JP6926927B2 - Ａｌめっき鋼管部品の製造方法及びＡｌめっき鋼管部品 - Google Patents

Description

本発明は、Ａｌめっき鋼管部品の製造方法及びＡｌめっき鋼管部品に関する。

近年、環境保護及び地球温暖化の抑制のために、化石燃料の消費を抑制する要請が高まっており、この要請は、様々な製造業に対して影響を与えている。例えば、移動手段として日々の生活や活動に欠かせない自動車についても例外ではなく、車体の軽量化などによる燃費の向上等が求められている。しかしながら、自動車では単に車体の軽量化を実現することは製品品質上許されず、適切な安全性を確保する必要がある。

自動車の構造の多くは、鋼材（特に、鋼板や鋼管）により形成されており、これら鋼材の質量を低減することが、車体の軽量化にとって重要である。しかしながら、上述の通り、単に鋼材の質量を低減することは許されず、鋼材の機械的強度を確保することもが求められる。このような鋼材に対する要請は、自動車製造業のみならず、様々な製造業でも同様に高まっている。よって、鋼材の機械的強度を高めることにより、以前使用されていた鋼材より薄くしても機械的強度を維持又は高めることが可能な鋼材について、研究開発が行われている。

一般的に、鋼管は、その閉断面形状に起因して質量に対する剛性を保ちやすいという特徴があり、種々の部材の軽量化に貢献する可能性がある。ただし、高い機械的強度を有する鋼管材料は、曲げ加工等の成形加工において、成形性及び形状凍結性が低下する傾向にあり、複雑な形状に加工する場合、加工そのものが困難となる。この鋼管の成形性についての問題を解決する手段の一つとして、近年、ＳＴＡＦ（Ｓｔｅｅｌ Ｔｕｂｅ Ａｉｒ Ｆｏｒｍｉｎｇ）（登録商標）工法と呼ばれる方法が提案されている（例えば、以下の特許文献１及び特許文献２を参照。）。このＳＴＡＦ工法では、成形対象である鋼管を金型で挟持したうえで、一旦高温（例えば、オーステナイト域）まで通電加熱し、加熱により軟化した鋼管の中空部に対して所定の圧力の気体を供給することでブロー成形した後に、冷却する。このＳＴＡＦ工法によれば、鋼管を一旦高温に加熱して軟化させるため、鋼管を容易にブロー加工することができ、更に、成形後の冷却による焼き入れ効果により、鋼管の機械的強度を高めることができる。従って、かかるＳＴＡＦ工法により、良好な形状凍結性と高い機械的強度とを両立したフランジ部を有する中空部材を、容易に製造することができる。

ここで、ＳＴＡＦ工法と類似する技術として、鋼管に対して加熱、成形及び焼入れを行う３ＤＱ（Ｔｈｒｅｅ−ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ ｈｏｔ ｂｅｎｄｉｎｇ ａｎｄ ｄｉｒｅｃｔ ｑｕｅｎｃｈ）と呼ばれる技術がある。３ＤＱは、内圧を付与するわけでないために、拡管／縮管加工が困難であり、また、フランジを付与することも難しい一方で、ＳＴＡＦ工法は、拡管／縮管加工が可能であり、また、フランジを付与することも可能である。そのため、ＳＴＡＦ工法により製造された中空部材は、その後、部品として他の部品との接合が容易になるという特徴を有している。

特開２０１６− ３６８１６号公報 特開２０１６−１１２５６７号公報

上記特許文献１及び特許文献２に開示されているようなＳＴＡＦ工法を、例えば酸素を含む大気中で実施した場合、鋼管を例えば８００℃以上の高温に加熱することで表面の鉄などが酸化して、スケール（酸化物）が発生する。従って、ＳＴＡＦ工法を適用した後に、表面に発生したスケールを除去する工程（デスケーリング工程）が必要となり、生産性が低下する。また、耐食性を必要とする部材等では、加工後に部材表面へ防錆処理や金属被覆を実施する必要があり、表面清浄化工程、表面処理工程が必要となって、やはり生産性が低下する。更に、デスケーリングの目的でショットブラストを使用した場合には、かかるショットブラスト工程による形状劣化の懸念があり、また、デスケーリングの目的で酸洗を使用した場合には、酸処理液の廃棄工程が必要となる。

このような生産性の低下等を抑制するために、本発明者らは、ＳＴＡＦ工法に供される鋼管の表面を被覆することを検討した。かかる被覆の一例として、自動車鋼板等に広く用いられている、犠牲防食作用のある亜鉛系めっき被覆が考えられる。しかしながら、ＳＴＡＦ工法における加熱温度（例えば、８００〜１０００℃程度）は、有機系材料の分解温度やＺｎの沸点（９０７℃）より高くなる可能性があり、ＳＴＡＦ工法において材料を加熱したときに表面のめっき層が蒸発して、表面性状の著しい劣化の原因となることが懸念される。そこで、本発明者らが更なる検討を行った結果、高温に加熱するＳＴＡＦ工法を実施する鋼管に対しては、Ｚｎ系の金属被覆に比べて沸点が高いＡｌ系の金属を被覆した鋼管（いわゆるＡｌめっき鋼管）を使用することが望ましいのではないか、との知見を得るに至った。

ここで、Ａｌめっき鋼管を製造する方法としては、例えば、鋼板の両面にＡｌめっきが施されたＡｌめっき鋼板を曲げ加工し、両端部を押しつけて電縫溶接する方法や、鋼管を溶融Ａｌめっき浴に浸漬したり、アルミイオンを含む非水溶液を用いて電気めっきしたりするなどして、鋼管の表面にＡｌめっき層を形成する方法等が考えられる。かかる方法により製造されたＡｌめっき鋼管の少なくとも外表面には、Ａｌめっき層が存在する。かかるＡｌめっき鋼管をＳＴＡＦ工法により加工してＡｌめっき鋼管部品とした場合、Ａｌめっき鋼管のＡｌめっきは合金化されてＦｅ−Ａｌ合金層となる。

一方、ＳＴＡＦ工法により製造されるＡｌめっき鋼管部品のうち、フランジ部の端部は、１８０度０Ｔ曲げという厳しい加工を受けるが、上記のＦｅ−Ａｌ合金層はＡｌよりも硬いために、フランジ部の端部でめっきの割れが生じてＦｅが露出してしまうことが懸念される。めっきに割れが生じてＦｅが露出してしまうと、フランジ部の端部における耐食性が低下して、ＳＴＡＦ工法による高温成形中にＦｅＯスケールが成長したり、製造されたＡｌめっき鋼管部品を使用している際に赤錆が発生したりする可能性が高くなる。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、より優れたフランジ部耐食性を有するＡｌめっき鋼管部品を実現することが可能なＡｌめっき鋼管部品の製造方法と、より優れたフランジ部耐食性を有するＡｌめっき鋼管部品と、を提供することにある。

上記課題を解決するために、本発明者らが鋭意検討を行った結果、ＳＴＡＦ工法により製造されるＡｌめっき鋼管部品において、生成されるめっき層を特定の合金相を主体とするめっき層とすることで、より優れたフランジ部耐食性を実現できるのではないか、との着想を得ることができた。

すなわち、フランジ部の耐食性を向上させるためには、ＳＴＡＦ工法において、フランジ部を形成するための加工が加えられた場合であっても、めっき層が加えられた加工に追随すればよいと考えられる。一方、Ａｌ及びＳｉを含むＡｌめっき層は、ＳＴＡＦ工法により熱間ブロー成形される際に、Ｆｅ−Ａｌ系合金相へと変化する。そこで、本発明者らは、Ｆｅ−Ａｌ系合金について、高温での延性に着目して鋭意検討した結果、（１）Ｆｅ−Ａｌ系合金のうち高温での延性が大きい合金相は、Ｆｅ_２Ａｌ_５相である、（２）Ａｌ相と比較して塑性能の温度依存性が小さく、かつ、高温での延性が小さい合金相は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相である、という２つの知見を得ることができた。かかる知見に基づき、本発明者らは、少なくともフランジ部については、Ｆｅ_２Ａｌ_５相を選択的に成長させ、かつ、ε相が成長しないようにすることで、フランジ部のより優れた耐食性を実現できることに想到した。
かかる知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。

