JPH0575823B2 - - Google Patents
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- JPH0575823B2 JPH0575823B2 JP60011198A JP1119885A JPH0575823B2 JP H0575823 B2 JPH0575823 B2 JP H0575823B2 JP 60011198 A JP60011198 A JP 60011198A JP 1119885 A JP1119885 A JP 1119885A JP H0575823 B2 JPH0575823 B2 JP H0575823B2
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Description
産業上の利用分野
本発明は、高強度熱延鋼板を用いる直流バツト
溶接によるホイールリムの製造方法に関する。 従来の技術 自動車重量を軽減して燃料費を節減するため
に、車体を小型化すると共に、高強度鋼材の採用
による材料変更が種々試みられている。特に、車
輪の軽量化は燃料費の節減に効果的であるとさ
れ、ホイールリムに対する高強度熱延鋼板の適用
が鋭意研究されている。 ホイールリムは、従来、所定の幅及び長さに切
断された鋼板をリング状に成形し、端部を溶接し
た後、数工程のロールフオージングを経て製造さ
れている。 上記溶接には、従来、入熱の形態として、フラ
ツシユによる発熱を利用するフラツシユバツト溶
接が採用されているが、このフラツシユバツト溶
接においては、入熱に数秒を要するところ、入熱
の形態として、接触抵抗による発熱を利用する直
流バツト溶接によれば、入熱が約0.5秒ですみ、
ホイールリムの生産性が著しく高まるほか、フラ
ツシユが飛ばないので、粉塵による作業環境の劣
化がないこと、騒音が生じないこと、更に、フラ
ツシユで消耗する部分がないので、１％程度の歩
留りの向上を図り得ること等の理由から、直流バ
ツト溶接が採用される傾向にある。 しかし、ホイールリムの製造において、この直
流バツト溶接の採用に伴う新しい問題が生じてい
る。即ち、従来、引張強さが45Kgｆ／mm2以下の鋼
板を用いるときには殆ど問題とされなかつたが、
ＣやMn量が多い高強度鋼板を用いるとき、大電
流による溶接、又はアツプセツト過程中或いはア
ツプセツト後においても通電するという溶接条件
のために、溶接終了時点でオーステナイト粒が粗
大化し、従つて、冷却過程で焼入れ性が高くなつ
ているために、マルテンサイト又は硬質のベイナ
イトに変態しやすくなり、溶接部の硬度が非常に
高くなつて、その結果、加工途中で溶接接合面か
ら割れが発生しやすい。この溶接部の硬度の最高
値の限界は、従来、何ら明確ではないが、本発明
者らの研究によれば、上限を300限度とすること
が好ましいところ、従来の高張力鋼によれば、直
流バツト溶接材の溶接部の最高硬度（Hv）は多
くの場合、300を越え、フラツシユバツト溶接材
に比べて100以上も高く、また、組織的にもマル
テンサイト近い。更に、溶接部には脆性破面が存
在し、０℃におけるシヤルピー吸収エネルギー
（vE0）も低い。 発明が解決しようとする問題点 このように、ホイールリムの製造において、直
流バツト溶接を採用すれば、生産性を著しく高め
ることができる反面、溶接部の硬度が著しく高く
なる問題がある。このように、高強度鋼板に直流
バツト溶接を採用すれば、溶接部の硬度が高くな
る原因は、直流バツト溶接では、フラツシユバツ
ト溶接に比べて、大電流を流して溶接する点にあ
る。即ち、溶接部が急熱急冷されるので、焼入れ
組織となりやすい点にある。 本発明者らは、この問題を解決するために鋭意
研究した結果、引張強さ50Kgｆ／mm2以上の高強度
鋼板を用いてホイールリムを製造する方法におい
て、鋼に微量のTi及びＮを添加することにより、
溶接時のオーステナイト粒の粗大化が防止される
と共に、微細に分散したTiNがフエライト粒の
該発生サイトになるために、硬質のマルテンサイ
トやベイナイトの生成が抑えられて、硬度上昇が
