本发明涉及适用于汽车、电机等的板厚0.4mm以上且3.0mm以下的冷轧钢板，特别地涉及拉伸强度为980MPa以上的点焊性优异的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从地球环境保护的观点考虑，汽车的燃料效率提高变得重要，并且正在推进车体的轻量化。针对于此，使所使用的钢板变得高强度化、使板厚变薄是最有效的手段。另外，提高乘客的安全性的技术也是重要的课题，针对于此，使所使用的钢板变得高强度化是有效的对策。以上述的钢板的高强度化为目的，以往，对热轧及后续的连续退火条件进行严格管理，并且向钢板中添加C、Mn等各种合金元素。
另一方面，在冷轧钢板用作汽车用部件时，通常的方法是，在成型加工之后，通过将钢板彼此焊接而将其接合，并精加工为所期望的形状。因此，为了确保作为车体结构的优异的安全性，不仅是冷轧钢板母材，而且对于包括焊接金属和焊接热影响区的区域而言，也需要优异的机械特性。以往，作为用于确保作为汽车用的冷轧钢板的优异的焊接部特性的对策，一般对C、Mn等提高淬透性的合金元素、和P、S等有助于焊接部的微观偏析的杂质元素的添加量进行限制。
然而，由于对于提高强度和提高点焊性而言C、Mn等合金成分的添加是相反的，因此要实现既满足拉伸强度：980MPa以上的高强度化又满足点焊性是极困难的。
例如，对于作为通常的汽车用钢板的接合方法而使用的电阻点焊而言，在将钢板加热至熔点后，通过进行骤冷，焊接金属成为粗大的柱状的凝固马氏体单相组织。另外，加热至Ac3点以上的温度范围的焊接热影响区(以下，也称为Ac3点以上的焊接热影响区)也成为比较粗大的马氏体组织。因此，与母材相比，焊接金属及Ac3点以上的焊接热影响区的硬度变高，易于发生脆化。另外，对于仅加热至小于Ac3点的温度范围的焊接热影响区(以下，也称为小于Ac3点的焊接热影响区)而言，易于发生由回火效应引起的强度降低，母材强度变得越高，则相对于母材而言，其软化度越有变大的倾向。通常，由于焊接部成为不同于母材的、不连续形状，因此易于发生应力集中，另外不能避免由焊接热影响引起的残余应力的产生。因此，特别是对于高强度钢板而言，在遍及焊接金属-焊接热影响区-母材范围的区域中，强度的不连续变得显著，与母材相比易于招致点焊部的断裂强度的降低。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-167338号公报
专利文献2：日本专利第4530606号公报
专利文献3：日本专利第4883216号公报
专利文献4：日本专利第5142068号公报
专利文献5：日本专利第5323552号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
像这样，对于专利文献1～5等提出的高强度钢板而言，其现状是，不能在实现充分的经济效率、生产率的同时，既满足拉伸强度：980MPa以上的高强度化又满足充分改善点焊性。
本发明鉴于上述现状而开发，其目的在于，在不招致制造成本增大、生产率降低的情况下，提供拉伸强度为980MPa以上的点焊性优异的冷轧钢板、及其有利的制造方法。
需要说明的是，在本发明中，所谓“点焊性优异”，是指在根据JISZ3137(1999)进行的十字拉伸试验中，十字拉伸力为10kN/点以上且断裂形态为塞子断裂(plug failure)，另外根据JISZ3139(2009)进行的点焊部的截面试验中，自焊接金属部至母材部的区域的维氏硬度的最大值与最小值之差ΔHV小于120。
用于解决问题的手段
因而，发明人为解决上述问题，潜心研究了有关钢板的化学成分、制造方法及决定显微组织的各种重要因素，获得如下发现。
(1)为了实现拉伸强度：980MPa以上，严密地调节钢板的化学组成，并进一步适当地控制Ti与N的质量％比(Ti/N)是重要的。
