(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０２〜０．１５％（質量％の意味。以下、同じ）、
Ｓｉ：０．３０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ  ：０．００３８〜０．０１０％
を夫々含有するとともに、残部は鉄及び不可避的不純物であり、
鋼組織中の転位密度が１×１０10〜１０×１０10（／ｃｍ2）であり、
前記転位密度と、下記式（１）および（２）で表されるＤI値およびＨ値が
Ｈ値／ＤI値≦２３  および
２．２≦（転位密度／１０10）／ＤI値≦６．５
の関係を満たすことを特徴とする疲労特性に優れた厚鋼板。
ＤI値＝（Ｃ／１０）0.5×（１．７−０．０９×６）×（０．７×Ｓｉ＋１）×Ｆ１×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（２００×Ｆ２＋１)    ・・・（１）
但し、上記式（１）において
Ｆ１は、
Ｍｎ＜１．２の場合は、Ｆ１＝３．３３×Ｍｎ＋１
Ｍｎ≧１．２の場合は、Ｆ１＝５．１×（Ｍｎ−１．２）＋５
Ｆ２は、
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４＜０の場合は、Ｆ２＝０
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４≧０の場合は、Ｆ２＝Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４
Ｈ値＝−１５３×Ｃ＋１１２×Ｓｉ−３×Ｍｎ−６３×Ｃｕ＋２４０×Ａｌ−１５×Ｎｉ−３０５×Ｃｒ＋１７９１×Ｍｏ−１１０×Ｎｂ−７５８×Ｔｉ−１９２９×Ｂ＋１０６８×Ｎ＋４                                                    ・・・（２）
（上記式（１）、（２）中、元素名は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない元素がある場合、その含有量については０質量％として計算するものとする。）
【請求項２】
更に、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．６％以下（０％を含まない）よりなる
群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の厚鋼板。
【請求項３】
更に、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６０％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくと
も１種を含有する請求項１または２に記載の厚鋼板。
【請求項４】
更に、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
【請求項５】
更に、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
【請求項６】
更に、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
【請求項７】
更に、ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として船舶、建築物、橋梁などの構造用材料として用いられる厚鋼板に関するものであり、特に疲労特性に優れた厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶、建築物、橋梁等は、通常、板厚６ｍｍ以上の厚鋼板を溶接により接合して組み立てられる。鋼板の溶接部では、応力集中が起こりやすいため疲労破壊が起こりやすい。
【０００３】
疲労特性を改善する技術として、例えば特許文献１〜３が挙げられる。特許文献１は溶接熱影響部における硬度値が母材または溶接金属のいずれか硬度の低い方の硬度の８０％以上として、溶接継手の応力集中を緩和している。特許文献２では、溶接金属と溶接熱影響部の硬さの差を少なくすることによって、溶接金属およびＨＡＺの片側のみでのひずみ集中を抑制して疲労強度を向上させている。また、特許文献３は溶接熱影響部と母材の硬さの差を小さくすることによって応力・歪みの集中を緩和し、溶接部の疲労強度や耐応力腐食割れ性を向上させている。しかし、特許文献１〜３では、Ｓｉ量が多かったり、Ｎｂ量、Ｍｏ量等が多かったりするため、疲労特性や靭性において不十分であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００６−１６９６０２号公報
【特許文献２】特開平７−１７１６７９号公報
【特許文献３】特開２００１−７３０７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、疲労特性に優れた厚鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記課題を達成し得た本発明に係る厚鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１５％（質量％の意味。以下、同じ）、Ｓｉ：０．３０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００３８〜０．０１０％を夫々含有するとともに、残部は不可避的不純物であり、鋼組織中の転位密度が１×１０10〜１０×１０10（／ｃｍ2）であり、前記転位密度と、下記式（１）および（２）で表されるＤI値およびＨ値が
Ｈ値／ＤI値≦２３  および
２．２≦（転位密度／１０10）／ＤI値≦６．５
の関係を満たすことを特徴とするものであり、疲労特性に優れている。
ＤI値=（Ｃ／１０）0.5×（１．７−０．０９×６）×（０．７×Ｓｉ＋１）×Ｆ１×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（２００×Ｆ２＋１)    ・・・（１）
但し、上記式（１）において
Ｆ１は、
Ｍｎ＜１．２の場合は、Ｆ１＝３．３３×Ｍｎ＋１
Ｍｎ≧１．２の場合は、Ｆ１＝５．１×（Ｍｎ−１．２）＋５
Ｆ２は、
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４＜０の場合は、Ｆ２＝０
