點焊性優異的冷軋鋼板及其製造方法與流程

2023-06-06 11:54:56

本發明涉及適用於汽車、電機等的板厚0.4mm以上且3.0mm以下的冷軋鋼板，特別地涉及拉伸強度為980MPa以上的點焊性優異的冷軋鋼板及其製造方法。

背景技術：

近年來，從地球環境保護的觀點考慮，汽車的燃料效率提高變得重要，並且正在推進車體的輕量化。針對於此，使所使用的鋼板變得高強度化、使板厚變薄是最有效的手段。另外，提高乘客的安全性的技術也是重要的課題，針對於此，使所使用的鋼板變得高強度化是有效的對策。以上述的鋼板的高強度化為目的，以往，對熱軋及後續的連續退火條件進行嚴格管理，並且向鋼板中添加C、Mn等各種合金元素。

另一方面，在冷軋鋼板用作汽車用部件時，通常的方法是，在成型加工之後，通過將鋼板彼此焊接而將其接合，並精加工為所期望的形狀。因此，為了確保作為車體結構的優異的安全性，不僅是冷軋鋼板母材，而且對於包括焊接金屬和焊接熱影響區的區域而言，也需要優異的機械特性。以往，作為用於確保作為汽車用的冷軋鋼板的優異的焊接部特性的對策，一般對C、Mn等提高淬透性的合金元素、和P、S等有助於焊接部的微觀偏析的雜質元素的添加量進行限制。

然而，由於對於提高強度和提高點焊性而言C、Mn等合金成分的添加是相反的，因此要實現既滿足拉伸強度：980MPa以上的高強度化又滿足點焊性是極困難的。

例如，對於作為通常的汽車用鋼板的接合方法而使用的電阻點焊而言，在將鋼板加熱至熔點後，通過進行驟冷，焊接金屬成為粗大的柱狀的凝固馬氏體單相組織。另外，加熱至Ac3點以上的溫度範圍的焊接熱影響區(以下，也稱為Ac3點以上的焊接熱影響區)也成為比較粗大的馬氏體組織。因此，與母材相比，焊接金屬及Ac3點以上的焊接熱影響區的硬度變高，易於發生脆化。另外，對於僅加熱至小於Ac3點的溫度範圍的焊接熱影響區(以下，也稱為小於Ac3點的焊接熱影響區)而言，易於發生由回火效應引起的強度降低，母材強度變得越高，則相對於母材而言，其軟化度越有變大的傾向。通常，由於焊接部成為不同於母材的、不連續形狀，因此易於發生應力集中，另外不能避免由焊接熱影響引起的殘餘應力的產生。因此，特別是對於高強度鋼板而言，在遍及焊接金屬-焊接熱影響區-母材範圍的區域中，強度的不連續變得顯著，與母材相比易於招致點焊部的斷裂強度的降低。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2012-167338號公報

專利文獻2：日本專利第4530606號公報

專利文獻3：日本專利第4883216號公報

專利文獻4：日本專利第5142068號公報

專利文獻5：日本專利第5323552號公報

技術實現要素：

發明所要解決的問題

像這樣，對於專利文獻1～5等提出的高強度鋼板而言，其現狀是，不能在實現充分的經濟效率、生產率的同時，既滿足拉伸強度：980MPa以上的高強度化又滿足充分改善點焊性。

本發明鑑於上述現狀而開發，其目的在於，在不招致製造成本增大、生產率降低的情況下，提供拉伸強度為980MPa以上的點焊性優異的冷軋鋼板、及其有利的製造方法。

需要說明的是，在本發明中，所謂「點焊性優異」，是指在根據JISZ3137(1999)進行的十字拉伸試驗中，十字拉伸力為10kN/點以上且斷裂形態為塞子斷裂(plug failure)，另外根據JISZ3139(2009)進行的點焊部的截面試驗中，自焊接金屬部至母材部的區域的維氏硬度的最大值與最小值之差ΔHV小於120。