这是因为，通过适当控制Ti/N，从而表现出借助TiN的生成所引起的细晶强化和析出强化。不仅如此，还因为，通过抑制Nb氮化物的生成，在退火过程中能够确保固溶状态的Nb，由此表现出延迟加热时进行再结晶的效果，这有助于钢板的高强度化。
(2)要实现优异的点焊性，重要的是，抑制焊接金属及Ac3点以上的焊接热影响区的脆化，另一方面，抑制小于Ac3点的焊接热影响区的软化。
这里，对于抑制焊接金属及Ac3点以上的焊接热影响区的脆化而言，在焊接金属及焊接热影响区中，需要尽量减少固溶N，使晶粒微细化，及抑制过度的硬化。
另外，通过在钢中存在适量的固溶Nb，在焊接时的冷却过程的低温范围形成NbC，因此能够抑制小于Ac3点的焊接热影响区中的软化。
(3)要有效地表现出上述效果，需要适当控制退火后的冷轧钢板中的Ti及Nb的存在状态。
另外，对于获得所期望的Ti及Nb的存在状态，重要的是，在严密调节钢板的成分组成及Ti/N的基础上，适当控制制造条件、特别是热轧条件及退火条件。
本发明基于上述发现、并在进一步研究的基础上而完成。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1、一种点焊性优异的冷轧钢板，具有如下的钢组成：以质量％计，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与N的质量比：Ti/N为2.5以上7.5以下，余部由Fe及不可避免的杂质构成，
钢中的Ti之中的70质量％以上以析出物的形式存在，另一方面，钢中的Nb之中的15质量％以上以固溶Nb的形式存在，并且
拉伸强度为980MPa以上。
2、所述1记载的点焊性优异的冷轧钢板，其中，以质量％计，所述钢组成进一步含有选自
Mo：0.01～1.0％，
Cu：1.0％以下，
Ni：1.0％以下，及
V：0.1％以下中的一种或两种以上。
3、一种点焊性优异的冷轧钢板的制造方法，具有下述工序：
当将Ts设为下述式(1)所示的温度时，将具有所述1或2记载的钢组成的钢材加热至(Ts-50)℃以上且(Ts+200)℃以下的温度范围，进行精轧结束温度：850℃以上的热轧后，在650℃以下的温度进行卷绕，从而制成热轧钢板的工序，
将所述热轧钢板冷轧，从而制成冷轧钢板的工序，
将所述冷轧钢板加热至700℃以上且900℃以下的温度范围，在之后的冷却过程中，以平均冷却速度：12℃/秒以上且100℃/秒以下冷却至200℃以上且450℃以下的温度范围，在所述温度范围保持30秒以上且600秒以下的时间，进行连续退火的工序，
Ts(℃)＝6770/[2.26-log10{[％Nb]×([％C]+0.86[％N])}]-273···(1)
这里，[％Nb]、[％C]及[％N]分别表示钢中的Nb、C及N的含量(质量％)。
发明效果
根据本发明，能够在不招致制造成本增大、生产率降低的情况下，获得拉伸强度：980MPa以上的点焊性优异的冷轧钢板。
另外，通过使用本发明的冷轧钢板，能够提高汽车等钢结构物制作时的制造效率、对汽车乘员的安全性，此外随着燃料效率提高大大有助于环境负荷的减轻。
具体实施方式
以下，具体说明本发明。
首先，在本发明中，对将钢材的成分组成限定在所述的范围内的理由进行说明。需要说明的是，钢材的成分组成中的元素含量的单位均为“质量％”，以下，除非另有说明，仅以“％”表示。
C：0.05～0.13％
C在使钢强化方面是最重要的元素，具有高固溶强化能力。为获得这样的效果，需要含有0.05％以上的C。另一方面，当C量大于0.13％时，母材中的马氏体相增多从而显著硬化，扩孔性变差。因此，C量限定为0.05～0.13％的范围。优选为0.06～0.12％的范围。
Si：0.05～2.0％
