(57)【要約】      （修正有）【課題】船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等で繰り返し応力が作用する部材に、切断後や溶接後に特別な後処理をせずに使用できる、切断部や溶接HAZ部の疲労特性に優れた鋼材とその製造方法を提供する。【解決手段】 C：0.01〜0.1％、Si：0.01〜0.6％、Mn：0.4〜2.0％、P：≦0.02％、S：≦0.01％、Cr：0.01〜0.6％、Nb：0.005〜0.06％および／またはTi：0.005 〜0.03％、sol.Al：≦0.10％、N：≦0.01％、その他不可避的不純物を含有する鋼組成とし、下記式により規定される焼入性指数DIが14以上、Mn/Cが15以上とする。1)Ｍｎ＜＝1.2％の時:DI＝0.311×√C×(1＋0.7×Si)×(1＋3.33×Mn)×(1＋2.16×Cr)×(1＋3×Mo)×25.4、2)Ｍｎ＞1.2％の時:DI＝0.311×√C×(1＋0.7×Si)×(5＋5.1×(Mn−1.2))×(1＋2.16×Cr)×(1＋3×Mo)×25.4【選択図】 なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.01〜0.10 ％； Si：0.01〜0.6 ％；  Mn：0.4 〜2.0％；  Ｐ：0.02％以下；  Ｓ：0.01％以下；  Cr：0.01〜0.6 ％；  Nb：0.005〜0.06％およびTi：0.005
〜0.03％の１種または２種；  sol.Al：0.10％以下；  Ｎ：0.01％以下；  その他不可
避的不純物および残部Feを含有する鋼組成を有する鋼材であって、下記式により規定される焼入性指数Ｄｌが１２以上であって、Ｍｎ／Ｃが１５以上であることを特徴とする疲労特性に優れた
鋼材。
Ｍｎ：1.2％以下のとき
D１＝0.311×√C×(1＋0.7×Si)×(1＋3.33×Mn)×(1＋2.16×Cr)×(1＋3×Mo)×25.4
Ｍｎ：1.2％超のとき
D１＝0.311×√C×(1＋0.7×Si)×(5＋5.1×(Mn−1.2))×(1＋2.16×Cr)×(1＋3×Mo)
×25.4
【請求項２】
前記鋼組成が、さらに、質量％で、Cu：0.05〜0.6 ％およびNi：0.05〜0.6 ％の１種または２種を含有する請求項１に記載の疲労特性に優れた鋼材。
【請求項３】
前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｖ：0.005〜0.08％を含有する請求項１または２に
記載の疲労特性に優れた鋼材。
【請求項４】
前記鋼組成が、さらに、質量％で、Mo:0.01〜0.5％、B：0.0003〜0.0030％およびW：0.05〜0.50%の１種または２種以上を含有する請求項１ないし３のいずれかに記載の疲労特性に優れた鋼材。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼片を、1200℃以下の温度域に加熱して圧延を行ない、Ar3点以上の温度域で該圧延を終了した後、650〜500℃の間の平均
冷却速度を5〜50℃/Sとする加速冷却を施し、該加速冷却を450℃以下で停止することを特徴とする疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項６】
請求項１ないし４のいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を1200℃以下の温度域に加熱して圧延を行ない、Ar3点以上の温度域で該圧延を終了した後、Ac1点以上に再加熱した後650℃〜500℃の間の平均冷却速度を５℃/s以上とする冷却を行ない、該冷却を500℃以下で停止することを特徴とする鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記冷却に続いて、さらに450℃以下に加熱して焼戻を行うことを特徴とする請求項５または６に記載の鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１ないし７のいずれかに記載の鋼材を用いた構造物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法に関する。