(57)【要約】【課題】船体，橋梁等の構造用に好適な、板厚，板幅および板長さ方向のそれぞれにおいて耐疲労亀裂伝播特性に優れた厚鋼板を提供する。【解決手段】鋼組成が，質量％で，Ｃ：０．０５〜０．３０％，Ｓｉ：０．０３〜０．３５％，Ｃｒ：０．０５〜２．０％，Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、必要に応じて、Ｍｏ：０．０５〜１．０％，Ｖ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．２％以下、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５％以下の１種または２種以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、板厚方向，板幅方向および板長さ方向のいずれにおいても金属組織の８０％以上が，ビッカース硬さで１３０以下，アスペクト比で２．５以下のフェライト相と，面積分率が１５〜８５％のビッカース硬さで３４０以上，アスペクト比で２．５以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織からなる鋼材。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が，質量％で，Ｃ：０．０５〜０．３０％，Ｓｉ：０．０３〜０．３５％，Ｃｒ：０．０５〜２．０％，Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、板厚方向，板幅方向および板長さ方向のいずれにおいても金属組織の８０％以上が，ビッカース硬さで１３０以下，アスペクト比で２．５以下のフェライト相と，面積分率が１５〜８５％のビッカース硬さで３４０以上，アスペクト比で２．５以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織からなる，材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
【請求項２】
鋼組成に，質量％でさらに，Ｍｏ：０．０５〜１．０％，Ｖ：０．０１〜０．３％の１種または２種を含有する請求項１に記載した材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
【請求項３】
鋼組成に，質量％でさらに，
Ｍｎ：１．２％以下
Ｃｕ：０．８％以下
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｂ：０．００５０％以下
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の材質の異方性が小さく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか一つに記載した組成からなる鋼を，１２００〜１３００℃で２５〜６０時間保持した後、空冷し，１０００℃〜１２００℃に再加熱後，圧延終了温度Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後，さらにＡｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点−１０℃の２相域温度に再加熱し，その後５℃／ｓ以上の平均冷却速度で焼入れし，４００〜６５０℃で焼もどすことを特徴とする材質の異方性がなく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜請求項３のいずれか一つに記載した組成からなる鋼を，１２００〜１３００℃で２５〜６０時間保持した後、空冷し，１０００℃〜１２００℃に再加熱後，圧延終了温度Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後，Ａｃ３変態点以上に再加熱保持後、空冷を行い，さらにＡｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点−１０℃の２相域温度に再加熱し，その後５℃／ｓ以上の平均冷却速度で焼入れし，４００〜６５０℃で焼もどすことを特徴とする材質の異方性がなく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材およびその製造方法に関し、特に，鋼材の板厚方向，板幅方向および板長さ方向間での材質異方性がなく，変動荷重が負荷されたときの板厚方向，板幅方向および板長さ方向のいずれにおいても耐疲労き裂伝ぱ特性に優れ、船体，海洋構造物，橋梁，建築構造物，建設機械，産業機械等の素材に供する厚鋼板に好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年，鋼構造物の大型化に伴い，加速冷却型の高強度鋼板の適用が拡大している．一般に，鋼構造物へ鋼板を適用する際には，条切り，あるいは型切りを実施した後，溶接施工により所望の構造に組み立てられる。この，条切り，型切りを加速冷却型の高強度鋼板に適用した際には，反り等の変形が生じることが問題となっている．これは，加速冷却過程に発生する残留応力に起因すると考えられる．
