JP5070866B2 - 熱延鋼板およびスポット溶接部材 - 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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

（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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

(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。

(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。

(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。

(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。

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。

(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。

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。

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。

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。

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。

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。

(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。

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。

(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。

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。

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。

(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。

１．２≦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。

(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。

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。

(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。

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。

(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。

(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。

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。

(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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

（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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

Ｌ字剥離試験片の形状とＬ字引張試験方法を示す。 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。

Claims (6)

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。
   １．２≦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。
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。
   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。
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。
   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。
4. 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。
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、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。
6. 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。
   

Images