JP5070866B2 - Hot-rolled steel sheet and spot welded member - Google Patents

Description

本発明は、熱延鋼板およびスポット溶接部材に関する。詳しくは、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの用途に用いられる熱延鋼板として好適であって、スポット溶接における適正電流範囲が広く、スポット溶接後の剥離方向強度特性に優れた熱延鋼板およびそのスポット溶接部品に関する。   The present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a spot welded member. Specifically, it is suitable as a hot-rolled steel sheet used for applications such as automobiles, home appliances, machine structures, and buildings, and has a wide appropriate current range in spot welding and excellent peel direction strength characteristics after spot welding. The present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a spot welded part thereof.

自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の組み立てには、スポット溶接が広く用いられている。通常、スポット溶接では、溶接部強度を確保するために板厚に応じたナゲット径を得られ、かつチリと称される溶接部からのスパッタ飛散が生じない溶接条件が選定される。ナゲットを成長させるためには、加圧・通電時間・溶接電流など各種溶接パラメータを制御し、溶接部における電流密度を増していくことが必要であるが、過剰な溶接条件を設定することによりスパッタの飛散が生じる。一般に、溶接部強度が確保できるナゲット径が得られる溶接電流よりも、スパッタの生じる溶接電流は高電流側となっており、この間の電流範囲を適正溶接電流範囲もしくは適正溶接条件範囲と呼ぶ。適正溶接条件範囲が広いほど、組立工程における溶接条件の設定上の自由度が高く、また溶接部の品質バラつきが少ないなど、産業上の利点が多い。   Spot welding is widely used to assemble automobiles and other transportation machines and various industrial machines. Usually, in spot welding, a welding condition is selected in which a nugget diameter corresponding to the plate thickness can be obtained in order to secure the weld strength, and spatter scattering from a weld called chili does not occur. In order to grow nuggets, it is necessary to control various welding parameters such as pressurization, energization time, welding current, etc., and increase the current density in the weld zone. Scattering occurs. In general, the welding current at which spattering occurs is higher than the welding current at which a nugget diameter capable of ensuring the strength of the welded portion is obtained, and the current range therebetween is referred to as an appropriate welding current range or an appropriate welding condition range. The wider the range of appropriate welding conditions, the higher the degree of freedom in setting the welding conditions in the assembly process, and the more industrial advantages such as fewer variations in the quality of the welded part.

しかし、鋼板の高強度化に伴い、溶接部の強度を確保し、かつ溶接部が剥離する形態での破断を防ぐために必要なナゲット径は増加する。一方、鋼板強度が高い場合にはスパッタの飛散も生じやすくなる。このため、特に鋼板強度ＴＳが５９０ＭＰａクラス以上の高張力鋼（ハイテン）においては、適正溶接条件範囲が狭く、溶接条件の選定や、溶接部品質の制御が困難である。   However, as the strength of the steel plate increases, the nugget diameter necessary for securing the strength of the welded portion and preventing breakage in a form in which the welded portion peels increases. On the other hand, when the steel plate strength is high, spatter scattering is likely to occur. For this reason, especially in high-tensile steel (high-tensile steel) having a steel plate strength TS of 590 MPa class or higher, the appropriate welding condition range is narrow, and it is difficult to select welding conditions and control the quality of welded parts.

また、鋼板の高強度化に伴うスポット溶接に関するもう一つの課題として、剥離強度が得難いということがあげられる。一般に、スポット溶接継手に剥離方向に応力が負荷されるような継手形状では、鋼板母材の強度が増加しても、継手強度が一様には向上しない。特にナゲット内が硬く、偏析元素が多い場合にはナゲット内での破断となりやすい。このような破断形態は、溶接継手品質保証の上で大きな問題となり得る上、継手強度低下の一因ともなっている。   Another problem related to spot welding accompanying the increase in strength of steel sheets is that it is difficult to obtain peel strength. In general, in a joint shape in which stress is applied to the spot welded joint in the peeling direction, even if the strength of the steel sheet base material is increased, the joint strength is not improved uniformly. Particularly when the nugget is hard and there are many segregating elements, the nugget is likely to break. Such a fracture form can be a major problem in quality assurance of welded joints and also contributes to a decrease in joint strength.

広い適正溶接条件範囲を得るためには、スポット溶接時の加圧力を上昇させ、スパッタの飛散を抑制することが一つの有効な手段である。   In order to obtain a wide range of appropriate welding conditions, one effective means is to increase the pressure during spot welding and suppress spatter scattering.

たとえば、特許文献１には、スポット溶接時の通電パターンを変更することによりスパッタの飛散を抑制する方法が提案されている。   For example, Patent Document 1 proposes a method of suppressing spatter scattering by changing an energization pattern during spot welding.

そして、特許文献２には、鋼板の材料電気抵抗を増加させる元素を多量に添加せず、溶接部の抵抗発熱が過剰とならないようにし、スパッタの飛散を抑制することが提案されている。また、特許文献２には、添加元素を低減した分、マルテンサイトやベイナイトといった変態組織を利用して、材料強度を確保することが提案されている。   Patent Document 2 proposes not to add a large amount of an element that increases the material electrical resistance of the steel sheet, to prevent excessive resistance heat generation in the welded portion, and to suppress spatter scattering. Patent Document 2 proposes securing the material strength by utilizing a transformation structure such as martensite and bainite by reducing the amount of additive elements.

さらに、特許文献３には、適正溶接条件範囲の下限となる電流を低減するために、Ｐを意図的に添加するといった方法も提案されている。   Furthermore, Patent Document 3 proposes a method of intentionally adding P in order to reduce the current that is the lower limit of the appropriate welding condition range.

特開平９−２１５３９７号公報JP-A-9-215397 特開平１１―２７９６８２号公報JP-A-11-279682 特開平８−１０９４３６号公報JP-A-8-109436

広い適正溶接条件範囲を得るためには、スポット溶接時の加圧力を上昇させ、スパッタの飛散を抑制することが一つの有効な手段となっている。しかしながら、溶接機仕様の制約上、この方法による適正溶接条件範囲の増大には限度がある。   In order to obtain a wide range of appropriate welding conditions, one effective means is to increase the pressure during spot welding and suppress spatter scattering. However, due to the limitations of the welder specifications, there is a limit to the increase in the appropriate welding condition range by this method.

上記の特許文献１には、スポット溶接時の通電パターンを変更することによりスパッタの飛散を抑制する方法が提案されているが、スポット溶接機仕様により制約があり、また工業的には生産効率を悪化させるという問題がある。   In the above-mentioned Patent Document 1, a method of suppressing spatter scattering by changing the energization pattern during spot welding is proposed, but there are restrictions due to the specifications of the spot welder, and the production efficiency is industrially increased. There is a problem of making it worse.

そして、上記の特許文献２には、鋼板の材料電気抵抗を増加させる添加元素を多量に添加せず、溶接部の抵抗発熱が過剰とならないようにし、スパッタの飛散を抑制することが提案されているが、電気抵抗の低減を目的に添加成分を減じた場合には、鋼板強度を確保することが困難である。電気抵抗を過剰に増加させない成分系で、さらに鋼板強度を確保する方法として、電気抵抗値の上昇効果が小さく、強化能の高いＣの添加による強化が考えられる。しかしながら、Ｃが過剰に添加された鋼板のスポット溶接部では、溶接金属の硬化および脆化に伴い、剥離方向の強度が得られ難くなるという問題が生じる。   And in said patent document 2, it is proposed not to add the additive element which increases the material electrical resistance of a steel plate in large quantities, to prevent the resistance heat generation of the welded portion from becoming excessive, and to suppress spatter scattering. However, when the additive component is reduced for the purpose of reducing electric resistance, it is difficult to ensure the strength of the steel sheet. As a method of ensuring the steel sheet strength with a component system that does not increase the electrical resistance excessively, the effect of increasing the electrical resistance value is small, and strengthening by addition of C having a high strengthening ability can be considered. However, in the spot welded portion of the steel sheet to which C is excessively added, there arises a problem that it becomes difficult to obtain the strength in the peeling direction with hardening and embrittlement of the weld metal.

なお、特許文献２には、添加元素を低減した分、マルテンサイトやベイナイトといった変態組織を利用して、材料強度を確保することが提案されているが、溶接時の入熱によりこれらの強化組織が熱的に変化し、溶接熱影響部の強度低下を引き起こし、溶接継手強度低下の原因となり得る。   In addition, Patent Document 2 proposes to secure material strength by using a transformation structure such as martensite and bainite by reducing the amount of additive elements. However, these strengthened structures are obtained by heat input during welding. Changes thermally, causing a decrease in the strength of the weld heat affected zone, which may cause a decrease in the strength of the welded joint.

さらに、特許文献３には、適正溶接条件範囲の下限となる電流を低減するために、Ｐを意図的に添加するといった方法も提案されている。しかしながら、Ｐのような偏析しやすい元素は、溶接継手のスポット溶接継手の剥離方向強度を低下させる。また電気抵抗を上昇させることにより溶接に必要な電流を低減した場合には、同時にスパッタ発生電流も低電流となることは言うまでもない。   Furthermore, Patent Document 3 proposes a method of intentionally adding P in order to reduce the current that is the lower limit of the appropriate welding condition range. However, elements that easily segregate, such as P, reduce the strength in the peel direction of spot welded joints of welded joints. Needless to say, when the current required for welding is reduced by increasing the electrical resistance, the sputter-generated current also becomes low.

本発明は、溶接金属を著しく硬化させるＣを過剰に含有させず、また高価な元素を多量に含有させることなく、スポット溶接における適正溶接条件範囲が広い熱延鋼板およびそのスポット溶接部品を提供することを目的とする。   The present invention provides a hot-rolled steel sheet having a wide range of appropriate welding conditions in spot welding and a spot-welded part thereof without excessively containing C that significantly hardens the weld metal and without containing a large amount of expensive elements. For the purpose.

上記の課題を解決するためには、電気抵抗を上昇させるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの元素を削減し、Ｃの含有量を低減して、溶接金属の著しい硬化を抑制し、かつ高価な合金元素を多量に添加することなく母材を強化することが必要となる。   In order to solve the above problems, elements such as Si, Mn, and Al that increase electrical resistance are reduced, the content of C is reduced, remarkable hardening of the weld metal is suppressed, and expensive alloy elements It is necessary to reinforce the base material without adding a large amount of.

上記を実現する材料強化方法として、結晶粒を微細化することにより強化を得ることが有効であると考えられる。Ｃの含有量を抑えつつ、鋼板の組織を微細化することにより強化を得た超微細粒鋼板は、スポット溶接における適正電流範囲が広く、溶接金属の硬化も少ない。   As a material strengthening method for realizing the above, it is considered effective to obtain strengthening by refining crystal grains. An ultrafine-grained steel sheet obtained by strengthening by refining the structure of the steel sheet while suppressing the C content has a wide appropriate current range in spot welding and less hardening of the weld metal.

従来技術における組織微細化の手段としては、(i)大圧下圧延法、(ii)制御圧延法、(iii)合金元素添加法、もしくはこれらの組合せが挙げられる。   As means for refining the structure in the prior art, there are (i) a large rolling reduction method, (ii) a controlled rolling method, (iii) an alloy element addition method, or a combination thereof.

（i）大圧下圧延法は、圧下率を５０％程度以上と大きくして、１パスの圧延で大きな歪みを蓄積させ、その後オーステナイトから微細フェライトへと変態させるか、もしくは大歪みを利用して比較的粗大なフェライトを微細フェライトへ再結晶させる手法である。かかる手法によれば、１０００℃近傍以下の温度に加熱した後、７００℃近傍の低温域で大圧下圧延を行うことによって、１〜３μｍの超微細フェライト組織が得られる。しかし、この方法は、工業的に実現し難いばかりか、微細フェライト組織が熱処理によって粒成長し易いので、溶接を行うと溶接部が軟化する、あるいは溶融Ｚｎめっきを施すと所期の機械特性を失うなどの問題を有している。   (I) The large rolling reduction method increases the rolling reduction to about 50% or more, accumulates large strain by one-pass rolling, and then transforms from austenite to fine ferrite, or uses large strain. This is a technique for recrystallizing relatively coarse ferrite into fine ferrite. According to such a method, after heating to a temperature of about 1000 ° C. or lower and then rolling under a large pressure in a low temperature region of about 700 ° C., an ultrafine ferrite structure of 1 to 3 μm can be obtained. However, this method is difficult to realize industrially, and since the fine ferrite structure easily grows by heat treatment, the welded part softens when welded, or the expected mechanical properties are obtained when hot-dip Zn plating is applied. Has problems such as losing.

（ii）制御圧延法は、一般的に８００℃近傍以上の温度で、圧延１パス当たりの圧下率を２０〜４０％以下として、多パスの圧延を施した後、冷却する方法である。圧延温度をＡｒ_３点近傍の狭い温度域にする方法、圧延のパス間の時間を短縮する方法、また、歪み速度と温度を制御してオーステナイトを動的再結晶させる方法などの多くの方法が開示されている。しかし、圧延後の冷却に関する検討は十分には行われていない。圧延の直後から水冷するほうが好ましいとされているが、直後冷却といっても圧延後０．２秒以上経過してからの冷却開始であり、冷却速度もせいぜい２５０℃／秒程度である。このような方法では、単純組成の低炭素鋼のフェライト結晶粒径は５μｍ程度にしかならない。したがって、機械特性を十分に高めることができない。 (Ii) The controlled rolling method is generally a method of cooling after performing multi-pass rolling at a temperature of about 800 ° C. or higher and a rolling reduction per rolling of 20 to 40% or less. There are many methods such as a method in which the rolling temperature is set to a narrow temperature range near the Ar ₃ point, a method of shortening the time between rolling passes, and a method of dynamically recrystallizing austenite by controlling the strain rate and temperature. It is disclosed. However, studies on cooling after rolling have not been sufficiently conducted. It is said that it is preferable to perform water cooling immediately after rolling, but cooling immediately after the rolling starts 0.2 seconds or more after rolling, and the cooling rate is at most about 250 ° C./second. In such a method, the ferrite crystal grain size of a low-carbon steel having a simple composition is only about 5 μm. Therefore, the mechanical properties cannot be sufficiently improved.

（iii）合金元素添加法は、オーステナイトの再結晶化や回復を抑制する合金元素の微量の添加によってフェライト結晶粒の微細化を促進するものである。Ｎｂ、Ｔｉ等の合金元素は、炭化物を形成したり、粒界に偏析したりして、オーステナイトの回復と再結晶を抑制するため、熱間圧延後のオーステナイト粒が微細化して、オーステナイトからの変態で得られるフェライト結晶粒も微細化する。この（iii）の合金元素添加法は、上記の（i）の大圧下圧延法や（ii）の制御圧延法と組み合わせて用いる場合が多い。この（iii）の合金元素添加法は、熱処理の際にもフェライトの粒成長を抑制する効果も持っている。しかし、フェライトの結晶粒径を小さくはするもののフェライトの体積率を低下させるという問題があり、また、超微細フェライト結晶粒の溶接や溶融Ｚｎめっき工程での粒成長を抑制するには不十分である。したがって、適用できる鋼種が限定される。また、添加する合金元素の分だけ、原料コストが嵩む。さらに、溶接金属の硬化量が増大し、スポット溶接などの重ね接合部に剥離方向応力が負荷された場合、溶接金属内での破断を招き、継手強度低下の原因となる。   (Iii) The alloy element addition method promotes refinement of ferrite crystal grains by adding a small amount of an alloy element that suppresses recrystallization and recovery of austenite. Alloy elements such as Nb and Ti form carbides or segregate at grain boundaries to suppress austenite recovery and recrystallization, so that austenite grains after hot rolling are refined, The ferrite crystal grains obtained by transformation are also refined. The alloy element addition method (iii) is often used in combination with the above-described large rolling method (i) or the controlled rolling method (ii). This alloy element addition method (iii) also has the effect of suppressing ferrite grain growth during heat treatment. However, although the crystal grain size of ferrite is reduced, there is a problem that the volume fraction of ferrite is reduced, and it is not sufficient to suppress grain growth in the welding of ultrafine ferrite grains and hot-dip Zn plating process. is there. Therefore, applicable steel types are limited. Further, the raw material cost increases by the amount of the alloy element to be added. Furthermore, when the amount of hardening of the weld metal is increased and a peeling direction stress is applied to a lap joint such as spot welding, fracture in the weld metal is caused, resulting in a decrease in joint strength.