［１］Ａｌ及びＳｉを含有するＡｌめっき層を有するＡｌめっき鋼管を、所定の形状を有する少なくとも一組の金型の間に配置した上で、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の範囲内の加熱温度まで通電加熱により加熱して、当該加熱温度を１秒以上５分以下保持する加熱工程と、前記加熱温度に達した前記Ａｌめっき鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給することで前記Ａｌめっき鋼管を熱間ブロー成形し、前記Ａｌめっき鋼管の表面から張出部を形成させる張出工程と、前記金型を所定の圧力で型締めした後に、前記Ａｌめっき鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給して、所定の断面形状を有する中空部と、当該中空部の外表面から突出するフランジ部と、を成形する成形工程と、を含む、Ａｌめっき鋼管部品の製造方法。
［２］Ａｌ及びＳｉを含有するＡｌめっき層を有するＡｌめっき鋼管を、１１０２℃未満の所定の温度まで予熱する予熱工程と、予熱された前記Ａｌめっき鋼管を、所定の形状を有する少なくとも一組の金型の間に配置した上で、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の範囲内の加熱温度まで通電加熱により加熱する加熱工程と、前記加熱温度に達した前記Ａｌめっき鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給することで前記Ａｌめっき鋼管を熱間ブロー成形し、前記Ａｌめっき鋼管の表面から張出部を形成させる張出工程と、前記金型を所定の圧力で型締めした後に、前記Ａｌめっき鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給して、所定の断面形状を有する中空部と、当該中空部の外表面から突出するフランジ部と、を成形する成形工程と、を含む、Ａｌめっき鋼管部品の製造方法。
［３］前記Ａｌめっき層の付着量は、一面あたり１０ｇ／ｍ^２〜１００ｇ／ｍ^２の範囲内である、［１］又は［２］に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
［４］前記Ａｌめっき層は、Ａｌ−６〜１５質量％Ｓｉめっき層、又は、５５質量％Ａｌ−Ｚｎ−１．６質量％Ｓｉめっき層である、［１］〜［３］の何れか１つに記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
［５］前記成形工程後の前記Ａｌめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を含み、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層となり、前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定したとき、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内にピークが観測され、回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度をＩ _Ａ とし、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度をＩ _Ｂ とし、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度をＩ _Ｃ としたときに、以下の式（１）で表される関係が成立する、［１］〜［４］の何れか１つに記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
［６］前記加熱工程では、少なくとも前記張出工程において前記張出部となる位置の前記Ａｌめっき鋼管の部位を通電加熱する通電加熱設備と、前記張出部とはならない位置の前記Ａｌめっき鋼管の部位を通電加熱する通電加熱設備と、を別個に設けておき、前記張出部となる位置に対応する前記Ａｌめっき鋼管の部位を、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の範囲内の加熱温度まで加熱する、［１］〜［４］の何れか１つに記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
［７］前記成形工程後の前記フランジ部を被覆する前記Ａｌめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を含み、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層となり、前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定したとき、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内にピークが観測され、回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度をＩ _Ａ とし、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度をＩ _Ｂ とし、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度をＩ _Ｃ としたときに、以下の式（１）で表される関係が成立する、［６］に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
［８］前記Ａｌめっき鋼管の素地鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．０５０％、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：１％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００１４％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる、［１］〜［７］の何れか１つに記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
［９］前記Ａｌめっき鋼管の素地鋼は、残部のＦｅの一部に換えて、１質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、１質量％以下のＭｏ、１質量％以下のＶ、及び、１質量％以下のＮｂの少なくとも何れかを更に含有する、［８］に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
［１０］所定の断面形状を有する中空部と、前記中空部の外表面から突出するフランジ部と、を少なくとも備え、前記中空部及び前記フランジ部は、同一の鋼材を素材とし、かつ、前記中空部と前記フランジ部との間で接合面が存在せずに一体となっており、前記中空部及び前記フランジ部の表面は、Ｆｅ−Ａｌ系合金を含むめっき層で被覆されており、前記フランジ部の端部を被覆する前記Ｆｅ−Ａｌ系合金を含むめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を含み、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層であり、前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定したとき、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内にピークが観測され、回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度をＩ _Ａ とし、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度をＩ _Ｂ とし、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度をＩ _Ｃ としたときに、以下の式（１）で表される関係が成立する、Ａｌめっき鋼管部品。
［１１］前記中空部の表面を被覆する前記Ｆｅ−Ａｌ系合金を含むめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を含み、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層であり、前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定したとき、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内にピークが観測され、回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度をＩ _Ａ とし、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度をＩ _Ｂ とし、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度をＩ _Ｃ としたときに、以下の式（１）で表される関係が成立する、［１０］に記載のＡｌめっき鋼管部品。
［１２］前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定し、回折角２θ：３４°〜３５°の範囲の平均強度をＩ_Ｄとし、回折角２θ：３７°〜３８°の範囲の平均強度をＩ_Ｅとし、回折角２θ：３５°〜３７°の範囲内のピークの最大強度をＩ_Ｆとしたときに、以下の式（３）で表される関係が成立する、［１０］又は［１１］に記載のＡｌめっき鋼管部品。
［１３］前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定し、回折角２θ：４３．５°〜４４．５°の範囲の平均強度をＩ_Ｇとし、回折角２θ：４６°〜４７°の範囲の平均強度をＩ_Ｈとし、回折角２θ：４４．５°〜４５．４°の範囲内のピークの最大強度をＩ_Ｊとしたときに、以下の式（５）で表される関係が成立する、［１０］〜［１２］の何れか１つに記載のＡｌめっき鋼管部品。
［１４］連続した異形閉断面構造を有する、［１０］〜［１３］の何れか１つに記載のＡｌめっき鋼管部品。

以上説明したように本発明によれば、より優れたフランジ部耐食性を有するＡｌめっき鋼管部品を提供することが可能となる。

本発明の実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。 同実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法について説明するための説明図である。 同実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法について説明するための説明図である。 同実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法について説明するための説明図である。 同実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法の流れの他の一例を示した流れ図である。 同実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の断面構造の一例を模式的に示した説明図である。 同実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の断面構造の他の一例を模式的に示した説明図である。 Ｆｅ−Ａｌ系合金のうちＦｅ_２Ａｌ_５相について説明するための説明図である。 Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相について説明するための説明図である。 めっき層に存在しうるＡｌについて説明するための説明図である。

以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

（Ａｌめっき鋼管部品の製造方法について）
以下では、図１〜図３を参照しながら、本発明の実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法について、詳細に説明する。
図１は、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。図２Ａ〜図２Ｃは、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法について説明するための説明図である。図３は、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法の流れの他の一例を示した流れ図である。

本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法は、Ａｌめっき鋼管を素材として、かかるＡｌめっき鋼管を以下で例示するようなＳＴＡＦ工法により熱間ブロー成形することで、中空部とフランジ部とを有するＡｌめっき鋼管部品を製造する方法である。

＜Ａｌめっき鋼管の製造方法について＞
まず、ＳＴＡＦ工法に供するＡｌめっき鋼管の製造方法について、説明する。
ＳＴＡＦ工法に供するＡｌめっき鋼管は、公知の方法を用いて製造することが可能である。例えば、以下で詳述するような化学成分を有する鋼板に対し、公知の方法によりＡｌめっきを施してＡｌめっき鋼板を製造した後、得られたＡｌめっき鋼板を曲げ加工し、両端部を押付けて電縫溶接することで製管して、Ａｌめっき鋼管（より詳細には、Ａｌめっき溶接管）とすることができる。電縫溶接としては、高周波溶接が用いられることが多い。通常、溶接ビード部となる部位のめっき層は、予め研削等で除去してから溶接することが好ましい。また、溶接後に溶接ビード部を平坦にするために、切削加工等を用いることが好ましい。更に、溶接ビード部にはめっきが被覆されていないため、その後の熱間プレス加工時の表面酸化とそれに伴う表層からの脱炭、及び、使用時の腐食等が生じうる。上記の可能性を回避するために、溶接ビード部に対してＡｌを含有する金属を溶射して、溶接ビード部上に溶射皮膜を形成することが好ましい。ここで、Ａｌを含有する金属とは、純Ａｌ、Ａｌ−Ｚｎ、Ａｌ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｇ等を挙げることができる。Ａｌは、耐熱性に優れるために、熱間プレス時の保護性に優れる。この際の溶射皮膜の厚みは、例えば、５〜１００μｍが好ましい。ここで、溶射は、鋼管外面に対して行うものとする。

また、ＳＴＡＦ工法に供するＡｌめっき鋼管は、以下で詳述するような化学成分を有する鋼塊を用いて製造された鋼管に対して、公知の方法によりＡｌめっきを施したり、かかる鋼塊を用いて製造された鋼板に対して、公知の方法によりＡｌめっき及び造管加工を施したりすることで、製造することが可能である。