防止されることを見出して、本発明に至つたもの
である。 問題点を解決するための手段 本発明によるホイールリムの製造方法は、重量
％で Ｃ 0.05〜0.15％、 Si 0.05〜0.5％、 Mn 1.0〜1.6％、 Al 0.01〜0.05％、 Ti 0.005〜0.025％、 Ｎ 15〜60ppmを含有し、 Ｐ 0.030％以下、 Ｓ 0.010％以下に規制し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、引張強さ
50Kgｆ／mm2以上の用高強度熱延鋼板をリング状に
成形し、端部を直流バツト溶接した後、ホイール
リム形状に成形加工することを特徴とする。 本発明によりるホイールリムの製造方法におい
て、用いる鋼における化学成分の限定理由につい
て説明する。 Ｃは、鋼に所要の強度を与えるために必要な元
素であつて、少なくとも0.05％の添加が必要であ
る。一方、直流バツト溶接は、前記したように、
溶接部の硬度を高める特性を有しているから、
CPを過多に添加することは好ましくなく、本発
明鋼においては、Ｃ添加量の上限を0.15％とす
る。 Siは、溶接過程において突き合わせ面に生成す
るペネトレーターに影響し、ペネトレーターの生
成を抑制するこために、添加量を0.05〜0.5％の
範囲とする。この範囲をはずれるとき、ペネトレ
ーターが発生する。 Mnは、鋼の強度を高めるために必要であり、
50Kgｆ／mm2以上の引張強さを持つ高強度鋼板を得
るためには、1.0％以上の添加が必要である。し
かし、過多に添加するときは、第２相が層状に並
んで、所謂帯状組織が形成されやすく、この結
果、特に幅方向又は板厚方向の延性を劣化させる
ので、添加量の上限を1.6％とする。 Ｐを過剰に含有させるときは、溶接部を劣化さ
せるので、含有量は0.03％以下に規制する。 Ｓは、伸長したMnSの量を増加させ、メタル
フローに沿つた割れの原因となるので、その含有
量はできる限り低い方がよいが、実質的には0.01
％以下に規制すれば十分である。 Alは、鋼の脱酸のために0.01％以上の添加が必
要である。しかし、過多に添加するときは、アル
ミナ系介在物を増加させ、MnSと同様にフツク
状割れの原因となるので、添加量の上限を0.05％
とする。 Tiは、溶接部の硬度を低下させるための必須
の元素である。微細なTiNをできる限り多く分
散させて、上記効果を有効に得るには、添加量を
0.005％以上とすることが必要であるが、他方、
過多に添加するときには、TiNが粗大化し、そ
の数が減少して、上記微細化による溶接部の硬度
を低める効果が減少するので、上限は0.025％と
する。 Ｎは、微細なTiNとして分散させて、フエラ
イト粒の核発生サイトとして硬質のマルテンサイ
トやベイナイトの生成を抑制し、硬度上昇を防止
するために有効であり、含有量が15ppmよりも少
ないときはTiNの生成量が不十分であつて、上
記効果を有効に得ることができない。しかし、含
有量が60ppmを越えるときは、鋼の延性や時効性
が劣化する。従つて、本発明の方法においては、
鋼中のＮ含有量は15〜60ppmの範囲とする。 本発明においては、鋼には上記した元素に加え
て、Nbを添加することができる。Nbは、析出強
化によつて鋼強度を高める元素であり、この効果
を有効に発現させるためには、少なくとも0.01％
を添加することが必要である。この強化効果は添
加量に比例するが、過多に添加することは、他方
で母材の延性劣化を招くので、添加量の上限は
0.06％とする。 更に、本発明においては、鋼には上記したNb
と共に、又はそれらとは別に、Ca及びREMより
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加
することができる。これらの元素は、伸長した
MnSを球状化させて、フツク状割れの発生を防
止するうえに効果的である。このような効果を有
効に得るには、Caについては0.0005％、REMに
ついては0.005％以上の添加を必要とする。しか
し、過多に添加しても、効果が飽和するのみなら