用於解決問題的手段

因而，發明人為解決上述問題，潛心研究了有關鋼板的化學成分、製造方法及決定顯微組織的各種重要因素，獲得如下發現。

(1)為了實現拉伸強度：980MPa以上，嚴密地調節鋼板的化學組成，並進一步適當地控制Ti與N的質量％比(Ti/N)是重要的。

這是因為，通過適當控制Ti/N，從而表現出藉助TiN的生成所引起的細晶強化和析出強化。不僅如此，還因為，通過抑制Nb氮化物的生成，在退火過程中能夠確保固溶狀態的Nb，由此表現出延遲加熱時進行再結晶的效果，這有助於鋼板的高強度化。

(2)要實現優異的點焊性，重要的是，抑制焊接金屬及Ac3點以上的焊接熱影響區的脆化，另一方面，抑制小於Ac3點的焊接熱影響區的軟化。

這裡，對於抑制焊接金屬及Ac3點以上的焊接熱影響區的脆化而言，在焊接金屬及焊接熱影響區中，需要儘量減少固溶N，使晶粒微細化，及抑制過度的硬化。

另外，通過在鋼中存在適量的固溶Nb，在焊接時的冷卻過程的低溫範圍形成NbC，因此能夠抑制小於Ac3點的焊接熱影響區中的軟化。

(3)要有效地表現出上述效果，需要適當控制退火後的冷軋鋼板中的Ti及Nb的存在狀態。

另外，對於獲得所期望的Ti及Nb的存在狀態，重要的是，在嚴密調節鋼板的成分組成及Ti/N的基礎上，適當控制製造條件、特別是熱軋條件及退火條件。

本發明基於上述發現、並在進一步研究的基礎上而完成。

即，本發明的主旨構成如下所述。

1、一種點焊性優異的冷軋鋼板，具有如下的鋼組成：以質量％計，含有：

C：0.05～0.13％，

Si：0.05～2.0％，

Mn：1.5～4.0％，

P：0.05％以下，

S：0.005％以下，

Al：0.01～0.10％，

Cr：0.05～1.0％，

Nb：0.010～0.070％，

Ti：0.005～0.040％及

N：0.0005～0.0065％

Ti與N的質量比：Ti/N為2.5以上7.5以下，餘部由Fe及不可避免的雜質構成，

鋼中的Ti之中的70質量％以上以析出物的形式存在，另一方面，鋼中的Nb之中的15質量％以上以固溶Nb的形式存在，並且

拉伸強度為980MPa以上。

2、所述1記載的點焊性優異的冷軋鋼板，其中，以質量％計，所述鋼組成進一步含有選自

Mo：0.01～1.0％，

Cu：1.0％以下，

Ni：1.0％以下，及

V：0.1％以下中的一種或兩種以上。

3、一種點焊性優異的冷軋鋼板的製造方法，具有下述工序：

當將Ts設為下述式(1)所示的溫度時，將具有所述1或2記載的鋼組成的鋼材加熱至(Ts-50)℃以上且(Ts+200)℃以下的溫度範圍，進行精軋結束溫度：850℃以上的熱軋後，在650℃以下的溫度進行卷繞，從而製成熱軋鋼板的工序，

將所述熱軋鋼板冷軋，從而製成冷軋鋼板的工序，

將所述冷軋鋼板加熱至700℃以上且900℃以下的溫度範圍，在之後的冷卻過程中，以平均冷卻速度：12℃/秒以上且100℃/秒以下冷卻至200℃以上且450℃以下的溫度範圍，在所述溫度範圍保持30秒以上且600秒以下的時間，進行連續退火的工序，

Ts(℃)＝6770/[2.26-log10{[％Nb]×([％C]+0.86[％N])}]-273···(1)