かかるＡｌめっき鋼管の素地鋼としては、ＳＴＡＦ工法による加工後に高い機械的強度（例えば、引張強度、降伏点、伸び、絞り、硬さ、衝撃値、疲れ強さ、クリープ強さなどの機械的な変形又は破壊に関する諸性質を意味する。）を有するように設計された鋼材（例えば、焼入れ性の高い鋼材）を使用することが好ましい。本実施形態で使用されうる、高い機械的強度を実現する鋼材の成分の一例は、以下の通りである。

かかる素地鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．０５０％、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：１％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００１４％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることが好ましい。また、かかる素地鋼は、残部のＦｅの一部に換えて、１質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、１質量％以下のＭｏ、１質量％以下のＶ、及び、１質量％以下のＮｂの少なくとも何れかを更に含有してもよい。

上記のような成分を含有する鋼材は、Ａｌめっきされた後、ＳＴＡＦ工法における通電加熱及び金型での冷却によって焼入れされて、引張強度で約１５００ＭＰａ以上の機械的強度を有するようになる。このように高い機械的強度を有する鋼材ではあるが、ＳＴＡＦ工法を採用することで、通電加熱により軟化した状態でブロー加工を行うことができるので、容易に成形することができる。また、鋼材は、高い機械的強度を実現でき、ひいては、軽量化のために薄くしたとしても機械的強度を維持又は向上することができる。

かかる素地鋼を用いた鋼管の少なくとも外表面には、アルミニウム系めっき層を備える鋼管をＡｃ３点以下の温度で合金化処理することで生成された、Ａｌ及びＳｉを含有するＡｌめっき層が形成されている。かかるＡｌめっき層は、５０質量％以上のＡｌとＳｉとを含有する各種Ａｌ合金を含む合金めっき層を意味している。かかるＡｌめっき層としては、例えば、Ａｌ−６〜１５質量％Ｓｉめっき層、又は、５５質量％Ａｌ−Ｚｎ−１．６質量％Ｓｉめっき層を挙げることができる。かかるＡｌめっき層は、溶融めっき法により形成されたアルミニウム系めっき層を合金化処理することで形成してもよいし、電気めっき法により形成してもよい。

かかるＡｌめっき層の付着量は、例えば、Ａｌめっき鋼管の一面あたり、ＳＴＡＦ工法に供する前の時点で１０ｇ／ｍ^２〜１００ｇ／ｍ^２の範囲内であることが好ましい。Ａｌめっき層の付着量が１０ｇ／ｍ^２未満となる場合には、製造されるＡｌめっき鋼管部品の耐食性が十分ではなくなる可能性があるため、好ましくない。また、Ａｌめっき層の付着量が１００ｇ／ｍ^２を超える場合には、Ａｌめっき鋼管部品の耐食性が飽和する一方で、Ａｌめっき鋼管部品の製造コストが増加するため、好ましくない。また、Ａｌめっき層の付着量が１００ｇ／ｍ^２を超える場合、Ａｌめっき鋼管を以下で詳述するようなＳＴＡＦ工法により加工する際に、溶融したＡｌめっきの一部が液タレとなり、ＳＴＡＦ工法による加工に追随できなくなる可能性があるため、好ましくない。Ａｌめっき層の付着量は、より好ましくは、２０ｇ／ｍ^２〜８０ｇ／ｍ^２の範囲内である。なお、上記のめっき付着量は、Ａｌめっき層中に含有されるＦｅやＳｉ等も加算したものとする。

また、得られたＡｌめっき鋼管の表面に、予めＺｎＯを主体とする皮膜（表面皮膜層）を付与してもよい。かかる表面皮膜層は、Ａｌめっき層の表面に積層させる。この表面皮膜層は、少なくとも、ＺｎＯを含有するものとする。ＺｎＯの微粒子を水溶液中に懸濁させた液を用い、かかる懸濁液をロールコーター等で塗布及び乾燥させることで、表面皮膜層を形成することができる。かかる表面皮膜層がＡｌめっき層の表面に存在することで、製造されたＡｌめっき鋼管部品に対して各種の化成処理を施す場合に、化成処理液との反応性を改善する（換言すれば、化成処理皮膜との塗膜密着性を向上させる）ことができる。また、かかる表面皮膜層は、ＳＴＡＦ工法における潤滑性（すなわち、素材であるＡｌめっき鋼管と、ＳＴＡＦ工法に用いられる金型との間の潤滑性）を改善することができる。

表面皮膜層において、ＺｎＯ以外の成分としては、例えば有機物のバインダー成分を含有させることができる。有機性バインダーとしては、例えば、ポリウレタン系樹脂、ポリエステル系樹脂、アクリル系樹脂、シランカップリング剤などの水溶性樹脂が挙げられる。また、表面皮膜層に対し、ＺｎＯ以外の酸化物（例えば、ＳｉＯ_２、ＴｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３等）を含有させることも可能である。

上記のようなバインダー成分を含む表面皮膜層の形成方法としては、例えば、ＺｎＯを含有する懸濁液を所定の有機性のバインダーと混合してＡｌめっき層の表面に塗布する方法や、粉体塗装による塗布方法などが挙げられる。また、表面皮膜層の形成方法は、上記の例に限定されるものではなく、公知の様々な方法により形成可能である。

かかる表面皮膜層の付着量は、Ａｌめっき鋼管の一面あたり、金属Ｚｎとして、０．１ｇ／ｍ^２〜１ｇ／ｍ^２の範囲内であることが好ましい。表面皮膜層の付着量が０．１ｇ／ｍ^２以上である場合に、上記のような塗膜密着性向上効果や潤滑性向上効果などを効果的に発揮させることができる。一方、表面皮膜層の付着量が１ｇ／ｍ２を超える場合には、必要以上の皮膜を付与しているために、経済合理性に欠ける。なお、自動車等に用いられる高強度鋼管部品において、鋼管部品の内面は腐食環境に晒される可能性は低いため、表面皮膜層を、Ａｌめっき鋼管の外面となる側だけに付与することも可能である。

＜ＳＴＡＦ工法によるＡｌめっき鋼管部品の製造方法について＞
次に、図１〜図２Ｃを参照しながら、ＳＴＡＦ工法によるＡｌめっき鋼管部品の製造方法について、詳細に説明する。
本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品は、例えば上記特許文献１又は特許文献２に開示されているような、ＳＴＡＦ工法に適した成形装置を用いて、Ａｌめっき鋼管を素材として製造される。

ＳＴＡＦ工法によるＡｌめっき鋼管部品の製造方法は、図１に示したように、加熱工程（ステップＳ１０１）と、張出工程（ステップＳ１０３）と、成形工程（ステップＳ１０５）と、を含む。

加熱工程（ステップＳ１０１）は、図２Ａに模式的に示したように、上記のような化学成分を有する鋼管１０１と、鋼管１０１上に位置する、上記のようなＡｌめっき層１０３と、を有するＡｌめっき鋼管１００を、所定の形状を有する少なくとも一組の金型２００の間（図２Ａにおける上型２０１と、下型２０３との間）に配置した上で、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の範囲内の加熱温度まで、通電加熱により加熱して、かかる加熱温度を１秒以上５分以下保持する工程である。

かかる加熱工程において、上型２０１及び下型２０３を含む金型２００を完全に閉めるのではなく、素材となるＡｌめっき鋼管１００が金型２００に完全に密着しない程度に金型を開けて、通電加熱を行うことが好ましい。

Ａｌめっき鋼管１００が上記のような特定の加熱温度まで加熱されることで、Ａｌめっき鋼管１００は柔らかくなり、金型２００と接触した部分は、変形し始めるとともに、金型２００により熱が奪われて、部分的に冷却が始まる。また、Ａｌめっき層１０３の合金化が進行し、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層へと変化していく。

Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相は、先だって言及したように、Ｆｅ−Ａｌ系合金の様々な合金相のうち高温での延性が大きい合金相である。一方で、Ｆｅ−Ａｌ系合金の様々な合金相のうち、ε（Ｆｅ_２Ａｌ_３）相は、Ａｌ相と比較して塑性能の温度依存性が小さく、かつ、高温での延性が小さい合金相である。そこで、ＳＴＡＦ工法により製造されるＡｌめっき鋼管部品のめっき層（特に、フランジ部におけるめっき層）を、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、ε相を含まないめっき層とすることで、フランジ部の成形の際に、例えば１８０度０Ｔ曲げのような厳しい加工が加えられたとしても、めっき層の割れが生じずに、フランジ部の耐食性を向上させることができる。また、Ａｌめっき鋼管部品のめっき層中に未合金のＡｌが残存した場合、未合金のＡｌが残存する部位のみが急速に腐食して、装後耐食性において塗膜膨れが極めて起こりやすくなるために好ましくない。そこで、本実施形態では、加熱工程における加熱温度を適切に制御することで、ＳＴＡＦ工法によって生成されるめっき層を、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層とする。

