JPS58199845A - ホイ−ルリムおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、高張力鋼板に関し、特に本発明は７ラツシエ
パツシ溶接による自動車用ホイールリム製造に遺した高
張力熱延鋼板に関するものであるＯ ホイールリムの製造には遥當フラッシェパッ）溶接が用
いられており、次のような工程を経てホイールリムは製
造されている。すなわち短−廖薄鋼板は這常スリットさ
れた銅帯から所定の寸法に切り出され、ロールベンディ
ングによりループ状ニサレる。突き合わされた端面はフ
ラッシュバット溶接され、円筒が形成される。このとき
生じた溶接ビードは除去され、その後に一連の冷間成形
ラインを週って最終形状に亥で加工され、検査を受けて
良品と不良品に分けられる。

このような一連のホイールリム製造工程において迩常最
も問題となるのは、冷間成形時にフラッシュバット溶接
部が破断、＊ｔ＄１＠れあるいはネツ牛ングなどの形状
不良を起こすことである。

さてフラッシュバット溶接によるホイールリム製造用鋼
板としては従来Ｓｈｌ’ｌｌ　ＪＪなどの軟鋼板が使用
されてきたが、最近自動車車体の軽量化が進められるに
及んで、ホイールリム用材料にも高張力鋼板の使用が検
討されるようになった。

しかしながら、従来使用されている軟鋼板に代えて高張
力鋼板を使用すると、フラッシュバラＦ溶接条件を広範
囲に変えて実験してみても上述した溶接部の冷開成形ト
ラブルが多く発生して成形不良率が、軟鋼板を使用した
場合に比べて、７０倍以上にもなるので、高張力鋼板を
用いたフラッシュバット溶接によるホイールリムは、多
大の努力にも拘らず未だ実用化されていないのが現状で
ある。

ところで軟鋼板と高張力鋼板とをそれぞれ用いてＩＩ造
したホイールリムの不良率発生が大幅に相違するＩ［因
の１つとしては高張力鋼板の伸びが軟１ｌｌＩ板のそれ
に比べて劣るからであることが挙げられる。フラッシュ
バット溶接されたホイールリムの冷間成形加工率は最も
大きい部分で２〜８％であるので、母材の伸びが３０％
程度の高張力鋼板にあっては、フラッシュバット溶接後
の伸びの減少を考慮すると、母材の伸びが侵％以上もあ
る軟鋼板に比して、冷間成形性が劣るのは当然のことで
あり、従来の高張力熱延鋼板を自動車のホイールリムに
用いることは実際的に困難であった。

本発明者等は特願昭１４−３１１３３号によりフラッシ
ュバット溶接によるホイールリム製造に遣した高張力熱
延鋼板を提案し、この鋼板を使用すればホイールリム成
形不良率はｏ、ｚ　襲程度以下になるので高強度のホイ
ールリムを工業的に製造することが可能になり、その結
果素材板厚の減少による車体重量の軽減による燃費の向
上を達成することのできることとなった。しかしながら
ホイールリム溶接界面におけるビッカース硬度のバラツ
キの点がまだ十分には満足されていなかった。

本発明は従来の高張力熱延鋼板の欠点を除去。

改轡し、さらに本発明者等が先に提案した前記特願昭６
４−３１７３３号による高張力熱延鋼板をより改良した
フラッシュバット溶接によるホイールリム製造に“適し
た高張力熱延鋼板な提供することを目的とするものであ
り、特許請求の範囲記載の高張力熱延鋼板を提供するこ
とによって前記目的を達成することができる。

すなわち本発明の第７発明の高張力熱延鋼板の成分組成
は、ＯＯ，ＯＪ〜σ、／ｊ％＊　Ｓｉ　（７，１−以下
。

Ｍ＊　０．ｊ　＝　Ｊ−ｊ　％　ｅ　８０−ＤＯ！ｒ　
％以下ｅ　Ｔｉ　ｅ　Ｗｂ　＊Ｖのなかから選ばれる何
れか少なくとも／＠０．θｌ〜０．ｌθ襲含有し、かつ
下記の式で示される炭素当量０・ｑ（％）は、 ０・ｑ　（％）　−Ｃ＋　＄１／ｌｓ　＋　）ｉｎ／＆
＋　Ｏｒ／９　＋　？　Ｎｂ（／　−１０ｏ）＋ｖ　（
ｓｏｏ−ｉ）／Ｊ十７．３Ｔ１（ｌ−夕０） であり、 頓　素材の引張強さがｕ　’９　ｆ／ｗｎε以上のとき
には００ＳＳ襲以上 （ロ）素材の引張強さが！ｒＯｊ１ｐＶｗｍＺ以上のと
きにはθ、コ５襲組以 上範囲内にあり、残部１・と不可避的不純物とよりなる
。