従来，残留応力を抑制するための手法として，加速冷却時の水量調節や冷間レベラ−矯正などが実施されているが，完全に残留応力を解消するには至っていない．
一方，溶接構造物が，使用環境下で繰返し応力を受ける場合には，溶接止端部などの大きな形状不連続部に応力が集中し，疲労亀裂の発生・進展を生じ，最終的には貫通・破断に至り大事故を引き起こす場合がある。
【０００３】
溶接構造物の寿命は疲労の進行により決定される場合が多く，ライフサイクルコスト低減の観点から，疲労破壊の抑制が要望されている。また，船体，海洋構造物，橋梁等の溶接構造物の破壊は，人命が危険に晒されことから，安全上の観点からも疲労亀裂の発生・進展を抑制することが求められている。
【０００４】
従来から，疲労亀裂の発生を抑制するための手段として，溶接止端部の形状を不連続なく，滑らかな形状とし，応力集中を避けるための溶接施工法の工夫がなされているが、溶接施工に多大な時間を要し，施工能率の低下や製造コスト上昇が問題となる。
【０００５】
また，構造物の設計が複雑な場合には，施工の工夫だけでは応力集中が避けがたく，必ずしも，疲労亀裂の発生を抑制するために有効な対策が講じられないのが現状である。
【０００６】
このような問題に対し，鋼材に疲労亀裂が発生した場合，疲労亀裂の伝播速度を遅くすることにより，疲労亀裂の進展を抑制することが有効である。疲労亀裂伝播速度が遅ければ，疲労亀裂が発生しても，構造物の破壊を生じる前に，定期点検等で亀裂を発見し補修することができる。
【０００７】
また，鋼材の疲労亀裂伝播速度を遅くすることができれば，定期点検の頻度，すなわち補修の頻度を低減することができ，鋼材のライフサイクルコスト的にも有利になる．
このような要望に対して、特許文献１〜５には，疲労亀裂伝播速度を遅くするための鋼板と製造方法が提案されている。
【０００８】
特許文献１および特許文献２には，フェライト母相中にベイナイト，マルテンサイト等の硬質第２相を分散させる方法が記載されている。
【０００９】
特許文献３には，フェライトの結晶方位を制御することによって，板厚方向の亀裂伝播速度を低減する方法が記載されている。
【００１０】
特許文献４には，フェライト粒径を１〜３μｍに微細化することによって疲労特性を向上させる方法が記載されている。
【００１１】
結晶粒を微細化することによって同時に靭性も向上することができるが，通常の熱間圧延温度よりも低温域となるオーステナイト／フェライト２相域において５０％以上の大きな累積圧下率の圧延を行う必要がある。
【００１２】
特許文献５には，ＳｉまたはＡｌの含有量を高めることによって鋼中に残留オーステナイトを含有させて疲労亀裂伝播特性を向上させる技術が記載されている。
【特許文献１】特開平１０−６０５７５号公報
【特許文献２】特開平１１−３１０８４６号公報
【特許文献３】特開平８−１９９２８６号公報
【特許文献４】特開２００２−３６３６４４号公報
【特許文献５】特開２００４−７６１５６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
しかしながら，特許文献１および特許文献２に記載された技術は，残留応力が高いために，条切りおよび型切り後の変形が問題となる。さらに，疲労亀裂の伝播を十分に抑制できない場合があり，また，靭性の劣化を招くことが懸念される。
【００１４】
特許文献３に記載された技術は，残留応力が高いために，条切りおよび型切り後の変形が問題となるとともに，板厚方向以外に進展する疲労亀裂伝播特性を向上することができない懸念がある。
【００１５】
特許文献４に記載された技術は、圧延機の負荷が大きくなることや，圧延機の占有時間が長くなり，圧延能率が低下することが懸念される。特許文献５に記載された技術は，ＳｉやＡｌの含有量を高めるので，母材および溶接熱影響部の靭性が劣化することが懸念される。
【００１６】
そこで、本発明は上述した従来技術の問題を解決する、材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼板およびその製造方法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】
【００１７】
本発明者らは，上記した課題を達成するために，材質異方性、耐疲労亀裂伝播特性および機械的特性に及ぼす各種要因について鋭意研究し、以下の知見を得た。尚、本発明において、材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材とは、鋼材の板厚方向，板幅方向および板長さ方向のいずれにおいても耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材を指す。