ず、溶接部にペネトレーターを生成し、これを起
点とする割れが発生しやすくなるので、添加量の
上限は、Caについては0.01％、REMについては
0.1％とする。 発明の効果 以上のように、本発明のホイールリムの製造方
法によれば、従来とフラツシユバツト溶接に代え
て、直流バツト溶接を採用するので、入熱時間を
数分の１に短縮することができ、かくして、生産
性を格段に高めることができる。 しかも、本発明によれば、所定の微量とTi及
びＮを添加してなる高強度熱延鋼板を用いること
により、TiNを溶接部に微細に多数分散させ、
これをフエライト粒の核発生サイトとして、硬質
のマルテンサイトやベイナイトの生成を抑えるこ
とによつて、直流バツト溶接を採用しながら、溶
接部の硬度上昇を防止して、ホイールリムの成形
時の不良品の発生率を低減することができ、ま
た、製品の０℃におけるシヤルピー吸収エネルギ
ー（vE0）を高めて、耐久性も高めることができ
る。 このように、本発明の方法によれば、ホイール
リムの製造において、従来のフラツシユバツト溶
接に代えて、直流バツト溶接を採用しながら、従
来のフラツシユバツト溶接を適用した場合におけ
るほぼ同様に、溶接部硬度を低く保持することが
できると共に、フラツシユ溶接を適用した場合と
ほぼ同等のvE0を確保しつつ、ホイールリムの生
産性を格段に高めることができる。 実施例 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本
発明はこれら実施例により何ら限定されるもので
ない。 実施例 １ 第１表に示すように、本発明で規定する化学成
分を有する発明鋼１〜８と本発明で規定する化学
成分を有しない比較鋼９〜１３とを真空溶解炉に
て溶製し、実験室的に熱間圧延を行ない、両面を
切削して厚さ2.6mmの鋼板とした後、それぞれを
直流バツト溶接又はフラツシユバツト溶接して溶
接し、溶接部の硬度を測定した。また、溶接部に
ついて、2.5mm幅JIS4号シヤルビー試験片による
０℃でのシヤルピー試験を行なつた。結果を第１
表、第１図及び第２図に示す。 第１図は、本発明にて規定する化学成分を有す
る熱延鋼板（発明鋼、●で示す。）と本発明にて
規定する化学成分を有しない熱延鋼板（比較鋼、
×で示す。）に直流バツト溶接又はフラツシユバ
ツト溶接を適用した場合の熱延鋼板の炭素当量
（Ceq）と溶接部の最高硬度（Hv）の関係を示
し、比較鋼は最高硬度が多くの場合、300を越え
る。比較鋼９及び１３のように、Ceqを低減する
ことによつて、ある程度は最高硬度を減じること
ができるが、本発明に従つて微量のTiのＮとを
添加することによつて初めて、溶接部の最高硬度
を大幅に減じることができる。発明鋼又は比較鋼
にフラツシユバツト溶接を適用した場合の結果
も、図中に△で示す。 第２図は、本発明にて規定する化学成分を有す
る熱延鋼板（発明鋼、●で示す。）と本発明にて
規定する化学成分を有しない熱延鋼板（比較鋼、
×で示す。）に直流バツ溶接又はフラツシユバツ
ト溶接を適用した場合の熱延鋼板の炭素当量
（Ceq）と溶接部の０℃におけるシヤルピー吸収
エネルギー（vE0）との関係を示し、比較鋼は、
直流バツト溶接による溶接部最高硬度が高く、脆
性破面が存在するので、vE0が著しく低い。発明
鋼又は比較鋼にフラツシユバツト溶接を適用した
場合の結果も、図中に△で示す。本発明によれ
ば、直流バツト溶接によつても、溶接部最高硬度
が低く抑えられており、かくして、vE0も、フラ
ツシユバツト溶接材とほぼ同じ程度に高い。 このように、本発明の方法によれば、同じCeq
の比較鋼に比べて、溶接部の最高硬度を著しく減
じることができ、また、vE0もフラツシユバツト
溶接材と同等の高い値を得ることができる。
溶接によるホイールリムの製造方法に関する。 従来の技術 自動車重量を軽減して燃料費を節減するため
に、車体を小型化すると共に、高強度鋼材の採用
による材料変更が種々試みられている。特に、車
輪の軽量化は燃料費の節減に効果的であるとさ
れ、ホイールリムに対する高強度熱延鋼板の適用
が鋭意研究されている。 ホイールリムは、従来、所定の幅及び長さに切
