JP3671827B2

JP3671827B2 - High-tensile steel plate with excellent hot dipping properties

Info

Publication number: JP3671827B2
Application number: JP2000300406A
Authority: JP
Inventors: 和秀石井; 千昭加藤; 一典大澤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-09-29
Filing date: 2000-09-29
Publication date: 2005-07-13
Anticipated expiration: 2020-09-29
Also published as: JP2002105591A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、高張力鋼板の表面に、亜鉛、アルミニウム、亜鉛−アルミニウム合金などの溶融めっき（合金化したものを含む。以下同じ）を施した、自動車の車体などに用いて好適な溶融めっき性に優れた高張力鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の衝突安全性の向上、燃費改善のための軽量化並びに地球環境の保全の観点から、自動車用鋼板として、表面に溶融亜鉛めっきなどを施した高張力溶融めっき鋼板の適用が増加している。
この高張力溶融めっき鋼板を得るには、めっき性に優れ、かつ溶融めっき浴を通過した後、あるいはさらに合金化処理が施された後、所望の強度および加工性が得られる鋼板を原板に用いることが肝要である。
【０００３】
一般に、鋼板の強度を増加させるには、SiやMnなどを添加しているが、これらの元素を添加した鋼板を、例えば連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Continuous Galvanizing Line ）にてめっき処理すると、めっき前の焼鈍工程で、鋼板表面にSiやMn等の濃化層が形成され、めっき性が低下することが知られている。
【０００４】
この現象は、めっき前に還元性雰囲気で焼鈍する際に、該雰囲気はFeにとっては還元性であっても、鋼中のSiやMn等には酸化性であるために、鋼板表面でSiやMnが選択酸化されて酸化物層が形成される結果、表面にこれら元素の濃化が生じたものである。このような表面酸化物は、溶融亜鉛の鋼板への濡れ性を著しく低下させるため、高張力鋼板をめっき原板とする溶融亜鉛めっき鋼板ではめっき性が低下し、とりわけSiやMn等の含有量が高い場合には、部分的にめっきがされない、いわゆる不めっきが生じるという問題があった。
【０００５】
このような高張力鋼板におけるめっき性の低下を改善するものとして、例えば特開昭55−122865号公報には、めっき時の加熱に先だって高酸素分圧下で鋼板を強制的に酸化したのちに還元する方法が、また特開昭58−104163号公報には、溶融めっきを施す前にプレめっきを行う方法が、それぞれ提案されている。
【０００６】
しかし、前者の方法では、強制酸化での表面酸化物の制御が十分に行われないこと、鋼中成分およびめっき条件によっては必ずしも安定なめっきが保証されないところに問題を残していた。一方、後者の方法では、余分なプロセスを付加しなくてはならないため、製造コストの上昇をまねくことが問題であった。
【０００７】
また、特開平６−287684号公報には、Ｐ、SiおよびMnの添加量を最適化することにより、めっき性を改善した高強度鋼板が開示されている。さらに、特開平７−70723 号公報および特開平8-85858 号公報には、めっき前に予め再結晶焼鈍して表面酸化物を生成させ、この酸化物を酸洗除去したのち、溶融亜鉛めっきを行う方法が提案されている。しかしながら、これらの方法によっても、Si含有量が高い鋼種では不めっきを完全に防止できないという問題が残っていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
この発明の目的は、上記の問題を有利に解決するものであり、特にSiあるいはMn含有量が多い高張力鋼をめっき原板とする、不めっきの発生しない溶融めっき性に優れた高張力鋼板を提供しようとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記の問題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、鋼成分について、Ｓ量を極低レベルまで低減するか、あるいは過剰のＳをCa、ＹまたはREM （希土類元素）で固定すると、表面でのSiやMnの表面濃化が抑制され、めっき性の大幅な向上が達成できることを見出した。
【００１０】
この発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
(1) Ｃ：0.03mass％以上0.20mass％以下、Si：1.5 mass％以下、Mn：1.2 mass％以上3.5 mass％以下、Al：0.1 mass％以下、Ｐ：0.12mass％以下、Ｓ：0.001mass％未満、Ｎ：0.010 mass％以下およびCr：0.5 mass％以下を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になることを特徴とする溶融めっき性に優れた高張力鋼板。