加熱工程における加熱温度を、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満とすることで、選択的にＦｅ_２Ａｌ_５相を成長させ、ε相を含まない合金相を得ることが可能となる。加熱温度がＡｃ３変態点未満である場合には、Ａｌめっき鋼管を焼き入れすることができず、機械的強度に優れるＡｌめっき鋼管部品を製造することができない。ここで、Ａｃ３変態点の具体的な温度は、Ａｌめっき鋼管の素地鋼の化学成分に依存するが、例えば７００℃〜８００℃程度の範囲内となる。一方、加熱温度が１１０２℃以上となる場合には、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相が選択的に成長してしまい、Ｆｅ_２Ａｌ_５相を主体とするめっき層を生成することができない。かかる加熱温度は、好ましくは、９００℃以上１０００℃以下である。

また、かかる加熱温度の保持時間が１秒未満である場合には、ＳＴＡＦ工法により製造されたＡｌめっき鋼管部品のめっき層（特に、フランジ部のめっき層）に、未合金のＡｌが残存する可能性が高まるため、好ましくない。一方、保持時間が５分を超える場合には、Ａｌ中へのＦｅ拡散が進むことでＦｅ_２Ａｌ_５相が減少し、高温延性の劣るＦｅＡｌ_２相やＦｅＡｌ相が成長してフランジ部端面耐食性の劣化原因となるため、好ましくない。保持時間は、好ましくは、４秒〜１５秒の範囲内である。

ここで、通電加熱方法は、特に限定されるものではなく、公知の方法を用いることが可能である。また、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の加熱温度までの平均昇温速度については、例えば、５０℃／秒〜１５０℃／秒程度とすることが好ましい。

ここで、本実施形態に係る加熱工程において、ＳＴＡＦ工法に供されるＡｌめっき鋼管の加熱温度を、鋼管全体にわたってＡｃ３変態点以上１１０２℃未満とした場合、製造されるＡｌめっき鋼管部品の全体を被覆するめっき層の成分は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層となる。

しかしながら、Ａｌめっき鋼管を通電加熱する通電加熱設備として、（ａ）後述する張出工程において張出部となる位置（換言すれば、Ａｌめっき鋼管部品のフランジ部となる部位）のＡｌめっき鋼管の部位を通電加熱する通電加熱設備と、（ｂ）張出部とはならない位置のＡｌめっき鋼管の部位を通電加熱する通電加熱設備と、を別個に設けておくことで、フランジ部となる部分の加熱温度と、フランジ部以外となる部分の加熱温度と、を別個に制御することが可能となる。これにより、Ａｌめっき鋼管部品のフランジ部を被覆するめっき層の成分と、Ａｌめっき鋼管部品のフランジ部以外（すなわち、中空部）を被覆するめっき層の成分と、を別個のものとすることができる。

先ほどから言及しているように、Ａｌめっき鋼管部品のフランジ部となる部分に対して、ＳＴＡＦ工法において厳しい曲げ加工が加えられるため、めっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層とすることが必要である。一方で、フランジ部以外のめっき層として、Ｆｅ−Ａｌ系合金の他の合金相を成長させることで、フランジ部以外のめっき層に他の機能を付加することも可能となる。

例えば、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相は、高温での延性という観点では、Ｆｅ_２Ａｌ_５相に劣るものの、ε相は、Ｆｅ_２Ａｌ_５相を含めた他の合金相と比較して、相対的に柔らかい合金相であるため、めっき層としてＦｅ−Ａｌ系合金のε相を成長させることで、加工後の耐摩耗性を向上させることができる。かかるε相は、加熱温度を１１０２℃以上１２３２℃以下とすることで、選択的に成長させることが可能である。

張出工程（ステップＳ１０３）では、図２Ｂに模式的に示したように、所望の加熱温度まで達したＡｌめっき鋼管１００の中空部に対して、空気圧が抜けないようにした上で、所定圧力の空気を供給することで、Ａｌめっき鋼管１００を熱間ブロー成形する。かかる張出工程においても、金型２００の型閉めを行わずに、所定圧力の空気が供給される。これにより、Ａｌめっき鋼管１００は、中空部に供給される高圧空気により変形して、図２Ｂに模式的に示したような張出部１０５が形成されていく。ここで、Ａｌめっき鋼管１００の中空部に供給される空気の圧力は、１５ＭＰａ〜１７ＭＰａ程度とすることが好ましい。

かかる張出工程は、張出部１０５の大きさが、製造物であるＡｌめっき鋼管部品に求められるフランジ幅となるまで継続される。

成形工程（ステップＳ１０３）は、図２Ｃに模式的に示したように、金型２００を所定の圧力で型締めした後に、鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給して、所定の断面形状を有する中空部３と、中空部３の外表面から突出するフランジ部５と、を成形する工程である。ここで、鋼管の中空部に供給される空気の圧力は、張出工程で供給される空気の圧力よりも高い圧力であることが好ましく、例えば、２０ＭＰａ〜４０ＭＰａとすることが好ましい。

上記のような高圧空気が供給されることで、Ａｌめっき鋼管１００は、型締めされた金型２００に完全に密着するようになり、上型２０１及び下型２０３で規定される形状に、Ａｌめっき鋼管が変形していく。これにより、中空部３とフランジ部５と、を有するＡｌめっき鋼管部品１が製造される。ここで、製造されるＡｌめっき鋼管部品１の鋼材１１は、Ａｌめっき鋼管１００の鋼管１０１に由来し、Ａｌめっき鋼管部品１のめっき層１３は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相を主体とするめっき層となる。

ここで、上記張出工程及び成形工程において、金型２００による冷却速度（平均冷却速度）は、例えば２０℃／秒以上とすることが好ましい。かかる冷却速度は、焼入により高強度部材を得るために、重要な条件である。なお、冷却速度の上限値は、特に規定するものではないが、実用上３００℃／秒以上とすることは困難である。金型による急冷の冷却速度は、より好ましくは、３０℃／秒以上３００℃／秒以下である。

なお、ＳＴＡＦ工法に用いられる上型２０１及び下型２０３において、製造されたＡｌめっき鋼管部品１と、金型２００との間の潤滑性を更に向上させるために、上型２０１及び下型２０３においてＡｌめっき鋼管に当接する部分に対し、ＺｎＯを主体とする皮膜を形成してもよい。

＜ＳＴＡＦ工法によるＡｌめっき鋼管部品の製造方法の変形例について＞
次に、図３を参照しながら、ＳＴＡＦ工法によるＡｌめっき鋼管部品の製造方法の変形例について、簡単に説明する。
先だって説明したＳＴＡＦ工法によるＡｌめっき鋼管部品の製造方法は、Ａｌめっき鋼管を、はじめから通電加熱により、焼き入れが可能であり、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相が生成され、かつ、ε相が生成しない温度域まで加熱して、所定時間保持するものであった。しかしながら、以下で説明するような方法を用いても、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層を形成することができる。

すなわち、本変形例に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法は、図３に示したように、予熱工程（ステップＳ１１１）と、加熱工程（ステップＳ１１３）と、張出工程（ステップＳ１１５）と、成形工程（ステップＳ１１７）と、を含む。

予熱工程（ステップＳ１１１）は、上記のような化学成分を有する鋼管と、鋼管上に位置する、上記のようなＡｌめっき層と、を有するＡｌめっき鋼管を、１１０２℃未満の所定の温度まで予熱する工程である。ここで、Ａｌめっき鋼管の予熱方法は、特に限定されるものではなく、電気炉等の高温に保持された炉内にＡｌめっき鋼管を通過させることで加熱する方式や、近赤外線加熱炉や高周波加熱、通電加熱を用いる方式など、公知の加熱方法を用いることができる。Ａｌめっき鋼管を１１０２℃未満の温度まで予熱しておくことで、Ａｌめっき層が金型２００に凝着してしまう可能性を低減することが可能となる。また、かかる予熱工程を設けることで、後段で実施される加熱工程において、保持時間を短縮したり、保持時間をゼロとしたりすることが可能となる。また、予熱工程の後に一旦室温まで冷却して保管した後、後段の加熱工程に移ってもよい。