（１）耐疲労亀裂伝播特性の向上には、鋼板の金属組織の主相を，軟質相として硬さの上限とアスペクト比を規定したフェライト相と、硬質相として硬さの下限とアスペクト比を規定した焼もどしマルテンサイト相の混合組織とし、さらに当該混合組織におけるフェライト相と焼もどしマルテンサイト相の面積分率を制御することが重要である。
（２）この混合組織制御による耐疲労亀裂伝播特性を最大限に発揮するためには，厳格な成分調整が必須であり，フェライト相の硬さを上昇させることなく，オーステナイト域からの焼入れ時にはマルテンサイト生成を促進するＣｒを添加することが肝要である。
（３）更に，焼もどし軟化抵抗の高いＭｏあるいはＶのうち少なくとも１種の添加と組み合わせると，より耐疲労亀裂伝播特性が向上する。
（４）耐疲労亀裂伝播特性における材質異方性の低減は（１）記載の金属組織を，鋼材の板厚方向，板幅方向および板長さ方向のいずれにおいても現出させることが重要である。
（５）また，上記のように成分調整した鋼素材を溶体化熱処理の後，熱間圧延を施し，さらに，再加熱処理と，焼もどし処理を実施することにより，上記のミクロ組織要件を達成し，材質異方性なく，優れた疲労き裂伝ぱ特性と機械的特性を兼備することが可能である。
【００１８】
本発明は，上記知見に基づき，さらに検討を加えて完成されたもので、すなわち，本発明は、
１．鋼組成が，質量％で，
Ｃ：０．０５〜０．３０％，
Ｓｉ：０．０３〜０．３５％，
Ｃｒ：０．０５〜２．０％，
Ｐ：０．０３％以下
Ｓ：０．００３％以下
Ａｌ：０．１％以下
残部がＦｅおよび不可避的不純物で、板厚方向，板幅方向および板長さ方向のいずれもでの金属組織の８０％以上が，ビッカース硬さで１３０以下，アスペクト比で２．５以下の軟質相と，面積分率が１５〜８５％のビッカース硬さで３４０以上，アスペクト比で２．５以下の硬質相の混合組織からなる，材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
２．鋼組成に，質量％でさらに，
Ｍｏ：０．０５〜１．０％，
Ｖ：０．０１〜０．３％
の１種または２種を含有する１に記載した材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
３．鋼組成に，質量％でさらに，
Ｍｎ：１．２％以下
Ｃｕ：０．８％以下
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｂ：０．００５０％以下
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有する１または２に記載の材質の異方性が小さく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
４．１〜３のいずれか一つに記載した組成からなる鋼を，１２００〜１３００℃で２５〜６０時間保持した後、空冷し，１０００℃〜１２００℃に再加熱後，圧延終了温度Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後，さらにＡｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点−１０℃の２相域温度に再加熱し，その後５℃／ｓ以上の平均冷却速度で焼入れし，４００〜６５０℃で焼もどすことを特徴とする材質の異方性がなく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
５．１〜３のいずれか一つに記載した組成からなる鋼を，１２００〜１３００℃で２５〜６０時間保持した後、空冷し，１０００℃〜１２００℃に再加熱後，圧延終了温度Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後，Ａｃ３変態点以上に再加熱保持後、空冷を行い，さらにＡｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点−１０℃の２相域温度に再加熱し，その後５℃／ｓ以上の平均冷却速度で焼入れし，４００〜６５０℃で焼もどすことを特徴とする材質の異方性がなく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば，鋼板に対して多軸方向から変動荷重が負荷されたときに，異方性なく耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた厚鋼板を安定して製造することができ，鋼構造物の信頼性向上，ライフサイクルコストの低減に大きく寄与し，産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明では金属組織、成分組成及び製造条件を規定する。以下、それらの限定理由について具体的に説明する．
［金属組織］
本発明では，板厚方向，板幅方向および板長さ方向の全てで、金属組織の８０％以上が、硬質相と軟質相の混合組織で、前記硬質相は、面積分率が１５〜８５％でビッカース硬さＨＶ３４０以上、アスペクト比で２．５以下の焼きもどしマルテンサイト相で、前記軟質相は、ビッカース硬さをＨＶ１３０以下、アスペクト比で２．５以下のフェライト相とする。
【００２１】