【００１１】
(2) Ｃ：0.03mass％以上0.20mass％以下、Si：1.5 mass％以下、Mn：1.2 mass％以上3.5 mass％以下、Al：0.1 mass％以下、Ｐ：0.12mass％以下、Ｓ：0.005mass％以下、Ｎ：0.010 mass％以下およびCr：0.5 mass％以下を含み、さらにCa, ＹおよびREM のいずれか１種または２種以上を合計で0.02mass％以下で含有し、かつＳ量を下記式を満足する範囲に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になることを特徴とする溶融めっき性に優れた高張力鋼板。
記
Ｓ＜0.001 ＋0.8 Ca＋0.3 Ｙ＋0.2 REM
【００１２】
(3) 上記(1) または(2) において、鋼板が、さらにTi、NbおよびＶのいずれか１種または２種以上を合計で1.0 mass％以下で含有する成分組成になることを特徴とする溶融めっき性に優れた高張力鋼板。
【００１３】
(4) 上記(1) 、(2) または(3) において、鋼板が、さらにCu、 NiおよびMoのいずれか１種または２種以上を合計で0.05mass％以上2.0 mass％以下の範囲で、かつCu：0.5 mass％未満の下に含有する成分組成になることを特徴とする溶融めっき性に優れた高張力鋼板。
【００１４】
【発明の実施の形態】
この発明は、上述したように、鋼中のＳ量を低減するか、あるいは過剰のＳをCa、ＹまたはREM で固定するところに主な特徴がある。
そこで、以下に、この発明の高張力鋼板における、各成分範囲の限定理由について詳しく述べる。
【００１５】
Ｃ：0.03mass％以上0.20mass％以下
Ｃは、鋼の重要な基本成分の一つであり、低温で生成するベイナイト相およびマルテンサイト相を通じて強度の向上に寄与するほか、Ti、NbおよびＶのいずれかを含む場合は、その炭化物を析出して強度上昇に寄与する成分である。このＣの含有量が0.03mass％未満では、上記析出物は勿論、ベイナイト相やマルテンサイト相も生成が難しくなり、一方0.20mass％をこえると、スポット溶接性が劣化することから、その含有範囲は0.03〜0.20mass％とする。
【００１６】
Si：1.5 mass％以下
Siは、α相中の固溶Ｃ量を減少させることにより、伸びなどの加工性を向上させる元素であるが、従来はめっき焼鈍での濃化を防止するために可能な限り低減する必要があった。しかし、この発明では、後述するＳに関する規制によって、Siは1.5 mass％以下であれば不めっきなしでめっきを施すことが可能である。すなわち、Siを1.5 mass％を超えて含有させると、めっき焼鈍後の鋼板表面にSi酸化物が生成し不めっき欠陥が発生するため、Siは1.5 mass％以下の範囲とする。なお、Siの下限は、執拗とする機械的性質を考慮して添加すればよく、特に下限を設ける必要はない。
【００１７】
Mn：1.2 mass％以上3.5 mass％以下
Mnは、この発明における重要な成分の１つであり、γ相に濃化してマルテンサイト変態を促進する効果がある。しかし、1.2 mass％未満の添加ではその効果が得られず、一方3.0 mass％を超えると、スポット溶接性およびめっき性を著しく損なうため、Mnは1.2 〜3.5 mass％、好ましくは1.5 〜3.0 mass％の範囲で添加する。
【００１８】
Ｐ：0.12mass％以下
Ｐは、高強度化を安価に達成する上で有効な元素であるが、0.12mass％を超えて含有すると、スポット溶接性を著しく損なうため、0.12mass％以下、好ましくは0.05mass％以下とする。
【００１９】
Ｓ：0.001 mass％未満
Ｓは、めっき焼鈍時のSiおよびMnの表面濃化を促進させてめっき性を劣化するため、このＳの影響を極力排除する必要がある。そのためには、Ｓ量を0.001 mass％未満の極低レベルまで低減することが肝要である。
【００２０】
Ｓ：0.005 mass％以下
Ca, ＹおよびREM ：いずれか１種または２種以上を合計で0.02mass％以下
また、Ｓ量の0.001 mass％未満の極低レベルまで低減しない場合は、Ca、ＹおよびREM のいずれか１種または２種以上を添加してＳをこれらの元素と結合させることによって、Ｓの影響を排除することが可能である。この場合は、Ｓは合計で0.005mass ％以下とすればよい。但し、Ca、ＹおよびREM のいずれか１種または２種以上の添加量が多いと、硫化物が増加して鋼の清浄度が低下するため、0.02mass％以下とする必要がある。
【００２１】
さらに、Ｓは、Ca、ＹおよびREM との関係において、下記の式を満足する範囲に含有量を制限する必要がある。なぜなら、Ca、ＹおよびREM はいずれもＳとの親和性が強く、鋼中のＳをこれらの元素の硫化物ないしは硫、酸化物（いわゆるオキシサルファイド）として固定し、めっき性に悪影響を与える鋼中の固溶Ｓ量を下げる効果を有する。そして、発明者らが数多く実験を行って確認したところ、鋼中のＳ（全Ｓ濃度）が下記の式を満たすときに、Ｓの影響が認められなくなることが判明した。