より具体的には、本発明にかかる鋼材は、プラズマ切断部、レーザー切断部、大入熱溶接時のＨＡＺ部の疲労特性に優れることから、本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の構造物に、切断まま、溶接ままでも好適に使用することができる鋼材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の構造物に使用される鋼材は、構造物を構成するに先立ってまず適当な切断法により所望の形状・寸法に切断される。このような切断法として、従来から用いられてきたガス切断に比較して数倍以上の高速切断が可能であることから、金属ノズルによる熱的ピンチ効果を利用して形成した高温・高速のプラズマ流を用いるプラズマ切断やレーザー切断が近年多用される。これらの切断法は切断精度も相当高いことから、切断された鋼材は、切断ままで使用される場合がある。
【０００３】
しかしながら、このような切断による切断面近傍の冷却速度は大きくなるために切断面近傍の組織が硬化してしまう。このため、切断ままの鋼材を繰り返し応力が作用する部位に用いると、硬度が上昇した切断面近傍から疲労亀裂が発生し易くなり、この亀裂が起点となって疲労寿命が低下してしまう。
【０００４】
このため、切断された鋼材は、多くの場合、切断面近傍に例えば研削等の機械加工を仕上げ加工として行う必要があり、加工コストや加工時間の上昇は否めなかった。
このように切断・仕上げ加工された鋼材は溶接構造物として使用に供されることが多く、その際に用いられる溶接に関しては、溶接効率を向上させるためエレクトロガスまたはエレクトロスラグ溶接法等による大入熱溶接が行われるようになってきた。このような大入熱溶接の場合、溶接金属と母材の境界部では急激な温度上昇と急激な冷却速度で、境界部近傍での組織が硬化してしまう。従って、この部分に繰り返し応力が作用すると、硬度が上昇した境界部近傍から疲労亀裂が発生し易くなり、この亀裂が起点となって疲労寿命が低下してしまう。
【０００５】
ところで、鋼材の疲労寿命を改善する発明として、特許文献１には、ベイナイトと体積率10％以上の残留オーステナイトとを主相とする複合組織を有する鋼板の表面に、後処理としてショットピーニング処理を行って、表層部の残留オーステナイト相を歪誘起変態させる、鋼材の疲労特性改善方法が提案されている。この提案にかかる発明によれば、プラズマ切断された鋼材の切断面を含めて鋼材全体の疲労特性を改善することができる。
【０００６】
またプラズマ切断面の疲労特性を向上させる方法として、特許文献２には、母材の成分の最適化を行い、焼入れ性指数とオーステナイト粒径を適正範囲に管理することによりプラズマ切断された鋼材の切断面の疲労強度を向上させる技術が開示されている。
【特許文献１】特開平６−271930号公報
【特許文献２】特開2001−107175号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献１の発明によっても、鋼材に後処理を行う必要があるため、加工コストおよび加工時間の上昇は否めない。従って、この鋼材では、プラズマやレーザー切断ままでは繰り返し応力が作用する部位に構成部材として用いることができなかった。
【０００８】
また特許文献２では、鋼材の後処理は不要で、切断面の疲労強度も向上するが、DI値を確保するための有効な対策として、C量の増加が考えられる。しかしながら、C量を増加することにより、切断部の硬度が顕著に上昇し、切断後の曲げ加工性が低下するという問題点があった。
【０００９】
ここに、本発明の課題は、プラズマ切断やレーザー切断部および大入熱溶接時のＨＡＺ部等の部位における疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法を提供することである。