Si作为脱氧材料而发挥作用，是制钢上必要的元素。另外，Si具有固溶于钢从而借助固溶强化使钢板变得高强度化的效果。为了获得这样的效果，需要含有0.05％以上的Si。另一方面，当Si量大于2.0％时，焊接金属及焊接热影响区的韧性显著劣化，焊接部的断裂强度降低。因此，Si量限定为0.05～2.0％的范围。优选为0.10～1.60％的范围。
Mn：1.5～4.0％
Mn具有以较便宜的价格增加钢的淬透性的效果，为了确保拉伸强度：980MPa以上的母材强度，需要含有1.5％以上的Mn量。另一方面，当Mn量大于4.0％时，焊接部的断裂强度降低，并且母材的微观偏析变大，促进以母材偏析部为起点的延迟断裂的产生。因此，Mn量限定为1.5～4.0％的范围。优选为1.7～3.8％的范围。
P：0.05％以下
P为固溶强化能力大的元素，但与Mn同样促进微观偏析。因此，当P量大于0.05％时，不仅是母材会脆化，而且晶界偏析部易于成为延迟断裂的产生起点。因而，P以0.05％为上限，期望尽可能减少。然而，过度的P减少由于会导致精制成本高升从而在经济上是不利的，因此P的下限期望设为0.005％左右。
S：0.005％以下
S由于在晶界偏析从而降低热轧时的延展性，因此以0.005％上限，期望尽可能减少。
Al：0.01～0.10％
Al作为脱氧剂而发挥作用，是在钢板的钢水脱氧工艺中最通用的元素。另外，通过将钢中的固溶N固定从而形成AlN，从而具有抑制由固溶N引起的脆化的效果。为了获得这样的效果，需要含有0.01％以上的Al。另一方面，当Al量大于0.10％时，促进板坯制造时的表面开裂。因此，Al量限定为0.01～0.10％的范围。优选为0.02～0.07％的范围。
Cr：0.05～1.0％
Cr具有以较便宜的价格增加钢的淬透性的效果，并且是延迟退火过程中的中硬度相的贝氏体转变、生成高硬度相的马氏体、从而有助于提高钢的强度的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.05％以上的Cr。另一方面，当Cr量大于1.0％时，不仅会由于过度的强度上升而促进脆化，而且在经济方面也是不利的。因此，Cr量限定为0.05～1.0％的范围。优选为0.07～0.8％的范围。
Nb：0.010～0.070％
Nb是在冷轧后的退火加热过程中，以固溶Nb的形式存在从而表现出溶质拖曳效应，延迟通过冷轧生成的加工组织的再结晶，由此使退火后的钢板变得高强度化的重要元素。另外，通过热轧及退火工序生成的NbC使母材及焊接热影响区的显微组织变得微细化，从而改善韧性。为了获得这样的效果，需要含有0.010％以上的Nb。另一方面，当Nb量大于0.070％时，粗大的碳氮化物析出，促进板坯制造时的表面开裂，并且有时成为破坏的起点。因此，Nb量限定为0.010～0.070％的范围。优选为0.015～0.060％的范围。
Ti：0.005～0.040％
Ti是在本发明中重要的元素，通过将固溶N固定从而形成TiN，从而具有抑制母材、焊接金属及焊接热影响区中的晶粒的粗大化的效果，并且具有通过固溶N的减少从而抑制脆化的效果。另外，通过TiN的形成，在热轧及退火工序中，借助抑制Nb氮化物的生成从而确保规定量的固溶Nb，从而有助于有效使退火后的钢板变得高强度化。为了获得这样的效果，需要含有0.005％以上的Ti。另一方面，当Ti量大于0.040％时，析出非常硬且脆的TiC，从而促进脆化。因此，Ti量限定为0.005～0.040％的范围。优选为0.010～0.035％。
N：0.0005～0.0065％
N作为不可避免的杂质而包含在钢中，但通过适量添加Ti，可形成TiN，从而表现出在焊接时抑制焊接金属及焊接热影响区中的晶粒的粗大化的效果。为了获得这样的效果，需要将N量设为0.0005％以上。另一方面，当N量大于0.0065％时，由于固溶N的增多，耐时效性显著降低。因此，N量限定为0.0005～0.0065％的范围。优选为0.0010～0.0060％。
另外，在本发明中，重要的是设为上述成分组成，并且适当控制Ti与N的质量％比：Ti/N。