記
Ｓ＜0.001 ＋0.8 Ca＋0.3 Ｙ＋0.2 REM
【００２２】
Al：0.1 mass％以下
Alは、製鋼段階での脱酸剤として、また時効劣化を引き起こすＮをAlN として固定するのに有効な成分である。しかし、0.1 mass％を超えて含有すると、製造コストの上昇を招くことから、Al量は0.1 mass％以下、好ましくは0.050 mass％以下に抑制する必要がある。なお、0.005 mass％未満では十分に脱酸できないことから、下限を0.005 mass％とすることが好ましい。
【００２３】
Ｎ：0.010 mass％以下
Ｎは、時効劣化をもたらすほか、降伏点（降伏比）の上昇や、降伏伸びの発生を招くことから、0.010 mass％以下、好ましくは0.0050mass％以下に抑制する必要がある。なお、0.0005mass％未満に抑えるためには多大のコストを要するため、下限を0.0005mass％とすることが好ましい。
【００２４】
Cr：0.5 mass％以下
Crは、Mnと同様に、フェライト＋マルテンサイトの複合組織を得るのに有効な成分であるが、めっき性を損ねることから無添加であってもよく、含有を許容する場合にあっても0.5 mass％以下、好ましくは0.2 mass％以下に制限する。
【００２５】
以上の基本成分の下、さらに次の各成分を目的に応じて添加することが可能である。
Ti、NbおよびＶのいずれか１種または２種以上を合計で1.0 mass％以下
Ti、NbおよびＶは、炭化物を形成して鋼を高強度化するのに有効な元素であり、そのためには、いずれか１種または２種以上を合計で0.010 mass％以上で含有することが好ましい。しかし、いずれか１種または２種以上の合計が1.0 mass％超えると、コスト上の不利を招くほか、微細析出物が多くなりすぎて、冷間圧延後の回復・再結晶を抑制し、延性（伸び）を低下させることになる。よって、これらの元素を添加する場合は、その合計量を1.0 mass％以下、好ましくは0.20mass％以下とする。
【００２６】
Cu、 NiおよびMoのいずれか１種または２種以上を合計で0.05mass％以上2.0 mass％以下かつCu：0.5 mass％未満
Cu、NiおよびMoは、溶融めっき鋼板の製造において、SiやMnの表面濃化を低減するのに有効な成分である。すなわち、これらの成分のいずれか１種または２種以上を合計で0.05mass％以上で添加することによって、めっき焼鈍でのSiやMnの表面濃化が低減されるため、良好なめっき性を与えることができる。しかし、Cu、 NiおよびMoのいずれか１種または２種以上の合計が2.0 mass％超えるか、あるいはCuを0.5 mass％以上添加すると、熱延板の表面性状が悪化する。従って、Cu、NiおよびMoは、それらのいずれか１種または２種以上を、Cu：0.5 mass％未満の下に、合計で2.0 mass％以下の範囲で添加する。
【００２７】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成になる鋼塊を、1200℃に加熱し、仕上圧延温度850〜900 ℃で熱間圧延した。この熱延鋼板を酸洗して該鋼板表面のスケールを除去し、圧下率68％で冷間圧延して板厚1.2 mmの冷延板とし、さらに表２に示す条件でＣＡＬおよびＣＧＬを用いて再結晶焼鈍−酸洗−めっき前加熱−溶融めっきの工程になる溶融亜鉛めっき処理を行った。ここで、再結晶焼鈍およびめっき前加熱における雰囲気ガスとしてはそれぞれ（５vol%H₂＋N₂）ガスを用いた。なお、溶融めっき条件は次のとおりである。
・溶融めっき条件
浴温：470 ℃
浸入板温：470 ℃
Al含有率：0.14wt％
めっき付着量（片面当り）：50ｇ／m²
めっき時間：１ｓ
【００２８】
かくして得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、コイル全長について幅中央部と端部から40mm×80mmの試験片を各10枚採取し、直径：１mm以上の不めっきが１個でも観察された試験片は不合格とした。
表２に、その合格枚数の比率から求めた合格率を示す。
【００２９】
【表１】

【００３０】
【表２】

【００３１】
表２から明らかなように、発明例はいずれも、比較例に比べて良好なめっき性を有していることが分かる。
また、発明例１および３については、 490℃で60秒の合金化処理を行ったが、合金化むらの発生は全く観察されなかった。
【００３２】
【発明の効果】
この発明によれば、不めっき欠陥の発生しない溶融めっき性に優れる高張力鋼板を提供することができる。また、この発明によれば、合金化処理性のよい溶融亜鉛めっき鋼板の提供も可能になる。従って、この発明のめっき鋼板を自動車用鋼板に用いることによって、自動車の軽量化、ひいては低燃費化実現することができる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is suitable for use in automobile bodies, etc., in which the surface of a high-tensile steel sheet is subjected to hot-dip plating (including alloyed ones) such as zinc, aluminum, and zinc-aluminum alloy. The present invention relates to a high-tensile steel plate excellent in the above.