断された鋼板をリング状に成形し、端部を溶接し
た後、数工程のロールフオージングを経て製造さ
れている。 上記溶接には、従来、入熱の形態として、フラ
ツシユによる発熱を利用するフラツシユバツト溶
接が採用されているが、このフラツシユバツト溶
接においては、入熱に数秒を要するところ、入熱
の形態として、接触抵抗による発熱を利用する直
流バツト溶接によれば、入熱が約0.5秒ですみ、
ホイールリムの生産性が著しく高まるほか、フラ
ツシユが飛ばないので、粉塵による作業環境の劣
化がないこと、騒音が生じないこと、更に、フラ
ツシユで消耗する部分がないので、１％程度の歩
留りの向上を図り得ること等の理由から、直流バ
ツト溶接が採用される傾向にある。 しかし、ホイールリムの製造において、この直
流バツト溶接の採用に伴う新しい問題が生じてい
る。即ち、従来、引張強さが45Kgｆ／mm2以下の鋼
板を用いるときには殆ど問題とされなかつたが、
ＣやMn量が多い高強度鋼板を用いるとき、大電
流による溶接、又はアツプセツト過程中或いはア
ツプセツト後においても通電するという溶接条件
のために、溶接終了時点でオーステナイト粒が粗
大化し、従つて、冷却過程で焼入れ性が高くなつ
ているために、マルテンサイト又は硬質のベイナ
イトに変態しやすくなり、溶接部の硬度が非常に
高くなつて、その結果、加工途中で溶接接合面か
ら割れが発生しやすい。この溶接部の硬度の最高
値の限界は、従来、何ら明確ではないが、本発明
者らの研究によれば、上限を300限度とすること
が好ましいところ、従来の高張力鋼によれば、直
流バツト溶接材の溶接部の最高硬度（Hv）は多
くの場合、300を越え、フラツシユバツト溶接材
に比べて100以上も高く、また、組織的にもマル
テンサイト近い。更に、溶接部には脆性破面が存
在し、０℃におけるシヤルピー吸収エネルギー
（vE0）も低い。 発明が解決しようとする問題点 このように、ホイールリムの製造において、直
流バツト溶接を採用すれば、生産性を著しく高め
ることができる反面、溶接部の硬度が著しく高く
なる問題がある。このように、高強度鋼板に直流
バツト溶接を採用すれば、溶接部の硬度が高くな
る原因は、直流バツト溶接では、フラツシユバツ
ト溶接に比べて、大電流を流して溶接する点にあ
る。即ち、溶接部が急熱急冷されるので、焼入れ
組織となりやすい点にある。 本発明者らは、この問題を解決するために鋭意
研究した結果、引張強さ50Kgｆ／mm2以上の高強度
鋼板を用いてホイールリムを製造する方法におい
て、鋼に微量のTi及びＮを添加することにより、
溶接時のオーステナイト粒の粗大化が防止される
と共に、微細に分散したTiNがフエライト粒の
該発生サイトになるために、硬質のマルテンサイ
トやベイナイトの生成が抑えられて、硬度上昇が
防止されることを見出して、本発明に至つたもの
である。 問題点を解決するための手段 本発明によるホイールリムの製造方法は、重量
％で Ｃ 0.05〜0.15％、 Si 0.05〜0.5％、 Mn 1.0〜1.6％、 Al 0.01〜0.05％、 Ti 0.005〜0.025％、 Ｎ 15〜60ppmを含有し、 Ｐ 0.030％以下、 Ｓ 0.010％以下に規制し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、引張強さ
50Kgｆ／mm2以上の用高強度熱延鋼板をリング状に
成形し、端部を直流バツト溶接した後、ホイール
リム形状に成形加工することを特徴とする。 本発明によりるホイールリムの製造方法におい
て、用いる鋼における化学成分の限定理由につい
て説明する。 Ｃは、鋼に所要の強度を与えるために必要な元
素であつて、少なくとも0.05％の添加が必要であ
る。一方、直流バツト溶接は、前記したように、
溶接部の硬度を高める特性を有しているから、
CPを過多に添加することは好ましくなく、本発
明鋼においては、Ｃ添加量の上限を0.15％とす
る。 Siは、溶接過程において突き合わせ面に生成す
るペネトレーターに影響し、ペネトレーターの生
成を抑制するこために、添加量を0.05〜0.5％の