上記予熱工程において、Ａｌめっき鋼管の予熱温度は、例えば、７００℃〜９００℃の範囲内とすることが好ましい。

予熱工程の後に実施される加熱工程（ステップＳ１１３）は、予熱されたＡｌめっき鋼管を、所定の形状を有する少なくとも一組の金型の間に配置した上で、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の範囲内の加熱温度まで、通電加熱により加熱する工程である。ここで、本変形例に係る加熱工程は、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の加熱温度の保持時間を特に規定しない点を除いては、先だって説明したような、図１及び図２Ａに示した加熱工程と同様のものであり、また、同様の効果を奏するものであるため、以下では詳細な説明は省略する。

また、加熱工程（ステップＳ１１３）の後に実施される張出工程（ステップＳ１１５）及び成形工程（ステップＳ１１７）についても、先だって説明したような図１、図２Ｂ及び図２Ｃに示した張出工程及び成形工程と同様のものであり、また、同様の効果を奏するものであるため、以下では詳細な説明は省略する。

以上説明したように、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法では、Ａｌめっき層の形成されたＡｌめっき鋼管をＡｃ３変態点以上１１０２℃未満という特定の温度域まで加熱することで、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しない、特定の合金相を生成させる。これにより、フランジ部の耐食性を向上させることができる。

（Ａｌめっき鋼管部品について）
次に、図４Ａ〜図７を参照しながら、上記のようなＳＴＡＦ工法により製造されるＡｌめっき鋼管部品について、詳細に説明する。図４Ａは、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の断面構造の一例を模式的に示した説明図であり、図４Ｂは、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品の断面構造の他の一例を模式的に示した説明図である。図５は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のうちＦｅ_２Ａｌ_５相について説明するための説明図であり、図６は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相について説明するための説明図であり、図７は、めっき層に存在しうるＡｌについて説明するための説明図である。

＜Ａｌめっき鋼管部品の全体構造について＞
本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品１は、Ａｌめっき鋼管を素材として、かかるＡｌめっき鋼管を、上記のようなＳＴＡＦ工法により成形することで製造される。このＡｌめっき鋼管部品１は、図４Ａに模式的に示したように、中空部３と、フランジ部５と、を有している。

中空部３は、所定の断面形状を有している。ここで、中空部３における断面形状は特に限定されるものではなく、図４Ａに示したような矩形状であってもよいし、円形状であってもよいし、楕円形状や多角形状などの各種の異形形状であってもよい。かかる中空部３の断面形状は、ＳＴＡＦ工法で使用する金型の形状に依存し、金型の形状を所望の形状とすることで、中空部３の断面形状を調整することができる。

フランジ部５は、中空部３の外表面から突出するように設けられている。ここで、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品１におけるフランジ部５の個数や、フランジ部５が設けられている位置については、特に限定されるものではなく、１以上の任意の個数のフランジ部５を、中空部３の任意の箇所に設けることができる。また、フランジ部５の形状についても、図４Ａに示した例に限定されるものではなく、任意の形状とすることができる。かかるフランジ部５の形状、個数、設置位置についても、ＳＴＡＦ工法で使用する金型の形状に依存し、金型の形状を所望の形状とすることで、フランジ部５の形状、個数、設置位置等を調整することができる。

これら中空部３及びフランジ部５は、同一の鋼材１１を素材とし、かつ、図４Ａに模式的に示したように、中空部３とフランジ部５との間で接合面が存在せずに、一体となっている。このような一体構造は、素材であるＡｌめっき鋼管を、ＳＴＡＦ工法により熱間ブロー成形することで実現される。

また、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品１において、中空部３及びフランジ部５の表面は、めっき層１３で全体が被覆されている。かかるめっき層１３のうち、少なくともフランジ部５の端部を被覆するめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層となっている。また、Ｆｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層は、フランジ部５の全体を被覆していてもよいし、中空部３及びフランジ部５の全体を被覆していてもよい。

また、フランジ部５の端部以外のめっき層１３は、上記のようなＦｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層以外の、Ｆｅ−Ａｌ系合金（例えば、ε相等）を含有するめっき層であってもよい。

このようなフランジ部５におけるめっき層と、フランジ部５以外の部分におけるめっき層と、の造り分けは、先だって説明したような、ＳＴＡＦ工法の加熱工程における加熱温度を適切に制御することで、実現することができる。

ここで、めっき層１３において、Ｆｅ_２Ａｌ_５相が主体となっているか否かについては、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置によりめっき層１３を測定することで、確認することができる。

かかる場合、まず、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置によりめっき層１３を測定することで、Ｘ線回折スペクトルを得る。めっき層１３中にＦｅ_２Ａｌ_５相が存在する場合、得られたＸ線回折スペクトルのうち回折角２θ＝５４°〜５５．３°に該当する範囲に、Ｆｅ_２Ａｌ_５相に帰属される特徴的なピークが観測される。従って、かかるピークが存在するか否かで、Ｆｅ_２Ａｌ_５相の存在を確認することができる。

続いて、図５に模式的に示したように、得られたＸ線回折スペクトルを解析して、回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度Ｉ_Ａと、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度Ｉ_Ｂと、を特定する。また、Ｆｅ_２Ａｌ_５相に帰属される、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度Ｉ_Ｃを特定する。その上で、以下に示す式（１０１）が成立する場合に、めっき層１３中において、Ｆｅ−Ａｌ合金のＦｅ_２Ａｌ_５相が主体となって存在していると判断することができる。

ここで、上記式（１０１）の左辺の分母は、回折角２θが４０．６°〜５９°の範囲内において、Ｘ線回折スペクトルの平均ベースライン強度を与えるものである。従って、上記式（１０１）は、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内に観測されるピークの最大ピーク強度が平均ベースライン強度の５倍超過である場合に、めっき層１３中において、Ｆｅ_２Ａｌ_５相が主体となっていると判断できることを示している。

また、めっき層１３において、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相が存在しているか否かについては、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置によりめっき層１３を測定することで、同様に、確認することができる。

かかる場合、まず、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置によりめっき層１３を測定することで、Ｘ線回折スペクトルを得る。めっき層１３中にＦｅ−Ａｌ系合金のε相が存在する場合、得られたＸ線回折スペクトルのうち回折角２θ＝３５°〜３７°に該当する範囲に、ε相に帰属される特徴的なピークが観測される。従って、かかるピークが存在するか否かで、ε相の存在を確認することができる。

続いて、図６に模式的に示したように、得られたＸ線回折スペクトルを解析して、回折角２θ：３４°〜３５°の範囲の平均強度Ｉ_Ｄと、回折角２θ：３７°〜３８°の範囲の平均強度Ｉ_Ｅと、を特定する。また、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相に帰属される、回折角２θ：３５°〜３７°の範囲内のピークの最大強度Ｉ_Ｆを特定する。その上で、以下に示す式（１０３）が成立する場合に、めっき層１３中にＦｅ−Ａｌ合金のε相が存在しないと判断することができる。

ここで、上記式（１０３）の左辺の分母は、回折角２θが３４°〜３８°の範囲内において、Ｘ線回折スペクトルの平均ベースライン強度を与えるものである。従って、上記式（１０３）は、回折角２θ：３５°〜３７°の範囲内に観測されるピークの最大ピーク強度が平均ベースライン強度の８倍以下である場合に、めっき層１３中にＦｅ−Ａｌ系合金のε相が存在しないと判断できることを示している。

更に、めっき層１３において、Ａｌが存在しているか否かについては、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置によりめっき層１３を測定することで、同様に、確認することができる。

かかる場合、まず、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置によりめっき層１３を測定することで、Ｘ線回折スペクトルを得る。めっき層１３中にＡｌが存在する場合、得られたＸ線回折スペクトルのうち回折角２θ＝４４．５°〜４５．４°に該当する範囲に、Ａｌに帰属される特徴的なピークが観測される。従って、かかるピークが存在するか否かで、Ａｌの存在を確認することができる。

続いて、図７に模式的に示したように、得られたＸ線回折スペクトルを解析して、回折角２θ：４３．５°〜４４．５°の範囲の平均強度Ｉ_Ｇと、回折角２θ：４６°〜４７°の範囲の平均強度Ｉ_Ｈと、を特定する。また、Ａｌに帰属される、回折角２θ：４４．５°〜４５．４°の範囲内のピークの最大強度Ｉ_Ｊを特定する。その上で、以下に示す式（１０５）が成立する場合に、めっき層１３中にＡｌが存在しないと判断することができる。

ここで、上記式（１０５）の左辺の分母は、回折角２θが４３．５°〜４７°の範囲内において、Ｘ線回折スペクトルの平均ベースライン強度を与えるものである。従って、上記式（１０５）は、回折角２θ：４４．５°〜４５．４°の範囲内に観測されるピークの最大ピーク強度が平均ベースライン強度の５倍以下である場合に、めっき層１３中にＡｌが存在しないと判断できることを示している。