また、これらの方法で微細な結晶組織の鋼板を得ても、その組織の熱的安定性は低い。従って、組織を微細化して鋼板の機械特性を高めたとしても、その後に鋼板を溶接したり、鋼板に溶融めっきを施したりすると、溶接時に加えられる熱や溶融めっき工程で加えられる熱によって結晶粒が容易に粗大化してしまい、その機械特性が極端に損なわれてしまうという問題点があった。   Moreover, even if a steel sheet having a fine crystal structure is obtained by these methods, the thermal stability of the structure is low. Therefore, even if the structure is refined and the mechanical properties of the steel sheet are improved, if the steel sheet is subsequently welded or hot-plated on the steel sheet, the crystal grains are affected by the heat applied during welding or the heat applied during the hot-dipping process. However, there is a problem that the material is easily coarsened and its mechanical properties are extremely impaired.

本発明者らは、熱延鋼板に関して、微細フェライト結晶粒組織の機械特性と熱的安定性に対して種々の検討と実験を行った結果、機械特性と熱的安定性がともに優れ、かつスポット溶接性にも優れたものにするためには、(a)鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を一定の範囲にとどめることに加えて、(b)電気抵抗を上昇させる合金元素の含有量を一定の範囲にとどめること、(c)溶接金属の硬化および脆化抑制を図ることが、必要であることを見出した。   As a result of various examinations and experiments on the mechanical properties and thermal stability of the fine ferrite crystal grain structure, the present inventors have found that both the mechanical properties and the thermal stability are excellent, and that In order to achieve excellent weldability, (a) in addition to keeping the average crystal grain size D (μm) of ferrite within a certain range from the steel sheet surface at a depth of 1/4 of the sheet thickness. The present inventors have found that it is necessary to keep the content of the alloy element that increases the electrical resistance within a certain range, and (c) to suppress the hardening and embrittlement of the weld metal.

また、(d)Ａ_１点直下の７００℃近傍の温度におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と、この平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に上限を設けることと、(e) 鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ_２（μｍ）に上限を設けること、の一方又は両方を満足する必要があることを見出した。 Further, (d) A rate of increase X (μm / min) of the average crystal grain size D (μm) of ferrite at a temperature in the vicinity of 700 ° C. just below _one point A and the product D · of this average crystal grain size D (μm) Satisfy one or both of providing an upper limit for X (μm ² / min) and (e) providing an upper limit for the average grain size D ₂ (μm) of ferrite at a depth of 100 μm from the steel sheet surface. I found it necessary.

さらに、より良好なスポット溶接性を得るためには、(f)室温でのＹＲを一定以上とすることが好ましいこと、そして、より良好な熱的安定性を得るためには、(g)フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめることが好ましいことを見出した。   Furthermore, in order to obtain better spot weldability, (f) it is preferable to set the YR at room temperature to a certain value or more, and in order to obtain better thermal stability, (g) ferrite It was found that it is preferable to keep the distribution of the crystal grain size within a certain range.

以下、(a)〜(g)において、本発明にかかる知見と検討・実験結果を詳述する。   Hereinafter, in (a) to (g), the knowledge and examination / experimental results according to the present invention will be described in detail.

(a)鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を一定の範囲にとどめることについて
フェライトの結晶粒径は小さくなるほど強度が増加するが、結晶粒径が小さくなりすぎると粒界エネルギーによる粒成長の駆動力が増加するため、高温における粒成長が促進されてしまうことがわかった。具体的には、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径が１．２μｍを下回るようになると、高温での粒成長を抑止することが困難になり、逆に、その平均結晶粒径が２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍおよび７μｍのいずれかを上回ると、微細化による機械的特性の向上が十分に期待できなくなることが判明した。したがって、機械的特性と熱的安定性を両立するためには、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の下限として１．２μｍを採用し、そして、上限として２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍおよび７μｍのうちの小さい方の値を採用する必要がある。 (a) About keeping the average crystal grain diameter D (μm) of ferrite at a depth position of ¼ of the thickness from the steel sheet surface within a certain range, the strength increases as the crystal grain diameter of ferrite decreases. It has been found that if the particle size becomes too small, the driving force for grain growth due to grain boundary energy increases, which promotes grain growth at high temperatures. Specifically, when the average crystal grain size of ferrite at a depth position of ¼ of the plate thickness from the steel sheet surface is less than 1.2 μm, it becomes difficult to inhibit grain growth at high temperature, and vice versa. Further, it has been found that when the average crystal grain size exceeds 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² μm or 7 μm, improvement in mechanical properties due to miniaturization cannot be sufficiently expected. Therefore, in order to achieve both mechanical properties and thermal stability, 1.2 μm is adopted as the lower limit of the average grain size of ferrite at a depth position of ¼ of the plate thickness from the steel plate surface, and the upper limit. 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) It is necessary to adopt the smaller value of ² μm and 7 μm.

(b)電気抵抗を上昇させる合金元素の含有量を一定の範囲にとどめることについて
抵抗溶接では、溶接しようとする２枚以上の鋼板を重ねて電極で挟み、電極間に通電し、鋼板間の接触部分の接触抵抗による発熱、および材料内部の抵抗発熱を利用して接合を行う。材料の電気抵抗が高い場合には低い溶接電流で接合が可能であるが、発熱が大きくナゲットの成長が急激であるため、スパッタの発生電流に到達するまでの電流範囲が狭小となる。材料の電気抵抗は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量の増加とともに増大するため、広い電流範囲を得るためには、これらの元素の含有量を低減する必要がある。しかしながら、Ｓｉ、Ｍｎ及びＡｌの含有量が少なすぎると、十分な鋼板強度が得られ難い。したがって、必要とされる鋼板強度に応じた範囲内で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量を制御する必要がある。具体的には、鋼板の引張り強度をＴＳ（ＭＰａ）としたときに、鋼中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量（質量％）の合計を、［ＴＳ（ＴＳ／１７０−１）／１０００］の値以下とする必要がある。 (b) Keeping the content of alloy elements that increase electrical resistance within a certain range In resistance welding, two or more steel plates to be welded are stacked and sandwiched between electrodes, and electricity is passed between the electrodes. Bonding is performed using heat generated by the contact resistance of the contact portion and resistance heat generated inside the material. When the electrical resistance of the material is high, joining is possible with a low welding current, but since the heat generation is large and the nugget growth is rapid, the current range until reaching the sputter generation current becomes narrow. Since the electrical resistance of the material increases with an increase in the contents of Si, Mn, and Al, it is necessary to reduce the contents of these elements in order to obtain a wide current range. However, if the contents of Si, Mn and Al are too small, it is difficult to obtain sufficient steel sheet strength. Therefore, it is necessary to control the contents of Si, Mn, and Al within a range corresponding to the required steel plate strength. Specifically, when the tensile strength of the steel sheet is TS (MPa), the total content (mass%) of Si, Mn, and Al in the steel is [TS (TS / 170-1) / 1000]. Must be less than or equal to.

(c)溶接金属の硬化および脆化抑制を図ることについて
スポット溶接後の溶接継手に剥離方向の応力が負荷される場合、溶接金属の硬化が大きいと溶融界面での脆性的な剥離破断や、ナゲット内を通る破断が生じやすい。また、溶融界面あるいはナゲット内での破断は、ナゲット内を通らない母材破断を生じる場合と比較して、継手強度の低下を招く場合がある。一方、溶接金属の硬化は材料中のＣ量が高いほど著しくなる。したがって、スポット溶接継手の剥離方向の強度を確保するためには、鋼板中のＣ量を低く抑えることが重要であり、Ｃの含有量は０．１５％以下とすることが必要である。より好ましくは０．１１％以下である。 (c) About hardening of weld metal and suppression of embrittlement When stress in the peel direction is applied to the welded joint after spot welding, if the weld metal is hardened, brittle peel fracture at the melt interface, Breaks easily through the nugget. Moreover, the fracture | rupture in a fusion | melting interface or a nugget may cause the fall of joint strength compared with the case where the base material fracture | rupture which does not pass in a nugget arises. On the other hand, the hardening of the weld metal becomes more significant as the amount of C in the material is higher. Therefore, in order to ensure the strength in the peeling direction of the spot welded joint, it is important to keep the C content in the steel sheet low, and the C content needs to be 0.15% or less. More preferably, it is 0.11% or less.

(d) Ａ_１点直下の７００℃近傍の温度におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と、この平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に上限を設けることとについて
高温におけるフェライト結晶粒の粒成長速度は、温度の上昇と共に増加する。一般に、溶接工程や溶融めっき工程でフェライトの粒成長という問題が生じる温度域は、Ａ_１点（７３０℃近傍）直下からＡ_３点近傍までの温度域であり、この温度範囲でフェライトの粒成長速度は大きく変化する。しかしながら、フェライトの平均結晶粒径が特定の範囲内にある鋼板、すなわち、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が、１．２μｍを下限とし、そして、２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍおよび７μｍのうちの小さい方の値を上限とする範囲内にあれば、その鋼板の粒成長速度の温度特性は、７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度によって決定されることが分かった。したがって、７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度、すなわち、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に、上限を設ければ、溶接工程や溶融めっき工程でより高い温度に加熱された場合においても、問題が発生しないことを見出した。そして、実験の結果、積Ｄ・Ｘを０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下に設定することが好ましいことも判明した。積Ｄ・Ｘは０．０７μｍ^２／ｍｉｎ以下がより好ましく、０．０５μｍ^２／ｍｉｎ以下がさらに好ましい。 (d) A Increase rate X (μm / min) of the average crystal grain diameter D (μm) of ferrite at a temperature near 700 ° C. just below _one point and the product D · X ( About setting an upper limit to μm ² / min) The grain growth rate of ferrite crystal grains at a high temperature increases with an increase in temperature. In general, the temperature range in which the problem of ferrite grain growth occurs in the welding process or hot dipping process is the temperature range immediately below A ₁ point (near 730 ° C.) to near A ₃ point, and ferrite grain growth occurs in this temperature range. Speed varies greatly. However, the lower limit of the average crystal grain size D (μm) of ferrite at a depth position of ¼ of the plate thickness from the steel sheet surface, that is, the average grain size of ferrite within a specific range is 1.2 μm. And 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) If it is within the range where the smaller value of ² μm and 7 μm is the upper limit, the temperature characteristic of the grain growth rate of the steel sheet is around 700 ° C. It was found to be determined by the grain growth rate of ferrite at the temperature of. Therefore, the grain growth rate of ferrite at a temperature around 700 ° C., that is, the product D · X (μm ² / min) of the increase rate X (μm / min) of the average crystal grain size of ferrite and the average crystal grain size D (μm). It has been found that if an upper limit is provided, no problem occurs even when heated to a higher temperature in the welding process or the hot dipping process. As a result of experiments, it was also found that the product D · X is preferably set to 0.1 μm ² / min or less. Product D · X is more preferably not more than 0.07μm ² / min, more preferably 0.05 .mu.m ² / min or less.

なお、さらに粒成長速度を低下させるためには、フェライト結晶粒内の転位密度を１０^９／ｃｍ^２以下とするのが好ましく、１０^８／ｃｍ^２以下とすることがより好ましい。 In order to further reduce the grain growth rate, the dislocation density in the ferrite crystal grains is preferably 10 ⁹ / cm ² or less, more preferably 10 ⁸ / cm ² or less.

(e) 鋼板表面から１０μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ_２（μｍ）に上限を設けることについて
スポット溶接の適正溶接条件範囲を増大させるためには、スポット溶接初期におけるナゲット形成を促進すること、すなわち溶融を開始させるために必要な電流を低減するのが好ましい。スポット溶接初期においては、２枚以上の材料表面間での接触抵抗による発熱が材料を溶融させる。一方、スポット溶接初期には、接触抵抗および内部抵抗による発熱に伴い材料は軟化し、さらに溶接電極での加圧を受けるため材料間の接触面積は増加し、これに伴い電流密度が減少し、溶融は得られ難くなる。このとき、鋼板の降伏強さＹＳ(ＭＰａ)が大きければ接触面積の増大が起こり難くなる。 (e) About setting an upper limit to the average grain size D ₂ (μm) of ferrite at a depth of 10 μm from the steel sheet surface In order to increase the appropriate welding condition range of spot welding, nugget formation at the initial stage of spot welding is performed. It is preferred to promote, i.e. reduce the current required to initiate melting. In the initial stage of spot welding, heat generated by contact resistance between two or more material surfaces melts the material. On the other hand, at the initial stage of spot welding, the material softens with heat generation due to contact resistance and internal resistance, and further, the contact area between the materials increases due to pressurization with the welding electrode, and the current density decreases accordingly. Melting is difficult to obtain. At this time, if the yield strength YS (MPa) of the steel sheet is large, the contact area is unlikely to increase.

スポット溶接の適正溶接条件範囲を増大させるためには、スポット溶接初期におけるナゲット形成を促進すること、すなわち溶融を開始させるために必要な電流を低減することが有効であることは先に述べた。   As described above, in order to increase the appropriate welding condition range of spot welding, it is effective to promote nugget formation in the initial stage of spot welding, that is, to reduce the current required to start melting.

鋼板表面に、鋼板内部よりも細粒な組織が存在すると、鋼板表面の降伏強度ＹＳ（ＭＰa）が上昇する。したがって、鋼板母材のＹＲが高い場合と同様、溶接初期の電流密度低下が抑制されるためにナゲットが形成しやすく、適正電流範囲を拡大することができる。   When a finer grain structure is present on the surface of the steel plate than in the steel plate, the yield strength YS (MPa) of the steel plate surface increases. Therefore, as in the case where the YR of the steel plate base material is high, a decrease in current density at the initial stage of welding is suppressed, so that nuggets can be easily formed and the appropriate current range can be expanded.

スポット溶接後の溶接継手に剥離方向の応力が負荷される場合、形状の特性上、ナゲットと熱影響部の境界部分、またはそのごく近傍の溶接熱影響部に応力が集中し、破壊の起点となる。破壊の起点となる微小領域の強度が、すなわち破壊開始までの応力の許容量であり、ここにかかる応力が許容量を超過したときに亀裂が発生・進展し破壊に至る。   When stress in the peeling direction is applied to the welded joint after spot welding, the stress concentrates on the boundary between the nugget and the heat-affected zone or the weld heat-affected zone in the immediate vicinity due to the characteristics of the shape. Become. The strength of the microregion that is the starting point of the fracture, that is, the allowable amount of stress until the start of the fracture, and when the stress applied here exceeds the allowable amount, a crack is generated and propagates to cause the fracture.

したがって、破壊の起点となり得る鋼板表層が結晶粒微細化により強化されていることにより、継手強度を向上することが可能であり、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ_２（μｍ）を、２．０＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ以下とすることが好ましい。１．５＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ以下とすることが、より好ましい。 Therefore, the strength of the joint can be improved by strengthening the steel sheet surface layer, which can be the starting point of fracture, by refining the crystal grains, and the average crystal grain diameter D ₂ of ferrite at a depth of 100 μm from the steel sheet surface. (Μm) is preferably 2.0 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² μm or less. More preferably, it is 1.5 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² μm or less.

このような鋼板表面から１００μｍ程度の鋼板表層の結晶粒を微細化するには、最終パス圧延率が１０％を超える条件で圧下すればよい。   In order to refine the crystal grains of the steel sheet surface layer of about 100 μm from such a steel sheet surface, the rolling may be performed under conditions where the final pass rolling rate exceeds 10%.

