JP4470701B2

JP4470701B2 - 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP4470701B2
Application number: JP2004326545A
Authority: JP
Inventors: 浩平長谷川; 康英石黒; 才二松岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-01-29
Filing date: 2004-11-10
Publication date: 2010-06-02
Anticipated expiration: 2024-11-10
Also published as: AU2005200300C1; AU2005200300A1; JP2005240172A; CN100439542C; EP1559797B1; EP1559797A1; TW200530409A; US20090223607A1; AU2005200300B2; CA2493523C; KR20050077757A; TWI277658B; KR100673424B1; US20050173031A1; CN1648277A; CA2493523A1

Description

本発明は、自動車車体、補強材、ホイール、足廻り部品、その他あらゆる機械構造部品として最適な高強度薄鋼板とその製造方法に関する。

地球環境保護および乗員の安全性向上のため、自動車用鋼板は、高強度、薄肉化が検討されている。しかし、一般に、材料を高強度化するとプレス成形性が低下するため、高強度鋼板の適用拡大における重要な課題のひとつとして、成形性の向上が挙げられている。

上記に応えるものとしては、従来より、フェライト、マルテンサイトを主相とする二相鋼板（他にDual Phase鋼、DP鋼、複合組織鋼などと呼ばれる）があり、前記二相鋼板は、降伏比（以下、YRと称す）が低く、伸びが高いため、プレス成形性（絞り成形性、形状凍結性）に優れ、自動車用材料として注目され、開発が進められてきた。

例えば、熱延鋼板における二相組織は、熱間圧延後の冷却過程で、等軸フェライトを多量に析出させ、残ったオーステナイト中に溶質元素を濃化させることにより焼入れ性を増し、マルテンサイト化させることで形成され、この技術においては、組織形成および機械的特性向上のために等軸フェライト析出量の制御が重要であり、これに関し様々な開発が行なわれている。

特許文献１〜１１には、鋼の成分設計として、Siを始めとするフェライト安定化元素（P,Alなど）の多量添加と、熱延後の冷却過程において、フェライト析出が促進されるA1点付近で冷却を停止し、10秒程度保持し、再度冷却を行ういわゆる二段冷却法を組み合わせた方法が開示されている。

一方、特許文献12〜15には、フェライト生成元素の添加によらない方法として、例えば仕上圧延後急冷を2段階に分けて行うなど、冷却制御パタ−ンを従来と異なった方法をとることにより目的とする鋼板を得る製造方法が開示されている。

さらに、特許文献16〜18には、熱間圧延後、即時、急速冷却を行う方法が開示されている。特に、特許文献16では、低Si含有鋼において上記の方法がとられている。
特開昭60-121225号公報特開平3-10049号公報特開平4-235219号公報特開平4-289126号公報特開平4-337026号公報特開平4-341523号公報特開平7-150294号公報特開平9-67641号公報特開平9-125194号公報特開平9-137249号公報特開平10-195588公報特開昭54-065118号公報特開昭56-136928号公報特開平3-126813号公報特開平4-276024号公報特開2002-69534公報特開2001-192736公報特開2001-355023号公報

しかしながら、特許文献１〜11は、いずれも機械的特性は良好なものの、Si,P,Alを多量に添加する必要があるため、赤スケール生成による表面性状の劣化、塗装性の劣化や溶接性の劣化の問題があり、その適用範囲が限られている。

特許文献12〜15で製造された鋼板は、Si,P,Alの添加量が低いため、従来の冷却方法では熱延後のランナウトテーブル上でのオーステナイトからフェライトへの変態が十分に進行しない。そのため、等軸フェライト体積率が低く、マルテンサイト体積率が高く、また、同様の理由で等軸フェライト粒径は粗大化し、本願が規定する適正な金属組織が得られない。そのため、機械的特性においてYRが0.6超えであり劣っている。なお、歪分散能を高め、形状凍結性を良好とするためには、YRは0.6以下とする必要がある。