[0002]
[Prior art]
In recent years, the application of high-tensile hot dip galvanized steel sheets with hot dip galvanized surfaces has been increasing as steel sheets for automobiles from the viewpoint of improving collision safety of automobiles, reducing weight to improve fuel efficiency, and protecting the global environment. ing.
In order to obtain this high-tensile hot-dip steel sheet, a steel sheet that has excellent plating properties and has desired strength and workability after passing through a hot-dip plating bath or after further alloying treatment is used as an original plate. It is important.
[0003]
Generally, in order to increase the strength of a steel sheet, Si, Mn, and the like are added. When a steel sheet to which these elements are added is plated by, for example, a continuous galvanizing line (CGL), It is known that in the annealing process before plating, a concentrated layer such as Si or Mn is formed on the surface of the steel sheet, and the plating property is lowered.
[0004]
This phenomenon occurs when annealing in a reducing atmosphere prior to plating, even though the atmosphere is reducing for Fe, it is oxidizing to Si, Mn, etc. in the steel. As a result of the selective oxidation of Mn to form an oxide layer, the concentration of these elements occurs on the surface. Such surface oxides significantly reduce the wettability of hot dip zinc to steel plates, so the hot dip galvanized steel plate with a high strength steel plate as the plating base plate has poor plating properties, especially the content of Si, Mn, etc. If it is high, there is a problem that so-called non-plating occurs in which plating is not partially performed.
[0005]
For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 55-122865 discloses a method for improving the reduction in plating properties of such a high-tensile steel plate after forcibly oxidizing the steel plate under a high oxygen partial pressure prior to heating during plating. JP-A-58-104163 proposes a method of performing pre-plating before hot-dip plating.