本発明の第２発明の高張力熱延鋼板の成分組成は　＠／
発明の鋼板の成分組成にさらにｐ　ｏ、ｏｚ〜ｏ、ｔｊ
％を含有させたものである。

次に本発明の詳細な説明する。

本発明者等は、ホイールリムにおけるフラツシユバット
漕接部の冷間成形不良品および良品を詳細に調べたとこ
ろ、フラッシュバット溶接部の硬度分布と冷間成形不良
率との間に大きな相関関係があることが判り、さらに詳
細な研究の結果、前記硬度分布はフラッシュバット溶接
条件にはほとんど依存せず、むしろ鋼板中に含有される
諸元素の含有量に大きく左右されることを新規に知見し
て本発明に想到した。

次に本発明を実験データについて説明する。

基本成分としてＯｒ　Ｓｉ　＋　Ｍｕおよび微量の８を
含有し、その他に強度を高めるための元素、鋼の脱酸を
容易にする元素あるいは冷間成形性を良好にする元素等
を含有する板厚コ、θ〜ＪＪｍの種々の熱延した軟鋼板
ならびに高張力鋼板を用いて実験用フラッシュバット溶
接機で溶接し、溶接部から母材にかけて硬度を測定して
、硬度分布状態をに 調べた。その結果、硬度分布状態は第１図ム〜Ｘにそれ
ぞれ示す５種の類型に大別することがモきることを知見
した。すなわち同図の硬度分布ａｍＤは５ＡＰＨｊ−な
どの軟鋼板において得られ、また高張力鋼板においても
成分組成と溶接条件によって１１１１１−Ｈの硬度分布
がそれでれ得られた。

さて高張力鋼板は種々の鋼種素材より製造されるが、大
別すると引張強さ３０　”９　ｆ／　１ｍ１１２未満の
ものは固溶強化鋼、引張強＠！ｆｏｋｇｆ／−以上のも
のはＤｕａｌ　Ｐｈａｓｎ鋼あるいはＷＩＩ溶強化元素
と析出強化元素を同時に含有する析出強化鋼の３種とな
り、引張強さｒ　Ｊｇ　ｆ／　、６１以上のホイールリ
ム用高張力鋼板はＤｕａｌνｈａｓ・鋼かあるいは析出
強化鋼より製造されなければならない。

しかしながらＤｕａｌ　）ｈａｍｓ鋼はフラッシュバッ
ト溶接した場合には、溶接界面付近における硬度の一変
化を示す第１［のムのような硬度分布を示し、成形時に
斜線を施した部分に応力が集中するためネッキングや破
断が生じ、Ｄｕａｌ　１ｌｈａａ・鋼は本質的にホイー
ルリム用鋼板として適していない。一方析出強イ１鋼に
あっては第１図Ｂ、ＣあるいはＩに示す如き硬度分布と
なることが判った。

前述したように第１図に示すム〜Ｅ型の硬度分布のうち
、軟鋼にあってはＤｊｍ硬度分布が、ＤｕａｌＰｈａｓ
ｅ鋼にあってはＡ型硬度分布が、固溶強化鋼にあっては
Ｂ型硬度分布が得られ、すなわち各鋼種によりそれぞれ
特定の１種の型の硬度分布が得られるのに対し、析出強
化鋼のみにあっては、種々の型すなわちＢ、Ｃあるいは
Σ型の硬度分布が存在することが判り、このことは極め
て興味あることである。