範囲とする。この範囲をはずれるとき、ペネトレ
ーターが発生する。 Mnは、鋼の強度を高めるために必要であり、
50Kgｆ／mm2以上の引張強さを持つ高強度鋼板を得
るためには、1.0％以上の添加が必要である。し
かし、過多に添加するときは、第２相が層状に並
んで、所謂帯状組織が形成されやすく、この結
果、特に幅方向又は板厚方向の延性を劣化させる
ので、添加量の上限を1.6％とする。 Ｐを過剰に含有させるときは、溶接部を劣化さ
せるので、含有量は0.03％以下に規制する。 Ｓは、伸長したMnSの量を増加させ、メタル
フローに沿つた割れの原因となるので、その含有
量はできる限り低い方がよいが、実質的には0.01
％以下に規制すれば十分である。 Alは、鋼の脱酸のために0.01％以上の添加が必
要である。しかし、過多に添加するときは、アル
ミナ系介在物を増加させ、MnSと同様にフツク
状割れの原因となるので、添加量の上限を0.05％
とする。 Tiは、溶接部の硬度を低下させるための必須
の元素である。微細なTiNをできる限り多く分
散させて、上記効果を有効に得るには、添加量を
0.005％以上とすることが必要であるが、他方、
過多に添加するときには、TiNが粗大化し、そ
の数が減少して、上記微細化による溶接部の硬度
を低める効果が減少するので、上限は0.025％と
する。 Ｎは、微細なTiNとして分散させて、フエラ
イト粒の核発生サイトとして硬質のマルテンサイ
トやベイナイトの生成を抑制し、硬度上昇を防止
するために有効であり、含有量が15ppmよりも少
ないときはTiNの生成量が不十分であつて、上
記効果を有効に得ることができない。しかし、含
有量が60ppmを越えるときは、鋼の延性や時効性
が劣化する。従つて、本発明の方法においては、
鋼中のＮ含有量は15〜60ppmの範囲とする。 本発明においては、鋼には上記した元素に加え
て、Nbを添加することができる。Nbは、析出強
化によつて鋼強度を高める元素であり、この効果
を有効に発現させるためには、少なくとも0.01％
を添加することが必要である。この強化効果は添
加量に比例するが、過多に添加することは、他方
で母材の延性劣化を招くので、添加量の上限は
0.06％とする。 更に、本発明においては、鋼には上記したNb
と共に、又はそれらとは別に、Ca及びREMより
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加
することができる。これらの元素は、伸長した
MnSを球状化させて、フツク状割れの発生を防
止するうえに効果的である。このような効果を有
効に得るには、Caについては0.0005％、REMに
ついては0.005％以上の添加を必要とする。しか
し、過多に添加しても、効果が飽和するのみなら
ず、溶接部にペネトレーターを生成し、これを起
点とする割れが発生しやすくなるので、添加量の
上限は、Caについては0.01％、REMについては
0.1％とする。 発明の効果 以上のように、本発明のホイールリムの製造方
法によれば、従来とフラツシユバツト溶接に代え
て、直流バツト溶接を採用するので、入熱時間を
数分の１に短縮することができ、かくして、生産
性を格段に高めることができる。 しかも、本発明によれば、所定の微量とTi及
びＮを添加してなる高強度熱延鋼板を用いること
により、TiNを溶接部に微細に多数分散させ、
これをフエライト粒の核発生サイトとして、硬質
のマルテンサイトやベイナイトの生成を抑えるこ
とによつて、直流バツト溶接を採用しながら、溶
接部の硬度上昇を防止して、ホイールリムの成形
時の不良品の発生率を低減することができ、ま
た、製品の０℃におけるシヤルピー吸収エネルギ
ー（vE0）を高めて、耐久性も高めることができ
る。 このように、本発明の方法によれば、ホイール
リムの製造において、従来のフラツシユバツト溶
接に代えて、直流バツト溶接を採用しながら、従
来のフラツシユバツト溶接を適用した場合におけ
るほぼ同様に、溶接部硬度を低く保持することが
できると共に、フラツシユ溶接を適用した場合と
ほぼ同等のvE0を確保しつつ、ホイールリムの生
