技術上困難なためである。

【００２３】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。

【００２４】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。

【００２５】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。

【００２６】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。

【００２７】鋼管のｒ値は、集合組織の変化によって種
々変化するが、少なくとも管軸方向のｒ値は成形性を確
保するため１．２以上とする。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、Ｊ
ＩＳ１１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、弧状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。

【００２８】次に（５）〜（１０）に係る発明の鋼管成
分の限定理由について説明する。 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０．０
０１％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。

【００２９】Ｚｒ、Ｃｅ、Ｍｇ：脱酸元素として有効で
あり鋼管の加工性を向上せしめる効果を有する。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、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種以上を合計で０．０００１〜０．５０％と
する。

【００３０】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％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％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。

【００３１】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。

【００３２】Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓ
ｎ：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。

【００３３】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。

【００３４】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％以下の範囲で含ん
でも、本発明の効果を失うものではない。

【００３５】次に、前記（１１）に係る発明の集合組織
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
位群での平均が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｝＜１１
０＞、｛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｛１
１０],｛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。

【００３６】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（１
１０）［１−１０］、（６６１）［１−１０］、（４４
１）［１−１０］、（３３１）［１−１０］、（２２
１）［１−１０］、（３３２）［１−１０］の強度で代
表させる。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や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°程度ずれる場合も有りうる。｛１１
０｝＜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｝＜１
１０＞、｛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。

【００３７】｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１
０＞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｛００
１｝＜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。

【００３８】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
回折を行う。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。これは上述の成分分析の際も同様で
ある。

【００３９】さらにＸ線測定が困難な場合には、ＥＢＳ
Ｐ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。

【００４０】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。

【００４１】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。

【００４２】次に、前記（１２）に係る発明の集合組織
の限定理由について説明する。鋼管１／２板厚での板面
の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比：これも
鋼管の成形性にとって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。

【００４３】前記（１３）に係る発明は、前記（１）〜
（１２）に記載のいずれかの鋼管をハイドロフォーム成
形や曲げ成形によってフレーム、メンバー、補強部材な
どの自動車部品とするものである。

【００４４】前記（１４）の発明では、自動車部品の表
面に、電着塗装等の塗膜を１〜２００μｍ有することと
する。塗膜厚みが１μｍより薄いと耐食性などが劣化
し、２００μｍを超えるとコストアップとなるので、前
記の範囲とする。

【００４５】次に、製造方法について説明する。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。

【００４６】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。

【００４７】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。

【００４８】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が入る。これ以外の添加元素とし
て、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃ
ｕ、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。

【００４９】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。

【００５０】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。

【００５１】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３５％超となったり、地
鉄界面近傍のＡｌ濃度が０．５％未満となったりする。
縮経加工中や鋼管を自動車用部品等に成形する際に上述
した種々の問題を誘発する。一方、加熱温度が１２００
℃以上ではアルミめっきが蒸発し、表面性状が劣化する
のでこれを上限とする。より好ましくは、９００℃以上
１０５０℃以下である。

【００５２】加熱時間も重要である。すなわち、Ａ（８
００℃，１６分）、Ｂ（９００℃，９分）、Ｃ（１０５
０℃，３分）、Ｄ（１２００℃，１分）の各点を直線で
結んだ領域よりも長時間の加熱を行う（図１参照）。こ
の領域よりも短時間側で加熱すると、被覆層がＦｅＡｌ
₃，Ｆｅ₂Ａｌ₅，Ｆｅ₃Ａｌ，Ｆｅ₂Ａｌ₈Ｓｉ等の複数の
金属間化合物によって構成される（４層または５層の場
合が多い）ため、縮径加工中や自動車部品に成形する際
にクラックを生じたり、剥離したりする。

【００５３】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、時間で加熱して縮経加工を行うこ
とは、良好な表面品位を得るのに好ましい。

【００５４】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（％）定
義される。

【００５５】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、上記（１１）記載の集
合組織を高めたい場合には、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、良好な延性を確保するためには縮経完了
温度を５５０℃以上とすることが好ましい。さらに上記
（１２）に記載の集合組織を発達させる場合には、（Ａ
ｒ3−１００）℃以上とすることが望ましい。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。

【００５６】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。縮経後に
径や形状を整えたり、機械的強度を調整するためにサイ
ザーを通しても良い。

【００５７】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。

【００５８】

【実施例１】次に実施例で本発明をより詳細に説明す
る。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８０
０℃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フ゜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。

【００５９】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、種々の時間保持した後、縮経
加工を行った。さらに縮経加工後の鋼管を用いてハイド
ロフォーム成形を行い、ハイドロフォーム成形性とハイ
ドロフォーム成形後の表面外観について評価した。

【００６０】なお、ハイドロフォーム成形は以下のよう
にして行った。前もって鋼管に１０mmφのスクライブド
サークルを転写し、内圧と軸押し量を制御して、円周方
向への張り出し成形を行った。バースト直前での最大拡
管率を示す部位（拡管率＝成形後の最大周長／母管の周
長）の軸方向の歪εΦと円周方向の歪εθを測定した。
この２つの歪の比ρ＝εΦ／εθと最大拡管率をプロッ
トし、ρ＝−０．５となる拡管率Ｒｅをもってハイドロ
フォームの成形性指標とした。

【００６１】Ｘ線測定は、縮径前の母管および縮径後の
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。同平板の板厚７／１６厚について（１１０）、
（２００）、（２１１）、（３１０）極点図を測定し、
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。