よって本発明者等は、これらの鋼板の溶接軸上の硬度Ｈ
マと鋼板の成分組成との関係を重回帰計算により調べた
ところ、下記式で表される炭素当ｆｆｉ　Ｃｓｑ　［Ｆ
ＢＷコ（ＦＢＷはフラッシュ・バット・ウェルディンの
略号）とＨマとの間に高度の相関関係があることを新規
に知見した。

Ｑｅｑ　［ＦＢＷコ（％）　−０＋Ｓｉ／／ｊ　＋　Ｍ
ａｌ／　！ｒ　＋　Ｏｒ／ツ＋？Ｎｂ（／−１００）＋
１（！００−／）Ａ＋　／、、７　Ｔｔ　（ｔ　−ｒｅ
） 上記式は従来知られている炭素当量０＠ｑ式とは異なり
、本発明者等が初めて発見したフラッシュバット溶接に
特有な関係式であり、この式は溶接条件にほとんど依存
しないことが判った。第ＪｗＪは上記式から求めたＯ＠
（１［マＢＷコとＨマとの関係を示す図であり、特■昭
ｋＡ−３１７：ＩＪ号により本発明者等が提案したフラ
ッシュバット溶接によるホイールリム製造に適した高侵
力熱延鋼板よりも上記関係のばらつきが非常に小さいこ
とが判った。

次に析出強化鋼板の溶接継手についてサイドベンド試験
と呼ばれている伸び７ランジ性テストを行なった。リム
の成形過程の最初の段階における変形様式は伸び７ラン
ジ加工であり、このサイドベンド試験はリム成形様式と
最も良く対応する。

ここでサイドベンド試験とは、第３図に示すように、試
験台／上に剪断したままの細長い矩形試験片Ｊ（中旬−
９長さｌ？０ＩＩｌｌＩ）を載置し、板表面に垂直な方
向を軸としてポンチ３で押しつけて、第参図に示すよう
に試験片コが変形し割れＡが発生するまで押し続ける。

そしてその湾曲側端面の伸び６１　　（標点距離ｄをｊ
ｆＯｌｍにとる）を測定する試験法（以後この試験で得
られた伸び率をサイドベンド伸び率と呼ぶことにする。

）である。

第３図はリム成形不良率とフラッシュバット溶接継手の
サイドペンド伸び率との関係を示す図である。同図から
明らかなようにリム成形不良率と７ラツシｚｒｔット溶
接継手のすイドペンド伸び率とはよい相関があり、工業
的にホイールリムが生産可能な領域である不良率１％以
下にするためには、その伸び率を〃憾以上にしなければ
ならぬことを見つけ出した。

さて前述の鋼板の溶接継手のサイドペンド伸び率と素材
の引張強さく以下〒８と記す）とは相関性に乏しいため
、サイドペンド伸び率を〒８によって正しく整理するこ
とは困難であり、前記炭素当量０＠（ｌ［ＦＢＷコによ
って正しく整理することができたのであるが、かかるす
イドペンド伸び率と００（ｌ［ＦＢＷコとの高度の相関
関係を第６ｖ！Ｊに示す。

フラッシュバット溶接継手のサイドペンド伸びとＯ＊ｑ
［ＦＢＷコの関係を素材のＴＳで〒８　ｍ　ｋＩＩｆ／
ｓａｇ級、　Ｔ　Ｓ　ｕ　Ｉｑｔ　／　ｗｄ級オヨＵ　
ＴＳ　９０　ｋｉｔｌｗｍＲ級ニ層別してみると、同図
の３本の直線で互いに区別できることがわかった。第ｊ
図に示したようにホイールリム生産が工業的になされる
ためには溶接継手の賃イトヘンド伸び率はＪ５％以上必
要であることから、素材の！８に応じて高い（３＠（ｌ
　［ＦＢＷコが必要となることがわかる。すなわち素材
のＴＳが１０　ｋｇｆ／ｍｓ２級ではＯ，１１４以上の
Ｃ・ｑ［ＦＢＷコ、素材のＴＳが＆Ｏｋｇｆ／ｍ１級で
はり、Ｊｋ　％以下のＯ８＋１　［ＦＢＷコが必要であ
り、素材のＴＳがり０Ｊ９ｆ／＠−級以上は溶接継手の
サイドペンド伸び率を、Ｖ％％以下するのはかなり■し
いことが判った。