このように、従来の熱延二相鋼板の製造方法では、表面性状などを犠牲にしてフェライト安定化元素（Si、P、Alなど）を添加するか、機械的特性を犠牲にしていた。

一方、特許文献16、17では、YRおよび、これを達成するための金属組織については考慮されていない。

また、特許文献18は、高濃度Si添加鋼の製造技術であるため、鋼板の表面性状が劣る。表面性状を向上させるためにSiを下げることも考えられるが、Siを下げた場合、今度は適正な金属組織が得られず、YR特性が劣ってしまう。このように、YRと表面性状の両者を満足することはできない。

本発明は上記の事情に鑑みなされたもので、表面性状、溶接性などに悪影響を与えるフェライト安定化元素（Si,P,Al）を多量添加することなく、金属組織を適正に制御し、鋼板の機械的特性を向上させる方法を開発することにより、加工性（YR：0.6以下）および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、熱間圧延後、2秒以内に150℃/秒以上の超急速冷却を開始し、750〜600℃に一定時間保持することにより、フェライト安定化元素を多量添加しない場合でも、従来の二段冷却法と比較して、著しく微細フェライト生成が促進される現象を見出し、これを二相型熱延高強度鋼板の製造に応用し、本発明を完成させた。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

［1］mass%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.00〜2.00%、P:0.09%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、等軸フェライト体積率が60%以上、マルテンサイト体積率が5〜30%であることを特徴とする加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板。
［2］上記［１］において、等軸フェライトの平均粒径が5〜10μmであることを特徴とする加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板。

［3］上記［1］または［2］において、さらに、mass%で、Mo:0.01〜0.3%、Nb:0.001〜0.05%、Ti:0.001〜0.1%、B:0.0003〜0.002%、Cr:0.05〜0.49%の１種または２種以上を含有することを特徴とする加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板。

［4］mass%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.00〜2.00%、P:0.09%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなるスラブを鋳造後、直接または加熱して、Ar3点温度以上で熱間圧延を行い、次いで、熱間圧延終了後2秒以内に冷却を開始し、150℃/秒以上の冷却速度で750〜600℃に冷却し、次いで、750〜600℃の温度範囲内に2〜15秒保持後、20℃/秒以上の冷却速度で冷却し、400℃以下の温度で巻取ることを特徴とする加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

［5］mass%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.00〜2.00%、P:0.09%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含み、さらに、Mo:0.01〜0.3%、Nb:0.001〜0.05%、Ti:0.001〜0.1%、B:0.0003〜0.002%、Cr:0.05〜0.49%の１種または２種以上を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなるスラブを鋳造後、直接または加熱して、Ar3点温度以上で熱間圧延を行い、次いで、熱間圧延終了後2秒以内に冷却を開始し、150℃/秒以上の冷却速度で750〜600℃に冷却し、次いで、750〜600℃の温度範囲内に2〜15秒保持後、20℃/秒以上の冷却速度で冷却し、400℃以下の温度で巻取ることを特徴とする加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべてmass%である。

また、本発明において、高強度薄鋼板とは、機械構造部品として好適な引張り強さ（TS）が590MPaを超える薄鋼板である。

本発明によれば、加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板を得ることができる。このように本発明により得られる薄鋼板は、高強度でありながら低YR（0.6以下）、高延性を有し、プレス成形性に優れ、また、表面性状、スポット溶接性にも優れるので、容易に自動車部品や機械構造部品に用いることができる。また、従来の軟質鋼板と同じ工程で製造することが可能であり、特別な元素を添加することなしに良好な性能が得られるため、低製造コスト化が可能である。したがって、今後広く実用化が期待され、自動車軽量化による地球環境の保全、および安全性の向上を通して社会の発展に寄与すると考えられる。