這裡，[％Nb]、[％C]及[％N]分別表示鋼中的Nb、C及N的含量(質量％)。

發明效果

根據本發明，能夠在不招致製造成本增大、生產率降低的情況下，獲得拉伸強度：980MPa以上的點焊性優異的冷軋鋼板。

另外，通過使用本發明的冷軋鋼板，能夠提高汽車等鋼結構物製作時的製造效率、對汽車乘員的安全性，此外隨著燃料效率提高大大有助於環境負荷的減輕。

具體實施方式

以下，具體說明本發明。

首先，在本發明中，對將鋼材的成分組成限定在所述的範圍內的理由進行說明。需要說明的是，鋼材的成分組成中的元素含量的單位均為「質量％」，以下，除非另有說明，僅以「％」表示。

C：0.05～0.13％

C在使鋼強化方面是最重要的元素，具有高固溶強化能力。為獲得這樣的效果，需要含有0.05％以上的C。另一方面，當C量大於0.13％時，母材中的馬氏體相增多從而顯著硬化，擴孔性變差。因此，C量限定為0.05～0.13％的範圍。優選為0.06～0.12％的範圍。

Si：0.05～2.0％

Si作為脫氧材料而發揮作用，是制鋼上必要的元素。另外，Si具有固溶於鋼從而藉助固溶強化使鋼板變得高強度化的效果。為了獲得這樣的效果，需要含有0.05％以上的Si。另一方面，當Si量大於2.0％時，焊接金屬及焊接熱影響區的韌性顯著劣化，焊接部的斷裂強度降低。因此，Si量限定為0.05～2.0％的範圍。優選為0.10～1.60％的範圍。

Mn：1.5～4.0％

Mn具有以較便宜的價格增加鋼的淬透性的效果，為了確保拉伸強度：980MPa以上的母材強度，需要含有1.5％以上的Mn量。另一方面，當Mn量大於4.0％時，焊接部的斷裂強度降低，並且母材的微觀偏析變大，促進以母材偏析部為起點的延遲斷裂的產生。因此，Mn量限定為1.5～4.0％的範圍。優選為1.7～3.8％的範圍。

P：0.05％以下

P為固溶強化能力大的元素，但與Mn同樣促進微觀偏析。因此，當P量大於0.05％時，不僅是母材會脆化，而且晶界偏析部易於成為延遲斷裂的產生起點。因而，P以0.05％為上限，期望儘可能減少。然而，過度的P減少由於會導致精製成本高升從而在經濟上是不利的，因此P的下限期望設為0.005％左右。

S：0.005％以下

S由於在晶界偏析從而降低熱軋時的延展性，因此以0.005％上限，期望儘可能減少。

Al：0.01～0.10％

Al作為脫氧劑而發揮作用，是在鋼板的鋼水脫氧工藝中最通用的元素。另外，通過將鋼中的固溶N固定從而形成AlN，從而具有抑制由固溶N引起的脆化的效果。為了獲得這樣的效果，需要含有0.01％以上的Al。另一方面，當Al量大於0.10％時，促進板坯製造時的表面開裂。因此，Al量限定為0.01～0.10％的範圍。優選為0.02～0.07％的範圍。

Cr：0.05～1.0％

Cr具有以較便宜的價格增加鋼的淬透性的效果，並且是延遲退火過程中的中硬度相的貝氏體轉變、生成高硬度相的馬氏體、從而有助於提高鋼的強度的元素。為了獲得這樣的效果，需要含有0.05％以上的Cr。另一方面，當Cr量大於1.0％時，不僅會由於過度的強度上升而促進脆化，而且在經濟方面也是不利的。因此，Cr量限定為0.05～1.0％的範圍。優選為0.07～0.8％的範圍。