産性を格段に高めることができる。 実施例 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本
発明はこれら実施例により何ら限定されるもので
ない。 実施例 １ 第１表に示すように、本発明で規定する化学成
分を有する発明鋼１〜８と本発明で規定する化学
成分を有しない比較鋼９〜１３とを真空溶解炉に
て溶製し、実験室的に熱間圧延を行ない、両面を
切削して厚さ2.6mmの鋼板とした後、それぞれを
直流バツト溶接又はフラツシユバツト溶接して溶
接し、溶接部の硬度を測定した。また、溶接部に
ついて、2.5mm幅JIS4号シヤルビー試験片による
０℃でのシヤルピー試験を行なつた。結果を第１
表、第１図及び第２図に示す。 第１図は、本発明にて規定する化学成分を有す
る熱延鋼板（発明鋼、●で示す。）と本発明にて
規定する化学成分を有しない熱延鋼板（比較鋼、
×で示す。）に直流バツト溶接又はフラツシユバ
ツト溶接を適用した場合の熱延鋼板の炭素当量
（Ceq）と溶接部の最高硬度（Hv）の関係を示
し、比較鋼は最高硬度が多くの場合、300を越え
る。比較鋼９及び１３のように、Ceqを低減する
ことによつて、ある程度は最高硬度を減じること
ができるが、本発明に従つて微量のTiのＮとを
添加することによつて初めて、溶接部の最高硬度
を大幅に減じることができる。発明鋼又は比較鋼
にフラツシユバツト溶接を適用した場合の結果
も、図中に△で示す。 第２図は、本発明にて規定する化学成分を有す
る熱延鋼板（発明鋼、●で示す。）と本発明にて
規定する化学成分を有しない熱延鋼板（比較鋼、
×で示す。）に直流バツ溶接又はフラツシユバツ
ト溶接を適用した場合の熱延鋼板の炭素当量
（Ceq）と溶接部の０℃におけるシヤルピー吸収
エネルギー（vE0）との関係を示し、比較鋼は、
直流バツト溶接による溶接部最高硬度が高く、脆
性破面が存在するので、vE0が著しく低い。発明
鋼又は比較鋼にフラツシユバツト溶接を適用した
場合の結果も、図中に△で示す。本発明によれ
ば、直流バツト溶接によつても、溶接部最高硬度
が低く抑えられており、かくして、vE0も、フラ
ツシユバツト溶接材とほぼ同じ程度に高い。 このように、本発明の方法によれば、同じCeq
の比較鋼に比べて、溶接部の最高硬度を著しく減
じることができ、また、vE0もフラツシユバツト
溶接材と同等の高い値を得ることができる。
【表】
【表】
実施例 ２
第２表に示す化学成分を有する鋼を転炉溶製
し、通常の工業的な製鉄法に従つて、厚さ2.6mm
の鋼板を製造した。尚、熱間圧延は、800〜880℃
の温度で仕上圧延し、450〜650℃の温度で巻取つ
た。圧延後の冷却は、化学成分に応じて700℃前
後で５〜10秒空冷し、その前後を急冷する制御冷
却も行なつた。 発明鋼Ａ及びＢは、本発明で規定する化学成分
を有する熱延鋼板であり、比較鋼Ｃは、Tiを含
まない熱延鋼板であり、比較鋼Ｄは、Ti量が過
大である。熱延鋼板であるそれぞれの機械的性質
を第２表に示す。 これらの発明鋼及び比較鋼からなる熱延鋼板を
ホイールリム製造ラインにおいて直流バツト溶接
後、ホイールリムに成形し、製品不良率を測定し
た。結果を第２表に示す。 ホイールリムの製造において、本発明による化
学成分の規定を満足する高強度熱延鋼板に直流バ
ツト溶接を採用すれば、例えば、発明鋼Ａについ
て第３図に溶接部の硬度（Hv）分布を示すよう
に、溶接部最高硬度を低く抑えて、成形時の不良
率を著しく低くすることができる。しかし、本発
明による化学成分の規定を満足しない高強度熱延
鋼板に直流バツト溶接を採用すれば、例えば、比
較鋼Ｃについて、同様に溶接部の硬度分布を示す
ように、溶接部最高硬度が著しく高く、不良率が
著しく高い。
し、通常の工業的な製鉄法に従つて、厚さ2.6mm
の鋼板を製造した。尚、熱間圧延は、800〜880℃
の温度で仕上圧延し、450〜650℃の温度で巻取つ
た。圧延後の冷却は、化学成分に応じて700℃前
後で５〜10秒空冷し、その前後を急冷する制御冷
却も行なつた。 発明鋼Ａ及びＢは、本発明で規定する化学成分