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４≧０の場合は、Ｆ２＝Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４
Ｈ値＝−１５３×Ｃ＋１１２×Ｓｉ−３×Ｍｎ−６３×Ｃｕ＋２４０×Ａｌ−１５×Ｎｉ−３０５×Ｃｒ＋１７９１×Ｍｏ−１１０×Ｎｂ−７５８×Ｔｉ−１９２９×Ｂ＋１０６８×Ｎ＋４                                       ・・・（２）
（上記式（１）、（２）中、元素名は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない元素がある場合、その含有量については０質量％として計算するものとする。）
【０００７】
本発明における厚鋼板は、必要に応じて更に、（ａ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．６％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種、（ｂ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６０％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種、（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｇ）ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、各種成分組成が適切に調整されているとともに、溶接熱影響部の均一伸びの指標となるＨ値と溶接熱影響部の強度の指標となるＤI値との比（Ｈ値／ＤI値）、母材強度の指標となる転位密度、および母材強度の指標となる転位密度と溶接熱影響部の強度の比の指標となるＤI値の比（（転位密度）／ＤI値）がいずれも適切に制御されているため、疲労特性に優れた厚鋼板を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】図１は、疲労特性の測定に用いた試験片を示す概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
厚鋼板の溶接部では、通常、溶接止端部に応力が集中するため、疲労破壊は溶接止端部から溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶ。）に向かって発生する。本発明者らはこのＨＡＺに発生および進展する疲労破壊について検討した結果、（ｉ）応力集中がＨＡＺと母材の境目付近で発生するようにするとともに、（ｉｉ）ＨＡＺの均一伸びを小さくすれば、ＨＡＺにおける疲労の発生を制御することができる結果、疲労特性を向上させることができることを見出し、本発明を完成した。
【００１１】
まず、ＨＡＺと母材の境目付近に応力集中させるためには、母材の強度を低く調整するとともに、母材の強度とＨＡＺの強度のバランスを調整することが有効である。
【００１２】
母材の強度は、母材中に存在する転位密度と相関関係があり、転位密度が多くなるほど母材の強度は上昇する。本発明においては、母材の強度を低く調整する必要があることから転位密度の上限を１０×１０10（／ｃｍ2）と定めた。一方、母材の強度が低くなりすぎると、即ち転位密度が小さすぎると、母材が疲労破壊してしまうこととなるため、転位密度の下限は１×１０10（／ｃｍ2）と定めた。転位密度は、好ましくは２×１０10〜９×１０10（／ｃｍ2）であり、より好ましくは３×１０10〜８×１０10（／ｃｍ2）である。
【００１３】
ＨＡＺの強度は、下記式（１）で算出されるＤI値と相関関係がある。下記式（１）のＤI値は、鋼の焼入れ性を表す指標として一般的な理想臨界直径を元に、本発明の化学成分組成における実験に基づいて修正を加えた式である。
ＤI値=（Ｃ／１０）0.5×（１．７−０．０９×６）×（０．７×Ｓｉ＋１）×Ｆ１×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（２００×Ｆ２＋１)    ・・・（１）
但し、上記式（１）において
Ｆ１は、
Ｍｎ＜１．２の場合は、Ｆ１＝３．３３×Ｍｎ＋１
Ｍｎ≧１．２の場合は、Ｆ１＝５．１×（Ｍｎ−１．２）＋５
Ｆ２は、
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４＜０の場合は、Ｆ２＝０
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４≧０の場合は、Ｆ２＝Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４
本発明では、母材とＨＡＺの境目付近に応力集中させるため、ＨＡＺと比べて母材の強度が十分に低くなるよう、母材強度の指標となる上記転位密度と、ＨＡＺの強度の指標となるＤI値を（転位密度／１０10）／ＤI値が６．５以下となるように制御する。（転位密度／１０10）／ＤI値は好ましくは６．０以下であり、より好ましくは５．５以下である。一方、母材の強度が低下しすぎると、母材が疲労破壊してしまうこととなるため、（転位密度／１０10）／ＤI値は２．２以上とする。（転位密度／１０10）／ＤI値は好ましくは２．５以上であり、より好ましくは３．０以上である。
【００１４】
次に、ＨＡＺの均一伸びについて説明する。本発明でＨＡＺの均一伸びを小さくするのは、ＨＡＺの均一伸びを小さくして塑性変形を少なくすることによって、ＨＡＺにおける疲労亀裂の発生を抑制することができるためである。ＨＡＺの均一伸びは、下記式（２）で表されるＨ値と相関関係がある。
Ｈ値＝−１５３×Ｃ＋１１２×Ｓｉ−３×Ｍｎ−６３×Ｃｕ＋２４０×Ａｌ−１５×Ｎｉ−３０５×Ｃｒ＋１７９１×Ｍｏ−１１０×Ｎｂ−７５８×Ｔｉ−１９２９×Ｂ＋１０６８×Ｎ＋４                                                    ・・・（２）
Ｈ値は、ＨＡＺの伸びと合金元素との関係を実験的に求めたものである。一般的に、鋼材において引張強度が高くなるほど均一伸びは低くなるものであるが、本発明では、本発明のＨＡＺの強度クラス（約５００〜７００ＭＰａ）においても低い均一伸びを達成している点で従来技術と異なっている。すなわち、本願発明ではＨＡＺの均一伸びの指標となるＨ値と、ＨＡＺの強度の指標となるＤI値をＨ値／ＤI値≦２３の関係を満たすように制御している。Ｈ値／ＤI値は好ましくは２０以下であり、より好ましくは１５以下である。一方、Ｈ値／ＤI値の値が小さくなりすぎると母材強度が上がって靭性が下がることがある。そこでＨ値／ＤI値は、好ましくは３以上であり、より好ましくは５以上である。