Nb：0.010～0.070％

Nb是在冷軋後的退火加熱過程中，以固溶Nb的形式存在從而表現出溶質拖曳效應，延遲通過冷軋生成的加工組織的再結晶，由此使退火後的鋼板變得高強度化的重要元素。另外，通過熱軋及退火工序生成的NbC使母材及焊接熱影響區的顯微組織變得微細化，從而改善韌性。為了獲得這樣的效果，需要含有0.010％以上的Nb。另一方面，當Nb量大於0.070％時，粗大的碳氮化物析出，促進板坯製造時的表面開裂，並且有時成為破壞的起點。因此，Nb量限定為0.010～0.070％的範圍。優選為0.015～0.060％的範圍。

Ti：0.005～0.040％

Ti是在本發明中重要的元素，通過將固溶N固定從而形成TiN，從而具有抑制母材、焊接金屬及焊接熱影響區中的晶粒的粗大化的效果，並且具有通過固溶N的減少從而抑制脆化的效果。另外，通過TiN的形成，在熱軋及退火工序中，藉助抑制Nb氮化物的生成從而確保規定量的固溶Nb，從而有助於有效使退火後的鋼板變得高強度化。為了獲得這樣的效果，需要含有0.005％以上的Ti。另一方面，當Ti量大於0.040％時，析出非常硬且脆的TiC，從而促進脆化。因此，Ti量限定為0.005～0.040％的範圍。優選為0.010～0.035％。

N：0.0005～0.0065％

N作為不可避免的雜質而包含在鋼中，但通過適量添加Ti，可形成TiN，從而表現出在焊接時抑制焊接金屬及焊接熱影響區中的晶粒的粗大化的效果。為了獲得這樣的效果，需要將N量設為0.0005％以上。另一方面，當N量大於0.0065％時，由於固溶N的增多，耐時效性顯著降低。因此，N量限定為0.0005～0.0065％的範圍。優選為0.0010～0.0060％。

另外，在本發明中，重要的是設為上述成分組成，並且適當控制Ti與N的質量％比：Ti/N。

Ti/N：2.5以上且7.5以下

通過將Ti/N控制在上述的範圍內，能夠表現出由TiN的生成帶來的細晶強化和析出強化。另外，通過抑制Nb氮化物的生成，能夠在退火過程中確保適量的固溶Nb，由此而表現出的延遲加熱時的再結晶進行的效果有助於鋼板的高強度化。另外，在焊接金屬及焊接熱影響區中，有助於固溶N的減少及晶粒的微細化，並且防止焊接金屬及焊接熱影響區的脆化。

這裡，當Ti/N小於2.5時，鋼板中的固溶N增加，從而促進脆化。另一方面，當Ti/N大於7.5時，非常硬且脆的TiC在鋼板中生成，延展性降低、乃至脆化變得顯著。因此，Ti/N限定為2.5～7.5的範圍。優選為3.0～7.0的範圍。

以上，對基本成分進行了說明，根據需要，本發明中能夠含有選自Mo、Cu、Ni及V之中的一種或兩種以上。

Mo：0.01～1.0％

Mo是有助於提高鋼的強度的元素。為了獲得這樣的效果，需要添加0.01％以上的Mo。另一方面，當Mo量大於1.0％時，不僅會由於過度的強度上升而促進脆化，而且在經濟方面也是不利的。因此，在含有Mo的情況下，Mo量設為0.01～1.0％的範圍。優選為0.03～0.8％的範圍。