(f) 室温でのＹＲを一定以上とすることについて
スポット溶接の適正溶接条件範囲を増大させるためには、スポット溶接初期におけるナゲット形成を促進すること、すなわち溶融を開始させるために必要な電流を低減するのが好ましい。スポット溶接初期においては、２枚以上の材料表面間での接触抵抗による発熱が材料を溶融させる。一方、スポット溶接初期には、接触抵抗および内部抵抗による発熱に伴い材料は軟化し、さらに溶接電極での加圧を受けるため材料間の接触面積は増加し、これに伴い電流密度が減少し、溶融は得られ難くなる。このとき、鋼板の降伏強さＹＳ(ＭＰａ)が大きければ接触面積の増大が起こり難くなる。すなわち、鋼板の降伏強さＹＳ(ＭＰａ)を上昇させることにより溶接初期のナゲット形成が得られ易くなる。このため、鋼板の降伏強度ＹＳ(ＭＰａ)を引張強度ＴＳ(ＭＰａ)で割って得られる降伏比ＹＲを０．８０以上とすることにより、溶接初期のナゲット形成を促進し、溶接適正条件範囲を増大することが好ましい。より好ましくは、降伏比ＹＲを０．８５以上とすることである。 (f) Regarding YR at room temperature to be above a certain level In order to increase the appropriate welding condition range of spot welding, the current necessary for promoting nugget formation at the initial stage of spot welding, that is, for starting melting is set. It is preferable to reduce. In the initial stage of spot welding, heat generated by contact resistance between two or more material surfaces melts the material. On the other hand, at the initial stage of spot welding, the material softens with heat generation due to contact resistance and internal resistance, and further, the contact area between the materials increases due to pressurization with the welding electrode, and the current density decreases accordingly. Melting is difficult to obtain. At this time, if the yield strength YS (MPa) of the steel sheet is large, the contact area is unlikely to increase. That is, by increasing the yield strength YS (MPa) of the steel sheet, it becomes easier to obtain nugget formation at the initial stage of welding. For this reason, by forming the yield ratio YR obtained by dividing the yield strength YS (MPa) of the steel sheet by the tensile strength TS (MPa) to 0.80 or more, nugget formation at the initial stage of welding is promoted, and the appropriate welding condition range is set. It is preferable to increase. More preferably, the yield ratio YR is 0.85 or more.

なお、鋼板表面に、鋼板内部よりも細粒な組織が存在する場合には、表面の降伏強度が上昇する。したがって、鋼板母材の内部における降伏比ＹＲが０．８以上の場合はもちろん、鋼板母材の内部における降伏比ＹＲが０．８未満の場合であっても、溶接初期の電流密度低下が抑制されるためにナゲットが形成しやすく、適正電流範囲を拡大することができる。   In addition, when the structure finer than the inside of a steel plate exists in the steel plate surface, the yield strength of a surface rises. Therefore, not only when the yield ratio YR inside the steel plate base material is 0.8 or more, but also when the yield ratio YR inside the steel plate base material is less than 0.8, the current density reduction at the initial stage of welding is suppressed. Therefore, nuggets can be easily formed, and the appropriate current range can be expanded.

(g)フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめることについて
さらに鋼板の熱的安定性を高めるためには、フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめるのが好ましい。高温での粒成長が生じる一因は、粒界のエネルギーに基づく駆動力であり、微細なフェライト組織の中に比較的大きなフェライト結晶粒が混在していると、大きなフェライト結晶粒が粒界を駆動力として周囲の微細なフェライト結晶粒と容易に一体化し、粒成長が急速に進展する。このため、高温でのフェライト結晶粒の粒成長速度を抑制するためには、フェライト結晶粒を微細化してその平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を前記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲にとどめることに加えて、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトのうち、面積割合でフェライト結晶粒の８０％以上が、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることが好ましい。換言すれば、フェライトの結晶粒径ｄ（μｍ）が、Ｄ／３と３Ｄの間に存在する結晶粒の占める面積割合が８０％以上である粒径分布を有することが好ましい。 (g) Keeping the ferrite grain size distribution within a certain range In order to further improve the thermal stability of the steel sheet, it is preferable to keep the ferrite grain size distribution within a certain range. One factor that causes grain growth at high temperatures is the driving force based on the energy of the grain boundaries.If relatively large ferrite crystal grains are mixed in a fine ferrite structure, the large ferrite crystal grains As a driving force, it easily integrates with the surrounding fine ferrite crystal grains, and the grain growth proceeds rapidly. Therefore, in order to suppress the growth rate of ferrite crystal grains at high temperature, the ferrite crystal grains are refined and the average crystal grain size D (μm) satisfies the above formulas (1) and (2). In addition to the fixed range, the ferrite at the depth position of ¼ of the plate thickness from the steel plate surface is 80% or more of the ferrite crystal grains in terms of area ratio of the average crystal grain size D (μm). It is preferable that the particle size distribution be within a range of 1/3 to 3 times. In other words, it is preferable that the crystal grain size d (μm) of ferrite has a grain size distribution in which the area ratio of crystal grains existing between D / 3 and 3D is 80% or more.

なお、より好ましくは、９０％以上のフェライト結晶粒が平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることである。   More preferably, the grain size distribution is such that 90% or more of ferrite crystal grains fall within the range of 1/3 to 3 times the average crystal grain diameter D (μm).

本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、次の(1)〜(5)に示す熱延鋼板及び(6)に示すスポット溶接部材をその要旨とする。以下、それぞれ、本発明(1)〜本発明(6)という。本発明(1)〜本発明(6)を総称して、本発明ということがある。   The present invention has been completed based on such knowledge, and the gist thereof is the hot-rolled steel sheet shown in the following (1) to (5) and the spot welded member shown in (6). Hereinafter, the present invention (1) to the present invention (6), respectively. The present invention (1) to the present invention (6) may be collectively referred to as the present invention.

(1) フェライトを主相とし、体積率で５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイト、３％未満の残留オーステナイトの内、１種もしくは２種以上を総量で５０％未満含有する炭素鋼または低合金鋼からなり、Ｃ含有量が０．０１〜０．１５質量％およびＰ含有量が０．０５％以下の鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、かつ、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が下記(4)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
(1) Ferritic main phase, less than 50% bainite, less than 30% pearlite, less than 5% granular cementite, less than 5% martensite, less than 3% retained austenite Alternatively, the steel plate is made of carbon steel or low alloy steel containing less than 50% in a total amount of two or more, and the C content is 0.01 to 0.15 mass% and the P content is 0.05% or less , The average crystal grain size D (μm) of ferrite at a depth of ¼ of the plate thickness from the steel plate surface satisfies the following formulas (1) and (2) and is ¼ of the plate thickness from the steel plate surface. The rate of increase X (μm / min) of the average crystal grain size of ferrite at 700 ° C. at the depth position and the average crystal grain size D (μm) satisfy the following formula (3), and the tensile strength TS (MPa ) Satisfies the following formula (4): Plate.

１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
ＴＳ（ＴＳ／１７０−１）／１０００≧Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｍｎ・・・・・(4)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、Ｘは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を、そして、ＴＳは鋼板の引張り強度（ＭＰａ）を示す。 1.2 ≦ D ≦ 7 (1) Formula D ≦ 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (2) Formula D · X ≦ 0.1 (3) Formula TS (TS / 170-1) / 1000 ≧ Si + Al + Mn · (4) where D is the average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface, and C, Mn, Si and Al are steel, respectively. The content (mass%) of each element in the steel, X is the rate of increase (700 μm / min) at 700 ° C. of the average crystal grain size D (μm) of ferrite at a depth of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface And TS indicates the tensile strength (MPa) of the steel sheet.

(2) フェライトを主相とし、体積率で５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイト、３％未満の残留オーステナイトの内、１種もしくは２種以上を総量で５０％未満含有する炭素鋼または低合金鋼からなり、Ｃ含有量が０．０１〜０．１５質量％およびＰ含有量が０．０５％以下の鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ_２（μｍ）が下記の(5)式を満足し、かつ、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が下記(4)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
(2) Ferritic main phase, less than 50% bainite, less than 30% pearlite, less than 5% granular cementite, less than 5% martensite, less than 3% retained austenite Alternatively, the steel plate is made of carbon steel or low alloy steel containing less than 50% in a total amount of two or more, and the C content is 0.01 to 0.15 mass% and the P content is 0.05% or less , The average grain size D (μm) of ferrite at a depth of ¼ of the plate thickness from the steel sheet surface satisfies the following formulas (1) and (2), and ferrite at a depth position of 100 μm from the steel sheet surface An average crystal grain size D ₂ (μm) satisfies the following formula (5), and a tensile strength TS (MPa) satisfies the following formula (4).

１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
ＴＳ（ＴＳ／１７０−１）／１０００≧Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｍｎ・・・・・(4)式
Ｄ_２≦２．０＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(5)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、ＴＳは鋼板の引張り強度（ＭＰａ）を、そして、Ｄ_２は鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。 1.2 ≦ D ≦ 7 (1) Formula D ≦ 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (2) Formula TS (TS / 170-1) / 1000 ≧ Si + Al + Mn (4) Formula D ₂ ≦ 2.0 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (5) Formula where D is the average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface, and C, Mn, Si and Al are the contents (mass%) of each element in the steel, respectively. TS represents the tensile strength (MPa) of the steel sheet, and D ₂ represents the average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth of 100 μm from the steel sheet surface.

(3) フェライトを主相とし、体積率で５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイト、３％未満の残留オーステナイトの内、１種もしくは２種以上を総量で５０％未満含有する炭素鋼または低合金鋼からなり、Ｃ含有量が０．０１〜０．１５質量％およびＰ含有量が０．０５％以下の鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ_２（μｍ）が下記の(5)式を満足し、かつ、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が下記(4)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
(3) Ferritic main phase, less than 50% bainite, less than 30% pearlite, less than 5% granular cementite, less than 5% martensite, less than 3% retained austenite Alternatively, the steel plate is made of carbon steel or low alloy steel containing less than 50% in a total amount of two or more, and the C content is 0.01 to 0.15 mass% and the P content is 0.05% or less , The average crystal grain size D (μm) of ferrite at a depth of ¼ of the plate thickness from the steel plate surface satisfies the following formulas (1) and (2) and is ¼ of the plate thickness from the steel plate surface. The increase rate X (μm / min) at 700 ° C. of the average crystal grain size of ferrite at the depth position and the average crystal grain size D (μm) satisfy the following formula (3), and the depth of 100 μm from the steel sheet surface: the average of the ferrite in the position crystal grain size D ₂ [mu] m) satisfies the following expression (5), and hot rolled tensile strength TS (MPa) is characterized by satisfying the following equation (4) steel sheet.

１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
ＴＳ（ＴＳ／１７０−１）／１０００≧Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｍｎ・・・・・(4)式
Ｄ_２≦２．０＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(5)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、Ｘは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を、ＴＳは鋼板の引張り強度（ＭＰａ）を、そして、Ｄ_２は鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。 1.2 ≦ D ≦ 7 (1) Formula D ≦ 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (2) Formula D · X ≦ 0.1 (3) Formula TS (TS / 170-1) / 1000 ≧ Si + Al + Mn · (4) Formula D ₂ ≦ 2.0 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (5) where D is a ferrite at a depth position of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface. The average crystal grain size (μm) of C, Mn, Si and Al are the content (mass%) of each element in the steel, respectively, and X is the depth position of ¼ of the plate thickness from the steel sheet surface. the increase rate (μm / min) at an average 700 ° C. of the crystal grain size D ([mu] m) of the ferrite, TS is tensile strength of the steel sheet a (MPa), in, _{D 2} steel plate Mean terms of the ferrite at a depth position of 100μm showing the crystal grain size ([mu] m).

(4) 降伏比ＹＲが０．８０以上であることを特徴とする上記(1)〜(3)のいずれかの熱延鋼板。   (4) The hot rolled steel sheet according to any one of (1) to (3) above, wherein the yield ratio YR is 0.80 or more.

(5) 鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、フェライトの結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(6)式を満足するフェライト結晶粒のフェライトに占める面積割合が８０％以上であることを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかの熱延鋼板。   (5) At a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet, the area ratio of ferrite crystal grains satisfying the following formula (6) in the ferrite crystal grain diameter d (μm) is 80% or more. The hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (4) above,

Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)式
ここで、ｄはフェライトの結晶粒径（μｍ）、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。 D / 3 ≦ d ≦ 3D (6) where d is the crystal grain size (μm) of ferrite, and D is the thickness of the steel sheet from the surface of the steel sheet. The average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth position of / 4 is shown.

(6) 上記(1)〜(5)のいずれかの熱延鋼板をスポット溶接にて組み立ててなるスポット溶接部材。   (6) A spot welded member obtained by assembling the hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (5) above by spot welding.

本発明によれば、溶接金属を著しく硬化させるＣを過剰に含有させず、また高価な元素を多量に含有させることなく、スポット溶接における適正溶接条件範囲が広い熱延鋼板およびそのスポット溶接部品を提供することができる。   According to the present invention, there is provided a hot-rolled steel sheet and a spot welded part thereof that have a wide range of appropriate welding conditions in spot welding without excessively containing C that significantly hardens the weld metal and without containing a large amount of expensive elements. Can be provided.

以下に、本発明にかかる超微細結晶粒熱延鋼板について説明する。以下、各化学成分の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。   Below, the ultra-fine grain hot-rolled steel sheet according to the present invention will be described. Hereinafter, “%” display of the content of each chemical component means “mass%”.

（Ａ）化学組成について
Ｃ：
Ｃは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱延の仕上げ温度を低下させることができるので、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元素である。また、強度を確保するための元素である。ただし、過度に含有させると、熱延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下するため、また溶接性が劣化するため、Ｃ含有量を０．１５％以下とすることが必要である。なお、Ｃは０．０１％以上含有させることが好ましい。また、フェライト結晶粒の微細化をより促進するためには、０．０３％以上含有させるのが好ましい。溶接部の加工性を向上させるためには、Ｃ含有量を０，１１％以下とするのがより好ましい。 (A) About chemical composition C:
C is an element useful for promoting the refinement of ferrite crystal grains because it can lower the transformation temperature from austenite to ferrite and lower the finishing temperature of hot rolling. Moreover, it is an element for ensuring strength. However, if excessively contained, ferrite transformation after hot rolling is delayed, the volume fraction of ferrite is reduced, and weldability is deteriorated, so the C content must be 0.15% or less. is there. In addition, it is preferable to contain C 0.01% or more. Moreover, in order to further promote the refinement of ferrite crystal grains, the content is preferably 0.03% or more. In order to improve the workability of the welded portion, the C content is more preferably 0.11% or less.

Ｓｉ：
Ｓｉは、強度向上を目的として含有させてもよい。ただし、過剰に含有させすると、延性の劣化が著しくなるうえに、熱間圧延時の表面酸化の問題が生じるので、Ｓｉの含有量を１．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。 Si:
Si may be included for the purpose of improving the strength. However, if it is contained excessively, the ductility deteriorates remarkably and the problem of surface oxidation during hot rolling occurs. Therefore, the Si content is preferably 1.2% or less. More preferably, it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.4% or less.

Ｍｎ：
Ｍｎは、強度確保を目的として含有させてもよい。また、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱間圧延における仕上げ温度を低下させることを可能にするので、フェライト結晶粒の微細化を促進するため、含有させてもよい。ただし、過度に含有させると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下するため、含有量を２．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．８％以下である。 Mn:
Mn may be contained for the purpose of securing strength. Further, since the transformation temperature from austenite to ferrite can be lowered and the finishing temperature in hot rolling can be lowered, it may be contained in order to promote the refinement of ferrite crystal grains. However, if it is contained excessively, ferrite transformation after hot rolling is delayed and the volume fraction of ferrite is lowered, so the content is preferably 2.5% or less. More preferably, it is 1.8% or less.