Ti/N：2.5以上且7.5以下
通过将Ti/N控制在上述的范围内，能够表现出由TiN的生成带来的细晶强化和析出强化。另外，通过抑制Nb氮化物的生成，能够在退火过程中确保适量的固溶Nb，由此而表现出的延迟加热时的再结晶进行的效果有助于钢板的高强度化。另外，在焊接金属及焊接热影响区中，有助于固溶N的减少及晶粒的微细化，并且防止焊接金属及焊接热影响区的脆化。
这里，当Ti/N小于2.5时，钢板中的固溶N增加，从而促进脆化。另一方面，当Ti/N大于7.5时，非常硬且脆的TiC在钢板中生成，延展性降低、乃至脆化变得显著。因此，Ti/N限定为2.5～7.5的范围。优选为3.0～7.0的范围。
以上，对基本成分进行了说明，根据需要，本发明中能够含有选自Mo、Cu、Ni及V之中的一种或两种以上。
Mo：0.01～1.0％
Mo是有助于提高钢的强度的元素。为了获得这样的效果，需要添加0.01％以上的Mo。另一方面，当Mo量大于1.0％时，不仅会由于过度的强度上升而促进脆化，而且在经济方面也是不利的。因此，在含有Mo的情况下，Mo量设为0.01～1.0％的范围。优选为0.03～0.8％的范围。
Cu：1.0％以下
Cu为有助于提高钢的强度的元素，但当Cu量大于1.0％时，产生热脆性从而使钢板的表面性状变差。因此，在含有Cu的情况下，Cu量设为1.0％以下。
Ni：1.0％以下
Ni为有助于提高钢的强度的元素，但当Ni量大于1.0％时，其效果饱和、且在经济方面变得不利。因此，在含有Ni的情况下，Ni量设为1.0％以下。
V：0.1％以下
V为有助于提高钢的强度的元素，但当V量大于0.1％时，母材延展性变差。因此，在含有V的情况下，V量设为0.1％以下。
在本发明的钢板中的成分组成之中，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。
以上，对本发明的钢板中的成分组成进行了说明，但在本发明中，适当控制Ti及Nb在钢中的存在形态是极为重要的。
在钢中以析出物的形式存在的Ti的比例：70质量％以上
在退火过程中，组织由于Ti析出物而微细化，最终得到的冷轧钢板的扩孔性提高。另外，在退火后的冷轧钢板中，当Ti以析出物的形式存在时，由焊接时的焊接热历史引起的焊接热影响区的晶粒的粗大化被抑制，焊接部的断裂强度提高。为了获得这样的效果，需要钢中的Ti之中的70质量％以上以析出物的形式存在。优选为75质量％以上。另外，在钢中以析出物的形式存在的Ti的比例的上限没有特别规定，但当为100质量％时，由于固溶N的残存而导致韧性大幅变差。因此，在钢中以析出物的形式存在的Ti的比例优选设为小于100质量％，更优选设为小于98质量％。
需要说明的是，析出物的形态主要是单独的TiN、或TiN与其他析出物的复合析出物，但当Ti氧化物或Ti碳化物小于全体的Ti系析出物个数的10％时，即便混入的情况下也可以忽略其影响。另外，析出物以外、在钢中的Ti的存在形态为固溶Ti。
在钢中以固溶Nb的形式存在的Nb的比例：15质量％以上
当Nb以固溶状态存在时，在退火过程中，通过加热时的再结晶抑制效果，从而有助于使钢变得高强度化，并且具有抑制小于Ac3点的焊接热影响区的软化的效果。
为了获得这样的效果，需要钢中的Nb之中的15质量％以上以固溶Nb的形式存在。优选为20质量％以上。
需要说明的是，对钢中以固溶Nb的形式存在的Nb的比例的上限没有特别规定，但即便钢中的固溶Nb量变得过多，上述的效果也会饱和，并且制造成本上升。因此，钢中以固溶Nb的形式存在的Nb的比例优选设为70质量％以下。
另外，固溶Nb以外的、钢中的Nb的存在形态为Nb析出物，作为这样的Nb析出物，可举出诸如NbC的Nb碳化物、Nb碳氮化物等。
下面，对本发明的制造方法进行说明。需要说明的是，制造条件中的钢板的温度意思是钢板的表面温度。