Cu：1.0％以下

Cu為有助於提高鋼的強度的元素，但當Cu量大於1.0％時，產生熱脆性從而使鋼板的表面性狀變差。因此，在含有Cu的情況下，Cu量設為1.0％以下。

Ni：1.0％以下

Ni為有助於提高鋼的強度的元素，但當Ni量大於1.0％時，其效果飽和、且在經濟方面變得不利。因此，在含有Ni的情況下，Ni量設為1.0％以下。

V：0.1％以下

V為有助於提高鋼的強度的元素，但當V量大於0.1％時，母材延展性變差。因此，在含有V的情況下，V量設為0.1％以下。

在本發明的鋼板中的成分組成之中，上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質。

以上，對本發明的鋼板中的成分組成進行了說明，但在本發明中，適當控制Ti及Nb在鋼中的存在形態是極為重要的。

在鋼中以析出物的形式存在的Ti的比例：70質量％以上

在退火過程中，組織由於Ti析出物而微細化，最終得到的冷軋鋼板的擴孔性提高。另外，在退火後的冷軋鋼板中，當Ti以析出物的形式存在時，由焊接時的焊接熱歷史引起的焊接熱影響區的晶粒的粗大化被抑制，焊接部的斷裂強度提高。為了獲得這樣的效果，需要鋼中的Ti之中的70質量％以上以析出物的形式存在。優選為75質量％以上。另外，在鋼中以析出物的形式存在的Ti的比例的上限沒有特別規定，但當為100質量％時，由於固溶N的殘存而導致韌性大幅變差。因此，在鋼中以析出物的形式存在的Ti的比例優選設為小於100質量％，更優選設為小於98質量％。

需要說明的是，析出物的形態主要是單獨的TiN、或TiN與其他析出物的複合析出物，但當Ti氧化物或Ti碳化物小於全體的Ti系析出物個數的10％時，即便混入的情況下也可以忽略其影響。另外，析出物以外、在鋼中的Ti的存在形態為固溶Ti。

在鋼中以固溶Nb的形式存在的Nb的比例：15質量％以上

當Nb以固溶狀態存在時，在退火過程中，通過加熱時的再結晶抑制效果，從而有助於使鋼變得高強度化，並且具有抑制小於Ac3點的焊接熱影響區的軟化的效果。

為了獲得這樣的效果，需要鋼中的Nb之中的15質量％以上以固溶Nb的形式存在。優選為20質量％以上。

需要說明的是，對鋼中以固溶Nb的形式存在的Nb的比例的上限沒有特別規定，但即便鋼中的固溶Nb量變得過多，上述的效果也會飽和，並且製造成本上升。因此，鋼中以固溶Nb的形式存在的Nb的比例優選設為70質量％以下。

另外，固溶Nb以外的、鋼中的Nb的存在形態為Nb析出物，作為這樣的Nb析出物，可舉出諸如NbC的Nb碳化物、Nb碳氮化物等。

下面，對本發明的製造方法進行說明。需要說明的是，製造條件中的鋼板的溫度意思是鋼板的表面溫度。

將上述成分組成的鋼水用轉爐、電爐等公知的方法熔煉，並利用連續鑄造法或鑄錠-初軋法等公知的方法製成規定尺寸的板坯等鋼材。需要說明的是，自不必說，也可以對鋼水附加進行鋼包精製、真空脫氣等處理。

接下來，將所得鋼材直接、或者暫時冷卻後加熱至(Ts-50)℃以上且(Ts+200)℃以下的溫度範圍，通過精軋結束溫度：850℃以上進行熱軋後，在650℃以下卷繞從而製成熱軋鋼板。

需要說明的是，Ts由下式(1)定義。

Ts(℃)＝6770/[2.26-log10{[％Nb]×([％C]+0.86[％N])}]-273···(1)

這裡，[％Nb]、[％C]及[％N]分別表示鋼中的Nb、C及N的含量(質量％)。

加熱溫度：(Ts-50)℃以上且(Ts+200)℃以下

在鋼材的熔煉時結晶析出的粗大的、包含Nb的碳氮化物無助於鋼板的高強度化。因此，重要的是，在熱軋前的加熱階段中，將粗大的Nb繫結晶產物暫時固溶於鋼中，在此後的軋制、冷卻、退火等過程中，再次以微細的Nb碳化物、碳氮化物的形式析出。

