JP3984491B2 - アルミ系めっき鋼管と自動車部品および製造方法 - Google Patents
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Description
【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２００１−３４８６４３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】
【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、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％であり、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、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以上の、いずれか一方又は両方であることを特徴とするアルミ系めっき鋼管。
（２）鋼管１／２板厚における板面の｛１１１｝＜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記載のアルミ系めっき鋼管。
（３）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）または（２）に記載のアルミ系めっき鋼管。
（４）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）〜（３）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
【０００７】
（５）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）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
（６）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（５）記載のアルミ系めっき鋼管。
（７）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（５）または（６）記載のアルミ系めっき鋼管。
（８）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％含むことを特徴とする前記（５）〜（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Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする前記（５）〜（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（５）〜（９）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
（１１）鋼管が、更にＣａを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする前記 （５）〜（１０）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
【０００８】
（削除）
【０００９】
（１２）前記（１）〜（１１）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。
（１３）表面に１〜２００μｍの塗膜を有することを特徴とする前記（１２）に記載の自動車部品。
【００１０】
（１４）前記（１）〜（１１）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管を製造する方法であって、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）、（２）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Ｆｅ3 Ａｌによって構成され、しかもＦｅ3 Ａｌ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）、（２）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、鋼管の縮径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Ａｌ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（３）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。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と同様に鋼管の縮径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（４）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（５）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）０．０００５％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。
【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、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、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（６）〜（１１）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０．００１％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。
【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、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（１）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｝＜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。
【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（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。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。｛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。
【００３７】
｛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。
【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、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。
【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（２）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（１２）に係る発明は、前記（１）〜（１１）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（１３）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、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。
【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。縮径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（８００℃，１６分）、Ｂ（９００℃，９分）、Ｃ（１０５０℃，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ＦｅＡｌ3 ，Ｆｅ2 Ａｌ5 ，Ｆｅ3 Ａｌ，Ｆｅ2 Ａｌ8 Ｓｉ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。
【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（％）と定義される。
【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（１）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径完了温度を５５０℃以上とすることが好ましい。さらに上記（２）に記載の集合組織を発達させる場合には、（Ａｒ3 −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。縮径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。
【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、縮径加工を行った。さらに縮径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−Ａｌ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ロ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、適正な条件で縮径加工した鋼管は表面性状が良好で加工性にも優れ、かつハイドロ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℃、縮径率５０％、板厚変化率−１０％とする縮径加工を行った。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ロ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径加工後のみならずハイドロ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。
【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２００１−３４８６４３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】
【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、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％であり、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、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以上の、いずれか一方又は両方であることを特徴とするアルミ系めっき鋼管。
（２）鋼管１／２板厚における板面の｛１１１｝＜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記載のアルミ系めっき鋼管。
（３）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）または（２）に記載のアルミ系めっき鋼管。
（４）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）〜（３）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
【０００７】
（５）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）〜（４）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
（６）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（５）記載のアルミ系めっき鋼管。
（７）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（５）または（６）記載のアルミ系めっき鋼管。
（８）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％含むことを特徴とする前記（５）〜（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Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする前記（５）〜（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（５）〜（９）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
（１１）鋼管が、更にＣａを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする前記 （５）〜（１０）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
【０００８】
（削除）
【０００９】
（１２）前記（１）〜（１１）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。
（１３）表面に１〜２００μｍの塗膜を有することを特徴とする前記（１２）に記載の自動車部品。
【００１０】
（１４）前記（１）〜（１１）のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管を製造する方法であって、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）、（２）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Ｆｅ3 Ａｌによって構成され、しかもＦｅ3 Ａｌ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）、（２）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、鋼管の縮径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Ａｌ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（３）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。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と同様に鋼管の縮径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（４）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（５）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）０．０００５％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。
【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、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、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（６）〜（１１）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０．００１％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。
【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、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（１）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｝＜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。
【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（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。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。｛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。
【００３７】
｛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。
【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、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。
【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（２）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（１２）に係る発明は、前記（１）〜（１１）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（１３）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、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。
【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。縮径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（８００℃，１６分）、Ｂ（９００℃，９分）、Ｃ（１０５０℃，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ＦｅＡｌ3 ，Ｆｅ2 Ａｌ5 ，Ｆｅ3 Ａｌ，Ｆｅ2 Ａｌ8 Ｓｉ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。
【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（％）と定義される。
【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（１）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径完了温度を５５０℃以上とすることが好ましい。さらに上記（２）に記載の集合組織を発達させる場合には、（Ａｒ3 −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。縮径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。
【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、縮径加工を行った。さらに縮径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−Ａｌ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ロ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、適正な条件で縮径加工した鋼管は表面性状が良好で加工性にも優れ、かつハイドロ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】
【表２】
【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℃、縮径率５０％、板厚変化率−１０％とする縮径加工を行った。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ロ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径加工後のみならずハイドロ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】
【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。
Claims (14)
- 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％であり、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、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以上の、いずれか一方又は両方であることを特徴とするアルミ系めっき鋼管。
- 鋼管１／２板厚における板面の｛１１１｝＜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記載のアルミ系めっき鋼管。
- 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または２に記載のアルミ系めっき鋼管。
- 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１〜３のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
- 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１〜４のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。 - 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５に記載のアルミ系めっき鋼管。
- 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５または６に記載のアルミ系めっき鋼管。
- 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％含むことを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
- 鋼管が、更にＢを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする請求項５〜８のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
- 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請求項５〜９のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
- 鋼管が、更にＣａを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする請求項５〜１０のいずれか１項に記載のアルミ系めっき鋼管。
- 請求項１〜１１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。
- 表面に１〜２００μｍの塗膜を有することを特徴とする請求項１２に記載の自動車部品。
- 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を製造する方法であって、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アルミ系めっき鋼管の製造方法。
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