従って、めっき層１３がＦｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を主体とし、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層である場合、上記式（１０１）、式（１０３）及び式（１０５）が同時に満たされることとなる。

ＳＴＡＦ工法に供する前のＡｌめっき鋼管におけるＡｌを主体とするめっき付着量は、１０ｇ／ｍ^２〜１００ｇ／ｍ^２の範囲内である。かかるめっきは、ＳＴＡＦ工法の加熱処理に伴う鋼材からのＦｅの拡散による合金化反応によって、めっき層１３は、Ｆｅ_２Ａｌ_５相（質量比Ｆｅ４５：Ａｌ５５）を主体とするめっき層となり、Ｆｅ−Ａｌ系合金を含む付着量は、元のめっき付着量の約２倍の２０ｇ／ｍ^２〜２００ｇ／ｍ^２となる。めっき層１３の付着量が２０ｇ／ｍ^２未満となる場合には、Ａｌめっき鋼管部品１の耐食性が十分ではなくなる可能性があるため、好ましくない。また、めっき層１３の付着量が２００ｇ／ｍ^２を超える場合には、Ａｌめっき鋼管部品１の耐食性が飽和する一方で、Ａｌめっき鋼管部品１の製造コストが増加するため、好ましくない。めっき層１３の付着量は、より好ましくは、２０ｇ／ｍ^２〜１６０ｇ／ｍ^２の範囲内である。なお、上記のめっき層１３の付着量は、ＳＴＡＦ工法の加熱処理に伴う鋼材からの拡散等によってめっき層１３中に含有されるＦｅやＳｉ等も加算したものとする。従って、ＳＴＡＦ工法における熱処理において生成したＦｅ−Ａｌ系合金は、めっき付着量に算入される。

以上のような層構造を有するＡｌめっき鋼管部品１は、中空部３及びフランジ部５の双方が、（接合面の存在しない）連続した鋼材１１及びめっき層１３で構成された、連続した異形閉断面構造を有している。

なお、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品１について、図４Ａに示した例では、中空部３及びフランジ部５の外形が直線で構成されているが、Ａｌめっき鋼管部品１の外形は、曲線で構成されていてもよいし、直線と曲線の双方で構成されていてもよい。また、中空部３及びフランジ部５の角部（コーナー部位）は、Ｒ形状を有していてもよい。

また、図４Ａに示した例では、めっき層１３が鋼材１１の外面及び内面の双方に存在している場合を示しているが、例えば図４Ｂに示したように、めっき層１３は、鋼材１１の外面側又は内面側の何れか一方にのみ存在していてもよい。めっき層１３が、鋼材１１の一方の面側にのみ存在するのか、鋼材１１の両方の面に存在するのか、については、Ａｌめっき鋼管部品１の素材としたＡｌめっき鋼管でのＡｌめっき層の付着状態に依存する。

図４Ａ及び図４Ｂに示したような、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品１において、めっき層１３の表面に、更に、ＺｎＯを主体とする皮膜（すなわち、表面皮膜層。図示せず。）が形成されていてもよい。かかるＺｎＯを主体とする皮膜は、素材であるＡｌめっき鋼管にＳＴＡＦ工法を適用して、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品１を製造した後に、めっき層１３上に形成してもよいし、素材であるＡｌめっき鋼管の表面にＺｎＯを主体とする皮膜を形成した上で、かかるＡｌめっき鋼管に対してＳＴＡＦ工法を適用することで形成することもできる。ＺｎＯを主体とする皮膜がめっき層１３の表面に存在することで、Ａｌめっき鋼管部品１に対して各種の化成処理を施す場合に、化成処理液との反応性を改善する（換言すれば、化成処理皮膜との塗膜密着性を向上させる）ことができる。

かかるＺｎＯを主体とする皮膜の付着量は、Ａｌめっき鋼管部品１の片面あたり、金属Ｚｎとして、０．１ｇ／ｍ^２〜１ｇ／ｍ^２の範囲内であることが好ましい。ＺｎＯを主体とする皮膜の付着量が０．１ｇ／ｍ^２以上である場合に、上記のような塗膜密着性向上効果を効果的に発揮させることができる。一方、ＺｎＯを主体とする皮膜の付着量が１ｇ／ｍ２を超える場合には、必要以上の皮膜を付与しているために、経済合理性に欠ける。なお、自動車等に用いられる高強度鋼管部品において、鋼管部品の内面は腐食環境に晒される可能性は低いため、ＺｎＯを主体とする皮膜を、鋼材１１の外面となる側だけに付与することも可能である。

以上、図４Ａ及び図４Ｂを参照しながら、本実施形態に係るＡｌめっき鋼管部品１の全体構造について説明した。

以下では、実験例を示しながら、本発明に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法及びＡｌめっき鋼管部品について、具体的に説明する。なお、以下に示す実験例は、あくまでも本発明に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法及びＡｌめっき鋼管部品の一例にすぎず、本発明に係るＡｌめっき鋼管部品の製造方法及びＡｌめっき鋼管部品が下記の例に限定されるものではない。

まず、化学組成として、質量％で、Ｃ：０．２％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．３％、Ｐ：０．０１３％、Ｓ：０．００３％、Ｃｒ：０．２％、Ａｌ：０．０４０％、Ｂ：０．００１４％、Ｔｉ：０．０２％、Ｎ：０．００３％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼材スラブを、常法で熱延、酸洗、冷延して、２．０ｍｍ厚の冷延鋼板（フルハード板）を製造した。この成分のＡｃ３点は７８９℃である。得られた冷延鋼板に対して、連続めっきラインで常法に沿って還元焼鈍を施した後、Ａｌ−６質量％Ｓｉめっき、Ａｌ−９質量％Ｓｉめっき、Ａｌ−１２質量％Ｓｉめっき、Ａｌ−１５質量％Ｓｉめっき、又は、Ｚｎ−５５％Ａｌ−１．６％Ｓｉ（ガルバリウム、以下「ＧＬ」と略記する。）めっきを施し、ガスワイピングで付着量を調整して、常法で冷却した。また、比較のために、非めっき鋼板も準備した。得られたこれらの鋼板を、常法により電縫溶接鋼管に成形した。電縫溶接鋼管の寸法は、外径５０．８ｍｍとした。

得られた電縫溶接鋼管の一部に対しては、めっきのコーターで、平均粒径７０ｎｍのＺｎＯ、ウレタン系樹脂エマルション、及び、シランカップリング架橋剤の混合液を塗布し、約８０℃で焼き付けた。

このようにして得られた電縫溶接鋼管を、長さ４００ｍｍで輪切り切断して、以降の試験プロセスに供し、図１又は図３に示したＳＴＡＦ工法によりＡｌめっき鋼管部品を製造した。

ＳＴＡＦ工法における加熱工程において、通電加熱による平均昇温速度、及び、保持時間は、試験ごとに変更した。平均昇温速度及び保持時間の詳細は、以下の表１に示した通りである。また、図３に示したＳＴＡＦ工法における予熱工程は、大気雰囲気の電気マッフル炉を９００℃に保持し、採取した管を炉内に５分間保持し、大気中に取り出して放冷することで行った。冷却は、すべて金型との接触冷却で行われ、管の内側に溶接した熱電対による実測値では、最高温度から２００℃までの平均で、８０℃／秒の冷却速度であった。また、張出工程において供給した空気の圧力は、１５ＭＰａとし、成形工程において供給した空気の圧力は、２５ＭＰａとした。

成形後の寸法（すなわち、Ａｌめっき鋼管部品の寸法）は、３２ｍｍ×２２ｍｍの角材とし、二つの２２ｍｍの辺のそれぞれ中央部から、長さ１５ｍｍのフランジが垂直に伸びている形状（すなわち、図４Ａに示した形状と類似した形状）とした。

上記のようにして得られた、フランジを有する各Ａｌめっき鋼管部品について、フランジ部分から１０ｍｍ角の試験片を採取し、測定装置としてリガク社製ＳｍａｒｔＬａｂを用いて、Ｘ線回折測定を実施した。管球は、Ｃｏを用いた。得られた回折角２θ及び回折強度のプロファイルから、上述の方法に則して、式（１０１）、式（１０３）及び式（１０５）の値を算出した。

また、上記のようにして得られた各Ａｌめっき鋼管部品について、Ｆｅスケールの有無、溶接継手強度、耐摩耗性、及び、耐食性の観点から、評価を行った。

（Ｆｅスケールの有無）
Ｆｅスケールの有無は、試験後の外観を目視観察することで評価した。Ｆｅスケールが生成されていれば「ＮＧ」とし、生成されていなければ「ＯＫ」とした。