[0006]
However, the former method has a problem in that the surface oxide is not sufficiently controlled by forced oxidation, and stable plating is not always guaranteed depending on the components in the steel and the plating conditions. On the other hand, in the latter method, since an extra process has to be added, it has been a problem to increase the manufacturing cost.
[0007]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-287684 discloses a high-strength steel sheet with improved plating properties by optimizing the addition amounts of P, Si and Mn. Further, JP-A-7-70723 and JP-A-8-85858 disclose that a surface oxide is formed by recrystallization annealing in advance before plating, and this oxide is pickled and removed, and then hot dip galvanizing is performed. A way to do it has been proposed. However, even with these methods, there remains a problem that non-plating cannot be completely prevented in steel types having a high Si content.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to advantageously solve the above-mentioned problems, and in particular, a high-tensile steel plate excellent in hot dipping property that does not cause non-plating, using a high-strength steel having a high Si or Mn content as a plating base plate. It is something to be offered.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
As a result of intensive studies to solve the above problems, the steel component is reduced to an extremely low level, or when excess S is fixed with Ca, Y or REM (rare earth element), It was found that the surface concentration of Si and Mn was suppressed, and that the plating performance could be greatly improved.
[0010]
The present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
(1) C: 0.03 mass% to 0.20 mass%, Si: 1.5 mass% or less, Mn: 1.2 mass% to 3.5 mass%, Al: 0.1 mass% or less, P: 0.12 mass% or less, S: 0.001 mass %, N: 0.010 mass% or less and Cr: 0.5 mass% or less, with the balance being a component composition of Fe and inevitable impurities, a high-tensile steel sheet with excellent hot dipping properties.
[0011]
(2) C: 0.03 mass% to 0.20 mass%, Si: 1.5 mass% or less, Mn: 1.2 mass% to 3.5 mass%, Al: 0.1 mass% or less, P: 0.12 mass% or less, S: 0.005 mass % Or less, N: 0.010 mass% or less and Cr: 0.5 mass% or less, and any one or more of Ca, Y and REM are contained in a total amount of 0.02 mass% or less, and the S content is as follows. A high-tensile steel sheet excellent in hot dipping properties, characterized in that the composition satisfies the formula and the balance is the component composition of Fe and inevitable impurities.
S <0.001 +0.8 Ca + 0.3 Y + 0.2 REM
[0012]
(3) In the above (1) or (2), the steel sheet further has a component composition containing any one or more of Ti, Nb and V in a total amount of 1.0 mass% or less. High-tensile steel plate with excellent hot dipping properties.
[0013]
(4) In the above (1), (2) or (3), the steel plate further comprises any one or more of Cu, Ni and Mo in a range of 0.05 mass% to 2.0 mass% in total. And Cu: The high-tensile steel plate excellent in the hot dipping property characterized by becoming the component composition contained under 0.5 mass%.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As described above, the present invention is mainly characterized in that the amount of S in the steel is reduced or excess S is fixed with Ca, Y or REM.
Therefore, the reasons for limiting the range of each component in the high-tensile steel plate of the present invention will be described in detail below.
[0015]
C: 0.03 mass% or more and 0.20 mass% or less C is one of the important basic components of steel and contributes to the improvement of strength through the bainite phase and martensite phase generated at low temperature. When either is included, it is a component that precipitates the carbide and contributes to an increase in strength. If the C content is less than 0.03 mass%, it is difficult to form the bainite phase and martensite phase as well as the above precipitates. On the other hand, if it exceeds 0.20 mass%, the spot weldability deteriorates. Is 0.03 to 0.20 mass%.
[0016]
Si: 1.5 mass% or less
Si is an element that improves workability such as elongation by reducing the amount of solid solution C in the α phase, but conventionally it has to be reduced as much as possible in order to prevent concentration during plating annealing. there were. However, according to the present invention, it is possible to perform plating without unplating if Si is 1.5 mass% or less due to regulations regarding S described later. That is, if Si is contained in excess of 1.5 mass%, Si oxide is generated on the surface of the steel sheet after the plating annealing and non-plating defects are generated. Therefore, Si is set to a range of 1.5 mass% or less. The lower limit of Si may be added in consideration of persistent mechanical properties, and there is no need to set a lower limit.