より具体的には、本発明の課題は、切断部や溶接ＨＡＺ部が疲労特性に優れることから、例えば船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の構成部材のうちで繰り返し応力が作用する部位に使用される構造部材に、切断後や溶接後に特別な後処理をしなくても好適に使用することができる鋼材およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、鋼板全体ではなく切断部の疲労特性の改善に影響する因子を鋭意検討した結果、以下に列記する新規な知見を得て、本発明を完成した。
（ｉ）焼入性指数ＤｌとＭｎ／Ｃ比の最適化を図ることにより、切断面の硬化層部の組織を細粒組織とすることができ、これにより、繰り返し応力の作用による転位の発生を抑制して、切断部の高疲労寿命化を図れる。
【００１１】
（ｉｉ）切断部の組織は切断時の入熱による加熱によってオーステナイト化されるものの、NbやTi等を適正量添加して炭窒化物を形成することにより、オーステナイト粒の成長を抑制でき、これにより、切断面の硬化層部を細粒組織とすることができる。
【００１２】
（ｉｉｉ）焼入性指数Ｄｌを１２以上に高めるには、Ｃ量およびMn量をいずれも増加させることが効果的ではあり鋼板自体の強度も上昇するが、一方で靱性が劣化する。そこで、鋼板の組成を適切に特定することによって、母材特性を劣化させることなく母材および切断部の特性をいずれも所望の程度に保つことができる。
【００１３】
（ｉｖ）上記の知見はプラズマ切断部における知見であるがレーザー切断でも同様のことが言え、また切断も溶接も急激な温度上昇と急激な冷却が加わることから、切断部も溶接部も母材に与える影響はほぼ同じである。
【００１４】
（ｖ）上記の知見に基づいて着想された鋼組成を有する鋼を用いることにより、切断面に機械加工等の後処理を行わなくとも、切断ままで高疲労特性を有する鋼材を得ることができ、これにより、加工コストおよび加工時間をいずれも短縮できる鋼材を提供できることを知った。
【００１５】
（ｖｉ）このような効果は大入熱溶接時でも得られ、大入熱溶接でも高疲労特性を有する鋼材を得ることができる。
本発明はこれらの知見を基にして完成されたものであり、その要旨は下記（１）〜（４）に記載の疲労強度に優れた鋼材、その製造方法、それを用いた鋼構造物である。
【００１６】
(1) 質量％で、Ｃ：0.01〜0.10 ％； Si：０．０１ 〜0.6 ％；  Mn：0.4 〜2.0％；  Ｐ：0.02％以下；  Ｓ：0.01％以下；  Cr：0.01〜0.6 ％；  Nb：0.005〜0.06％およびTi：0.005 〜0.03％の１種または２種；  sol.Al：0.10％以下；  Ｎ：0.01％以下；  その他不可避的不純物および残部Feを含有する鋼組成を有する鋼材であって、下記式により規定される焼入性指数Ｄｌが１４以上であって、Ｍｎ／Ｃが１５以上であることを特徴とする疲労特性に優れた鋼材。
【００１７】
・  Mn：1.2％以下のとき
D１＝0.311×√C×(1＋0.7×Si)×(1＋3.33×Mn)×(1＋2.16×Cr)×(1＋3×Mo)×25.4
・  Mn：1.2％超のとき
D１＝0.311×√C×(1＋0.7×Si)×(5＋5.1×(Mn−1.2))×(1＋2.16×Cr)×(1＋3×Mo)
×25.4
(2) 前記鋼組成が、さらに、質量％で、Cu：0.05〜0.6 ％およびNi：0.05〜0.6 ％の１種または２種を含有する上記(1) に記載の疲労特性に優れた鋼材。
【００１８】
(3) 前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｖ：0.005〜0.08％を含有する上記(1) または(2) に記載の疲労特性に優れた鋼材。
(4) 前記鋼組成が、さらに、質量％で、Mo:0.01〜0.5％、B：0.0003〜0.0030％およびW：０．０５〜０．５０％の１種または２種以上を含有する上記(1) ないし(3) のいずれかに記載の疲労特性に優れた鋼材。
【００１９】
(5)上記(1) ないし(4)のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼片を、1200℃以下の温度域に加熱して圧延を行ない、Ar3点以上の温度域で該圧延を終了した後、650〜500℃の間の
平均冷却速度を5〜50℃/Sとする加速冷却を施し、該加速冷却を450℃以下で停止することを特徴とする疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２０】