Ａｌ：
Ａｌは、延性を向上させるため含有させてもよい。しかし、過度に含有させると、高温でのオーステナイトが不安定化し熱間圧延における仕上げ温度を過度に上昇させる必要が生じること、また、安定した連続鋳造を困難にすること、さらに、材料の電気抵抗を上昇させ抵抗溶接性の劣化原因となることから、Ａｌの含有量は１．２％％以下とすることが好ましい。 Al:
Al may be included to improve ductility. However, if excessively contained, austenite at high temperature becomes unstable, and it is necessary to excessively raise the finishing temperature in hot rolling, making it difficult to perform stable continuous casting, and further, electric resistance of the material. The content of Al is preferably 1.2% or less because it causes a deterioration of resistance weldability.

Ｐ：
Ｐは、強度を増加させるため、含有させても良い。しかし、過度に含有させると、粒界偏析による脆化が生じるので、含有させる場合には、含有量を０．５％以下とすることが好ましい。なお、溶接性の観点からは０．０５％以下が好ましい。通常、製鋼段階で０．０１％程度混入してくる。 P:
P may be contained in order to increase the strength. However, if it is excessively contained, embrittlement due to grain boundary segregation occurs, so when it is included, the content is preferably 0.5% or less. From the viewpoint of weldability, 0.05% or less is preferable. Usually, about 0.01% is mixed in the steelmaking stage.

Ｔｉ：
Ｔｉは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がオーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し、熱処理の際には粒成長を抑制するため、含有させても良い。ただし、過度に含有させると、熱延以前の加熱時に粗大なＴｉ炭化物又は窒化物が多量に発生して、延性や加工性を阻害するので、含有量を０．３％以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするため、好ましくは［Ｔｉ＋Ｎｂ］の総量で０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。 Ti:
Ti precipitates as carbide or nitride to increase the strength, and this precipitate suppresses the coarsening of austenite and ferrite to promote the refinement of crystal grains during hot rolling, and during the heat treatment In order to suppress grain growth, it may be contained. However, if excessively contained, a large amount of coarse Ti carbide or nitride is generated at the time of heating before hot rolling to inhibit ductility and workability, so the content is preferably 0.3% or less. . In order to facilitate the formation of ferrite, the total amount of [Ti + Nb] is preferably 0.1% or less, more preferably 0.03% or less, and still more preferably 0.01% or less. The lower limit may be an impurity level. Generally about 0.001% is mixed on steelmaking.

Ｎｂ：
Ｎｂは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がオーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し、熱処理の際には粒成長を抑制するため、含有させても良い。ただし、過度に含有させると、熱延以前の加熱時に粗大なＮｂＣが多量に発生して、延性や加工性を阻害するので、含有量を０．１％以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするため、好ましくは［Ｔｉ＋Ｎｂ］の総量で０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１％である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。 Nb:
Nb precipitates as carbide or nitride to increase the strength, and this precipitate suppresses the coarsening of austenite and ferrite to promote the refinement of crystal grains during hot rolling, and during the heat treatment In order to suppress grain growth, it may be contained. However, if excessively contained, a large amount of coarse NbC is generated at the time of heating before hot rolling to inhibit ductility and workability, so the content is preferably 0.1% or less. In order to facilitate the formation of ferrite, the total amount of [Ti + Nb] is preferably 0.1% or less, more preferably 0.03% or less, and still more preferably 0.01%. The lower limit may be an impurity level. Generally about 0.001% is mixed on steelmaking.

Ｖ：
Ｖは炭化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、含有させても良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂと同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。 V:
V is precipitated as a carbide to increase the strength, and since this precipitate suppresses the coarsening of ferrite and promotes the refinement of crystal grains, it may be contained. However, for the same reason as Ti and Nb, the ductility and workability are inhibited, so the content is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.3% or less. The lower limit may be an impurity level. Generally about 0.001% is mixed on steelmaking.

Ｃｒ：
Ｃｒは、焼き入れ性を増加させ、フェライト組織中にマルテンサイトやベイナイトを生成させる作用を有するため、これらの作用を目的として含有させても良い。ただし、多量に含有させるとフェライトの生成が抑制されるため、含有量を１％以下とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。 Cr:
Since Cr has the effect of increasing hardenability and generating martensite and bainite in the ferrite structure, it may be included for the purpose of these functions. However, since the production | generation of a ferrite will be suppressed when it contains abundantly, it is preferable to make content 1% or less. The lower limit may be an impurity level. Generally about 0.02% is mixed in steelmaking.

Ｃｕ：
Ｃｕは、低温で析出して強度を増加させる作用を有するため、これらの作用を目的として含有させても良い。ただし、スラブの粒界割れなどを引き起こすおそれがあるため、含有量を３％以下とすることが好ましい。より好ましくは２％以下である。なお、強度を増加させるために含有させる場合は、含有量０．１％以上とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。 Cu:
Since Cu has an action of precipitating at a low temperature to increase the strength, Cu may be contained for the purpose of these actions. However, since there is a risk of causing grain boundary cracking of the slab, the content is preferably 3% or less. More preferably, it is 2% or less. In addition, when making it contain in order to increase an intensity | strength, it is preferable to make it content 0.1% or more. The lower limit may be an impurity level. Generally about 0.02% is mixed in steelmaking.

Ｎｉ：
Ｎｉは、高温でのオーステナイトの安定度を増加する目的で含有させても良い。また、Ｃｕを含有させる場合はスラブの粒界脆化を防止するために含有させても良い。ただし、過度に含有させると、フェライトの生成が抑制されるため、含有量を１％以下とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。 Ni:
Ni may be included for the purpose of increasing the stability of austenite at high temperatures. Moreover, when Cu is contained, it may be contained in order to prevent grain boundary embrittlement of the slab. However, since the production | generation of a ferrite will be suppressed when it contains excessively, it is preferable to make content 1% or less. The lower limit may be an impurity level. Generally about 0.02% is mixed in steelmaking.

Ｍｏ：
Ｍｏは、ＭｏＣを析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、含有させても良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂと同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。 Mo:
Mo may be contained in order to precipitate MoC and increase the strength, and since this precipitate suppresses the coarsening of ferrite and promotes the refinement of crystal grains. However, for the same reason as Ti and Nb, the ductility and workability are inhibited, so the content is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.3% or less. The lower limit may be an impurity level. Generally about 0.001% is mixed on steelmaking.

Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂ:
Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）やＢは凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋳片の健全性を保つため、その１種又は２種以上を含有させても良い。ただし、高価であるため、総含有量で０．００５％以下とすることが好ましい。下限は不純物レベルでもよい。ここで、希土類元素（ＲＥＭ）とは、ランタニドの１５元素とＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味する。 Ca, REM, B:
Ca, rare earth elements (REM), and B may be contained in one or more kinds in order to refine oxides and nitrides precipitated during solidification and maintain the soundness of the slab. However, since it is expensive, the total content is preferably 0.005% or less. The lower limit may be an impurity level. Here, the rare earth element (REM) means 17 elements including 15 elements of lanthanide and Y and Sc.

なお、鋼中に混入する「不純物」としてはＳ、Ｎ、Ｓｎ等が挙げられる。Ｓ、Ｎについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。   In addition, S, N, Sn etc. are mentioned as an "impurity" mixed in steel. About S and N, if possible, it is desirable to regulate the content thereof as follows.

Ｓ：
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は０.０５％以下に抑えるのが望ましい。そして、一段と優れた加工性を確保したい場合には、０．００８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以下である。 S:
Since S is an impurity element that forms sulfide inclusions and degrades workability, the content is preferably suppressed to 0.05% or less. And when securing the further outstanding workability, it is preferable to set it as 0.008% or less. More preferably, it is 0.003% or less.

Ｎ：
Ｎは加工性を低下させる不純物元素であり、その含有量は０.０１％以下に抑えることが望ましい。より好ましくは、０.００６％以下である。 N:
N is an impurity element that lowers workability, and its content is preferably suppressed to 0.01% or less. More preferably, it is 0.006% or less.

（Ｂ）本発明に係る熱延鋼板の組織について
本発明に係る熱延鋼板は、フェライトを主相とし、主相とフェライト以外の第２相とからなる組織を有する鋼板である。ここで「主相」とは組織を構成する相のうち該組織に占める割合が最大となる相であるという意味である。主相のフェライトは、体積率で少なくとも５０％以上であることが好ましく、より好ましくは６０％以上である。フェライトの体積率が５０％未満では、鋼板の延性や加工性が損なわれる場合がある。 (B) Structure of hot-rolled steel sheet according to the present invention The hot-rolled steel sheet according to the present invention is a steel sheet having a structure composed of a main phase and a second phase other than ferrite with ferrite as a main phase. Here, the “main phase” means that the phase occupying the maximum proportion of the phase constituting the organization is the phase. The main phase ferrite is preferably at least 50% or more by volume, more preferably 60% or more. If the ferrite volume fraction is less than 50%, the ductility and workability of the steel sheet may be impaired.

フェライトの結晶粒径（直径）は、熱延鋼板の機械特性と熱的安定性、さらには加工性に大きく影響する。フェライトの結晶粒径は小さくなるほど強度が増加するが、結晶粒径が小さくなりすぎると粒界エネルギーによる粒成長の駆動力が増加するため、高温における粒成長が促進されてしまう。鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径が１．２μｍを下回るようになると、高温での粒成長を抑止することが困難になり、逆に、その平均結晶粒径が２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍおよび７μｍのいずれかを上回ると、微細化による機械的特性の向上が十分に期待できなくなる。したがって、本発明に係る熱延鋼板に十分な強度と延性や熱的安定性さらには加工性を確保するために、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を、下記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲にとどめる必要がある。 The crystal grain size (diameter) of the ferrite greatly affects the mechanical properties and thermal stability of the hot-rolled steel sheet, and further the workability. As the crystal grain size of ferrite decreases, the strength increases. However, if the crystal grain size becomes too small, the driving force for grain growth due to grain boundary energy increases, which promotes grain growth at high temperatures. When the average crystal grain size of ferrite at a depth position of ¼ of the plate thickness from the steel sheet surface is less than 1.2 μm, it becomes difficult to suppress grain growth at high temperature, and conversely, the average crystal When the particle size exceeds 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² μm or 7 μm, improvement in mechanical properties due to miniaturization cannot be sufficiently expected. Therefore, in order to ensure sufficient strength, ductility, thermal stability and workability for the hot-rolled steel sheet according to the present invention, the average crystal grain size D of ferrite at a depth of 1/4 of the sheet thickness from the steel sheet surface. (Μm) must be kept within a certain range that satisfies the following formulas (1) and (2).

１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
すなわち、その一定の範囲とは、１．２μｍを下限とし、そして、２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び７μｍのうちの小さい方の値を上限とする範囲のことである。なお、(2)式中で、ＣおよびＭｎは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。 1.2 ≦ D ≦ 7 (1) Formula D ≦ 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (2) Formula That is, the certain range is a range in which 1.2 μm is the lower limit and 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² μm and 7 μm is the upper limit. That is. In the formula (2), C and Mn each represent the content (mass%) of each element in the steel.

ここで、フェライトの平均結晶粒径Ｄの下限を１．２μｍとするのは、１．２μｍ未満では、加工硬化係数が極端に減少して延性や加工性が劣化するだけでなく、微細フェライト組織の熱的安定性も劣化して、高温下で容易に粒成長するからである。より優れた延性や加工性や熱的安定性を得るためには、フェライトの平均結晶粒径Ｄの下限を１．５μｍとするのが好ましい。一方、フェライトの平均結晶粒径Ｄの上限を２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び７μｍのうちの小さい方の値とするのは、これらのいずれかの値を超えると、十分な強度が得られなくなるからである。より優れた強度を得るためには、フェライトの平均結晶粒径Ｄの上限を、２．４＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び５．５μｍのうちの小さい方の値を上限とするのが好ましい。なお、ここでは、１５°以上の結晶方位差を持つ大角の粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒と定義し、１５°未満の小角の粒界は無視する。
さらに鋼板の熱的安定性を高めるためには、フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめるのが好ましい。高温での粒成長が生じる一因は、粒界のエネルギーに基づく駆動力であり、微細なフェライト組織の中に比較的大きなフェライト結晶粒が混在していると、大きなフェライト結晶粒が粒界を駆動力として周囲の微細なフェライト結晶粒と容易に一体化し、粒成長が急速に進展する。このため、高温でのフェライト結晶粒の粒成長速度を抑制するためには、フェライト結晶粒を微細化してその平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を前記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲にとどめることに加えて、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトのうち、面積割合でフェライト結晶粒の８０％以上が、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることが好ましい。 Here, the lower limit of the average grain size D of the ferrite is 1.2 μm. If the average grain size D is less than 1.2 μm, not only the work hardening coefficient is extremely reduced and the ductility and workability deteriorate, but also the fine ferrite structure This is because the thermal stability of the material deteriorates and the grains grow easily at a high temperature. In order to obtain more excellent ductility, workability and thermal stability, the lower limit of the average crystal grain size D of ferrite is preferably 1.5 μm. On the other hand, the upper limit of the average grain size D of ferrite is set to the smaller value of 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² μm and 7 μm. This is because a sufficient strength cannot be obtained. In order to obtain better strength, the upper limit of the average crystal grain size D of ferrite should be the upper value of the smaller one of 2.4 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² μm and 5.5 μm. Is preferred. Here, a region surrounded by a large-angle grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more is defined as one crystal grain, and a small-angle grain boundary less than 15 ° is ignored.
In order to further improve the thermal stability of the steel sheet, it is preferable to keep the distribution of the crystal grain size of ferrite within a certain range. One factor that causes grain growth at high temperatures is the driving force based on the energy of the grain boundaries.If relatively large ferrite crystal grains are mixed in a fine ferrite structure, the large ferrite crystal grains As a driving force, it easily integrates with the surrounding fine ferrite crystal grains, and the grain growth proceeds rapidly. Therefore, in order to suppress the growth rate of ferrite crystal grains at high temperature, the ferrite crystal grains are refined and the average crystal grain size D (μm) satisfies the above formulas (1) and (2). In addition to the fixed range, the ferrite at the depth position of ¼ of the plate thickness from the steel plate surface is 80% or more of the ferrite crystal grains in terms of area ratio of the average crystal grain size D (μm). It is preferable that the particle size distribution be within a range of 1/3 to 3 times.

すなわち、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、フェライトの結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(6)式を満足するフェライト結晶粒のフェライトに占める面積割合が８０％以上であることが好ましい。   That is, at the depth position of 1/4 of the plate thickness from the steel plate surface, the ferrite crystal grain diameter d (μm) accounts for 80% or more of the ferrite crystal grains satisfying the following formula (6). Preferably there is.

Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)式
ここで、ｄはフェライトの結晶粒径（μｍ）、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。 D / 3 ≦ d ≦ 3D (6) where d is the crystal grain size (μm) of ferrite, and D is the thickness of the steel sheet from the surface of the steel sheet. The average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth position of / 4 is shown.

なお、より好ましくは、９０％以上のフェライト結晶粒が平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることである。   More preferably, the grain size distribution is such that 90% or more of ferrite crystal grains fall within the range of 1/3 to 3 times the average crystal grain diameter D (μm).

なお、フェライトの結晶粒径とその分布を表面から板厚の１／４の深さで定義する理由は、熱延鋼板のフェライト結晶粒径は一般に板厚方向に変化するためである。本発明に係る鋼板は、この深さのフェライト結晶粒組織を上記の範囲にすることで、所望の機械特性と熱的安定性を確保することができる。特に粒径の熱的安定性は、板の表面から内部に渡る広い範囲で統計を取ったときの粒径分布で決まるのではなく、特定の深さで統計を取ったときの粒径分布で決まる。従って、板厚の１／４の深さで表面に平行な断面で組織観察を行うか、もしくは、表面に垂直な断面で観察するのであれば、板厚の１／４の深さから１００μｍ以内の領域で観察を行い、統計を取る。   The reason why the ferrite crystal grain size and its distribution are defined by a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface is that the ferrite crystal grain size of the hot-rolled steel plate generally changes in the plate thickness direction. The steel sheet according to the present invention can ensure desired mechanical properties and thermal stability by setting the ferrite crystal grain structure of this depth in the above range. In particular, the thermal stability of the particle size is not determined by the particle size distribution when taking statistics over a wide range from the surface of the plate to the inside, but by the particle size distribution when taking statistics at a specific depth. Determined. Therefore, if the structure is observed in a cross section parallel to the surface at a depth of 1/4 of the plate thickness, or if it is observed in a cross section perpendicular to the surface, it is within 100 μm from the depth of 1/4 of the plate thickness. Make observations and take statistics.