（フランジ端部耐食性）
作成した材料を、長さ１５０ｍｍに輪切り切断し、次いで、フランジの存在しない辺の中央で軸方向に沿って（すなわち、図４Ａにおいて左右均等になるように）切断した。日本パーカライジング社製ＰＢ−ＳＸ３５Ｔを用いて化成処理した後、日本ペイント社製パワーニクス１１０を用いて電着塗装を膜厚２０μｍ狙いで施し、１７０℃で焼き付けた。その後、フランジ端部に沿って、カッターナイフでカットした。カットの際には、冶具を作製してカットがフランジ端部から外れないように行った。腐食試験機の中でフランジが真上を向くよう試験片を固定し、自動車技術会ＪＡＳＯ Ｍ６０９に規定する腐食試験を１８０サイクル＝６０日実施し、塗膜の膨れ幅を片側最大値で評価することで、フランジ端部耐食性を評価した。

得られた結果を、以下の表１にまとめて示した。

Ｎｏ．１は、Ａｌ−９％Ｓｉめっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、ＳＴＡＦプロセスに供する前の状態である。この時点で、めっき皮膜中にはε相もＦｅ_２Ａｌ_５相も検出されず、Ａｌ相のみが検出された。

Ｎｏ．２〜６は、Ａｌ−９％Ｓｉめっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、平均昇温速度は１５０℃／ｓの一条件とし、最高加熱温度は９１０〜１３００℃の範囲で変化させ、保持時間は０．１秒としたものである。最高加熱温度がＡｃ３〜１１０２℃の範囲では、めっき層中にＡｌ相が残り、また、最高加熱温度１１０２℃以上では、めっき層中にε相が生成されており、いずれの場合でも、フランジ端面耐食性が劣ることがわかる。保持時間０．１秒では、適正な温度範囲が存在しないことがわかる。

Ｎｏ．７〜１０は、Ａｌ−９％Ｓｉめっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、平均昇温速度３０℃／秒で昇温し、最高加熱温度を８００℃とし、保持時間を０〜５００秒の範囲で変化させたものである。保持時間が０秒の場合には、めっき層中にＡｌ相が残存してフランジ端面耐食性に劣るが、保持時間が１０〜５０秒の場合には、めっき層中にＡｌ相が残存せずにＦｅ_２Ａｌ_５相が生成して、フランジ端面耐食性が向上することがわかる。しかしながら、保持時間が５００秒の場合には、Ｆｅ_２Ａｌ_５相が存在しなくなり、フランジ端面耐食性が劣化することがわかる。かかる結果より、保持時間には適正範囲が存在することがわかる。

Ｎｏ．１１〜１５は、Ａｌ−９％Ｓｉめっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、平均昇温速度３０℃／秒で昇温し、最高加熱温度１０００℃で、保持時間を０〜３５０秒の範囲で変化させたものである。保持時間が０秒の場合には、めっき層中にＡｌ相が残存してフランジ端面耐食性が劣るが、保持時間が１〜４０秒の場合には、Ａｌ相が残存せずにＦｅ_２Ａｌ_５相が生成して、フランジ端面耐食性が向上することがわかる。しかしながら、保持時間が３５０秒の場合には、Ｆｅ_２Ａｌ_５相が存在しなくなり、フランジ端面耐食性が劣化することがわかる。かかる結果より、保持時間には適正範囲が存在することがわかる。

Ｎｏ．１６，１７、１２は、Ａｌ−９％Ｓｉめっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、平均昇温速度３０℃／秒で昇温し、最高加熱温度を１０００〜１０８０℃の範囲で変化させながら、１秒間保持したものである。いずれの場合においても、めっき層は、Ｆｅ_２Ａｌ_５相が主体でε相もＡｌ相も存在せず、フランジ端面耐食性に優れることがわかる。

Ｎｏ．１８は、ＧＬ（Ｚｎ−５５％Ａｌ−１．６％Ｓｉ）めっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、ＳＴＡＦプロセスに供する前の状態である。この時点で、めっき皮膜中には、ε相もＦｅ_２Ａｌ_５相も検出されず、Ａｌ相のみが検出された。

Ｎｏ．１９〜２２は、ＧＬめっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、平均昇温速度１５０℃／秒で昇温し、最高加熱温度を９１０〜１３００℃の範囲で変化させて、保持時間は０．１秒としたものである。最高加熱温度が９１０℃の場合には、めっき層中にＡｌ相が残存し、フランジ端面耐食性に劣ることがわかる。最高加熱温度が１１１０〜１２００℃の場合には、めっき層中にε相が生成し、最高加熱温度が１２００〜１３００℃の場合には、めっき層中にＦｅ_２Ａｌ_５相が存在しなくなって、いずれの場合も、フランジ端面耐食性に劣ることがわかる。かかる結果より、保持時間が０．１秒では、適正な温度範囲が存在しないことがわかる。

Ｎｏ２３〜２６は、ＧＬめっき鋼を平均昇温速度３０℃／秒で昇温し、最高加熱温度８００〜１０００℃の範囲で変化させるとともに、保持時間を０〜５秒の範囲で変化させたものである。保持時間が０秒の場合には、最高加熱温度が８００℃と１０００℃のいずれの場合であっても、めっき層中にＡｌ相が残存し、フランジ端面耐食性に劣ることがわかる。保持時間が５秒の場合には、最高加熱温度が８００℃と１０００℃のいずれの場合であっても、めっき層はＦｅ_２Ａｌ_５相が主体であり、フランジ端面耐食性に優れることがわかる。かかる結果から、保持時間と最高加熱温度の適正範囲がわかる。

Ｎｏ．２７〜３１は、Ａｌ−９％Ｓｉめっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布なく、予熱し、平均昇温速度を１５０〜１０００℃／秒の範囲で変化させるとともに、最高加熱温度を９００〜１１１０℃の範囲で変化させて、保持時間は０秒としたものである。最高加熱温度が９００〜１０１０℃の範囲内である場合には、Ｆｅ_２Ａｌ_５相主体のめっき層が生成し、フランジ端面耐食性に優れることがわかる。しかしながら、最高加熱温度が１１１０℃の場合には、ε相主体のめっき層が生成し、フランジ端面耐食性に劣ることがわかる。かかる結果から、保持時間がゼロ秒であっても予熱をすることでＦｅ_２Ａｌ_５相主体で耐食性に優れるめっき層が得られること、ただし、予熱をした場合であっても、最高加熱温度は、ε相が生成する１１０２℃以上を避ける必要があること、がわかる。

Ｎｏ．３２〜３６は、めっき種がＧＬである以外は、Ｎｏ．２７〜３１と同様の条件となっている。すなわち、ＧＬめっきであっても、Ａｌ−９Ｓｉめっきと同様に、保持時間がゼロ秒であっても予熱をすることでＦｅ_２Ａｌ_５相主体で耐食性に優れるめっき層が得られること、ただし、予熱をした場合であっても、最高加熱温度は、ε相が生成する１１０２℃以上を避ける必要があること、がわかる。

Ｎｏ．３７〜３９は、Ａｌ−９％Ｓｉめっきを付着量２０〜１００ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、平均昇温速度１５０℃／秒で昇温し、最高加熱温度１０１０℃で３秒保持したものである。いずれの条件においても、Ｆｅ_２Ａｌ_５相主体でフランジ端面耐食性に優れるめっき層が得られた。めっき付着量２０〜１００ｇ／ｍ^２の範囲内では、同様の製法により、同様に耐食性に優れるめっき層が得られることがわかる。

Ｎｏ．４０〜４２は、Ｎｏ．３７〜３９とめっき種が異なる以外は、同様の条件となっている。すなわち、めっき種がＧＬであっても、付着量２０〜１００ｇ／ｍ^２の範囲内でＦｅ_２Ａｌ_５相主体でフランジ端面耐食性に優れるめっき層を得ることができる。

Ｎｏ．４３〜４６は、Ａｌ−９％Ｓｉめっきを付着量７０ｇ／ｍ^２で形成し、ＺｎＯを、Ｚｎ換算で０．０３〜３ｇ／ｍ^２含有する塗膜を塗布し、平均昇温速度６０℃／秒で最高加熱温度１０００℃まで昇温し、１秒保持したものである。めっき層の相構造は、ＺｎＯ塗布がなく、めっき・加熱条件が類似するＮｏ．１２と同様であった。しかしながら、フランジ端面耐食性は、ＺｎＯ付着量がＺｎ換算で０．０３ｇ／ｍ^２であれば塗布なしの場合と大差ないが、ＺｎＯ付着量がＺｎ換算で０．１〜１．０ｇ／ｍ^２の場合には、塗布なしの場合と比較して、耐食性が向上することがわかる。しかしながら、更にＺｎＯ付着量を増やし、Ｚｎ換算で３．０ｇ／ｍ^２としても、ＺｎＯ付着量が１．０ｇ／ｍ^２である場合からの更なる向上は少ないことがわかる。かかる結果から、ＺｎＯの適切な付着量は、Ｚｎ換算で０．１〜１．０ｇ／ｍ^２であることがわかる。