本発明の高強度薄鋼板は、成分を下記に示すように規定し、等軸フェライト体積率を60%以上、マルテンサイト体積率を5〜30%とすること、さらには、等軸フェライトの平均粒径を5〜10μmとすることを特徴とし、これらは本発明において最も重要な要件である。このように成分及び組織を規定することにより、加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板を得ることができる。また、上記高強度薄鋼板は、Ar3点温度以上で熱間圧延を行い、次いで、熱間圧延終了後2秒以内に冷却を開始し、150℃/秒以上の冷却速度で750〜600℃に冷却し、次いで、750〜600℃の温度範囲内に2〜15秒保持後、20℃/秒以上の冷却速度で冷却し、400℃以下の温度で巻取ることにより製造することが可能となる。このように、製造方法において、熱間圧延後、2秒以内に冷却を開始し、150℃/秒以上の超急速冷却を行い、750〜600℃に一定時間保持することも本発明において重要な要件である。

以下、本発明を詳細に説明する。

最初に本発明鋼板の化学成分の限定理由について述べる。

C:0.05〜0.15%
Cはマルテンサイト相を強化するために重要な元素であり、十分な効果を達成するためには0.05%以上添加する必要がある。一方、添加量が0.15%を超えると、オーステナイトが安定化して、二相化が困難となり、延性が低下する。以上より、Cは0.05％以上0.15%以下とする。なお、スポット溶接性を考慮すると、添加量が0.07%未満では引張せん断強度が低下する場合がある。また、0.10%を超えると十字引張強度が低下する場合がある。よって、好ましくは0.07%以上0.10%以下である。

Si:0.5%以下
Siは赤スケールにより表面性状を劣化させるばかりか、塗装性、溶接性も劣化させる。0.5%を超えるとSiの悪影響が顕著となる。以上より、Siは0.5%以下とする。表面性状が特に重視される用途の場合は、Siは0.25％未満が好ましい。

Mn:1.00〜2.00%
Mnは熱延後、冷却中におけるパーライトの生成を抑制するため、二相組織形成に重要な役割を担う。1.00%未満ではその効果が十分でなく、パーライトが生成して、YRが上昇し、プレス成形性が劣化する。一方、2.00%を超えるとオーステナイトが安定化しすぎて、等軸フェライトの生成が妨げられる。以上より、Mnは1.00％以上2.00%以下とする。さらに、Mnは1.30%未満では強度が低下する場合があるので、1.30%以上が望ましく、一方、1.80%を超えると伸びが低下する場合があるので、1.80%以下が望ましい。

P:0.09%以下
Pは0.09%を超えると伸びを著しく劣化させるので、0.09%以下とする。また、0.06%を超えると溶接部の靭性を劣化させ、接合強度を低下させる場合があるので、Pは0.06％以下が望ましい。さらに、Pは0.020%以上では等軸フェライト生成を促進し、YRを下げる効果があるので、0.020％以上が好ましい。

S:0.01%以下
Sは粗鋼中に含有される不純物であり、素材鋼板の成形性および溶接性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Sを必要以上に低減すると精錬コストが上昇するので、Sは実質的に無害となる0.01%以下とする。

N:0.005%以下
Nは粗鋼中に含有される不純物であり、素材鋼板の成形性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Nを必要以上に低減すると精錬コストが上昇するので、Nは実質的に無害となる0.005%以下とする。

SolAl:0.01〜0.1%
Alは脱酸およびNをAlNとして析出させるために添加される。0.01%未満では脱酸・脱窒の効果が十分でなく、一方0.1%を超えるとAl添加の効果が飽和し不経済となる。以上より、SolAl は0.01％以上0.1%以下とする。

また、本発明鋼は、上記の必須添加元素で目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、強度上昇のためMo、Nb、Ti、B、Crを必要に応じて１種または２種以上で添加してもよい。その場合、それぞれの添加量が0.01%、0.001%、0.001%、0.0003%、0.05未満では添加の効果が十分でない。一方、Mo、Nb、Ti、B がそれぞれ0.3%、0.05%、0.1%、0.002%を超えると、二相組織の生成を妨げることならびに、析出強化量が大きくなりすぎるため、機械的特性が劣化（YRが上昇または伸びが低下）する。また、Crが0.49%を超えると化成処理性を劣化させる。したがって、これら元素を添加する場合は、Moは0.01％以上0.3％以下、Nbは0.001％以上0.05％以下、Tiは0.001％以上0.1％以下、Bは0.0003％以上0.002％以下、Crは0.05％以上0.49%以下とする。