を有する熱延鋼板であり、比較鋼Ｃは、Tiを含
まない熱延鋼板であり、比較鋼Ｄは、Ti量が過
大である。熱延鋼板であるそれぞれの機械的性質
を第２表に示す。 これらの発明鋼及び比較鋼からなる熱延鋼板を
ホイールリム製造ラインにおいて直流バツト溶接
後、ホイールリムに成形し、製品不良率を測定し
た。結果を第２表に示す。 ホイールリムの製造において、本発明による化
学成分の規定を満足する高強度熱延鋼板に直流バ
ツト溶接を採用すれば、例えば、発明鋼Ａについ
て第３図に溶接部の硬度（Hv）分布を示すよう
に、溶接部最高硬度を低く抑えて、成形時の不良
率を著しく低くすることができる。しかし、本発
明による化学成分の規定を満足しない高強度熱延
鋼板に直流バツト溶接を採用すれば、例えば、比
較鋼Ｃについて、同様に溶接部の硬度分布を示す
ように、溶接部最高硬度が著しく高く、不良率が
著しく高い。
【表】
第１図は、本発明で規定する化学成分を有する
熱延鋼板（発明鋼）及び本発明で規定する化学成
分を有しない熱延鋼板（比較鋼）にそれぞれ直流
バツト溶接又はフラツシユバツト溶接を適用した
場合の鋼の炭素当量と溶接部の最高硬度（Hv）
との関係を示すグラフである。第２図は、本発明
で規定する化学成分を有する熱延鋼板（発明鋼）
及び本発明で規定する化学成分を有しない熱延鋼
板（比較鋼）にそれぞれ直流バツト溶接又はフラ
ツシユバツト溶接を適用した場合の鋼の炭素当量
と溶接部の０℃におけるシヤルピー吸収エネルギ
ー（vE0）との関係を示すグラフである。第３図
は、本発明で規定する化学成分を有する熱延鋼板
（発明鋼）及び本発明で規定する化学成分を有し
ない熱延鋼板（比較鋼）に直流バツト溶接を適用
した場合の溶接部の硬度分布を示すグラフであ
る。
熱延鋼板（発明鋼）及び本発明で規定する化学成
分を有しない熱延鋼板（比較鋼）にそれぞれ直流
バツト溶接又はフラツシユバツト溶接を適用した
場合の鋼の炭素当量と溶接部の最高硬度（Hv）
との関係を示すグラフである。第２図は、本発明
で規定する化学成分を有する熱延鋼板（発明鋼）
及び本発明で規定する化学成分を有しない熱延鋼
板（比較鋼）にそれぞれ直流バツト溶接又はフラ
ツシユバツト溶接を適用した場合の鋼の炭素当量
と溶接部の０℃におけるシヤルピー吸収エネルギ
ー（vE0）との関係を示すグラフである。第３図
は、本発明で規定する化学成分を有する熱延鋼板
（発明鋼）及び本発明で規定する化学成分を有し
ない熱延鋼板（比較鋼）に直流バツト溶接を適用
した場合の溶接部の硬度分布を示すグラフであ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Ｃ 0.05〜0.15％、 Si 0.05〜0.5％、 Mn 1.0〜1.6％、 Al 0.01〜0.05％、 Ti 0.005〜0.025％、 Ｎ 15〜60ppmを含有し、 Ｐ 0.030％以下、 Ｓ 0.010％以下に規制し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、引張強さ
50Kgｆ／mm2以上の用高強度熱延鋼板をリング状に
成形し、端部を直流バツト溶接した後、ホイール
リム形状に成形加工することを特徴とするホイー
ルリムの製造方法。 ２ 重量％で Ｃ 0.05〜0.15％、 Si 0.05〜0.5％、 Mn 1.0〜1.6％、 Al 0.01〜0.05％、 Ti 0.005〜0.025％、 Nb 0.01〜0.06％、 Ｎ 15〜60ppmを含有し、 Ｐ 0.030％以下、 Ｓ 0.010％以下に規制し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、引張強さ
50Kgｆ／mm2以上の用高強度熱延鋼板をリング状に
成形し、端部を直流バツト溶接した後、ホイール
リム形状に成形加工することを特徴とするホイー
ルリムの製造方法。 ３ 重量％で (a) Ｃ 0.05〜0.15％、 Si 0.05〜0.5％、 Mn 1.0〜1.6％、 Al 0.01〜0.05％、 Ti 0.005〜0.025％、 Ｎ 15〜60ppm、及び (b) Ca 0.0005〜0.01％及び REM 0.005〜0.1％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有