フェライト相の硬さの低減は，疲労亀裂先端の歪領域拡大，および繰返し負荷歪時の加工硬化抑制により，疲労亀裂進展速度を低下させる。また，フェライト相を進展した主亀裂が焼もどしマルテンサイト相のごく近傍に到達したとき，主亀裂から微小亀裂を発生させ，主亀裂を屈曲、分岐させて疲労亀裂進展速度を低下させる。
【００２２】
この効果を得るため，フェライト相のビッカース硬さＨＶ８５以上１３０以下の範囲に限定する。なお，好ましくは，ＨＶ９５以上１２０以下とする。
【００２３】
一方、硬質相である焼もどしマルテンサイト相のビッカース硬さＨＶは３４０以上４４０以下に限定する。なお，好ましくは，ＨＶ３５０以上４２０以下とする。焼入れままのマルテンサイト相の場合は，母材の延性および靭性が劣化するため，焼もどし処理を行って焼き戻しマルテンサイト相とする。
【００２４】
焼もどしマルテンサイト相の面積分率が１５％未満、もしくは８５％より多い場合には，上記のような，疲労亀裂伝播の遅延効果が得られないため，焼もどしマルテンサイト相の面積分率は１５〜８５％の範囲に限定する。なお，好ましくは，２０〜８０％である。
【００２５】
更に、本発明では、異方性なく，優れた耐疲労き裂伝播特性を満足するためには，上記の混合組織を鋼板の板厚，板幅および板長さ方向のいずれの断面においても，全断面のうち８０％以上で，硬質相および軟質相のアスペクト比を２．５以下の範囲に限定する。
【００２６】
上述の金属組織を板厚，板幅および板長さ方向のいずれの断面において全断面のうち８０％未満しか満足できないか，あるいは硬質相および軟質相のアスペクト比が２．５より大きくなる場合には，材質に異方性が生じ，いずれかの方向の疲労き裂伝播速度の低減効果が得られなくなる．
なお，硬さは，硬さ試験片のフェライト相および焼もどしマルテンサイト相を，微小ビッカース硬さ計を用いて，荷重：０．０９８Ｎ（１０ｇｆ）〜０．９８Ｎ（１００ｇｆ）の範囲、好ましくは０．４９Ｎ（５０ｇｆ）で得られた値で規定する。本条件の場合、試験条件による誤差を無視することが可能である。
【００２７】
フェライト相，焼もどしマルテンサイト相それぞれについて，少なくとも１０個の粒について硬さ測定を行い，その平均値を各相の硬さとする。
【００２８】
なお，本発明鋼は、耐疲労亀裂伝播特性を劣化させない範囲で、フェライト相と焼もどしマルテンサイト相以外の第３相として，ベイナイトおよびパーライト等の組織を少量混在することは許容する。
【００２９】
第３相の面積分率は少ない方が良く、ベイナイトおよびパーライト等の組織は面積分率で５％以下とすることが好ましい。次に，本発明鋼の成分組成の限定理由について具体的に説明する。
［成分組成］
成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする．
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは，鋼の強度を増加させ，構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素である。また，硬質相としてビッカース硬さが３４０以上の焼もどしマルテンサイト相を得るためには，０．０５％以上の含有を必要とする。
【００３０】
一方，０．３０％を超える含有は，ＨＡＺ靭性，耐溶接割れ性を劣化させるとともに，母材の靭性を劣化させる。このため，Ｃは０．０５〜０．３０％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．０８〜０．２５％である。
【００３１】
Ｓｉ：０．０３〜０．３５％
Ｓｉは，脱酸材として作用し，また，セメンタイトの生成を抑制することにより，オーステナイト中へＣを濃縮し，焼入れ時のマルテンサイト生成を促進する。さらに，焼もどし時の，マルテンサイト相の焼もどし軟化抵抗を高めるため，０．０３％以上とする。
【００３２】
一方，０．３５％を超えて含有すると，フェライト相の硬さを上昇させて，耐疲労亀裂伝播特性を低下させる。また，母材の靭性が劣化するとともに，溶接性，ＨＡＺ靭性が顕著に劣化する。このため，Ｓｉは０．０３〜０．３５％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．０５〜０．２５％である。
【００３３】
Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは本発明において重要な合金元素であり，多量に添加してもＡｒ３変態点に対する影響が小さく，またα−Ｆｅと同じ体心立方構造で原子半径がＦｅに近いため固溶強化能が極めて小さく、フェライト相の硬さを上昇させない。
【００３４】
一方，オーステナイト域からの焼入れ時には，オーステナイトの焼入れ性を増大させ、硬質相としてマルテンサイト相の生成を促進する。
【００３５】
さらに，焼もどし時には，マルテンサイト相の焼もどし軟化抵抗を高める作用があり，疲労亀裂伝播速度の低減に有効である。本発明では，この効果を得るため，０．１％以上の含有を必要とする。