這裡，加熱溫度小於(Ts-50)℃的情況下，加熱不充分，因此Nb繫結晶產物不能充分地固溶於鋼中，退火後的強度不足。另一方面，當大於(Ts+200)℃時，上述效果飽和。另外，Ti結晶產物完全固溶，從而在退火後適量的Ti難以以析出物的形式存在。此外，用於加熱的燃料成本增加，並且由於剝落(scale off)增多而導致成品率減低，因此在經濟方面是不利的。因而，加熱溫度設為(Ts-50)℃以上且(Ts+200)℃以下。優選為(Ts-20)℃以上且(Ts+170)℃以下。

精軋結束溫度：850℃以上

當精軋結束溫度小於850℃時，不僅軋制效率降低，而且軋制負載增大，對軋制機的負荷變大。因此，精軋結束溫度設為850℃以上。

卷繞溫度：650℃以下

當熱軋鋼板的卷繞溫度大於650℃時，卷繞中析出的NbC變得過度粗大化，因此易於發生脆化，易於成為破壞的起點。因此，需要將熱軋鋼板的卷繞溫度設為650℃以下。優選為620℃以下。需要說明的是，對熱軋鋼板的卷繞溫度的下限沒有特別規定，但過度的溫度降低會降低製造效率，因此優選設為400℃左右。

接著，對所得熱軋鋼板進行冷軋，從而製成冷軋鋼板。這裡，無需對冷軋的條件做特別規定，但為了在退火後確保所期望的強度，優選將總壓下率設為30％以上。另一方面，為了避免對軋制機施加過度的負荷，優選將總壓下率設為80％以下。

然後，在以下條件下對以上述方式獲得的冷軋鋼板進行連續退火。

連續退火的加熱溫度：700℃以上且900℃以下

當連續退火的加熱溫度低於700℃時，奧氏體的逆轉變變得不充分，之後冷卻時生成的硬質的馬氏體或貝氏體的量變得不充分，不能得到所期望的強度。另一方面，當高於900℃時，奧氏體晶粒的粗大化變得顯著，母材的擴孔性及焊接熱影響區的韌性變差。因此，連續退火的加熱溫度設為700℃以上且900℃以下。優選為720℃以上且880℃以下。

需要說明的是，對加熱後的保持時間無需特別規定，但為了確保均勻的溫度分布和穩定的顯微組織，優選保持15秒以上。另一方面，長時間的保持由於不僅會招致製造效率的降低，而且會招致奧氏體晶粒的粗大化，因此優選將保持時間設為600秒以下。

平均冷卻速度：12℃/秒以上且100℃/秒以下

當加熱後的冷卻過程中的平均冷卻速度小於12℃/秒時，冷卻中軟質的鐵素體相過剩地生成，從而變得難以確保所期望的強度。另外，冷卻過程中由於Nb過度地發生再析出，因此確保所期望量的固溶Nb變得困難。此外，冷卻的過程中生成粗大的鐵素體相、珠光體相，強度降低。另一方面，當退火後的平均冷卻速度大於100℃/秒時，鋼板形狀的確保變得困難。因此，退火處理後的平均冷卻速度設為12℃/秒以上且100℃/秒以下。優選為14℃/秒以上且70℃/秒以下。

冷卻停止溫度：200℃以上且450℃以下

當冷卻停止溫度低於200℃時，由於鋼板的輸送速度會極端降低，因此在製造效率的方面而言不優選。另一方面，當在高於450℃的溫度停止冷卻時，冷卻停止後會過剩地生成比較軟質的貝氏體相從而確保所期望的強度變得困難。另外，由於冷卻停止後，Nb過度地發生再析出，因此確保所期望的量的固溶Nb變得困難。此外，鐵素體等軟質的組織過度地生成，從而強度變得不足。因此，冷卻停止溫度設為200℃以上且450℃以下。優選為230℃以上且420℃以下。

冷卻停止溫度範圍的保持時間：30秒以上且600秒以下

當冷卻停止溫度範圍的保持時間小於30秒時，鋼板內的溫度、材質的均勻性降低。另一方面，當冷卻停止溫度範圍的保持時間大於600秒時，製造效率降低。因此，冷卻停止溫度範圍的保持時間設為30秒以上且600秒以下。