[0017]
Mn: 1.2 mass% or more and 3.5 mass% or less
Mn is one of the important components in the present invention, and has the effect of concentrating in the γ phase and promoting martensitic transformation. However, if less than 1.2 mass% is added, the effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 3.0 mass%, spot weldability and plating properties are significantly impaired, so Mn is 1.2 to 3.5 mass%, preferably 1.5 to 3.0 mass%. Add in the range.
[0018]
P: 0.12 mass% or less P is an element effective for achieving high strength at low cost. However, if it exceeds 0.12 mass%, spot weldability is remarkably impaired, so 0.12 mass% or less, preferably 0.05 mass% or less.
[0019]
S: Less than 0.001 mass% S promotes surface concentration of Si and Mn during plating annealing and degrades plating properties. Therefore, it is necessary to eliminate the influence of S as much as possible. For that purpose, it is important to reduce the amount of S to an extremely low level of less than 0.001 mass%.
[0020]
S: 0.005 mass% or less
Ca, Y and REM: Any one or two or more in total 0.02 mass% or less, or one of Ca, Y and REM if not reduced to an extremely low level of less than 0.001 mass% of S Alternatively, it is possible to eliminate the influence of S by adding two or more kinds and combining S with these elements. In this case, S may be 0.005 mass% or less in total. However, if one or more of Ca, Y and REM are added in large amounts, sulfides increase and the cleanliness of the steel decreases, so it is necessary to make it 0.02 mass% or less.
[0021]
Furthermore, S needs to restrict | limit content in the range which satisfies the following formula | equation in relation with Ca, Y, and REM. Because Ca, Y, and REM all have a strong affinity with S, and S in the steel is fixed as a sulfide, sulfur, or oxide (so-called oxysulfide) of these elements, and has a bad influence on the plating properties. It has the effect of reducing the amount of solid solution S in it. As a result of many experiments conducted by the inventors, it was found that the influence of S is not recognized when S (total S concentration) in the steel satisfies the following formula.
S <0.001 +0.8 Ca + 0.3 Y + 0.2 REM
[0022]
Al: 0.1 mass% or less
Al is a component effective as a deoxidizer in the steelmaking stage and to fix N causing aging deterioration as AlN. However, if the content exceeds 0.1 mass%, the production cost increases, so the Al content must be suppressed to 0.1 mass% or less, preferably 0.050 mass% or less. In addition, since it cannot fully deoxidize if it is less than 0.005 mass%, it is preferable to make a minimum into 0.005 mass%.
[0023]
N: 0.010 mass% or less N not only causes aging deterioration but also increases the yield point (yield ratio) and yield elongation. Therefore, N must be suppressed to 0.010 mass% or less, preferably 0.0050 mass% or less. is there. In addition, in order to suppress to less than 0.0005 mass%, since a great cost is required, it is preferable to make a minimum into 0.0005 mass%.
[0024]
Cr: 0.5 mass% or less
Cr, like Mn, is an effective component for obtaining a composite structure of ferrite and martensite. However, it may not be added because it impairs the plating properties, and even when it is allowed to be contained, 0.5%. It is limited to mass% or less, preferably 0.2 mass% or less.
[0025]
Under the above basic components, the following components can be added according to the purpose.
Any one or more of Ti, Nb and V in total 1.0 mass% or less
Ti, Nb, and V are effective elements for increasing the strength of steel by forming carbides. For that purpose, any one or two or more of them may be contained in a total amount of 0.010 mass% or more. preferable. However, if the total of any one or two or more types exceeds 1.0 mass%, in addition to incurring cost disadvantages, the amount of fine precipitates increases, suppressing recovery and recrystallization after cold rolling, and ductility (Elongation) will be reduced. Therefore, when adding these elements, the total amount is 1.0 mass% or less, preferably 0.20 mass% or less.