フェライト以外の第２相は、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトやＦｅ以外の元素の炭窒化物など、一般に低炭素鉄鋼材料中に生成することが知られる相であれば良い。   The second phase other than ferrite may be a phase generally known to be produced in a low carbon steel material such as pearlite, cementite, bainite, martensite, retained austenite, carbonitride of elements other than Fe.

溶接初期のナゲット形成を促進し、溶接適正条件範囲を増大するためには、鋼板の降伏強度ＹＳ(ＭＰａ)を引張強度ＴＳ(ＭＰａ)で割って得られる降伏比ＹＲを０．８０以上とすることが好ましい。より好ましくは、降伏比ＹＲを０．８５以上とすることである。   In order to promote nugget formation in the initial stage of welding and increase the appropriate welding condition range, the yield ratio YR obtained by dividing the yield strength YS (MPa) of the steel sheet by the tensile strength TS (MPa) is set to 0.80 or more. It is preferable. More preferably, the yield ratio YR is 0.85 or more.

ただし、鋼板表面に、鋼板内部よりも細粒な組織が存在する場合には、表面の降伏強度が上昇する。したがって、鋼板母材の内部における降伏比ＹＲが０．８以上の場合はもちろん、鋼板母材の内部における降伏比ＹＲが０．８未満の場合であっても、溶接初期の電流密度低下が抑制されるためにナゲットが形成しやすく、適正電流範囲を拡大することができる。   However, when a finer grain structure is present on the surface of the steel plate than in the steel plate, the yield strength of the surface increases. Therefore, not only when the yield ratio YR inside the steel plate base material is 0.8 or more, but also when the yield ratio YR inside the steel plate base material is less than 0.8, the current density reduction at the initial stage of welding is suppressed. Therefore, nuggets can be easily formed, and the appropriate current range can be expanded.

降伏比が０．８０以上の機械特性と熱的安定性に優れる鋼板を効率的に製造するには、第２相として、体積率で５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイト、３％未満の残留オーステナイトの内、１種もしくは２種以上を総量で５０％未満含有させることが好ましい。より、好ましくは総量で４０％未満である。ベイナイト、パーライト、粒状セメンタイトの各体積率が上記の値を超えると、加工性が阻害される。また、マルテンサイトと残留オーステナイトの体積率が上記の値を超えると、降伏比を０．８０以上とすることが困難となる。   In order to efficiently produce a steel sheet having a yield ratio of 0.80 or more and excellent mechanical properties and thermal stability, as a second phase, bainite having a volume fraction of less than 50%, pearlite of less than 30%, less than 5% It is preferable to contain less than 50% of one or more of the granular cementite, less than 5% martensite, and less than 3% retained austenite. More preferably, the total amount is less than 40%. When the volume fractions of bainite, pearlite, and granular cementite exceed the above values, workability is hindered. Further, if the volume ratio of martensite and retained austenite exceeds the above value, it is difficult to make the yield ratio 0.80 or more.

また、引張強度ＴＳと全伸びＥｌの積が１８０００以上の伸び特性に特に優れ、かつ熱的安定性にも優れる鋼板を効率的に製造するには、第２相として残留オーステナイトを体積率で３〜３０％含有させる。残留オーステナイトの体積率が３％を下回ると伸び特性が阻害されるおそれがあり、３０％を超えると熱的安定性が阻害されるおそれがある。第２相として含有させる残留オーステナイトの体積率は、５〜２５％とするのが好ましい。   Further, in order to efficiently produce a steel sheet that is particularly excellent in elongation characteristics in which the product of the tensile strength TS and the total elongation El is 18000 or more and that is also excellent in thermal stability, residual austenite is used as the second phase in a volume ratio of 3 Include 30%. If the volume fraction of retained austenite is less than 3%, the elongation characteristics may be inhibited, and if it exceeds 30%, the thermal stability may be inhibited. The volume fraction of retained austenite contained as the second phase is preferably 5 to 25%.

なお、フェライト以外の第２相としては、上記したものの外に、体積率で１％以下の微量の炭化物、窒化物、酸化物を含有させることもできる。これらには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの炭窒化物等がある。   As the second phase other than ferrite, a trace amount of carbide, nitride, or oxide having a volume ratio of 1% or less can be contained in addition to the above-described one. These include Ti, Nb, V, Mo carbonitrides and the like.

（Ｃ）高温での粒成長速度について
フェライトの平均結晶粒径が上記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲内にある鋼板の粒成長速度の温度特性は、７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度によって決定される。したがって、７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度、すなわち、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に、上限を設ければ、溶接工程や溶融めっき工程でより高い温度に加熱された場合においても、問題が発生しない。 (C) Grain growth rate at high temperature The temperature characteristics of the grain growth rate of a steel sheet in which the average crystal grain size of ferrite is within a certain range satisfying the above equations (1) and (2) is around 700 ° C. It is determined by the grain growth rate of ferrite at the following temperature. Therefore, the grain growth rate of ferrite at a temperature around 700 ° C., that is, the product D · X (μm ² / min) of the increase rate X (μm / min) of the average crystal grain size of ferrite and the average crystal grain size D (μm). If an upper limit is provided, a problem does not occur even when heated to a higher temperature in the welding process or the hot dipping process.

すなわち、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足することが好ましい。   That is, the rate of increase X (μm / min) at 700 ° C. of the average crystal grain size of ferrite at a depth position of ¼ of the plate thickness from the steel sheet surface and the average crystal grain size D (μm) are the following (3) It is preferable to satisfy the formula.

Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
すなわち、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）を、０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下に保つことで、溶接や溶融めっき工程における主要な熱履歴に対して安定となり、良好な熱的安定性が得られる。より優れた熱安定性を得るためには、積Ｄ・Ｘを０．０７μｍ^２／ｍｉｎ以下にするのが好ましく、０．０５μｍ^２／ｍｉｎ以下にするのがさらに好ましい。 D · X ≦ 0.1 ········································································································································ By maintaining the product D · X (μm ² / min) of the average grain size D (μm) at 0.1 μm ² / min or less, it becomes stable against the main thermal history in the welding or hot dipping process, Good thermal stability is obtained. In order to obtain better thermal stability, the product D · X is preferably 0.07 μm ² / min or less, and more preferably 0.05 μm ² / min or less.

なお、後掲する実施例２及び３に示すように、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）が、０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下である鋼板のフェライト結晶粒組織は、８５０℃で数十秒熱処理しても、殆ど粒径の変化を示さない。本発明に係る鋼板のフェライトの結晶粒径（直径）は、時間の平方根に比例する通常の粒成長とは異なり、７００℃ではほぼ時間に比例して増加する。したがって、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）は、７００℃で１時間程度の間の粒径変化を測定して、その変化率を平均することによって、求めることとする。 In addition, as shown in Examples 2 and 3 to be described later, the product D · X (μm ² / min) of the increase rate X (μm / min) of the average crystal grain size of ferrite and the average crystal grain size D (μm) However, the ferrite crystal grain structure of the steel sheet of 0.1 μm ² / min or less shows almost no change in grain size even when heat-treated at 850 ° C. for several tens of seconds. Unlike normal grain growth, which is proportional to the square root of time, the crystal grain size (diameter) of ferrite in the steel sheet according to the present invention increases at approximately 700 ° C. in proportion to time. Therefore, the increase rate X (μm / min) of the average crystal grain size of ferrite is obtained by measuring the grain size change at about 700 ° C. for about 1 hour and averaging the rate of change.

なお、さらに粒成長速度を低下させるためには、フェライト結晶粒内の転位密度を１０^９／ｃｍ^２以下とするのが好ましく、１０^８／ｃｍ^２以下とすることがより好ましい。 In order to further reduce the grain growth rate, the dislocation density in the ferrite crystal grains is preferably 10 ⁹ / cm ² or less, more preferably 10 ⁸ / cm ² or less.

（Ｄ）スポット溶接性について
抵抗スポット溶接では、溶接しようとする２枚以上の鋼板を重ねて電極で挟み、電極間に通電し、鋼板間の接触部分の接触抵抗による発熱、および材料内部の抵抗発熱を利用して接合を行う。材料の電気抵抗が高い場合には低い溶接電流で接合が可能であるが、発熱が大きくナゲットの成長が急激であるため、スパッタの発生電流に到達するまでの電流範囲が狭小となる。材料の電気抵抗は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量の増加とともに増大するため、スパッタ飛散を抑制し、スポット溶接適正条件範囲を拡大するためには、材料の電気抵抗を上昇させるＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量を低減する必要がある。一方、これらの元素は鋼板母材を強化する役割も担っており、過度に低減することにより鋼板母材強度を確保できなくなる恐れがある。したがって、その許容量は目標とする鋼板の母材強度ＴＳ（ＭＰａ）ＴＳＭＰａに応じて制限を設ける必要がある。種々の実験の結果、鋼板の母材強度を確保し、かつ広い溶接適正条件範囲を得るためには、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量を下記の(4)式を満足する範囲とすることが必要であることが分かった。 (D) Spot Weldability In resistance spot welding, two or more steel plates to be welded are stacked and sandwiched between electrodes, energized between the electrodes, heat generated by the contact resistance between the steel plates, and internal resistance of the material Join using heat generation. When the electrical resistance of the material is high, joining is possible with a low welding current, but since the heat generation is large and the nugget growth is rapid, the current range until reaching the sputter generation current becomes narrow. Since the electrical resistance of the material increases with an increase in the contents of Si, Mn, and Al, in order to suppress spatter scattering and expand the appropriate spot welding condition range, Si, Al, and It is necessary to reduce the Mn content. On the other hand, these elements also have a role of strengthening the steel plate base material, and there is a risk that the strength of the steel plate base material cannot be secured by excessively reducing it. Therefore, the allowable amount needs to be limited according to the base material strength TS (MPa) TSMPa of the target steel plate. As a result of various experiments, in order to secure the base metal strength of the steel sheet and obtain a wide range of appropriate welding conditions, the content of Si, Al, and Mn should be within a range that satisfies the following formula (4). I found it necessary.

ＴＳ（ＴＳ／１７０−１）／１０００≧Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｍｎ・・・・・(4)式
ここで、ＴＳは鋼板の母材強度ＴＳ（ＭＰａ）を示し、そして、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎは、それぞれ、鋼中のＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。 TS (TS / 170-1) / 1000 ≧ Si + Al + Mn (4) where TS indicates the base material strength TS (MPa) of the steel sheet, and Si, Al and Mn are respectively steel. Content (mass%) of Si, Al, and Mn in the inside is shown.

Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量がこの(4)式を満足しないと、材料の電気抵抗が高くなり、溶接部における発熱が過剰になりやすく、ナゲットの成長が急激になるため、低電流からチリと呼ばれるスパッタの飛散が生じやすくなり、適正溶接条件範囲が狭小となる。   If the contents of Si, Al and Mn do not satisfy this formula (4), the electrical resistance of the material will increase, heat generation at the weld will tend to be excessive, and the nugget will grow rapidly. The spatter scattering called "is easily generated, and the appropriate welding condition range is narrowed.

スポット溶接の適正溶接条件範囲を増大させるためには、スポット溶接初期におけるナゲット形成を促進すること、すなわち溶融を開始させるために必要な電流を低減することが有効である。スポット溶接初期においては、２枚以上の材料表面間での接触抵抗による発熱が材料を溶融させる。一方、スポット溶接初期には、接触抵抗および内部抵抗による発熱に伴い材料は軟化し、さらに溶接電極での加圧を受けるため材料間の接触面積は増加し、これに伴い電流密度が減少し、溶融は得られ難くなる。このとき、鋼板の降伏強さＹＳ(ＭＰａ)が大きければ接触面積の増大が起こり難くなる。すなわち、鋼板の降伏強さＹＳ(ＭＰａ)を上昇させることにより溶接初期のナゲット形成が得られ易くなる。   In order to increase the appropriate welding condition range of spot welding, it is effective to promote nugget formation in the initial stage of spot welding, that is, to reduce the current required to start melting. In the initial stage of spot welding, heat generated by contact resistance between two or more material surfaces melts the material. On the other hand, at the initial stage of spot welding, the material softens with heat generation due to contact resistance and internal resistance, and further, the contact area between the materials increases due to pressurization with the welding electrode, and the current density decreases accordingly. Melting is difficult to obtain. At this time, if the yield strength YS (MPa) of the steel sheet is large, the contact area is unlikely to increase. That is, by increasing the yield strength YS (MPa) of the steel sheet, it becomes easier to obtain nugget formation at the initial stage of welding.

このため、鋼板の降伏強度ＹＳ(ＭＰａ)を引張強度ＴＳ(ＭＰａ)で割って得られる降伏比ＹＲが０．８未満である場合には、スポット溶接初期における通電径の拡大が容易に生じやすくなる場合がある。また、溶接部での十分な接触抵抗発熱が得られ難くなる場合があるため、溶融を得るために高い電流が必要となり、適正溶接条件範囲が狭小となる場合がある。   For this reason, when the yield ratio YR obtained by dividing the yield strength YS (MPa) of the steel sheet by the tensile strength TS (MPa) is less than 0.8, the energized diameter at the initial stage of spot welding is easily increased. There is a case. Moreover, since sufficient contact resistance heat generation at the welded portion may be difficult to obtain, a high current is required to obtain melting, and the appropriate welding condition range may be narrowed.

したがって、溶接初期のナゲット形成を促進し、溶接適正条件範囲を増大するためには、スポット溶接初期におけるナゲット形成を促進すること、すなわち溶融を開始させるために必要な電流を低減することが有効であり、そのためには、降伏比ＹＲを０．８０以上とすることが好ましい。より好ましくは、降伏比ＹＲを０．８５以上とすることである。   Therefore, in order to promote nugget formation at the initial stage of welding and increase the range of appropriate welding conditions, it is effective to promote nugget formation at the initial stage of spot welding, that is, to reduce the current required to start melting. For this purpose, the yield ratio YR is preferably 0.80 or more. More preferably, the yield ratio YR is 0.85 or more.

ただし、鋼板表面に、鋼板内部よりも細粒な組織が存在する場合には、表面の降伏強度が上昇する。したがって、鋼板母材の内部における降伏比ＹＲが０．８以上の場合はもちろん、鋼板母材の内部における降伏比ＹＲが０．８未満の場合であっても、溶接初期の電流密度低下が抑制されるためにナゲットが形成しやすく、適正電流範囲を拡大することができる。   However, when a finer grain structure is present on the surface of the steel plate than in the steel plate, the yield strength of the surface increases. Therefore, not only when the yield ratio YR inside the steel plate base material is 0.8 or more, but also when the yield ratio YR inside the steel plate base material is less than 0.8, the current density reduction at the initial stage of welding is suppressed. Therefore, nuggets can be easily formed, and the appropriate current range can be expanded.

なお、適正溶接条件範囲とは、一般に、溶接部強度が確保できるナゲット径が得られる溶接電流（たとえば、板厚ｔ（ｍｍ）に応じて４√ｔ（ｍｍ）のナゲットが得られる電流、または溶接継手強度評価試験においてナゲット内を通過しないいわゆるボタン破断するナゲット径が得られる電流など）から、スパッタ飛散が生じる溶接電流までの電流範囲のことを意味している。   The appropriate welding condition range is generally a welding current that provides a nugget diameter that can secure the weld strength (for example, a current that provides a nugget of 4√t (mm) according to the plate thickness t (mm), or It means a current range from a current that can obtain a so-called button-breaking nugget diameter that does not pass through the nugget in a weld joint strength evaluation test to a welding current at which spatter scattering occurs.