【００１５】
なお、上記式（１）、（２）中、元素名は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない元素がある場合、その含有量については０質量％として計算するものとする。
【００１６】
本発明に係る厚鋼板の化学成分について以下に説明する。
【００１７】
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必須の元素である。そこでＣ量を０．０２％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くこととなる。そこでＣ量は０．１５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以下であり、より好ましくは０．１１％以下である。
【００１８】
Ｓｉ：０．３０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、必須元素ではないが、固溶強化により強度を確保するのに有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くこととなる。従ってＳｉ量の上限は０．３０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２７％以下であり、より好ましくは０．２３％以下である。
【００１９】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素である。そこでＭｎ量は１．０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．２０％以上であり、より好ましくは１．４０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化する。そこでＭｎ量は２．５％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
【００２０】
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊を起こしやすく靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材およびＨＡＺ靭性を確保するためには、Ｐ量は０．０１５％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
【００２１】
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して母材靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材の靭性を確保するためには、Ｓ量は０．０１％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
【００２２】
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは、脱酸剤として有用な元素であるとともに、鋼板のミクロ組織化による疲労強度向上効果も発揮する元素である。そこでＡｌ量は０．００５％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して疲労特性に悪影響を与える。そこでＡｌ量は０．０６％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４５％以下である。
【００２３】
Ｎ：０．００３８〜０．０１０％
Ｎは、Ａｌ等と結合して窒化物を形成することによって鋼板組織を微細化させ、母材およびＨＡＺの靭性、疲労特性を確保する上で有用な元素である。そこでＮ量を０．００３８％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．００４０％以上であり、より好ましくは０．００４５％以上、さらに好ましくは０．００５０％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効が起こることによって母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。そこでＮ量は０．０１０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。
【００２４】
本発明に係る厚鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が含まれることは当然に許容される。さらに本発明の厚鋼板は必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。
【００２５】
Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．６％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれも鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はこれらの含有量が増加するにつれて増大する。このような観点から、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｍｏ量はいずれも０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。Ｃｒ量は、０．２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以上である。一方、これらの元素が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材およびＨＡＺ靭性を劣化させる。そこで、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＣｒはいずれも２％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は０．６％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量およびＮｉ量はいずれも１．０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．８％以下である。Ｃｒ量はより好ましくは１．５％以下であり、さらに好ましくは１．３％以下である。Ｍｏ量はより好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．４％以下である。