[0026]
Any one or more of Cu, Ni and Mo in total 0.05 mass% to 2.0 mass% and Cu: less than 0.5 mass%
Cu, Ni and Mo are effective components for reducing the surface concentration of Si and Mn in the production of hot dip plated steel sheets. That is, by adding any one or more of these components in a total amount of 0.05 mass% or more, the surface concentration of Si or Mn during plating annealing is reduced, so that good plating properties are provided. be able to. However, if the total of one or more of Cu, Ni and Mo exceeds 2.0 mass%, or if Cu is added 0.5 mass% or more, the surface properties of the hot rolled sheet deteriorate. Therefore, Cu, Ni, and Mo are added in the range of 2.0 mass% or less in total in any one or 2 types or less under Cu: less than 0.5 mass%.
[0027]
【Example】
Steel ingots having various component compositions shown in Table 1 were heated to 1200 ° C. and hot-rolled at a finish rolling temperature of 850 to 900 ° C. This hot-rolled steel sheet is pickled to remove the scale on the surface of the steel sheet, cold-rolled at a reduction rate of 68% to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 1.2 mm, and CAL and CGL are used under the conditions shown in Table 2. Then, hot dip galvanizing treatment was performed, which was a process of recrystallization annealing, pickling, heating before plating, and hot dipping. Here, (5 vol% H ₂ + N ₂ ) gas was used as the atmosphere gas in the recrystallization annealing and the heating before plating. The hot dip plating conditions are as follows.
・ Plating bath temperature: 470 ℃
Infiltration plate temperature: 470 ℃
Al content: 0.14wt%
Amount of plating (per side): 50 g / m ²
Plating time: 1s
[0028]
From the hot dip galvanized steel sheet thus obtained, 10 pieces of 40 mm x 80 mm specimens were collected from the center and end of the coil for the entire length of the coil, and even one unplated specimen with a diameter of 1 mm or more was observed. It was rejected.
Table 2 shows the pass rate determined from the ratio of the pass number.
[0029]
[Table 1]

[0030]
[Table 2]

[0031]
As is clear from Table 2, it can be seen that all the inventive examples have better plating properties than the comparative examples.
In Invention Examples 1 and 3, alloying treatment was carried out at 490 ° C. for 60 seconds, but no occurrence of uneven alloying was observed.
[0032]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is possible to provide a high-tensile steel sheet that is excellent in hot dipping properties without occurrence of non-plating defects. Further, according to the present invention, it is possible to provide a hot-dip galvanized steel sheet having a good alloying processability. Therefore, by using the plated steel sheet of the present invention for an automobile steel sheet, it is possible to realize a reduction in the weight of the automobile, and hence a reduction in fuel consumption.

Claims

C: 0.03 mass% or more and 0.20 mass% or less,
Si: 1.5 mass% or less,
Mn: 1.2 mass% or more and 3.5 mass% or less,
Al: 0.1 mass% or less,
P: 0.12 mass% or less,
S: less than 0.001 mass%,
N: 0.010 mass% or less
Cr: A high-strength steel sheet excellent in hot dipping properties characterized by containing 0.5 mass% or less and the balance being a component composition of Fe and inevitable impurities.

C: 0.03 mass% or more and 0.20 mass% or less,
Si: 1.5 mass% or less,
Mn: 1.2 mass% or more and 3.5 mass% or less,
Al: 0.1 mass% or less,
P: 0.12 mass% or less,
S: 0.005 mass% or less,
N: 0.010 mass% or less
Cr: 0.5 mass% or less included, and
Contains one or more of Ca, Y and REM in a total amount of 0.02 mass% or less, and suppresses the amount of S within a range satisfying the following formula, with the balance being the component composition of Fe and inevitable impurities A high-tensile steel sheet with excellent hot dipping properties.
S <0.001 +0.8 Ca + 0.3 Y + 0.2 REM

In Claim 1 or 2, a steel plate is further
A high-strength steel sheet excellent in hot dipping properties, characterized by having a component composition containing one or more of Ti, Nb and V in a total amount of 1.0 mass% or less.

In Claim 1, 2, or 3, the steel plate is further
One or more of Cu, Ni, and Mo in a total composition of 0.05 mass% to 2.0 mass% and Cu: less than 0.5 mass% High-tensile steel plate with excellent hot dipping properties.