Ｎｏ．４７〜４９は、Ａｌ−Ｓｉめっき中のＳｉ濃度を６〜１５質量％の範囲で変化させて、めっき付着量は７０ｇ／ｍ^２とし、ＺｎＯ塗布も予熱もなく、平均昇温速度１５０℃／秒で昇温し、最高加熱温度１０００℃で１秒保持したものである。Ｓｉ濃度が６〜１５質量％の範囲内では、上記のような加熱条件により、Ｆｅ_２Ａｌ_５相主体でフランジ端面耐食性に優れるめっき層が得られている。

Ｎｏ．５０は、非めっき鋼をＳＴＡＦプロセスに供した比較例である。Ｆｅ酸化物のスケールが生成し、外観が劣化した。また、自動車用部品製造に際し、Ｆｅスケールが化成処理性を劣化させるのは既知である。かかる結果から、本プロセスには、めっき鋼を用いるのが適切であることわかる。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

１ Ａｌめっき鋼管部品
３ 中空部
５ フランジ部
１１ 鋼材
１３ めっき層
１００ Ａｌめっき鋼管
１０１ 鋼管
１０３ Ａｌめっき層
２００ 金型
２０１ 上型
２０３ 下型

Claims (14)

1. Ａｌ及びＳｉを含有するＡｌめっき層を有するＡｌめっき鋼管を、所定の形状を有する少なくとも一組の金型の間に配置した上で、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の範囲内の加熱温度まで通電加熱により加熱して、当該加熱温度を１秒以上５分以下保持する加熱工程と、
   前記加熱温度に達した前記Ａｌめっき鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給することで前記Ａｌめっき鋼管を熱間ブロー成形し、前記Ａｌめっき鋼管の表面から張出部を形成させる張出工程と、
   前記金型を所定の圧力で型締めした後に、前記Ａｌめっき鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給して、所定の断面形状を有する中空部と、当該中空部の外表面から突出するフランジ部と、を成形する成形工程と、
   を含む、Ａｌめっき鋼管部品の製造方法。
2. Ａｌ及びＳｉを含有するＡｌめっき層を有するＡｌめっき鋼管を、１１０２℃未満の所定の温度まで予熱する予熱工程と、
   予熱された前記Ａｌめっき鋼管を、所定の形状を有する少なくとも一組の金型の間に配置した上で、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の範囲内の加熱温度まで通電加熱により加熱する加熱工程と、
   前記加熱温度に達した前記Ａｌめっき鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給することで前記Ａｌめっき鋼管を熱間ブロー成形し、前記Ａｌめっき鋼管の表面から張出部を形成させる張出工程と、
   前記金型を所定の圧力で型締めした後に、前記Ａｌめっき鋼管の中空部に対して所定圧力の空気を供給して、所定の断面形状を有する中空部と、当該中空部の外表面から突出するフランジ部と、を成形する成形工程と、
   を含む、Ａｌめっき鋼管部品の製造方法。
3. 前記Ａｌめっき層の付着量は、一面あたり１０ｇ／ｍ^２〜１００ｇ／ｍ^２の範囲内である、請求項１又は２に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
4. 前記Ａｌめっき層は、Ａｌ−６〜１５質量％Ｓｉめっき層、又は、５５質量％Ａｌ−Ｚｎ−１．６質量％Ｓｉめっき層である、請求項１〜３の何れか１項に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
5. 前記成形工程後の前記Ａｌめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を含み、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層となり、
   前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定したとき、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内にピークが観測され、
   回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度をＩ _Ａ とし、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度をＩ _Ｂ とし、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度をＩ _Ｃ としたときに、以下の式（１）で表される関係が成立する、請求項１〜４の何れか１項に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
   

   
6. 前記加熱工程では、
   少なくとも前記張出工程において前記張出部となる位置の前記Ａｌめっき鋼管の部位を通電加熱する通電加熱設備と、前記張出部とはならない位置の前記Ａｌめっき鋼管の部位を通電加熱する通電加熱設備と、を別個に設けておき、
   前記張出部となる位置に対応する前記Ａｌめっき鋼管の部位を、Ａｃ３変態点以上１１０２℃未満の範囲内の加熱温度まで加熱する、請求項１〜４の何れか１項に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
7. 前記成形工程後の前記フランジ部を被覆する前記Ａｌめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を含み、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層となり、
   前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定したとき、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内にピークが観測され、
   回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度をＩ _Ａ とし、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度をＩ _Ｂ とし、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度をＩ _Ｃ としたときに、以下の式（１）で表される関係が成立する、請求項６に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
   

   
8. 前記Ａｌめっき鋼管の素地鋼の化学組成は、質量％で、
   Ｃ：０．１〜０．３％
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
   Ｍｎ：０．５〜３．０％
   Ｐ：０．００３〜０．０５０％
   Ｓ：０．０５％以下
   Ｃｒ：０．１〜０．５％
   Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
   Ａｌ：１％以下
   Ｂ：０．０００２〜０．００１４％
   Ｎ：０．０１％以下
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる、請求項１〜７の何れか１項に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
9. 前記Ａｌめっき鋼管の素地鋼は、残部のＦｅの一部に換えて、１質量％以下のＣｕ、２質量％以下のＮｉ、１質量％以下のＭｏ、１質量％以下のＶ、及び、１質量％以下のＮｂの少なくとも何れかを更に含有する、請求項８に記載のＡｌめっき鋼管部品の製造方法。
10. 所定の断面形状を有する中空部と、
    前記中空部の外表面から突出するフランジ部と、
    を少なくとも備え、
    前記中空部及び前記フランジ部は、同一の鋼材を素材とし、かつ、前記中空部と前記フランジ部との間で接合面が存在せずに一体となっており、
    前記中空部及び前記フランジ部の表面は、Ｆｅ−Ａｌ系合金を含むめっき層で被覆されており、
    前記フランジ部の端部を被覆する前記Ｆｅ−Ａｌ系合金を含むめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を含み、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層であり、
    前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定したとき、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内にピークが観測され、
    回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度をＩ _Ａ とし、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度をＩ _Ｂ とし、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度をＩ _Ｃ としたときに、以下の式（１）で表される関係が成立する、Ａｌめっき鋼管部品。
    

    
11. 前記中空部の表面を被覆する前記Ｆｅ−Ａｌ系合金を含むめっき層は、Ｆｅ−Ａｌ系合金のＦｅ_２Ａｌ_５相を含み、かつ、Ｆｅ−Ａｌ系合金のε相及びＡｌが存在しないめっき層であり、
    前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定したとき、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内にピークが観測され、
    回折角２θ：４０．６°〜４１°の範囲の平均強度をＩ _Ａ とし、回折角２θ：５８°〜５９°の範囲の平均強度をＩ _Ｂ とし、回折角２θ：５４°〜５５．３°の範囲内のピークの最大強度をＩ _Ｃ としたときに、以下の式（１）で表される関係が成立する、請求項１０に記載のＡｌめっき鋼管部品。
    

    
12. 前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定し、回折角２θ：３４°〜３５°の範囲の平均強度をＩ_Ｄとし、回折角２θ：３７°〜３８°の範囲の平均強度をＩ_Ｅとし、回折角２θ：３５°〜３７°の範囲内のピークの最大強度をＩ_Ｆとしたときに、以下の式（３）で表される関係が成立する、請求項１０又は１１に記載のＡｌめっき鋼管部品。
    

    
13. 前記めっき層を、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置により測定し、回折角２θ：４３．５°〜４４．５°の範囲の平均強度をＩ_Ｇとし、回折角２θ：４６°〜４７°の範囲の平均強度をＩ_Ｈとし、回折角２θ：４４．５°〜４５．４°の範囲内のピークの最大強度をＩ_Ｊとしたときに、以下の式（５）で表される関係が成立する、請求項１０〜１２の何れか１項に記載のＡｌめっき鋼管部品。
    

    
14. 連続した異形閉断面構造を有する、請求項１０〜１３の何れか１項に記載のＡｌめっき鋼管部品。
    

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