【００２６】
Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６０％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種
Ｖ、Ｎｂ、およびＴｉはいずれも炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することによって母材靭性を良好にするのに有効な元素である。そこで、Ｖ量、Ｎｂ量はいずれも０．０１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｔｉ量は０．０１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１２％以上である。一方、Ｖ量、Ｎｂ量、およびＴｉ量が過剰になるとＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性が劣化する。そこでＶ量およびＴｉ量はいずれも０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。Ｎｂ量は０．０６０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。
【００２７】
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｂは、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。そこで、Ｂ量は０．０００５％以上含有させるのが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上である。一方、Ｂ量が過剰になるとオーステナイト粒界でのＢＮ偏析を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させる。そこでＢ量は、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４５％以下であり、さらに好ましくは０．００４０％以下であり、一層好ましくは０．００２０％以下である。
【００２８】
Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｃａは、硫化物の形態を制御してＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。そこで、Ｃａ量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大介在物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。そこでＣａ量は、０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００５０％以下である。
【００２９】
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｍｇは、酸化物および窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ特性（靭性）を向上させる。そこでＭｇ量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｍｇ量が過剰になると介在物が粗大化して靭性が劣化する。そこで、Ｍｇ量は０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
【００３０】
Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）
ＺｒおよびＨｆはいずれも、窒化物を形成してオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ特性改善に有効な元素である。そこでＺｒ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００２％以上である。Ｈｆ量は０．００１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｚｒ量およびＨｆ量が過剰になると却ってＨＡＺ特性を劣化させるようになるので、Ｚｒ量は０．１％以下とすることが好ましく、Ｈｆ量は０．０５％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量はより好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。Ｈｆ量はより好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
【００３１】
ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）
ＲＥＭ（希土類元素）は、介在物の形態を制御して、母材およびＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。そこで、ＲＥＭ量は０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、ＲＥＭ量が過剰になると、酸化物が粗大になることによって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させる。そこで、ＲＥＭ量は０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１８％以下である。なお、本発明においてＲＥＭは、周期律表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）の元素のいずれをも用いることができる。
【００３２】
本発明に係る厚鋼板の板厚は特に限定されないが、好ましくは６ｍｍ以上であり、より好ましくは１０ｍｍ以上（特に１５ｍｍ以上）である。
【００３３】