(6)上記(1)ないし(4)のいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を1200℃以下の温度域に加熱して圧延を行ない、Ar3点以上の温度域で該圧延を終了した後、Ac１点以上に再加熱した後650℃〜500℃の間の平均冷却速度を５℃/s以上とする冷却を行ない、該冷却を500℃以下で停止することを特徴とする鋼板の製造方法。
【００２１】
(7)上記(5)または(6)に加え、さらに450℃以下に加熱し焼戻すことを特徴とする鋼板の製造方法。
(８)上記(1) ないし(７) のいずれかに記載の鋼材を用いた構造物。
【発明の効果】
【００２２】
本発明により、切断部の疲労特性に優れることから、例えば船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の鋼構造物の構成部材のうちで繰り返し応力が作用する部材に、プラズマ、レーザー切断まま、大入熱溶接ままでも好適に使用することができる鋼材およびその製造方法を提供することが可能となった。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
次に、本発明にかかる切断部の疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法の実施の形態を、詳細に説明する。なお、以降の説明では、鋼材が鋼板である場合を例にとるが、これは例示であり、本発明は鋼板以外の他の熱間圧延鋼材、例えば管材、棒材、形材さらには線材等に対しても、同様に適用される。
【００２４】
まず、本発明にかかる製造方法において、用いる鋼の組成を限定する理由を説明する。なお、本明細書において鋼組成を示す「％」は特にことわりがない限り、「質量％」である。
【００２５】
(鋼の組成)
Ｃ：0.01〜0.10 ％
Ｃは、0.01％以上含有することにより鋼の強度および焼入れ性指数Ｄｌを高める成分である。しかしながら、Ｃ含有量が0.10 ％を超えると、必要な強度や靱性を確保すること
は困難になる。そこで、本発明では、Ｃ含有量は0.01％以上0.10％以下と限定する。後述する焼入れ性指数Ｄｌ、Mn/C比を確保し、かつ母材の靱性を確保するためには、Ｃ含有量の下限は0.03％、上限は0.08％であることが、それぞれ望ましい。
【００２６】
Si：0.01 〜0.6 ％
Siは、0.01％以上含有することにより鋼の脱酸に寄与する。しかし、Si含有量が0.6 ％を超えると鋼の靱性が損なわれる。そこで、本発明では、Si含有量は0.01％以上0.6 ％以下と限定する。同様の観点から、Si含有量の下限は0.02％、上限は0.4 ％であることが、それぞれ望ましい。
【００２７】
Mn：0.4 〜2.0％
Mnは、0.4 ％以上含有することにより鋼の強度を向上させるとともに焼入れ性指数Ｄｌを確保することができる。しかし、Mn含有量が2.0％を超えると、鋼の靱性および加工性
を損なう。そこで、本発明では、Mn含有量は0.4 ％以上2.0％以下と限定する。同様の観
点から、Mn含有量の上限は1.50％であることが望ましい。
【００２８】
Ｐ：0.02 ％以下
Ｐは不可避的不純物であり、中心偏析を助長するなど鋼の靭性を劣化させるため、本発明においては0.02 ％を上限とする。望ましくは0.018 ％以下とする。
【００２９】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは不可避的不純物であり、0.01％を越えて多量に存在する場合、溶接割れの原因となり、MnＳ等の割れの起点となり得る介在物を形成する。またHAZ 部靱性確保に影響のない程度に止めるためには望ましくは0.006 ％以下、より望ましくは0.004 ％以下とする。
【００３０】
Cr：0.01〜0.6 ％
Crは、0.01％以上含有することにより、焼入れ性を向上させ強度を高める成分である。しかしながら、0.6 ％超含有することにより著しい強度上昇が見られるが、それに対し靱性が劣化する。そこで、本発明では、Cr含有量は0.01％以上0.6 ％以下と限定する。同様の観点から、Cr含有量の下限は0.03％、上限は0.5 ％であることが、それぞれ望ましい。