【００６２】得られた鋼管のＦｅ−Ａｌ系被覆層の表面
から深さ２μｍにおけるＡｌおよびＳｉ濃度、Ｆｅ−Ａ
ｌ系被覆層と地鉄との界面からＦｅ−Ａｌ系被覆層側の
１μｍ位置でのＡｌ濃度およびＳｉ濃度、機械的特性な
らびにハイドロフォーム成形性とハイドフォーム後の表
面外観を表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
件で縮経加工した鋼管は表面性状が良好で加工性にも優
れ、かつハイドフォーム成形後にも良好な表面性状を有
することが分かる。

【００６３】

【表１】

【００６４】

【表２】

【００６５】

【実施例２】実施例１の表１における番号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１０〜２４０ｇ／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℃にて１５分
間加熱し、縮径開始温度８５０℃、完了温度７３０℃、
縮経率５０％、板厚変化率−１０％とする縮経加工を行
った。さらに実施例１と同様にしてハイドロフォーム成
形性を評価した。得られた鋼管のＦｅ−Ａｌ被覆層の表
面側の２μｍ位置におけるＡｌおよびＳｉ濃度、Ｆｅ−
Ａｌ系被覆と地鉄との界面からＦｅ−Ａｌ系被覆層側の
１μｍ位置でのＡｌ濃度、外観および機械的特性ならび
にハイドロフォーム成形性とハイドフォーム後の表面外
観を表３に示す。

【００６６】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経加工後のみならずハイドフォ
ーム成形後にも良好な表面品位を保つことができる。

【００６７】

【表３】

【００６８】

【発明の効果】本発明は、加工性に優れたアルミ系めっ
き鋼管および自動車部品を提供する。本発明は、今後の
自動車軽量化に大きく寄与するものと思われ、産業上の
寄与は大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の加熱温度と加熱時間の関係を示す図で
ある。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高橋 学 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 篠原 康浩 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 末廣 正芳 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 楠見 和久 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 真木 純 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 大神 正浩 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 朝日 均 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K027 AA05 AA23 AB02 AB48 AE03 AE23

Claims (15)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 鋼管表面に、Ｆｅ−Ａｌ系被覆層を有
   し、該Ｆｅ−Ａｌ系被覆層の表面側の深さ１〜３μｍに
   おいてＡｌ濃度が質量％で３〜３５％であり、該Ｆｅ−
   Ａｌ系被覆層と地鉄との界面からＦｅ−Ａｌ系被覆層側
   の少なくとも厚さ１μｍの領域において、Ａｌ濃度が質
   量％で０．５〜１５％であることを特徴とするアルミ系
   めっき鋼管。
2. 【請求項２】 Ｆｅ−Ａｌ系被覆層が質量％で０．３〜
   １５％のＳｉを含有することを特徴とする請求項１に記
   載のアルミ系めっき鋼管。
3. 【請求項３】 めっき付着量が鋼管両面の合計で２０〜
   ２００ｇ／ｍ²であることを特徴とする請求項１または
   ２記載のアルミ系めっき鋼管。
4. 【請求項４】 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、鋼管
   の軸方向のｒ値が１．２以上であることを特徴とする請
   求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼
   管。
5. 【請求項５】 鋼管が、更にＡｌを０．００１〜２．５
   質量％含有することを特徴とする請求項４に記載のアル
   ミ系めっき鋼管。
6. 【請求項６】 鋼管が、更にＺｒ、ＣｅおよびＭｇの１
   種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５質量％
   含むことを特徴とする請求項４または５に記載のアルミ
   系めっき鋼管。
7. 【請求項７】 鋼管が、更に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％以下含
   むことを特徴とする請求項４〜６のいずれか１項に記載
   のアルミ系めっき鋼管。
8. 【請求項８】 鋼管が、更にＢを０．０００１〜０．０
   １質量％含むことを特徴とする請求項４〜７のいずれか
   １項に記載のアルミ系めっき鋼管。
9. 【請求項９】 鋼管が、更にＳｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、
   Ｃｏ、ＷおよびＭｏの１種又は２種以上を合計で０．０
   ０１〜２．５質量％含むことを特徴とする請求項４〜８
   のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
10. 【請求項１０】 鋼管が、更にＣａを０．０００１〜
    ０．０１質量％以下含むことを特徴とする請求項４〜９
    のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
11. 【請求項１１】 鋼管１／２板厚における板面の｛１１
    ０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線
    ランダム強度比の平均が３．０以上および／又は鋼板１
    ／２板厚における板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ラ
    ンダム強度比が４．０以上であることを特徴とする請求
    項１〜１０のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼
    管。
12. 【請求項１２】 鋼管１／２板厚における板面の｛１１
    １｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比が３．０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
    に記載のアルミ系めっき鋼管。
13. 【請求項１３】 請求項１〜１２のいずれか１項に記載
    の鋼管を加工して製造した自動車部品。
14. 【請求項１４】 表面に１〜２００μｍの塗膜を有する
    ことを特徴とする請求項１３に記載の自動車部品。
15. 【請求項１５】 表面にＡｌ系被覆層を有する鋼管を８
    ００℃以上１２００℃以下の温度範囲に加熱する際し、
    図１に示すＡ（８００℃，１６分）、Ｂ（９００℃，９
    分）、Ｃ（１０５０℃，３分）及びＤ（１２００℃，１
    分）の各点を直線で結んだ領域よりも長時間側となるよ
    うに加熱し、縮経率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アルミ系めっ
    き鋼管の製造方法。