将上述成分组成的钢水用转炉、电炉等公知的方法熔炼，并利用连续铸造法或铸锭-初轧法等公知的方法制成规定尺寸的板坯等钢材。需要说明的是，自不必说，也可以对钢水附加进行钢包精制、真空脱气等处理。
接下来，将所得钢材直接、或者暂时冷却后加热至(Ts-50)℃以上且(Ts+200)℃以下的温度范围，通过精轧结束温度：850℃以上进行热轧后，在650℃以下卷绕从而制成热轧钢板。
需要说明的是，Ts由下式(1)定义。
Ts(℃)＝6770/[2.26-log10{[％Nb]×([％C]+0.86[％N])}]-273···(1)
这里，[％Nb]、[％C]及[％N]分别表示钢中的Nb、C及N的含量(质量％)。
加热温度：(Ts-50)℃以上且(Ts+200)℃以下
在钢材的熔炼时结晶析出的粗大的、包含Nb的碳氮化物无助于钢板的高强度化。因此，重要的是，在热轧前的加热阶段中，将粗大的Nb系结晶产物暂时固溶于钢中，在此后的轧制、冷却、退火等过程中，再次以微细的Nb碳化物、碳氮化物的形式析出。
这里，加热温度小于(Ts-50)℃的情况下，加热不充分，因此Nb系结晶产物不能充分地固溶于钢中，退火后的强度不足。另一方面，当大于(Ts+200)℃时，上述效果饱和。另外，Ti结晶产物完全固溶，从而在退火后适量的Ti难以以析出物的形式存在。此外，用于加热的燃料成本增加，并且由于剥落(scale off)增多而导致成品率减低，因此在经济方面是不利的。因而，加热温度设为(Ts-50)℃以上且(Ts+200)℃以下。优选为(Ts-20)℃以上且(Ts+170)℃以下。
精轧结束温度：850℃以上
当精轧结束温度小于850℃时，不仅轧制效率降低，而且轧制负载增大，对轧制机的负荷变大。因此，精轧结束温度设为850℃以上。
卷绕温度：650℃以下
当热轧钢板的卷绕温度大于650℃时，卷绕中析出的NbC变得过度粗大化，因此易于发生脆化，易于成为破坏的起点。因此，需要将热轧钢板的卷绕温度设为650℃以下。优选为620℃以下。需要说明的是，对热轧钢板的卷绕温度的下限没有特别规定，但过度的温度降低会降低制造效率，因此优选设为400℃左右。
接着，对所得热轧钢板进行冷轧，从而制成冷轧钢板。这里，无需对冷轧的条件做特别规定，但为了在退火后确保所期望的强度，优选将总压下率设为30％以上。另一方面，为了避免对轧制机施加过度的负荷，优选将总压下率设为80％以下。
然后，在以下条件下对以上述方式获得的冷轧钢板进行连续退火。
连续退火的加热温度：700℃以上且900℃以下
当连续退火的加热温度低于700℃时，奥氏体的逆转变变得不充分，之后冷却时生成的硬质的马氏体或贝氏体的量变得不充分，不能得到所期望的强度。另一方面，当高于900℃时，奥氏体晶粒的粗大化变得显著，母材的扩孔性及焊接热影响区的韧性变差。因此，连续退火的加热温度设为700℃以上且900℃以下。优选为720℃以上且880℃以下。
需要说明的是，对加热后的保持时间无需特别规定，但为了确保均匀的温度分布和稳定的显微组织，优选保持15秒以上。另一方面，长时间的保持由于不仅会招致制造效率的降低，而且会招致奥氏体晶粒的粗大化，因此优选将保持时间设为600秒以下。
平均冷却速度：12℃/秒以上且100℃/秒以下
当加热后的冷却过程中的平均冷却速度小于12℃/秒时，冷却中软质的铁素体相过剩地生成，从而变得难以确保所期望的强度。另外，冷却过程中由于Nb过度地发生再析出，因此确保所期望量的固溶Nb变得困难。此外，冷却的过程中生成粗大的铁素体相、珠光体相，强度降低。另一方面，当退火后的平均冷却速度大于100℃/秒时，钢板形状的确保变得困难。因此，退火处理后的平均冷却速度设为12℃/秒以上且100℃/秒以下。优选为14℃/秒以上且70℃/秒以下。
冷却停止温度：200℃以上且450℃以下