なお、上記以外の残部はFe及び不可避不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、Oは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、Oは0.003％以下に低減するのが望ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、Ni、V、Cu、Sb、Sn、Mg、REMを0.1%以下の範囲で含有してもよい。

次に本発明の金属組織の限定理由について説明する。

まず、等軸フェライト体積率は60%以上とする。等軸フェライト体積率は本発明の特徴である低YR特性の発現に極めて重要である。YRを0.6以下とするためには、等軸フェライトの体積率が60%以上とする必要がある。なお、等軸フェライトとは、フェライト相の中で、その形態から、針状フェライトと区別され、さらに、フェライト結晶粒の最長径と最短径の比が5以下のものである。

マルテンサイト体積率は5〜30%とする。マルテンサイト体積率は強度、延性および低YR特性に影響を及ぼすため、上記等軸フェライト体積率同様、本発明においては重要な要件である。マルテンサイト体積率が5%未満では強度が低く、低YR特性が得られない。一方、30%超えでは延性が低下する。したがって、マルテンサイト体積率は5％以上30%以下とする。さらに良好な低YR特性を得るためには、マルテンサイト体積率は10%以上20%以下が好ましい。なお、残部組織は針状フェライト、ベイナイト、パーライトなどであるが、等軸フェライトとマルテンサイトの各体積率が上記の範囲であれば本発明の効果を奏するので、残部組織の体積率は特に限定しない。

さらに強度と延性のバランス、すなわち強度と伸び値の積を一層向上させるためには、等軸フェライトの平均粒径を5〜10μmとするのが好ましい。一般に引張試験における伸び値は、一様伸びと局部伸びの和で表されるが、等軸フェライト粒径が5μm未満では一様伸びが低下する場合がある。一方、10μmを超えると許容範囲内ではあるものの局部伸びが劣化する。これは結晶粒が粗大化すると、二相鋼では、変形が不均一となるため、一部に応力が集中し、マイクロ亀裂の生成が促進されるためと考えられる。

次に、本発明の加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板の製造方法について説明する。

本発明の高強度薄鋼板は、上記化学成分範囲に調整されたスラブを鋳造後、直接または加熱して、Ar3点温度以上で熱間圧延を行い、次いで、熱間圧延終了後2秒以内に冷却を開始し、150℃/秒以上の冷却速度で750〜600℃に冷却し、次いで、750〜600℃の温度範囲内に2〜15秒保持後、20℃/秒以上の冷却速度で冷却し、400℃以下の温度で巻取ることにより得られる。

上記において、スラブの鋳造方法は限定しない。連続鋳造の場合は直接、そのまま熱間圧延してもよいし、冷却後、再加熱し、熱間圧延を実施してよい。

熱間圧延はAr3点温度以上で実施する。Ar3点未満の温度では、フェライト、オーステナイト２相域で熱間圧延され、等軸フェライトの生成が妨げられ、YRが上昇し、延性が低下する。

熱間圧延終了後2秒以内に冷却を開始し、150℃/秒以上の冷却速度で、保持温度である750〜600℃まで冷却する。この熱間圧延直後の１次冷却は本発明による効果（等軸フェライト生成促進による低YRの効果）発現のため最も重要な要件である。このように1次冷却を規定し、即時、急速冷却を行うことにより、1次冷却の次に行われる750〜600℃での保持において等軸フェライトの微細析出を飛躍的に促進させることが可能となる。熱間圧延終了後、冷却開始までの時間が2秒を超えると、オーステナイト粒界にフェライトが不均一に生成して、冷却後保持中の等軸フェライトの析出を妨げる。また冷却速度が150℃/秒未満では、冷却中におけるフェライトのオーステナイト粒界上への不均一析出がやはり抑制できず、冷却後保持中の等軸フェライトの析出を妨げる。