１ｌｌｌ接継手のサイドペンド伸び率と０θｑ［ＦＢＷ
コの関係が第１図のように素材の！Ｓレベルによって整
理される理由は、素材のＴＳは（３＠（Ｌ　［ＦＢＷコ
が同じでも素材の製造条件によっである程度変えうるた
めと考えられ、ホイールリム用鋼板を製造する場合には
Ｏ＠１［ＦＢＷコは上述したように素材の！８に応じて
高くする必要がある。

以上に述べたことから、Ｏ＠ｑ　［ＦＢＷコを素材のテ
８に応じて高くする、ように成分組成を調整すれば溶接
継手のサイドペンド伸び率は２％以下となり、ホイ、−
ルリムを工業的に生産することができるようになること
を本発明者等は新規に知見して本発明を完成した。

本発明の７ラツシユバツト溶接によるホイールリム製造
に適した高張力熱延鋼板は通常２．０−３．１−の板厚
であり、所定の成分組成の溶湯を造塊法あるいは連続鋳
造法によって鋼塊あるいは連続鋳造スラブとなし、次い
で熱間圧延して製造される。

次に本発明の鋼板の成分組成を限定する理由を説明する
。

０は０．ＯＪ　％より少ないと高張力化ができず、一方
０．／！　％を超えるとホイールディスクとの溶接性が
劣化するので、０は０．ＯＪ〜０．＃−の範囲内にする
必要がある。

ＭｌはＯ，Ｓ％より少ないと高張力化ができず、一方コ
、に％より多いと加工性が劣化するので、輩鳳は０．２
〜コ、３％の範囲内にする必要がある。

Ｓｌは強度と延性のバランスを良くする元素テあるが、
０．に％より多いと７ラツシユバツＦ溶接した際、溶接
線に酸化物を生じ易く、これが原因となって冷関加工割
れを発生し易いので８１はＯ０！−より少なくする必要
がある。

８は種々の硫化物系介在物を作り、素材の伸びおよび伸
び７ランジ性を着しく損なう元素であり、できるだけ少
ないことが望ましく　、０．００ｋ　％以下にする必要
がある。

Ｍ１３＊Ｖ＊〒１はそれぞれ析出強化型元素であり、こ
れら元素のＲＩＭ會たは一種以上が合計でθ、ｏｉ噂よ
り少ないと強化効果がほとんどなく、一方０．１０　％
より多いとかえって強化効果の程度が減少するのでｏ、
ｏｉ　−０，１０％の範囲内にすることが望ましく、こ
の範囲内であれば、フラッシュバット溶接部の加工性が
損なわれることはない。

この他にＳと結合して介在物を球状化する効果を有する
０番あるいはＲＩＭは添加しても差しつかえなく、その
添加量はあまり多すぎない方が良いことが特開昭ｊＡ−
７３０＃３！号に記載されている如くである。

また脱酸と舅の固定のためムＩを適量添加してアル文二
つムキ〃ド鋼とすることが良い。

次に本発明の第１発明について説明する。

本発明者等のうちの数人は先に特願昭ｋＡ−Ｊｔ７Ｊλ
号において従来は極力低く抑えられてきたＰを意図的に
添加することによって、フラッシュパッド溶接継手のサ
イドペンド伸び率が改善されることを示した。本発明の
第１発明の鋼に０．０Ｓ〜０．７３％のＰを添加した場
合にも上述の改善効果は認められた。

次に本発明を実施例について説明する。

実施例 第１表に示す成盆−成ならびにＱｅｑ　［：ＦＢＷコを
有する７ｓ１類の鋼塊から得られたスラブを約ｉｓｏ。

℃に加熱した後熱間圧延の終了温度と巻取り温度を変え
て熱間圧延し、約Ｊ、４ｓｍ＋厚に仕上げた。

これらの鋼板のＴＳ　、溶接継手のサイドベンド伸び率
およびリム成形結果を一コ表に示す。

第　　−表 第７表および第−表においてム〜Ｄ鋼は本発明鋼であり
、Ｏｅｑ　［ＦＢＷコおよび個々の元素の含有量の点に
おいて、比較鋼Ｅ、Ｆ、Ｇと異なっており、本発明−の
溶接継手のサイドペンド伸び率はいずれもに％以上の高
い値を示しており、リム成形結果も良好であった。一方
比較鋼１．ＦはいずれもＯｅｑ　［ＩＩＦＥ１ｗコが低
すぎる鋼、ＧはＯｅｑ［ＦＢＷコは高いがＳ含有量が高
すぎる鋼であり、いずれも漕１ＩＩＩ手のサイドペンド
伸び率が〃襲未満となっており、リム成形結果も劣患で
あった。