当冷却停止温度低于200℃时，由于钢板的输送速度会极端降低，因此在制造效率的方面而言不优选。另一方面，当在高于450℃的温度停止冷却时，冷却停止后会过剩地生成比较软质的贝氏体相从而确保所期望的强度变得困难。另外，由于冷却停止后，Nb过度地发生再析出，因此确保所期望的量的固溶Nb变得困难。此外，铁素体等软质的组织过度地生成，从而强度变得不足。因此，冷却停止温度设为200℃以上且450℃以下。优选为230℃以上且420℃以下。
冷却停止温度范围的保持时间：30秒以上且600秒以下
当冷却停止温度范围的保持时间小于30秒时，钢板内的温度、材质的均匀性降低。另一方面，当冷却停止温度范围的保持时间大于600秒时，制造效率降低。因此，冷却停止温度范围的保持时间设为30秒以上且600秒以下。
实施例
将表1所示成分组成的钢用转炉熔炼后，进行钢包精制，通过连续铸造制成钢板坯。接着，对钢板坯在表2所示条件下进行热轧，从而制成热轧钢板。之后，在表2所示条件下对上述热轧钢板进行冷轧、连续退火，从而得到成为制品板的冷轧钢板。
对于由此得到的冷轧钢板，按以下的要领，实施(1)析出物的提取残渣分析、(2)拉伸试验、及(3)点焊试验。
(1)析出物的提取残渣分析
从以上述方式得到的各冷轧钢板收集电解提取用试验片，对于所述试验片，使用AA系电解液(乙酰丙酮四甲基氯化铵的乙醇溶液)进行电解处理，通过过滤提取残渣。
对提取的残渣，用纯水定容为100ml，利用高频电感耦合等离子体(Inductively Coupled Plasma)发光分光法测定Ti量，将测定的Ti量作为以析出物的形式存在的Ti量。另外，同样地，测定提取的残渣中的Nb量，从试验片中所含的全部Nb量减去该测定的Nb量，从而算出固溶Nb量。
将由此算出的以析出物的形式存在的Ti量及固溶Nb量分别除以试验片中含有的全部Ti量及Nb量，从而求出在钢中以析出物的形式存在的Ti的比例及钢中以固溶Nb的形式存在的Nb的比例。将上述的评价结果示于表3。
(2)拉伸试验
在相对于轧制方向为直角的方向上，取JIS5号拉伸试验片，按照JISZ2241(2011)，测定拉伸强度(TS)及总伸长率(El)。将这些评价结果示于表3。需要说明的是，这里将TS≥980MPa、E1≥13％以上的试验片判定为良好。
(3)点焊试验
·十字拉伸试验
使用按上述方式得到的冷轧钢板，制作按照JISZ3137(1999)的十字形拉伸试验片。这里，对于十字形拉伸试验片的制作中的点焊，按照日本焊接协会标准：WES7301，在熔核直径为6.0mm的焊接条件下实施。
接着，使用所制作的十字形拉伸试验片，按照JISZ3137(1999)实施十字拉伸试验。这里，将十字拉伸力为10kN/点以上、且断裂形态为塞子断裂的试验片判断为点焊性优异。
·截面试验
另外，按照JISZ3139(2009)，实施截面试验。
即，在与制作上述十字形拉伸试验片的条件相同的条件下，将相同钢种的2片冷轧钢板进行点焊。接着，在将垂直于钢板表面而切出的焊接部截面进行抛光后，进行硝酸乙醇溶液腐蚀，从而制成硬度测定用试验片。按照JISZ2244(2009)，以0.9807N的试验力，在从板厚方向中心位置起0.5mm上方及0.5mm下方的位置，在与钢板表面平行的方向的2个方向上，从熔核的中心位置起以0.5mm的节距，从焊接金属部至母材部实施维氏硬度试验，求出测定的维氏硬度的最大值与最小值之差(ΔHV)。这里，将ΔHV小于120的试验片判断为点焊性优异。
将上述评价结果一并记于表3。
表3
下划线表示在适当范围外
如表3所示，对于发明例而言，均获得了拉伸强度：980MPa以上，并且十字拉伸力为10kN/点以上，且断裂形态为塞子断裂，另外维氏硬度的最大值与最小值之差ΔHV小于120这样优异的点焊性。另外，发明例中总伸长率均为13％以上。
另一方面，在比较例中，母材的拉伸强度及总伸长率、以及点焊试验中的十字拉伸力及断裂形态、维氏硬度的最大值与最小值之差(ΔHV)中的至少一者是不充分的。