1次冷却後、750〜600℃の温度範囲内に2〜15秒保持する。保持を行う温度域が750℃超えでは、フェライト生成の駆動力が小さく、析出促進効果が得られない。一方、600℃未満ではFe原子の拡散で律速されるフェライト析出が遅延し、十分な等軸フェライト生成が得られない。また、保持時間が2秒未満ではフェライト析出時間が十分でなく、低YR特性が得られない。一方、15秒を超えて保持するとパーライトの生成が開始するため、機械的特性が劣化する。

保持後、20℃/秒以上の冷却速度で2次冷却し、400℃以下の温度で巻取る。２次冷却における冷却速度は、冷却中におけるパーライト、ベイナイトの生成抑制のために20℃/秒以上とする必要がある。巻取り温度は、巻取り後のパーライト、ベイナイトの生成を抑止し、マルテンサイトを生成させ、目標とする0.6以下のYRを達成するために400℃以下とする必要がある。さらに、コイル内の強度変動を抑制するためには、巻取り温度は300℃以下が好ましく、200℃以下とすることがより好ましい。

なお、以上により得られた本発明の高強度薄鋼板に対し、さらに形状矯正のため、スキンパス圧延を実施してもよい。また、本発明の高強度薄鋼板を下地として溶融亜鉛または電気亜鉛めっきなど各種の表面処理を行ってもよい。

表１に示す化学成分を有するスラブを連続鋳造後、いったん冷却し、次いで、1100〜1300℃に加熱し、Ar3点温度〜850℃で最終圧延を行い、板厚を1.6〜3.2mmとした。次いで、最終圧延終了後1秒以内に冷却を開始し300〜500℃/秒の冷却速度で680〜720℃まで一次冷却し、同温度範囲内において7〜12秒保持し、次いで、25〜30℃/秒で冷却し、350℃以下で巻き取り、熱延鋼板を得た。ただし、鋼番号4では一次冷却速停止温度を550℃とし、鋼番号5では巻取り温度を450℃とすることにより、表１記載の組織構成に調整した。等軸フェライトおよびマルテンサイト体積率は、鋼板の板幅方向に垂直な断面を観察し、各相の面積率を測定することにより算出した。等軸フェライト粒径は上記断面組織において、線分法により測定し、圧延方向と板厚方向の平均値とした。

上記により得られた熱延鋼板に対し、機械的特性、表面性状、スポット溶接性を評価した。得られた結果を表2に示す。なお、各評価方法は以下の通りである。機械的特性はJIS5号引張試験片を圧延方向と直角に採取し、JISZ2241に準拠して試験した。表面性状は赤スケールの有無を目視により判定した。スポット溶接性は5×√板厚(mm)のナゲットが形成される条件でスポット溶接後、たがね試験による破断形態で母材が破断した場合を○、溶接部が破断した場合を×と判定した。

表２より本発明鋼はいずれも機械的特性に優れ（YR：0.6以下）、表面性状、溶接性が良好であることがわかる。また、鋼番号１２、17はSi濃度がやや高いため、表面性状がやや劣化したが、実用上問題のないレベルと判断した。

これに対し、比較例である鋼番号１はC濃度が本発明範囲外で低いため、マルテンサイトの硬度が不十分で、その結果YRが高い。鋼番号４、５は等軸フェライト体積率またはマルテンサイト体積率が本発明範囲外であるため、良好な二相組織が得られず、YRが高い。鋼番号９はC濃度が本発明範囲外で高いため、フェライト生成が遅延し、良好な二相組織が得られず、YRが高い。また、スポット溶接性も劣化した。鋼番号１３はSi濃度が本発明範囲外で高いため、赤スケールが発生して、表面性状が不良であった。鋼番号１４はMn濃度が本発明範囲外で低いため、オーステナイトが不安定化し、パーライトが発生したため、YRが高い。鋼番号１6はMn濃度が本発明範囲外で高いため、等軸フェライトの生成量が少なく、YRが高い。鋼番号１8はP濃度が本発明範囲外で高いため、スポット溶接性が著しく劣化した。