以上本発明の高張力熱延鋼板を使用すればホイールリム
成形不良率は１％以下で、かつホィール９ＡＩＩＩ界面
におけるビッカース硬度のバラツキが少なく、高強度の
ホイールリムを工業的に製造することができ、これによ
って素材板厚の減少による自動車重量の軽減を実現する
ことができ、さらに燃費の向上と省資源ならびに省エネ
ルギーに大きく貢献することになる。

【図面の簡単な説明】

第１図は溶接部の硬度分布を示す模式図、第ＪｗｉはＯ
ｅｑ［ＦＢＷコと溶接界面の硬度の関係を示す図、第３
Ｎはサイドベンドテスシ方法を示す図、嬉参図はサイド
ベンドテスＦ後の試験片形状を示す図、第３図は溶接継
手のサイドベンド伸び率とリム成形不良率の関係を示す
図、第６図は溶接継手のサイドベンド伸びとＯｅｑ［Ｆ
ＢＷコの関係を示す図である。 第１図 ：Ｊｒ積４φかラリＩＥ島（＋、’ｈｔ、スクール）第
２図 Ｃ１％（ＦＢＷ）　（仰 リムへ的不良平（％）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １．００．θＪ−θ、／Ｚ％−８ｉ　Ｏ，ｒ−以７　＃
   ＭｕＯ，１〜Ｊ＊！　％　＊　Ｓ　０−００！−以下−
   Ｔｉ　ｅ　Ｗｂ　書Ｖのなかから選ばれる何れか少なく
   ともＩ種ｏ、ｏｉ〜０．１０≦を含有し、かつ下記の式
   で示される炭素当量０＠（１（％）は、 ０＊ｑ　（％）　−０＋Ｓｉ／／ｊ　＋Ｋｍｌ　＆　＋
   Ｏｒ／　ｔ　＋７　Ｗｋ（／　−１００）　＋ｖ　（ｋ
   ｏｏ−／　）／　Ｊ　＋１．ＪＴＬ（／−１０） であり、 ピ）素材の引張強さがＶへｆ／−息以上のときには０・
   ｑは０．３３≦以上 幹）素材の引張強さが舅１９ｆ／−以上のときには０＠
   ｑは０．１５％以上 の範囲内にあり、残部１・と不可避的不純物とよりなる
   フラッシュバット溶接によるホイールリム製造に適した
   高張力熱延鋼板。 怠−Ｏｔ）−０Ｊ　〜Ｉ）−／１　％　ｍ　８１０−ｋ
   　％以下ｔＭｎ０、ｊ　４−コ−１％　ｅ　Ｂ　Ｏ，０
   ０１−以下、Ｔｉ　＊　Ｍｌａ　＊マのなかから逓ばれ
   る何れか少なくとも１種０．０／−１１，１０％　ｅ　
   Ｐ　０．０１〜ｏ、ｔｚ≦を含有し、かつ下記の式で示
   される炭素当量０蟻（％）はＯ＠’　　（ＩＧ）−０＋
   　　８１／＃＋　　Ｋｍ／ｚ　　＋Ｏｒ／ｖ＋　　７　
   Ｍ’ｂ（／−１００）＋　Ｖ　（ｍｏ−／）／Ｊ　＋　
   ｔ、５ｒｔ（／−ｊｏ） であり、 頓　素材の引張強さがｕｋｌｔ／−以上のときにはＯｓ
   （はａ、ＳＺ悸以上 −素材の引張強さがにｊｖｆ／−１以上のときには０・
   ｑは０．Ｊｊ　４以上 の範囲内にあり、残部１・と不可避的不純物とよ慢なる
   フラッシュバット溶接によるホイ１１ム製造に適した高
   張力熱延鋼板。