【００３６】
一方，２．０％を超えて含有すると，耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性が著しく劣化する。このため，Ｃｒは０．０５〜２．０％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．１〜１．５％である。
【００３７】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは，鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素であり，とくに溶接部の靭性を劣化させるので，できるだけ低減することが望ましい。Ｐが０．０３％を超えて含有されると，この傾向が顕著となるため，上限とする。なお，過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため，０．００３％以上とすることが望ましい。
【００３８】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは母材および溶接部の靭性を劣化させる元素であり，できるだけ低減することが望ましい。Ｓが０．００３％を超えて含有されると，この傾向が顕著となるため，上限とする。
【００３９】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは，脱酸剤として作用し，高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて，もっとも汎用的に使われる。また，鋼中のＮをＡｌＮとして固定し，母材の靭性向上に寄与する。
【００４０】
一方，０．１％を超える含有は，母材の靭性が低下するとともに，溶接時に溶接金属部に混入して，靭性を劣化させる。このため，Ａｌは０．１％以下に限定する。なお、好ましくは０．０１〜０．０７％である。
【００４１】
以上が本発明における基本成分系で，更に特性を向上させる場合，Ｍｏ：０．０５〜１．０％，Ｖ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．２％以下、Ｃｕ：０．８％以下，Ｎｉ：１．０％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｔｉ：０．０３％以下，Ｂ：０．００５％以下，Ｃａ：０．００５％以下，ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
【００４２】
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは焼入れ時に，オーステナイトの焼入れ性を増大させ、硬質相としてマルテンサイト相の生成を促進するとともに、焼きもどし時には炭化物を生成することにより、マルテンサイト相の焼きもどし軟化を顕著に抑制し、疲労亀裂伝播速度の低減に有効である。この効果を発揮するためには０．０５％以上の添加が必要である。
【００４３】
一方、１．０％を超えて添加すると、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｏを添加する場合は、０．０５〜１．０％の範囲に限定する。
【００４４】
Ｖ：０．０１〜０．３％
Ｖは焼入れ時に，オーステナイトの焼入れ性を増大させ、硬質相としてマルテンサイト相の生成を促進するとともに、焼きもどし時には炭化物を生成することにより、マルテンサイト相の焼きもどし軟化を顕著に抑制し、疲労亀裂伝播速度の低減に有効である。
【００４５】
この効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．３％を超えて添加すると、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｖを添加する場合は、０．０１〜０．３％の範囲に限定する。
【００４６】
Ｍｎ：１．２％以下
Ｍｎは，鋼の強度を増加させる効果を有している。一方，１．２％を超えて含有すると，フェライト相の硬さが上昇し、疲労亀裂伝播の遅延効果が劣化する。このため，Ｍｎを添加する場合は、１．２％以下に限定する。
【００４７】
Ｃｕ：０．８％以下
Ｃｕは，高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり，ＨＡＺ靭性への影響も小さく，高強度化のために有用で，必要に応じ選択して含有できる。
【００４８】
一方、含有量が０．８％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるとともに、フェライト相の硬さが上昇し、疲労亀裂伝播の遅延効果が低下する。このため、Ｃｕを添加する場合は、０．８％以下に限定する。