【００３１】
Nb：0.005〜0.06％
Nbは、0.005％以上含有することにより炭窒化物を形成してフェライトおよびオーステ
ナイトの粒成長を抑制し、組織を細粒化し強度および靱性向上に効果がある。しかしながら、Nb含有量が0.06％を超えると、鋼の強度上昇が著しく、靱性が損なわれる。そこで、本発明では、Nb含有量は0.005％以上0.06％以下と限定する。同様の観点から、Nb含有量
の下限は0.01％、上限は0.05％であることが、それぞれ望ましい。
【００３２】
Ti：0.005 〜0.03％
Tiは、0.005 ％以上含有することによりNbと同様の効果を奏する元素であるが、Ti含有量が0.03％を超えると溶接割れが発生し易くなる。そこで、本発明では、Ti含有量は0.005 ％以上0.03％以下と限定する。同様の観点から、Ti含有量の下限は0.01％、上限は0.02％であることが望ましい。
【００３３】
本発明では、上述したNbおよびTiは、少なくとも一方が含有されていればよい。
Sol.Al：0.10％以下
Sol.Alは、Siと同様、脱酸に有効に寄与する。また、Alを添加することにより、組織が微細化及び均一化される為、疲労特性に対しても均一な特性を有する。0.10％を超えると鋼の清浄度が低下および組織の微細化が得られない、このため、sol.Alは0.10％を上限とする。好ましくは0.005〜0.08％である。
【００３４】
Ｎ： 0.01％以下
Ｎは多量に存在する場合、母材、HAZ 部共に靱性を悪化させる。通常は、鋼にTiを添加してTiＮの形で固定して無害化しているが、Ｎが0.01％を超えて鋼中に存在する場合は、HAZ 部において加熱時にTiＮが鋼中に固溶して、HAZ 部の硬化を招き、靱性が劣悪化する。またNを添加することにより、鋼材の硬度を上げることが可能であり、硬度を上げることにより疲労特性は改善されるが、0.01%を超える場合は、著しい硬度上昇により、靱性が劣悪化する。このため、Ｎは0.01％を上限とする。好ましくは0.0005〜0.008％である。
【００３５】
また、本発明では、これらの元素以外に品質向上を図るために、Cu、Ni、Ｖ、Mo、BおよびＷを任意添加元素として、CuおよびNiの１種または２種、あるいはVを単独で, もしくはMo、BおよびＷの１種または２種以上、またはそれらを２種以上組み合わせて含有してもよい。
【００３６】
そこで、これらの任意添加元素についても説明する。
Cu：0.05〜0.6 ％
Cuは、鋼材が腐食環境下で使用される場合に、必要に応じ0.05％以上添加されることにより耐食性を向上することができる。しかしながら、Cu含有量が0.6 ％を超えると、これらの効果が飽和するとともに鋼の強度が過剰に上昇し過ぎ、靱性が損なわれる。そこで、Cuを添加する場合には、その含有量は0.05％以上0.6％以下と限定することが望ましい。
同様の観点から、Cu含有量の下限は0.1 ％、上限は0.5 ％であることが、それぞれ望ましい。
【００３７】
Ni：0.05〜0.6 ％
Niは、0.05％以上添加されることにより腐食環境下での耐食性向上の効果を示す。しかしながら、Ni含有量が0.6 ％を超えると、これらの効果が飽和するとともに鋼の強度が過剰に上昇し過ぎ、靱性が損なわれる。そこで、Niを添加する場合には、その含有量は0.05％以上0.6 ％以下と限定することが望ましい。同様の観点から、Ni含有量の下限は0.1 ％、上限は0.5 ％であることが、それぞれ望ましい。
【００３８】
Ｖ：0.005〜0.08％
Ｖは、0.005％以上添加されることにより組織を細粒化して鋼材の疲労強度の上昇に寄
与する。しかしながら、Ｖ含有量が0.08％を超えると効果が飽和するとともに強度が過剰に上昇し過ぎ、靱性が損なわれる。そこで、Ｖを添加する場合には、その含有量は0.005
％以上0.08％以下と限定することが望ましい。同様の観点から、Ｖ含有量の下限は0.01％、上限は0.06％であることが、それぞれ望ましい。
【００３９】
Mo：0.01〜0.5 ％
Moは、0.01％以上含有することにより、焼入れ性を上げ強度を高める成分である。しかしながら、Mo含有量が0.5 ％を超えると、著しい強度上昇が見られるが、それに対し靱性が劣化する。そこで、本発明では、Mo含有量は0.01％以上0.5％以下と限定する。同様の