また、スポット溶接後の溶接継手に剥離方向の応力が負荷される場合、溶接金属の硬化が大きいと溶融界面での脆性的な剥離破断や、ナゲット内を通る破断が生じやすい。また、溶融界面あるいはナゲット内での破断は、ナゲット内を通らない母材破断を生じる場合と比較して、継手強度の低下を招く場合がある。一方、溶接金属の硬化は材料中のＣ量が高いほど著しくなる。したがって、スポット溶接後の溶接継手の剥離方向強度を確保する観点から、Ｃの含有させ量は０．１５％以下、好ましくは０．１１％以下とすることが必要である。Ｃ量が０．１５を超過すると、スポット溶接時の急冷熱サイクルにおいて溶接金属の著しい硬化が生じ、ナゲット内で破断し、継手強度の低下の原因となる。   In addition, when stress in the peeling direction is applied to the welded joint after spot welding, if the weld metal is hardened, brittle peeling breakage at the melting interface or breakage passing through the nugget is likely to occur. Moreover, the fracture | rupture in a fusion | melting interface or a nugget may cause the fall of joint strength compared with the case where the base material fracture | rupture which does not pass in a nugget arises. On the other hand, the hardening of the weld metal becomes more significant as the amount of C in the material is higher. Therefore, from the viewpoint of securing the peel direction strength of the welded joint after spot welding, the C content is required to be 0.15% or less, preferably 0.11% or less. When the amount of C exceeds 0.15, the weld metal is markedly hardened in the rapid thermal cycle during spot welding, breaks in the nugget, and causes a decrease in joint strength.

同じくスポット溶接継手の強度を確保する観点から、ＰおよびＳの含有量は、それぞれ０．０５％以下とすることが好ましい。これらの元素が過剰に存在すると、溶接ナゲットの凝固時に最終凝固部に偏析し、ナゲットを脆化させ、継手強度を著しく低下させるからである。   Similarly, from the viewpoint of securing the strength of the spot welded joint, the contents of P and S are each preferably 0.05% or less. This is because if these elements are present excessively, they segregate in the final solidified portion during solidification of the weld nugget, embrittle the nugget, and significantly reduce the joint strength.

さらに、スポット溶接後の溶接継手に剥離方向の応力が負荷される場合、形状の特性上、ナゲットと熱影響部の境界部分、またはそのごく近傍の溶接熱影響部に応力が集中し、破壊の起点となる。すなわち、破壊の起点となる微小領域の強度が破壊開始までの応力の許容量であり、結晶粒微細化による破断基点部の強化が小さいと、十分な継手強度を得ることができず、ここにかかる応力が許容量を超過したときに亀裂が発生・進展し破壊に至る。   Furthermore, when stress in the peel direction is applied to the welded joint after spot welding, the stress concentrates on the boundary between the nugget and the heat-affected zone, or the weld heat-affected zone in the immediate vicinity, due to the shape characteristics. The starting point. That is, the strength of the microregion that is the starting point of fracture is the allowable amount of stress until the fracture starts, and if the strengthening of the fracture base portion by crystal grain refinement is small, sufficient joint strength cannot be obtained, When such stress exceeds the allowable amount, cracks are generated and propagated, leading to fracture.

したがって、破壊の起点となり得る鋼板表層が結晶粒微細化により強化されていることにより、継手強度を向上することが可能であり、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ_２（μｍ）が、下記の(5)式を満足することが好ましい。 Therefore, the strength of the joint can be improved by strengthening the steel sheet surface layer, which can be the starting point of fracture, by refining the crystal grains, and the average crystal grain diameter D ₂ of ferrite at a depth of 100 μm from the steel sheet surface. (Μm) preferably satisfies the following formula (5).

Ｄ_２≦２．０＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(5)式
ここで、Ｄ_２は鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、そして、Ｃ及びＭｎは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。 D ₂ ≦ 2.0 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (5) where D ₂ is the average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth of 100 μm from the steel sheet surface, and C and Mn each indicate the content (% by mass) of each element in the steel.

なお、１．５＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ以下とすることが、より好ましい。 Incidentally, it is more preferable that the 1.5 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) 2 μm or less.

このような鋼板表面から１００μｍ程度の鋼板表層の結晶粒を微細化するには、最終パス圧延率が１０％を超える条件で圧下すればよい。   In order to refine the crystal grains of the steel sheet surface layer of about 100 μm from such a steel sheet surface, the rolling may be performed under conditions where the final pass rolling rate exceeds 10%.

（Ｅ）スポット溶接部材について
スポット溶接部を含む部材において、その溶接部には、部材としての強度を確保できることに加え、品質保証上の観点から、部材が破断に至った場合に溶接部が剥離しないことが求められる。一般に、構造体の一部材には、常に一方向の応力だけがかかるのではない。すなわち、せん断の応力と剥離方向の応力が混在して溶接部に負荷される。従って、このような部材においては、溶接部の剥離強度が確保できるような材料を使用することが必要である。 (E) About spot welded member In a member including a spot welded portion, the welded portion is peeled off when the member is broken from the viewpoint of quality assurance in addition to ensuring the strength as the member. It is required not to. In general, only one direction of stress is not always applied to one member of a structure. That is, the stress in the shearing direction and the stress in the peeling direction are mixed and applied to the weld. Therefore, in such a member, it is necessary to use a material that can ensure the peel strength of the welded portion.

（Ｆ）圧延について
圧延は、１０００℃を超える温度から、レバースミルもしくはタンデムミルを用いて、オーステナイト温度域で行う。工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いるのが好ましい。 (F) About rolling Rolling is performed in the austenite temperature range from a temperature exceeding 1000 ° C. using a lever mill or a tandem mill. From the viewpoint of industrial productivity, it is preferable to use a tandem mill for at least the last several stages.

連続鋳造や鋳造・分塊により得たスラブ、ストリップキャスティングにより得た鋼板などや、必要によってはそれらに一度、熱間又は冷間加工を加えたものを用い、それらが冷片であれば１０００℃を超える温度に再加熱して圧延する。圧延の開始温度が１０００℃以下になると、圧延荷重が過大になり、十分な圧延率を得ることが困難になるばかりか、十分な圧延率の圧延をＡｒ_３点以上の温度で終了することも困難となり、所望の機械特性や熱的安定性を得られなくなる。好ましくは１０２５℃以上、より好ましくは１０５０℃以上の温度から圧延を開始する。上限は、オーステナイト粒の粗大化を抑制するため、また、設備費用や加熱燃料費を抑制するため、１３５０℃以下、好ましくは１２５０℃以下とする。初期のオーステナイト結晶粒が微細化し、最終のフェライト結晶粒も微細化し易くなるためである。 Use slabs obtained by continuous casting or casting / bundling, steel plates obtained by strip casting, etc., and if necessary, those once hot or cold worked, and if they are cold pieces, 1000 ° C Reheated to a temperature exceeding 30 ° C and rolled. When the rolling start temperature is 1000 ° C. or less, the rolling load becomes excessive and it becomes difficult to obtain a sufficient rolling rate, and rolling at a sufficient rolling rate may be terminated at a temperature of ₃ or more points at Ar. This makes it difficult to obtain desired mechanical properties and thermal stability. Rolling is preferably started at a temperature of 1025 ° C. or higher, more preferably 1050 ° C. or higher. The upper limit is set to 1350 ° C. or lower, preferably 1250 ° C. or lower in order to suppress coarsening of austenite grains and to suppress equipment costs and heating fuel costs. This is because the initial austenite crystal grains are refined and the final ferrite crystal grains are easily refined.

圧延仕上げ温度は、圧延後にオーステナイトからフェライトへと変態させるためにＡｒ_３点以上かつ７８０℃以上の温度範囲とする。仕上げ温度が、Ａｒ_３点を下回ると、圧延中にフェライトが発生する。また７８０℃未満の温度では、圧延荷重が増大し、十分な圧下を加えることが困難となるばかりか、圧延中に板表層部でフェライト変態が生じる場合がある。好ましくは、Ａｒ_３点以上かつ８００℃以上の温度で圧延を終了する。 The rolling finishing temperature is set to a temperature range of Ar ₃ points or more and 780 ° C. or more in order to transform from austenite to ferrite after rolling. When the finishing temperature is lower than Ar ₃ point, ferrite is generated during rolling. If the temperature is lower than 780 ° C., the rolling load increases and it becomes difficult to apply sufficient reduction, and ferrite transformation may occur in the surface layer portion during rolling. Preferably, the rolling is finished at a temperature of Ar ₃ points or higher and 800 ° C. or higher.

なお、圧延を終了する温度は、Ａｒ_３点以上かつ７８０℃以上の温度範囲であれば低い程良い。これは、圧延によってオーステナイトに導入された加工歪みの蓄積効果が大きくなり、結晶粒の微細化が促進されるためである。本発明で用いる鋼種のＡｒ_３点は、概ね７８０〜９００℃である。 The temperature to terminate the rolling, the better low if the temperature range of more than Ar ₃ point and 780 ° C.. This is because the effect of accumulating processing strain introduced into austenite by rolling increases, and the refinement of crystal grains is promoted. The Ar ₃ point of the steel type used in the present invention is approximately 780 to 900 ° C.

総圧下量は、フェライトの微細化を促進するため板厚減少率で９０％以上、好ましくは９２％、より好ましくは９４％以上である。圧延終了温度から［圧延終了温度＋１００℃］までの温度範囲における板厚減少率で４０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、圧延終了温度から［圧延終了温度＋８０℃］までの温度範囲における板厚減少率で６０％以上である。圧延は、連続した複数パスの圧延とする。１パス当たりの圧下量は、好ましくは１５〜６０％である。１パス当たりの圧下量を大きく取る方がオーステナイトへの歪みを蓄積させ、変態によって生成するフェライトの結晶粒径を微細化する意味からは好ましいが、圧延荷重の増大が必要となるので、圧延設備が大型化するだけでなく、板形状の制御も困難になる。本発明の方法では、１パス当たりの圧下量を４０％以下とした複数パスの圧延でも微細なフェライト結晶粒を得ることができる。したがって、特に板形状の制御を容易にしたいときには、最終の２パスの圧下率を４０％／パス以下とすることが好ましい。   The total reduction amount is 90% or more, preferably 92%, more preferably 94% or more in terms of sheet thickness reduction rate in order to promote the refinement of ferrite. The sheet thickness reduction rate in the temperature range from the rolling end temperature to [rolling end temperature + 100 ° C.] is preferably 40% or more. More preferably, the sheet thickness reduction rate in the temperature range from the rolling end temperature to [rolling end temperature + 80 ° C.] is 60% or more. The rolling is continuous multi-pass rolling. The amount of reduction per pass is preferably 15 to 60%. A larger rolling reduction per pass is preferable from the viewpoint of accumulating strain into austenite and refining the crystal grain size of ferrite produced by transformation, but it requires an increase in rolling load. Not only increases in size but also makes it difficult to control the shape of the plate. In the method of the present invention, fine ferrite crystal grains can be obtained even by rolling in a plurality of passes with a reduction amount per pass of 40% or less. Therefore, in particular, when it is desired to easily control the plate shape, it is preferable that the rolling reduction rate of the final two passes is 40% / pass or less.

（Ｇ）圧延後の冷却について
圧延を終了後、オーステナイトに導入された加工歪みを解放することなく、これを駆動力としてオーステナイトからフェライトへと変態させ、微細なフェライト結晶粒組織を生成させるために、圧延終了から０．４秒以内に７２０℃以下の温度まで冷却する。好ましくは圧延終了から０．２秒以内に７２０℃以下の温度まで冷却する。冷却は、水冷を用いるのが望ましく、そして、その冷却速度は、空冷期間を除外し強制冷却を行っている期間の平均冷却速度として、４００℃／秒以上とするのが、好ましい。 (G) Cooling after rolling In order to generate a fine ferrite grain structure by transforming from austenite to ferrite as a driving force without releasing the processing strain introduced into austenite after rolling is finished. Then, it is cooled to a temperature of 720 ° C. or less within 0.4 seconds from the end of rolling. Preferably, it is cooled to a temperature of 720 ° C. or less within 0.2 seconds from the end of rolling. It is desirable to use water cooling for cooling, and the cooling rate is preferably 400 ° C./second or more as an average cooling rate during the period of forced cooling excluding the air cooling period.

ここで、７２０℃以下の温度に冷却されるまでの時間を規定する理由は、７２０℃を超える温度で、冷却を停止もしくは鈍化させると、微細なフェライトが生成する以前に、加工によって導入された歪みが解放されて、又は、歪みの存在形態が変化して、フェライトの核生成に有効ではなくなり、フェライト結晶粒が顕著に粗大化するためである。   Here, the reason for prescribing the time until cooling to a temperature of 720 ° C. or lower was introduced by processing before fine ferrite was formed when cooling was stopped or slowed at a temperature exceeding 720 ° C. This is because the strain is released or the existence form of the strain is changed, so that it becomes ineffective for nucleation of ferrite and the ferrite crystal grains are remarkably coarsened.

温度が７２０℃以下に達すると、フェライト変態が活発化する変態温度域に入る。上記のフェライト組織が得られるフェライト変態温度域は、この温度から６００℃までの間の温度域である。したがって、７２０℃以下に達した後、冷却を一次停止、もしくはその速度を鈍化させて、この温度域で２〜３０秒保持させることによって、上記の熱的に安定で、粒内に微細なセメンタイトを析出させたフェライト結晶粒組織の形成を確実にすることができる。この温度域での保持時間が短いと上記の熱的に安定なフェライト結晶粒組織の形成が阻害されるおそれがあり、長すぎる場合には粒内セメンタイトの減少により強度が低下し、穴拡げ性は低下する。より好ましくは、６２０〜７００℃の温度域で２〜２５秒滞留させるのがよい。   When the temperature reaches 720 ° C. or lower, it enters a transformation temperature range in which ferrite transformation is activated. The ferrite transformation temperature range where the above ferrite structure is obtained is a temperature range between this temperature and 600 ° C. Therefore, after reaching 720 ° C. or lower, the cooling is temporarily stopped, or the speed thereof is slowed down, and kept in this temperature range for 2 to 30 seconds, so that the above-mentioned thermally stable and fine cementite in the grains is obtained. The formation of a ferrite crystal grain structure in which sapphire is deposited can be ensured. If the holding time in this temperature range is short, the formation of the above thermally stable ferrite crystal grain structure may be hindered. If it is too long, the strength decreases due to the reduction of intragranular cementite, and the hole expandability. Will decline. More preferably, it is good to make it stay for 2 to 25 seconds in the temperature range of 620-700 degreeC.

さらに、巻取温度を５００℃以下の温度範囲で制御することにより、第二相を制御し、粒内セメンタイトの粗大化及び粒界セメンタイトの析出を抑制して、所望の機械的特性を得ることができる。   Furthermore, by controlling the coiling temperature in a temperature range of 500 ° C. or lower, the second phase is controlled, and the coarsening of intragranular cementite and precipitation of grain boundary cementite are suppressed, thereby obtaining desired mechanical properties. Can do.

（Ｈ）冷却設備について
本発明において、上記の冷却を行う設備は限定されない。工業的には、水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適である。例えば、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射することで冷却することができる。 (H) About cooling equipment In this invention, the equipment which performs said cooling is not limited. Industrially, it is preferable to use a water spray device having a high water density. For example, a water spray header can be arrange | positioned between rolling plate conveyance rollers, and it can cool by injecting high-pressure water with sufficient water quantity density from the upper and lower sides of a plate.