【００４９】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは，高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり，ＨＡＺ靭性への影響も小さく，高強度化のために有用で，必要に応じ選択して含有できる。しかし、１．０％を超えて含有しても，効果が飽和し，含有量に見合う効果が得られず，経済的に不利になるとともに、フェライト相の硬さが上昇し、疲労亀裂伝播の遅延効果が低下する。このため，Ｎｉを添加する場合は１．０％以下に限定する。
【００５０】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは，強度向上に寄与する元素であるが，０．１％を超える含有は，母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる。このため，Ｎｂを添加する場合は０．１％以下に限定する。
【００５１】
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは，強度向上に寄与し，また，Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し，ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化抑制してＨＡＺの高靭化に寄与する。一方，０．０３％を超えて含有すると，母材靭性を劣化させる。このため，Ｔｉを添加する場合は、０．０３％以下に限定する。
【００５２】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは，焼入れ性の向上を介して，鋼の強度を増加させる作用を有する．一方，０．００５０％を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ，母材の靭性，延性の劣化をもたらす．このため，Ｂを添加する場合は、０．００５０％以下に限定する。
【００５３】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは，結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であるが、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため，添加する場合は０．００５％を上限とする。
【００５４】
ＲＥＭ：０，０２％以下
ＲＥＭは，靭性向上に寄与する元素であるが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため，添加する場合は、０．０２％を上限とする。
【００５５】
Ｍｇ：０．００５％
Ｍｇは，結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であるが、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため，添加する場合は、０．００５％を上限とする。
【００５６】
なお，上記した成分以外の残部は，Ｆｅおよび不可避的不純物である。次に，本発明の製造条件について説明する。
［製造条件］
説明において、温度に関する「℃」表示は特に断らない限り板厚１／２ｔ部の温度を意味するものとする。
溶体化処理
本発明に係る鋼は，上記組成の溶鋼を，転炉，電気炉，真空溶解炉等，通常公知の方法で溶製し，得られた鋼素材を１２００℃〜１３００℃に加熱し、２５〜６０時間保持後空冷する溶体化処理を行う。
【００５７】
再加熱温度が１２００℃未満では，溶製段階で生じた合金元素の凝固偏析の拡散効果が得られない。このため，引き続く圧延および熱処理後の金属組織が，凝固偏析部に沿って扁平した硬質相あるいは軟質相となるために，上述した金属組織の規定のうちアスペクト比を満足できず，その結果，材質に異方性が生じ，いずれかの方向の疲労亀裂伝播速度の低減効果が得られなくなる。
【００５８】
一方，１３００℃を超えると加熱時のスケールにより表面性状が劣化する。このため，溶体化熱処理の再加熱温度は１２００〜１３００℃とする。
【００５９】
保持時間は、２５時間未満では，溶製段階で生じた合金元素の凝固偏析の拡散効果が得られない。このため，引き続く圧延および熱処理後の金属組織が，凝固偏析部に沿って扁平した硬質相あるいは軟質相となるために，上述した金属組織の規定のうちアスペクト比を満足できず，その結果，材質に異方性が生じ，いずれかの方向の疲労亀裂裂伝播速度の低減効果が得られなくなる。
【００６０】
一方，保持時間が６０時間を超えると，凝固偏析の拡散効果が飽和し，熱処理コストの増大および生産性を阻害する．このため，溶体化熱処理の保持時間は２５〜６０時間とする。
再加熱温度
熱間圧延前の再加熱温度は１０００℃〜１２００℃とする。再加熱温度が１０００℃未満では，熱間圧延での変形抵抗が高くなり，１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから，圧延パス数が増加し，圧延能率の低下を招くとともに，鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合がある。