し、 Ｐ 0.030％以下、 Ｓ 0.010％以下に規制し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、引張強さ50
Kgｆ／mm2以上の用高強度熱延鋼板をリング状に成
形し、端部を直流バツト溶接した後、ホイールリ
ム形状に成形加工することを特徴とするホイール
リムの製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1119885A JPS61170541A (ja) | 1985-01-24 | 1985-01-24 | ホイ−ルリム用高強度熱延鋼板 |
| US07/087,967 US4880480A (en) | 1985-01-24 | 1987-08-17 | High strength hot rolled steel sheet for wheel rims |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1119885A JPS61170541A (ja) | 1985-01-24 | 1985-01-24 | ホイ−ルリム用高強度熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61170541A JPS61170541A (ja) | 1986-08-01 |
| JPH0575823B2 true JPH0575823B2 (ja) | 1993-10-21 |
Family
ID=11771341
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1119885A Granted JPS61170541A (ja) | 1985-01-24 | 1985-01-24 | ホイ−ルリム用高強度熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61170541A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6293346A (ja) * | 1985-10-18 | 1987-04-28 | Nippon Steel Corp | 溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼 |
| CN120738556B (zh) * | 2025-09-05 | 2026-01-13 | 鞍钢股份有限公司 | 一种经济型650MPa级高强热轧车轮钢及其生产方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5443822A (en) * | 1977-09-14 | 1979-04-06 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile hot rolled steel sheet with low intrafacial plastic anisotropy |
| JPS5488827A (en) * | 1977-12-26 | 1979-07-14 | Kawasaki Steel Co | Production of high tensile hot rolling steel plate with excellent extensibility and flanging property |
-
1985
- 1985-01-24 JP JP1119885A patent/JPS61170541A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61170541A (ja) | 1986-08-01 |
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