JP3981580B2 - 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 - Google Patents
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Description
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】
【0052】
【表2】
【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】
【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。
Claims (7)
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
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