【００６１】
一方，再加熱温度が１２００℃を超えると，加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく，圧延後の手入れ負荷が増大する。このため，熱間圧延前の再加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。
熱間圧延条件
熱間圧延は、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とし、熱間圧延後，空冷する。圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では，変形抵抗が高くなりすぎて，圧延荷重が増大し，圧延機への負担が大きくなる。
【００６２】
本発明で規定する金属組織を得るため、２相域熱処理前の初期組織として等軸のフェライトと、パーライトもしくはベイナイトの混合組織とすることが有利で、熱間圧延後，空冷することにより達成できる．
熱間圧延では、板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼板の場合，ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が１５％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。
【００６３】
なお，Ａｒ３変態点は化学組成との相関が概ね次（１）式で整理できる。
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−
２１Ｃｕ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ                  （１）
（ただし，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ：各合金元素の含有量（質量％））
熱処理
本発明では、熱間圧延後、空冷した鋼板に２相域焼入れー焼もどし処理を施す。２相域焼入れ前に，焼きならし処理を施してもよい。
【００６４】
２相域焼入れは、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点−１０℃の２相域温度範囲に再加熱保持後，５℃／ｓ以上の平均冷却速度で焼入れる。
【００６５】
２相域焼入れの加熱温度は、Ｃのオーステナイト地への濃化と，フェライト地の希釈軟化を効率的に促進し，焼入れ後の組織を，硬質のマルテンサイトと軟質のフェライトの混合組織とするため、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点−１０℃と規定する。
【００６６】
Ａｃ１変態点＋１０℃以下の温度で保持をすると，オーステナイト相の分率が低いため，焼入れ後の組織中のマルテンサイト分率が少なく、また，Ａｃ３変態点−３０℃以上の温度で保持をすると，フェライト相の分率が低下するだけでなく，オーステナイト相へのＣ等，合金元素の濃化が促進せず，焼入れ後のマルテンサイト組織の硬さが低下し，耐疲労き裂伝播特性が劣化する。なお，Ａｃ１点およびＡｃ３点は概ね次（２）および（３）式で整理できる．
Ａｃ１＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ     （２）
Ａｃ３＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒ  （３）
（ただし，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，  Ｎｉ，Ｃｒ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））
２相域温度範囲での保持は，鋼板内の温度均一化を図り，特性ばらつきを抑えるためであり，５ｍｉｎ．以上とすることが好ましい。
【００６７】
一方，保持時間が１ｈｒ以上になるとオーステナイト粒の粗大化により，母材の靭性が劣化するので，１ｈｒ未満が望ましい。
【００６８】
また，平均冷却速度が５℃／ｓ以下になると，鋼板の焼入れ性の低減により，硬質相としてパーライトあるいはベイナイト相が生成し、マルテンサイト組織が得られない。平均冷却速度の上限については特に規定しないが，条切り歪を低減するという観点から８０℃／ｓ以下とすることが望ましい．尚、平均冷却速度とは，板厚方向１／２ｔ部において，保持温度−５０℃〜４００℃までの冷却速度を意味するものとする。
【００６９】
更に、組織の均質化および微細化を行う場合、焼きならし処理を施す。焼きならし処理は厚鋼板をＡｃ３変態点以上の温度域に再加熱して保持し，厚鋼板内部まで均一なオーステナイト相とした後，空冷を行う。
【００７０】
加熱温度の上限については規定しないが，１１００℃以上になると鋼板表面性状が劣化するため，好ましくは１１００℃以下とする。また，保持時間が，１ｈｒ以上になるとオーステナイト粒の粗大化により，母材の靭性が劣化するので１ｈｒ未満が望ましく，熱処理炉内の均熱性が良好ならば，短時間の保持でもかまわない。