本発明の厚鋼板を製造する方法は特に限定されないが、鋼を溶製して鋳造した後、熱間圧延を施すという厚鋼板の一連の製造工程において、上記した転位密度を確保する上では特に熱間圧延の累積圧下率、および熱間圧延後の冷却速度を適切に制御することが好ましい。
【００３４】
熱間圧延の累積圧下率は７０％以上とすることが好ましく、より好ましくは７５％以上である。また熱間圧延後の冷却速度は１〜１２℃／秒とすることが好ましく、より好ましくは３〜１０℃／秒である。成分組成を上記範囲に適切に調整するとともに、前記累積圧下率および前記冷却速度を調整することによって、転位密度を、１×１０10〜１０×１０10（／ｃｍ2）、より好ましくは３×１０10〜８×１０10（／ｃｍ2）とすると共に、（転位密度／１０10）／ＤI値を２．２〜６．５とすることができる。
【実施例】
【００３５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００３６】
表１、２に示す化学成分組成を有する鋼を、通常の溶製法に従って溶製し、鋳造（２４０ｍｍ厚）した後、表３、４に示す条件で熱間圧延して鋼板（４０ｍｍ厚）を得た（熱間圧延の累積圧下率：約８３％）。
【００３７】
【表１】
0005643542.tif 000002
【００３８】
【表２】
0005643542.tif 000003
【００３９】
各鋼板について、以下の要領に従って母材の転位密度、ＨＡＺ強度（ＴＳ）およびＨＡＺの均一伸び（ＵＥ）、ＨＡＺ靭性および疲労特性（疲労寿命）を測定した。
【００４０】
（１）転位密度の測定
各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）付近から２５ｍｍ×２５ｍｍ×１０ｍｍのサイズの試験片を採取し、圧延面に平行な面を電解研磨して測定面とし、Ｘ線回折法を用いて転位密度を測定した。より具体的にはＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６−３９９に記載される方法に従って、（２００）面の半価幅から転位密度を測定した。
【００４１】
（２）ＨＡＺ強度、ＨＡＺ靭性およびＨＡＺの均一伸びの測定
得られた各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）付近からＪＩＳ  １４Ａ号試験片を採取し、最高加熱温度：１２００℃、８００℃〜５００℃の冷却時間Ｔｃ：１００秒の条件の熱サイクルを与えた後、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って、引張試験を行い、ＨＡＺの引張強度（ＴＳ）および均一伸び（ＵＥ）を測定した。試験装置は、島津製作所製ＡＧ−ＩＳ  ２５０ｋＮ  オートグラフ引張試験機を用い、試験温度は室温とした。
【００４２】
ＨＡＺ靭性については、ＪＩＳ  Ｚ３１１１に規定される４号Ｖノッチ試験片を各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から採取し、その後、上記引張試験片と同様の熱履歴を与えた後、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に従って−１５℃での吸収エネルギー（ｖＥ-15）を求めた。ＨＡＺ靭性は、ｖＥ-15が４７Ｊ以上を合格、４７Ｊ未満を不合格と評価した。
【００４３】
（３）疲労特性の測定
各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から図１に示す形状の試験片を採取し、切欠き周辺部のみ上記（２）とほぼ同様の熱履歴となるように部分加熱を行い、島津製作所製±５０ｋＮ電気油圧サーボ式疲労試験機を用いて、以下の条件で疲労試験を行った。疲労特性はＨＡＺ強度の影響を受けるものであり、その影響を除くため試験応力／ＨＡＺ強度が０．５の時の亀裂発生サイクル数によって疲労特性を評価した。
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
制御波形：正弦波
応力比：Ｒ＝０．１
試験速度：１０Ｈｚ
結果を、母材の引張強度（ＴＳ）と（転位密度／１０10）／ＤIの値とともに、表３、４に示す。
【００４４】
【表３】
0005643542.tif 000004
【００４５】
【表４】
0005643542.tif 000005
【００４６】
Ｎｏ．１〜８、１２、１３、１８〜２１は、成分組成および製造条件が適切に調整されているため、優れた疲労特性を実現することができた。
【００４７】
一方、Ｎｏ．９〜１１、１４〜１７、２２〜４０は、成分組成および製造条件のうち少なくともいずれかが不適切であったため、疲労特性が低下した。
【００４８】
Ｎｏ．９〜１１はいずれもＳｉ量が多く、Ｈ値／ＤI値の値が大きかったため、疲労特性が低下した。Ｎｏ．１４〜１６はいずれもＳｉ量が多く、Ｎｏ．１７はＨ値／ＤI値の値が大きかったため、疲労特性が低下した。
【００４９】
Ｎｏ．２２〜２４は、（転位密度／１０10）／ＤI値の値が高かったため、疲労特性が低下した。
【００５０】
Ｎｏ．２５はＣ量が少なく、Ｈ値／ＤI値および（転位密度／１０10）／ＤI値の値が高かったため、Ｎｏ．２６はＣ量が多くＨＡＺ靭性が低下したため、疲労特性が低下した。
【００５１】
Ｎｏ．２７はＭｎ量が少なく、Ｈ値／ＤI値および（転位密度／１０10）／ＤI値の値が高かったため、疲労特性が低下した。Ｎｏ．２８はＭｎ量が多く、（転位密度／１０10）／ＤIの値が高かったため、疲労特性が低下した。
【００５２】
Ｎｏ．２９、３０はそれぞれＰ量、Ｓ量が多くＨＡＺ靭性が低下したため、疲労特性が低下した。Ｎｏ．３１はＡｌ量が少なかったため、Ｎｏ．３２はＡｌ量が多くＨＡＺ靭性が低下し、いずれも疲労特性が低下した。
【００５３】
Ｎｏ．３３はＮ量が少なくＨＡＺ靭性が低下し、Ｎｏ．３４はＮ量が多くＨＡＺ靭性が低下し、いずれも疲労特性が低下した。
【００５４】
Ｎｏ．３５は熱間圧延後の冷却速度が遅く（転位密度／１０10）／ＤI値の値が低くなったため、疲労特性が低下した。Ｎｏ．３６は熱間圧延後の冷却速度が速く、（転位密度／１０10）／ＤI値の値が高かったため疲労特性が低下した。
【００５５】
Ｎｏ．３７はＮｂ量が多いとともに（転位密度／１０10）／ＤI値の値が大きく、Ｎｏ．３８はＭｏ量が多いとともにＨ値／ＤI値の値が大きく、Ｎｏ．３９はＴｉ量が多く、Ｎｏ．４０はＶ量が多かったために、ＨＡＺ靭性が低下し、いずれも疲労特性が低下した。
【図１】
0005643542.tif 000006