實施例

將表1所示成分組成的鋼用轉爐熔煉後，進行鋼包精製，通過連續鑄造製成鋼板坯。接著，對鋼板坯在表2所示條件下進行熱軋，從而製成熱軋鋼板。之後，在表2所示條件下對上述熱軋鋼板進行冷軋、連續退火，從而得到成為製品板的冷軋鋼板。

對於由此得到的冷軋鋼板，按以下的要領，實施(1)析出物的提取殘渣分析、(2)拉伸試驗、及(3)點焊試驗。

(1)析出物的提取殘渣分析

從以上述方式得到的各冷軋鋼板收集電解提取用試驗片，對於所述試驗片，使用AA系電解液(乙醯丙酮四甲基氯化銨的乙醇溶液)進行電解處理，通過過濾提取殘渣。

對提取的殘渣，用純水定容為100ml，利用高頻電感耦合等離子體(Inductively Coupled Plasma)發光分光法測定Ti量，將測定的Ti量作為以析出物的形式存在的Ti量。另外，同樣地，測定提取的殘渣中的Nb量，從試驗片中所含的全部Nb量減去該測定的Nb量，從而算出固溶Nb量。

將由此算出的以析出物的形式存在的Ti量及固溶Nb量分別除以試驗片中含有的全部Ti量及Nb量，從而求出在鋼中以析出物的形式存在的Ti的比例及鋼中以固溶Nb的形式存在的Nb的比例。將上述的評價結果示於表3。

(2)拉伸試驗

在相對於軋制方向為直角的方向上，取JIS5號拉伸試驗片，按照JISZ2241(2011)，測定拉伸強度(TS)及總伸長率(El)。將這些評價結果示於表3。需要說明的是，這裡將TS≥980MPa、E1≥13％以上的試驗片判定為良好。

(3)點焊試驗

·十字拉伸試驗

使用按上述方式得到的冷軋鋼板，製作按照JISZ3137(1999)的十字形拉伸試驗片。這裡，對於十字形拉伸試驗片的製作中的點焊，按照日本焊接協會標準：WES7301，在熔核直徑為6.0mm的焊接條件下實施。

接著，使用所製作的十字形拉伸試驗片，按照JISZ3137(1999)實施十字拉伸試驗。這裡，將十字拉伸力為10kN/點以上、且斷裂形態為塞子斷裂的試驗片判斷為點焊性優異。

·截面試驗

另外，按照JISZ3139(2009)，實施截面試驗。

即，在與製作上述十字形拉伸試驗片的條件相同的條件下，將相同鋼種的2片冷軋鋼板進行點焊。接著，在將垂直於鋼板表面而切出的焊接部截面進行拋光後，進行硝酸乙醇溶液腐蝕，從而製成硬度測定用試驗片。按照JISZ2244(2009)，以0.9807N的試驗力，在從板厚方向中心位置起0.5mm上方及0.5mm下方的位置，在與鋼板表面平行的方向的2個方向上，從熔核的中心位置起以0.5mm的節距，從焊接金屬部至母材部實施維氏硬度試驗，求出測定的維氏硬度的最大值與最小值之差(ΔHV)。這裡，將ΔHV小於120的試驗片判斷為點焊性優異。

將上述評價結果一併記於表3。

表3

下劃線表示在適當範圍外

如表3所示，對於發明例而言，均獲得了拉伸強度：980MPa以上，並且十字拉伸力為10kN/點以上，且斷裂形態為塞子斷裂，另外維氏硬度的最大值與最小值之差ΔHV小於120這樣優異的點焊性。另外，發明例中總伸長率均為13％以上。

另一方面，在比較例中，母材的拉伸強度及總伸長率、以及點焊試驗中的十字拉伸力及斷裂形態、維氏硬度的最大值與最小值之差(ΔHV)中的至少一者是不充分的。