表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｉ及びＬ〜Ｗの２１種の鋼を溶製し、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さにした。その後、１０５０℃〜１３００℃に再加熱した後、試験用小型タンデムミルにて圧延を実施した。   21 types of steels of steel types A to I and L to W having chemical compositions shown in Table 1 were melted and made 30 mm thick by hot forging. Then, after reheating to 1050 degreeC-1300 degreeC, rolling was implemented with the small tandem mill for a test.

表２に圧延条件を示す。全ての圧延において、圧延の仕上げ温度は、各鋼種のＡｒ₃点よりも高い温度とし、さらに、仕上げ温度〜［仕上げ温度＋１００℃］の温度域内で３パス以上の多パス圧延を行った。最終の２パスの圧延は、試験番号６および１８を除いて、３５％／パス以下の軽圧下圧延とした。試験番号６については最終の２パスを５０〜６０％の大圧下圧延とし、試験番号１８は最終の２パスを１０％とした。圧延仕上げ後は、表２に記載したとおり、水冷によって、５００〜７２０℃の温度域内の所定の温度まで冷却した。なお、試験番号によっては、水冷後に空冷時間を設けることで６００〜７２０℃における保持時間を設けた。表２には、６００〜７２０℃の温度域における保持時間に加えて、そのうちの６２０〜７００℃の温度域における保持時間をも示した。その後、約１００℃/sの速度で所定の温度までの水冷後に炉中で炉冷を行うことによって、種々の第２相の組織を有する鋼板を作製した。 Table 2 shows the rolling conditions. In all rolling, the finishing temperature of rolling was higher than the Ar ₃ point of each steel type, and further, multi-pass rolling of 3 passes or more was performed within the temperature range of finishing temperature to [finishing temperature + 100 ° C.]. The final two-pass rolling was light rolling at 35% / pass or less, except for test numbers 6 and 18. For test number 6, the final two passes were subjected to 50-60% large rolling, and for test number 18, the final two passes were 10%. After the rolling finish, as shown in Table 2, it was cooled to a predetermined temperature within a temperature range of 500 to 720 ° C. by water cooling. Depending on the test number, a holding time at 600 to 720 ° C. was provided by providing an air cooling time after water cooling. In Table 2, in addition to the holding time in the temperature range of 600 to 720 ° C., the holding time in the temperature range of 620 to 700 ° C. is also shown. Then, steel sheets having various second phase structures were produced by performing water cooling in a furnace after water cooling to a predetermined temperature at a rate of about 100 ° C./s.

このようにして得られた熱延鋼板の組織について、走査電子顕微鏡を用いることによって鋼板板厚の断面を観察した。   About the structure | tissue of the hot-rolled steel plate obtained in this way, the cross section of the steel plate thickness was observed by using a scanning electron microscope.

フェライトの結晶粒径およびその粒径分布については、板表面から板厚の１／４および１／１０の深さにて、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて結晶方位解析を行うことによって求めた。フェライト、パーライト、粒状セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイト体積率については、圧延方向と平行な板厚断面を鏡面研磨してナイタールまたはピクリン酸により現出させた組織の板表面から１／４の深さを走査電子顕微鏡により観察して、形態および炭化物の析出状態などから組織を判別して点算法で測定した。もしくは、圧延方向と平行な板厚断面を電解研磨などで試料調整し、いた表面から１／４の深さをＥＢＳＰ法を用いて、形態および炭化物の析出状態なども考慮して判別し、画像解析により測定した。残留オーステナイト体積率についてはエメリー研磨後化学研磨した板表面から１／４の深さの板表面と平行な面において、ＣｏＫα線によりフェライトの（２００）、（１１０）および（２１１）面積分強度とオーステナイトの（２００）、（２２０）および（１１１）面積分強度を測定し、強度平均法と直接比較法により計算して求めた。   The ferrite grain size and its grain size distribution are analyzed by crystal orientation analysis using the EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method at a depth of 1/4 and 1/10 of the plate thickness from the plate surface. Asked. For ferrite, pearlite, granular cementite, bainite, and martensite volume fraction, the thickness of the sheet cross-section parallel to the rolling direction is mirror-polished to a depth of 1/4 from the surface of the structure developed by nital or picric acid. Observation was made with a scanning electron microscope, and the structure was discriminated from the morphology, the precipitation state of carbides, and the like, and measured by a point calculation method. Alternatively, the thickness of the plate parallel to the rolling direction is adjusted by electropolishing, etc., and a depth of 1/4 from the surface is determined using the EBSP method, taking into account the morphology and carbide precipitation state, etc. It was measured by analysis. Regarding the volume fraction of retained austenite, the strength of (200), (110), and (211) areas of ferrite by the CoKα line on the plane parallel to the plate surface that is 1/4 depth from the chemically polished plate surface after emery polishing. The (200), (220) and (111) area strengths of austenite were measured and calculated by the strength average method and the direct comparison method.

なお、本実施例で製造した鋼板のフェライト相以外の第２相の組織は、パーライト、ベイナイト、そして、粒内の球状セメンタイト又は粒界セメンタイトであった。   The structure of the second phase other than the ferrite phase of the steel sheet produced in this example was pearlite, bainite, and intragranular spherical cementite or grain boundary cementite.

機械的性質については、引張特性をＪＩＳ５号引張試験片にて行い、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲ及び全伸びＥｌ（％）を評価した。   For mechanical properties, tensile properties were measured with JIS No. 5 tensile test pieces, and tensile strength TS (MPa), yield ratio YR and total elongation El (%) were evaluated.

熱的安定性については、７００℃の塩浴に１０、３０又は６０分間浸した後、急冷し、上記と同じ方法で粒径を測定し、焼鈍前粒径ｄ₀（μｍ）と焼鈍後粒径ｄ₁（μｍ）の差を、焼鈍時間（ｍｉｎ）で割り算をすることによって、平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）を算出した。 Regarding thermal stability, after immersing in a salt bath at 700 ° C. for 10, 30 or 60 minutes, rapidly cool, measure the particle size by the same method as above, the particle size d ₀ (μm) before annealing and the particles after annealing By dividing the difference in the diameter d ₁ (μm) by the annealing time (min), the increase rate X (μm / min) of the average crystal grain size was calculated.

表３に、このようにして得られた熱延鋼板の組織とその性質および引張試験結果を示す。   Table 3 shows the structure, properties, and tensile test results of the hot-rolled steel sheet thus obtained.

本発明例に係る試験番号１、２、９および１２〜２１はすべての要件を満たしている。一方、比較例に係る試験番号３〜５は十分に細粒化しておらず、ＴＳが(4)式を満たしていない。試験番号６はフェライトの平均粒径が粗大である。試験番号７はフェライトの平均粒径が粗大であり、ＴＳが(4)式を満たさず、さらに熱的安定性を示すＤ・Ｘも大きい。試験番号８はフェライトの平均粒径が過剰に細粒化しすぎており、Ｄ・Ｘも大きく、さらに加工性を示すＴＳ×ＥＬも本発明例と比較して小さい。試験番号１０および１１はフェライトの平均粒径が粗大である。   Test Nos. 1, 2, 9 and 12-21 according to the present invention satisfy all requirements. On the other hand, Test Nos. 3 to 5 according to the comparative example are not sufficiently finely divided, and TS does not satisfy the formula (4). In Test No. 6, the average particle diameter of ferrite is coarse. In Test No. 7, the average grain size of ferrite is coarse, TS does not satisfy the formula (4), and D · X indicating thermal stability is also large. In Test No. 8, the average grain size of ferrite is excessively refined, D · X is large, and TS × EL indicating workability is also small compared to the example of the present invention. In test numbers 10 and 11, the average particle diameter of ferrite is coarse.

表４に、これらの鋼板のスポット溶接性を評価した結果を示す。表４中の試験番号１、２、９および１２〜２１が本発明に係る超微細粒熱延鋼板であり、そして、試験番号３〜８および１０〜１１が比較例である。比較例は、本発明鋼板とほぼ同程度の引張強度を有する市販の熱延鋼板または冷延鋼板であり、いずれも、スポット溶接における適正溶接条件範囲を求めることで、鋼板のスポット溶接性を評価した。   Table 4 shows the results of evaluating the spot weldability of these steel sheets. Test numbers 1, 2, 9, and 12 to 21 in Table 4 are the ultrafine grained hot rolled steel sheets according to the present invention, and test numbers 3 to 8 and 10 to 11 are comparative examples. The comparative example is a commercially available hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet having a tensile strength almost the same as that of the steel sheet of the present invention, and both evaluate the spot weldability of the steel sheet by obtaining an appropriate welding condition range in spot welding. did.

評価試験のために、３０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を切出し、２枚を重ね合わせ、直径８ｍｍのドーム型電極を用いて、加圧力４００ｋｇｆ、通電時間３０cycleとし、溶接電流を種々に変化させて接合した。溶接後の継手に捻り試験を実施して、破断面よりナゲット径を測定し、また溶接作業中にチリ発生電流を測定した。そして、ナゲット径が板厚ｔに対して４√ｔとなる電流およびチリ発生電流を求め、両者の間の電流範囲を適正溶接条件範囲と判断することにより、スポット溶接性を◎〜×で評価した。適正溶接条件範囲の評価基準は次のとおりである。
◎：適正溶接条件範囲３．５ＫＡ以上、
○：適正溶接条件範囲２．８ＫＡ以上３．５ＫＡ未満、
△：適正溶接条件範囲２．３ＫＡ以上２．８ＫＡ未満、
×：適正溶接条件範囲２．３ＫＡ未満。
なお、以下ではナゲット径が板厚に対し４√ｔとなる電流を「４√ｔ電流」と記す。 For the evaluation test, a 30 mm × 30 mm test piece was cut out, and the two pieces were overlapped and joined using a dome-shaped electrode with a diameter of 8 mm, with a pressing force of 400 kgf and an energization time of 30 cycles, and with various welding currents. . A torsion test was performed on the joint after welding, the nugget diameter was measured from the fracture surface, and the current generated by dust was measured during the welding operation. Then, the spot weldability is evaluated as ◎ to × by determining the current at which the nugget diameter is 4√t with respect to the plate thickness t and the generation current of dust and determining the current range between the two as the appropriate welding condition range. did. The evaluation criteria for the appropriate welding condition range are as follows.
A: Appropriate welding condition range 3.5KA or more,
○: Appropriate welding condition range 2.8KA or more and less than 3.5KA,
Δ: Appropriate welding condition range 2.3 KA or more and less than 2.8 KA,
X: The appropriate welding condition range is less than 2.3 KA.
Hereinafter, a current having a nugget diameter of 4√t with respect to the plate thickness will be referred to as “4√t current”.

まず、母材引張強さ５９０ＭＰａクラスの鋼板に係る、試験番号１〜７、１３、１５〜１６、１８、２０および２１について、実験結果を説明する。このうち、試験番号１、２、１３、１５〜１６、１８、２０および２１が本発明に係る超微細粒熱延鋼板であり、本発明鋼の４√ｔ電流は、試験番号３〜５の比較鋼よりも、１〜０．５ＫＡだけ高電流側となった。一方、本発明鋼のチリ発生電流は、試験番号３〜５の比較鋼よりも、１〜２．５ＫＡだけ高電流側となっており、この結果、本発明鋼では適正溶接条件範囲の拡大が見られた。   First, an experimental result is demonstrated about the test numbers 1-7, 13, 15-16, 18, 20, and 21 which concern on a steel plate of a base material tensile strength 590MPa class. Among these, the test numbers 1, 2, 13, 15-16, 18, 20 and 21 are the ultrafine-grain hot-rolled steel sheets according to the present invention, and the 4√t current of the steel of the present invention is the test numbers 3-5. It was on the higher current side by 1 to 0.5 KA than the comparative steel. On the other hand, the dust generation current of the steel of the present invention is higher by 1 to 2.5 KA than the comparative steel of test numbers 3 to 5, and as a result, the range of appropriate welding conditions is expanded in the steel of the present invention. It was seen.

次に、母材引張強さ４４０ＭＰａクラスの鋼板について、試験番号８、９、１２、１４および１７について、実験結果を説明する。母材引張強さ４４０ＭＰａクラスの鋼板についても、母材引張強さ５９０ＭＰａクラスの鋼板と同様の結果が得られた。すなわち、本発明鋼に係る試験番号９、１２、１４および１７の適正溶接条件範囲は、試験番号８の比較鋼よりも拡大した。   Next, experimental results will be described for test numbers 8, 9, 12, 14 and 17 for steel plates having a base metal tensile strength of 440 MPa. The same result as that of the steel plate having the base metal tensile strength of 590 MPa was obtained for the steel plate having the base metal tensile strength of 440 MPa. That is, the appropriate welding condition range of test numbers 9, 12, 14 and 17 related to the steel of the present invention was expanded as compared with the comparative steel of test number 8.

さらに、試験番号１０、１１および１９で示される母材強度６５０ＭＰａ以上の鋼板について説明する。このうち、試験番号１９が本発明例である。一般に、母材強度が上昇すると適正電流範囲は減少する傾向であり、これらの３鋼種はいずれも、母材強度４４０〜５９０ＭＰａの材料と比較して、適正電流範囲は減少した。このなかで、試験番号１９は、より低強度の材料である試験番号１０と比較して、広い電流範囲が得られた。   Further, steel plates having a base material strength of 650 MPa or more shown by test numbers 10, 11, and 19 will be described. Of these, test number 19 is an example of the present invention. In general, when the base metal strength increases, the appropriate current range tends to decrease, and in all three steel types, the appropriate current range decreases compared to the material having the base material strength of 440 to 590 MPa. Among these, test number 19 obtained a wider current range than test number 10 which is a lower strength material.

表４には、さらに、スポット溶接継手の特性を評価した結果を示す。前述のとおり、表４中の試験番号１、２、９および１２〜２１が本発明に係る超微細粒熱延鋼板であり、そして、試験番号３〜８および１０〜１１が比較例である。いずれも、スポット溶接継手の剥離方向強度を調べるために、Ｌ字引張り試験を実施した。   Table 4 further shows the results of evaluating the characteristics of the spot welded joint. As described above, test numbers 1, 2, 9 and 12 to 21 in Table 4 are ultrafine grain hot rolled steel sheets according to the present invention, and test numbers 3 to 8 and 10 to 11 are comparative examples. In each case, an L-shaped tensile test was performed to examine the strength in the peel direction of the spot welded joint.

図１に、Ｌ字剥離試験片の形状とＬ字引張試験方法を示す。Ｌ字剥離試験片は、長さ８０ｍｍ×幅３０ｍｍ×厚さ２ｍｍの試験片を２枚用意し、それぞれ長手方向の片側端部から２０ｍｍ離れた位置で９０゜Ｌ字形に折り曲げた後、折り曲げた部分同士をスポット溶接し、長手方向に引っ張って破断させるものである。   FIG. 1 shows the shape of the L-shaped peel test piece and the L-shaped tensile test method. For the L-shaped peel test piece, two test pieces each having a length of 80 mm, a width of 30 mm, and a thickness of 2 mm were prepared, bent into a 90 ° L-shape at a position 20 mm away from one end in the longitudinal direction, and then bent. The parts are spot welded and pulled in the longitudinal direction to break.

このようにして、スポット溶接継手のＬ字引張り試験を実施し、剥離方向応力負荷時の最大荷重および破断形態を求めた。また、溶接部の断面を切出してビッカース硬さ試験により溶接金属のＶＭ硬さ（Ｈｖ）を調査するとともに、剥離方向応力負荷時の最大荷重（ｋＮ）および破断形態を調べた。   In this way, the L-shaped tensile test of the spot welded joint was carried out, and the maximum load and the breaking mode at the time of peeling direction stress load were obtained. Further, a cross section of the welded part was cut out, and the VM hardness (Hv) of the weld metal was examined by a Vickers hardness test, and the maximum load (kN) at the time of peeling direction stress load and the fracture mode were examined.