【００７１】
焼もどし処理は、再加熱温度４００〜６５０℃とする。母材の靭性および延性を向上させるため、焼もどし温度を４００℃以上とするが，６５０℃を超えると焼もどしマルテンサイト相の硬さが低下し、疲労き裂伝播の遅延効果が劣化するため，４００〜６５０℃とする．
保持時間について規定しないが、１ｈｒ以上になると、焼もどしマルテンサイト相の硬さが低下し、疲労き裂伝播の遅延効果が劣化するので、１ｈｒ以内が望ましく，熱処理炉内の均熱性が良好ならば，短時間の保持でもかまわない。
【実施例】
【００７２】
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で，種々の組成に調製された鋼素材を，溶体化熱処理−熱間圧延−再加熱焼入れ−焼もどしにより種々の板厚の供試鋼とした。表１に供試鋼の化学成分を、表２に溶体化熱処理−熱間圧延−再加熱焼入れ−焼もどしの条件を示す。
【００７３】
得られた供試鋼のそれぞれについて、金属組織、機械的特性および疲労亀裂伝播特性を調査した。金属組織の調査は，各鋼板の板厚，板幅および板長さ方向の板厚１／４ｔ部断面について，ミクロ組織観察用サンプルを採取し，ナイタール腐食の後，光学顕微鏡組織を撮影し，画像解析装置を用いて組織分率を求めた。
【００７４】
また、各鋼板の板幅（Ｃ方向），板長さ（Ｌ）方向からＪＩＳ５号全厚引張試験片を採取し，ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２００６）の既定に準拠して引張試験を実施し，引張特性を調査した。靭性は、板厚１／２位置から，ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２（２００６）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し，ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００６）の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し，０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を求めた。
【００７５】
疲労き裂伝播特性は，各鋼板から，荷重負荷方向が鋼板の板厚，板幅および板長さ方向になるようＡＳＴＭ  Ｅ  ６４７に準拠したＣＴ試験片を採取し，クラックゲージ法で疲労き裂伝播試験を実施し，伝播速度を求めて評価した。
【００７６】
本発明に係る材質の異方性が小さく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材は、引張強さ４９０Ｎ／ｍｍ２以上，全伸び２２％以上、２ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験での，０℃での吸収エネルギーが１００Ｊ以上を備え、板厚，板幅および板長さ方向のそれぞれにおいて応力拡大係数ΔＫ：１５ＭＰａ／√ｍにおける疲労き裂伝播速度（ｄａ／ｄＮ）が５×１０−９（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下を有する鋼材とする。
【００７７】
表３に金属組織の調査結果、表４に強度、靭性および表５に疲労き裂伝播特性を示す。
本発明例（鋼Ｎｏ．１−１，１−２，２，３，４−１，５，６）は，鋼板の荷重負荷方向がいずれであっても応力拡大係数ΔＫ：１５ＭＰａ／√ｍにおける疲労き裂伝播速度（ｄａ／ｄＮ）が５×１０−９（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下と極めて遅く，優れた耐疲労き裂伝播特性を有する。
【００７８】
さらに，引張強さ４９０ＭＰａ以上，全伸び２２％以上，および０℃での吸収エネルギー  ｖＥ０＞１００Ｊの高強度，高延性，高靭性の母材特性を有する。
【００７９】
一方，比較例（鋼Ｎｏ．１−３，１−４，１−５，４−２，４−３，４−４，４−５，７，８，９，１０）は，鋼板の板厚，板幅および板長さ方向への疲労き裂伝播特性および機械的特性のうち，いずれか，あるいは複数の特性が目標値を満足していない．
【００８０】
【表１】
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【００８１】
【表２】
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【００８２】
【表３】
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【００８３】
【表４】
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【００８４】
【表５】
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