表１に示す化学成分を有するスラブの一部を用い、表３に示す製造条件で、熱間圧延、冷却、巻取りを行い、熱延鋼板を得た。

上記により得られた熱延鋼板に対し、機械的特性、表面性状、スポット溶接性を評価した。得られた結果を表4に示す。なお、各評価方法は実施例１と同様である。

表４より本発明鋼はいずれも、機械的特性に優れている（YR：0.6以下）ことがわかる。また、表面性状、スポット溶接性は実施例２の範囲ではいずれも良好であった。

これに対し、比較例である符号Dは圧延終了後、1次冷却開始までの時間が本発明範囲外で長いため、冷却開始前にフェライトが不均一に生成し、良好な二相組織とならず、YRが高い。符号Eは１次冷却速度が本発明範囲外で低いため、冷却中にフェライトが不均一に生成し、良好な二相組織とならず、YRが高い。符号Iは１次冷却停止温度が本発明範囲外で高いため、その後の保持中におけるフェライト生成が不十分で、良好な二相組織とならず、YRが高い。符号Mは１次冷却停止温度が本発明範囲外で低いため、その後の保持中におけるフェライト生成が不十分で、良好な二相組織とならず、YRが高い。符号Nは１次冷却後の保持時間が本発明範囲外で十分でないため、フェライト生成が不十分で、良好な二相組織とならず、YRが高い。符号Qは１次冷却後の保持時間が本発明範囲外で長いため、保持中のパーライトが生成し、良好な二相組織とならず、YRが高い。符号Rは２次冷却速度が本発明範囲外で低いため、冷却中にベイナイトが生成して、良好な二相組織とならず、YRが高い。符号Wは巻取り温度が本発明範囲外で高いため、巻取り後にベイナイトが生成し、良好な二相組織とならず、YRが高い。

本発明鋼板は優れたプレス成形性を有し、また優れた表面性状を有するため、外観性状が重視される成形部品等の用途にも適用できる。

Claims

mass%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.00〜2.00%、P:0.09%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、等軸フェライト体積率が60%以上、マルテンサイト体積率が5〜30%であることを特徴とする加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板。
等軸フェライトの平均粒径が5〜10μmであることを特徴とする請求項１記載の加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板。
さらに、mass%で、Mo:0.01〜0.3%、Nb:0.001〜0.05%、Ti:0.001〜0.1%、B:0.0003〜0.002%、Cr:0.05~0.49%の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または2に記載の加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板。
mass%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.00〜2.00%、P:0.09%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなるスラブを鋳造後、直接または加熱して、Ar3点温度以上で熱間圧延を行い、次いで、熱間圧延終了後2秒以内に冷却を開始し、150℃/秒以上の冷却速度で750〜600℃に冷却し、次いで、750〜600℃の温度範囲内に2〜15秒保持後、20℃/秒以上の冷却速度で冷却し、400℃以下の温度で巻取ることを特徴とする加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
mass%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.00〜2.00%、P:0.09%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含み、さらに、Mo:0.01〜0.3%、Nb:0.001〜0.05%、Ti:0.001〜0.1%、B:0.0003〜0.002%、Cr:0.05~0.49%の１種または２種以上を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなるスラブを鋳造後、直接または加熱して、Ar3点温度以上で熱間圧延を行い、次いで、熱間圧延終了後2秒以内に冷却を開始し、150℃/秒以上の冷却速度で750〜600℃に冷却し、次いで、750〜600℃の温度範囲内に2〜15秒保持後、20℃/秒以上の冷却速度で冷却し、400℃以下の温度で巻取ることを特徴とする加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板の製造方法。