破断形態としては、ナゲット内破断とボタン破断とがある。ナゲット内破断とはナゲット（溶接金属）の部分で破断したものであるのに対して、ボタン破断はナゲットの外の母材部分で破断したものである。したがって、ボタン破断の方がスポット溶接継手の耐剥離性に優れていることになる。なお、ＨＡＺ軟化部破断は、溶接時の熱影響を受けた母材部分で破断したものであり、スポット溶接継手の耐剥離性としてはボタン破断とナゲット破断の中間に位置することになる。   There are two types of breaks: nugget break and button break. The nugget break is a break at the nugget (welded metal) portion, while the button break is a break at the base material portion outside the nugget. Therefore, the button break is superior in the peel resistance of the spot welded joint. The HAZ softened portion breakage is a breakage in the base material portion affected by heat during welding, and the spot welded joint is located between the button breakage and the nugget breakage as the peel resistance.

したがって、スポット溶接継手の耐剥離性は、ボタン破断が最も優れており、次いでＨＡＺ軟化部破断であり、ナゲット破断が最も劣る。ボタン破断の中でも、その最大荷重（ｋＮ）の数値によって、母材強度レベルにとらわれずに、優劣が判断される。表４中に剥離試験結果を示したが、その耐剥離性◎〜×の評価基準は次のとおりである。
◎：最大荷重４ｋＮ以上、
○：最大荷重３．５ｋＮ以上４ｋＮ未満、
△：最大荷重３．５ｋＮ未満、
×：ナゲット内破断、又は、ＨＡＺ軟化部にて破断。 Accordingly, the peel resistance of the spot-welded joint is best when the button breaks, followed by the HAZ softened part break, and the nugget break is the worst. Even among button breaks, superiority or inferiority is determined by the numerical value of the maximum load (kN) regardless of the strength level of the base material. The peel test results are shown in Table 4. The evaluation criteria for the peel resistances A to X are as follows.
A: Maximum load 4 kN or more,
○: Maximum load 3.5 kN or more and less than 4 kN,
Δ: Maximum load less than 3.5 kN,
X: Fracture at nugget break or HAZ softened part.

まず、母材引張強さ５９０ＭＰａ級の鋼板に係る、試験番号１〜７、１３、１５〜１６、１８および２０〜２１について、ナゲット径が同程度のスポット溶接部に対しビッカース硬さ試験および剥離方向強度試験を行った結果を説明する。   First, for test numbers 1 to 7, 13, 15 to 16, 18 and 20 to 21, relating to steel plates having a base metal tensile strength of 590 MPa, a Vickers hardness test and peeling are performed on spot welds having the same nugget diameter. The results of the directional strength test will be described.

このうち、試験番号１、２、１３、１５〜１６、１８、２０〜２１が本発明鋼に係る超微細粒鋼であり、いずれも、溶接金属の硬さは３５５Ｈｖ以下と溶接金属の効果が小さく、剥離方向の強度試験においては溶接金属の外側での破断となった。これに対して、比較鋼に係る試験番号３、４、５および７の溶接金属の硬さは３８０Ｈｖを超え、剥離方向強度試験においてナゲット内での破断となった。比較鋼に係る試験番号６は、溶接金属の外側で破断したが、溶接金属の硬さが低く同等の溶接金属硬さを有する試験番号１と比較して強度低下がみとめられた。また、試験番号６の強度試験における破断部に位置する熱影響部の金属組織を観察した結果、材料表面での結晶粒成長が見とめられたことから、溶接熱影響部の軟化部で破断したと考えられた。   Among these, the test numbers 1, 2, 13, 15-16, 18, 20-21 are the ultrafine-grained steels according to the steel of the present invention, and the hardness of the weld metal is 355 Hv or less, and the effect of the weld metal is all. In the strength test in the peeling direction, the fracture occurred on the outside of the weld metal. On the other hand, the hardness of the weld metals of test numbers 3, 4, 5 and 7 according to the comparative steel exceeded 380 Hv, and the fracture occurred in the nugget in the peel direction strength test. Test No. 6 relating to the comparative steel was fractured outside the weld metal, but a decrease in strength was observed compared to Test No. 1 having a low weld metal hardness and an equivalent weld metal hardness. Further, as a result of observing the metal structure of the heat affected zone located at the fracture portion in the strength test of test number 6, as a result of observing the growth of crystal grains on the material surface, the fracture occurred at the softened portion of the weld heat affected zone. It was considered.

次に、母材引張強さ４４０ＭＰａ級の鋼板に係る、試験番号８、９、１２、１４および１７について同様の試験を行った結果を説明する。このうち、試験番号９、１２、１４および１７が本発明に係る超微細粒鋼である。上記のすべての材料で溶接金属の外側での破断を得られたが、試験番号９、１２、１４および１７は、比較鋼に係る試験番号８の溶接金属硬さと比較して溶接金属硬さは低く、したがって、発明鋼ではより高い継手強度が得られた。   Next, the result of performing the same test on test numbers 8, 9, 12, 14, and 17 relating to a steel plate having a base metal tensile strength of 440 MPa will be described. Among these, the test numbers 9, 12, 14 and 17 are ultrafine-grained steels according to the present invention. Although all of the above materials gave fractures on the outside of the weld metal, the test numbers 9, 12, 14 and 17 show that the weld metal hardness is lower than the weld metal hardness of test number 8 according to the comparative steel. The joint strength was low and therefore higher joint strength was obtained with the inventive steel.

次に、試験番号１０、１１および１９に示される母材強度６５０ＭＰａ以上の鋼板について説明する。比較鋼に係る試験番号１０および１１は、剥離応力負荷時の最大荷重は試験番号１９に示される本発明鋼と比較して低く、より大きなナゲット径の継手においてもナゲット内破断を示した。   Next, steel sheets having a base material strength of 650 MPa or more shown in test numbers 10, 11, and 19 will be described. Test Nos. 10 and 11 relating to the comparative steels had a lower maximum load at the time of peeling stress load than the steel of the present invention shown in Test No. 19, and showed fractures in the nugget even in a joint with a larger nugget diameter.

上記のように、本発明鋼および比較鋼において、スポット溶接における適正電流範囲の調査およびスポット溶接継手の剥離試験を行った結果、本発明鋼は比較鋼に比して、適正電流範囲と剥離方向強度の両方に秀でた特性を示した。すなわち、母材強度レベル５９０ＭＰａ級の材料は試験番号１、２、１３、１５、１６、１８、２０および２１に、また、母材強度６５０ＭＰａ級以上の材料は試験番号１９に、それぞれ、示すとおりである。   As described above, in the steel of the present invention and the comparative steel, as a result of investigating the appropriate current range in spot welding and the peel test of the spot welded joint, the steel of the present invention has an appropriate current range and peeling direction compared to the comparative steel. Excellent properties in both strengths. That is, a material with a base material strength level of 590 MPa class is shown in test numbers 1, 2, 13, 15, 16, 18, 20, and 21, and a material with a base material strength of 650 MPa class or more is shown in test number 19, respectively. It is.

試験番号１、６及び８の母材を用いて、図２に示すとおり、スポット溶接部を各１２点有する形状の部材を３種類作製した。それぞれ、イ、ロ及びハに示した形状の部材を作成して軸圧壊試験を実施し、スポット溶接点１２点中のボタン破断点数およびナゲット内破断点数をカウントし、それぞれの圧壊特性を評価した。その結果を、表５に示す。   Using the base materials of test numbers 1, 6 and 8, three types of members having a shape having 12 spot welds each were prepared as shown in FIG. A member having the shape shown in (a), (b) and (c) was prepared, an axial crush test was conducted, the number of button break points and the number of break points in the nugget were counted among 12 spot weld points, and the respective crush characteristics were evaluated. . The results are shown in Table 5.

表５中の試験番号１が本発明に係るスポット溶接部材であり、試験番号６と８（比較材）は、試験番号１と同程度の母材強度を有する熱延鋼板を使用したスポット溶接部材である。   Test No. 1 in Table 5 is a spot welded member according to the present invention, and Test Nos. 6 and 8 (comparative materials) are spot welded members using hot-rolled steel sheets having the same base material strength as Test No. 1. It is.

本発明に係るスポット溶接部材は、いずれの形状においても、同形状の比較材よりも、ナゲット内での破断点が減少した。   The spot welded member according to the present invention has a reduced breaking point in the nugget in any shape as compared with the comparative material having the same shape.

本発明に係る熱延鋼板およびスポット溶接部材は、溶接金属を著しく硬化させるＣを過剰に含有させず、また高価な元素を多量に含有させることなく、スポット溶接における適正溶接条件範囲が広いので、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの用途に用いることができる。   Since the hot-rolled steel sheet and spot welded member according to the present invention do not contain excessive C that hardens the weld metal excessively and do not contain a large amount of expensive elements, the range of appropriate welding conditions in spot welding is wide. It can be used for applications such as for automobiles, home appliances, machine structures, and buildings.

Ｌ字剥離試験片の形状とＬ字引張試験方法を示す。The shape of the L-shaped peel test piece and the L-shaped tensile test method are shown. スポット溶接部を各１２点有する形状の部材の３種類（イ、ロ及びハ）を示す。Three types (i, b, and c) of members having 12 spot welds each are shown.

Claims (6)

フェライトを主相とし、体積率で５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイト、３％未満の残留オーステナイトの内、１種もしくは２種以上を総量で５０％未満含有する炭素鋼または低合金鋼からなり、Ｃ含有量が０．０１〜０．１５質量％およびＰ含有量が０．０５％以下の鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、かつ、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が下記(4)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
ＴＳ（ＴＳ／１７０−１）／１０００≧Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｍｎ・・・・・(4)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、Ｘは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を、そして、ＴＳは鋼板の引張り強度（ＭＰａ）を示す。 Ferrite as the main phase, less than 50% bainite, less than 30% pearlite, less than 5% granular cementite, less than 5% martensite, less than 1% retained austenite, one or two It is a steel plate comprising carbon steel or low alloy steel containing less than 50% in total, with a C content of 0.01 to 0.15 mass% and a P content of 0.05% or less , from the steel plate surface The average grain size D (μm) of ferrite at a depth of 1/4 of the plate thickness satisfies the following formulas (1) and (2), and the depth position of 1/4 of the plate thickness from the steel plate surface The increase rate X (μm / min) of the average crystal grain size of ferrite at 700 ° C. and the average crystal grain size D (μm) satisfy the following formula (3), and the tensile strength TS (MPa) is Hot-rolled steel sheet characterized by satisfying formula (4) .
1.2 ≦ D ≦ 7 (1) Formula D ≦ 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (2) Formula D · X ≦ 0.1 (3) Formula TS (TS / 170-1) / 1000 ≧ Si + Al + Mn · (4) where D is the average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface, and C, Mn, Si and Al are steel, respectively. The content (mass%) of each element in the steel, X is the rate of increase (700 μm / min) at 700 ° C. of the average crystal grain size D (μm) of ferrite at a depth of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface And TS indicates the tensile strength (MPa) of the steel sheet. フェライトを主相とし、体積率で５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイト、３％未満の残留オーステナイトの内、１種もしくは２種以上を総量で５０％未満含有する炭素鋼または低合金鋼からなり、Ｃ含有量が０．０１〜０．１５質量％およびＰ含有量が０．０５％以下の鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ_２（μｍ）が下記の(5)式を満足し、かつ、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が下記(4)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
ＴＳ（ＴＳ／１７０−１）／１０００≧Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｍｎ・・・・・(4)式
Ｄ_２≦２．０＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(5)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、ＴＳは鋼板の引張り強度（ＭＰａ）を、そして、Ｄ_２は鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。 Ferrite as the main phase, less than 50% bainite, less than 30% pearlite, less than 5% granular cementite, less than 5% martensite, less than 1% retained austenite, one or two It is a steel plate comprising carbon steel or low alloy steel containing less than 50% in total, with a C content of 0.01 to 0.15 mass% and a P content of 0.05% or less , from the steel plate surface The average crystal grain size D (μm) of ferrite at a depth of ¼ of the plate thickness satisfies the following formulas (1) and (2), and the average crystal of ferrite at a depth of 100 μm from the steel sheet surface A hot-rolled steel sheet having a particle size D ₂ (μm) satisfying the following formula (5) and a tensile strength TS (MPa) satisfying the following formula (4).
1.2 ≦ D ≦ 7 (1) Formula D ≦ 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (2) Formula TS (TS / 170-1) / 1000 ≧ Si + Al + Mn (4) Formula D ₂ ≦ 2.0 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (5) Formula where D is the average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface, and C, Mn, Si and Al are the contents (mass%) of each element in the steel, respectively. TS represents the tensile strength (MPa) of the steel sheet, and D ₂ represents the average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth of 100 μm from the steel sheet surface. フェライトを主相とし、体積率で５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイト、３％未満の残留オーステナイトの内、１種もしくは２種以上を総量で５０％未満含有する炭素鋼または低合金鋼からなり、Ｃ含有量が０．０１〜０．１５質量％およびＰ含有量が０．０５％以下の鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ_２（μｍ）が下記の(5)式を満足し、かつ、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が下記(4)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
ＴＳ（ＴＳ／１７０−１）／１０００≧Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｍｎ・・・・・(4)式
Ｄ_２≦２．０＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(5)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、Ｘは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を、ＴＳは鋼板の引張り強度（ＭＰａ）を、そして、Ｄ_２は鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。 Ferrite as the main phase, less than 50% bainite, less than 30% pearlite, less than 5% granular cementite, less than 5% martensite, less than 1% retained austenite, one or two It is a steel plate comprising carbon steel or low alloy steel containing less than 50% in total, with a C content of 0.01 to 0.15 mass% and a P content of 0.05% or less , from the steel plate surface The average grain size D (μm) of ferrite at a depth of 1/4 of the plate thickness satisfies the following formulas (1) and (2), and the depth position of 1/4 of the plate thickness from the steel plate surface The increase rate X (μm / min) at 700 ° C. of the average crystal grain size of ferrite and the average crystal grain size D (μm) satisfy the following formula (3), and ferrite at a depth of 100 μm from the steel sheet surface: Average grain size D ₂ (μ m) satisfies the following formula (5), and the tensile strength TS (MPa) satisfies the following formula (4).
1.2 ≦ D ≦ 7 (1) Formula D ≦ 2.7 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (2) Formula D · X ≦ 0.1 (3) Formula TS (TS / 170-1) / 1000 ≧ Si + Al + Mn · (4) Formula D ₂ ≦ 2.0 + 5000 / (5 + 350 · C + 40 · Mn) ² (5) where D is a ferrite at a depth position of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface. The average crystal grain size (μm) of C, Mn, Si and Al are the content (mass%) of each element in the steel, respectively, and X is the depth position of ¼ of the plate thickness from the steel sheet surface. the increase rate (μm / min) at an average 700 ° C. of the crystal grain size D ([mu] m) of the ferrite, TS is tensile strength of the steel sheet a (MPa), in, _{D 2} steel plate Mean terms of the ferrite at a depth position of 100μm showing the crystal grain size ([mu] m). 降伏比ＹＲが０．８０以上であることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板。   The hot rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the yield ratio YR is 0.80 or more. 鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、フェライトの結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(6)式を満足するフェライト結晶粒のフェライトに占める面積割合が８０％以上であることを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の熱延鋼板。
Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)式
ここで、ｄはフェライトの結晶粒径（μｍ）、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。 The ratio of the ferrite crystal grains satisfying the following formula (6) to the ferrite at 80% or more of the ferrite crystal grain diameter d (μm) at a depth position of 1/4 of the plate thickness from the steel sheet surface. The hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 4, wherein
D / 3 ≦ d ≦ 3D (6) where d is the crystal grain size (μm) of ferrite, and D is the thickness of the steel sheet from the surface of the steel sheet. The average crystal grain size (μm) of ferrite at a depth position of / 4 is shown. 請求項１から５までのいずれかに記載の熱延鋼板をスポット溶接にて組み立ててなるスポット溶接部材。
A spot-welded member obtained by assembling the hot-rolled steel sheet according to claim 1 by spot welding.

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