観点から、Mo含有量の下限は0.02％、上限は0.4 ％であることが、それぞれ望ましい。
【００４０】
Ｂ：0.0003 〜0.0030％
Ｂは微量でもγ粒界の焼き入れ性を増し、母材強度を高めるためには有効な元素である。この効果を得るには0.0003％以上添加することが必要である、しかし0.0030 ％を超え
ると熱影響部の硬化を招くため、上限を 0.0030％とした。
【００４１】
Ｗ：0.05〜0.50％
Ｗは母材強度を高め耐食性を向上させるためには有効な元素である。この効果を得るには0.05％以上添加することが必要である。しかし0.50％を超えると靭性の劣化をきたす。
【００４２】
焼入性指数Ｄｌ：12以上
焼入性指数Ｄｌは、本発明者らが焼入れ性を表示するために規定した特性値である。すなわち、焼入性指数Ｄｌは、太さが異なる多種の試料 (丸棒) を、同じ条件で水焼入れしてその断面を検鏡することにより、試料の中心部の組織の50％がマルテンサイトになる限界の太さ (直径) を示している。焼入性指数Ｄｌは、前述の(1) 式により規定される。
【００４３】
焼入性指数Ｄｌが12以上、かつMn/Cが15以上であれば、切断における熱により形成される硬化組織がマルテンサイト化される。このため、繰り返し応力に伴う転位の発生が抑制されて高疲労寿命化され、疲労限度が向上する。一方、焼入性指数Ｄｌが12未満であると、疲労限度が従来レベルとなる。そこで、本発明では、焼入性指数Ｄｌを12以上と限定する。なお、焼入れ性指数Ｄ１を示す式における各元素記号は鋼組成における含有量（質量％）を表す。
【００４４】
なお、好ましい範囲は12.5以上である。
Ｍｎ／Ｃ比：15以上
DI値を一定以上確保することにより、飛躍的に疲労特性が改善されるものの、C量の増
加に伴うDI値増加には、切断部硬度の顕著な上昇により、切断後の曲げ加工性が劣ることが確認された。そこで本発明では、Mn/C比を15以上にすることにより、切断後の曲げ加
工性を損なわず、高疲労寿命化を達成しようとするものである。なお、「Mn」、「Ｃ」はそれぞれの元素の鋼組成における含有量（質量％）を表す。なお、好ましい範囲は16以上である。
【００４５】
特許文献２においては所定の焼入性指数を確保したうえで切断時の残留オーステナイト粒径を規定することで疲労特性の改善を図っている。しかし、本発明においては、Mn/Cを15以上に規定することで、特許文献２で考慮されたことがない曲げ特性を確保するとともに、疲労強度の改善を図るのである。
【００４６】
またMn／Ｃが大きくなると、鋼の組織の中でベイナイトの占める比率が高くなる。疲労強度を向上させるにはこのベイナイト分率を好ましくは30％以上とすればよいが、このためにもMn／Ｃで管理し、１５以上とする。
【００４７】
ベイナイト分率が増加すると、疲労き裂進展の抑制に効果がある理由は以下の通りである。
ベイナイトは疲労き裂進展試験のような繰り返し変形を受けると加工軟化することが知られている。これは変態によって導入された転位が、繰り返し変形によって合体・消滅するためであり、これによって疲労き裂先端に蓄積する歪が緩和される。すなわち加工軟化特性によってき裂進展駆動力が低下することもベイナイトがき裂進展の抑制に有効であると考えられる。
【００４８】
ここで、本発明にかかる鋼材の製造方法について説明すると次の通りである。
(鋼加熱)
本発明では、かかる鋼組成および焼入性指数Ｄｌを有する鋼材を製造するには、慣用の溶製手段によりまた加工手段でもって、鋼片(スラブ)とし、これを例えば圧延加工によって鋼材とすればよい。鋼材が圧延鋼材の場合、圧延に先立って、その鋼片を1200℃以下の温度域に加熱する。鋼片を1200℃を超える高温に加熱すると、鋼のオーステナイト粒の粗大化が著しくなり、鋼の靱性を阻害する。そこで、圧延に先立つ鋼加熱温度は1200℃以下と限定する。
【００４９】
(圧延)
このようにして加熱した鋼に対し、圧延を行う。圧延は、Ar3 点以上の温度域で終了させる。鋼の靱性を向上させるには未再結晶域での熱間圧延が好ましく、未再結晶域以外の圧延では、鋼の組織が粗大化して靱性を劣化させるからである。
【００５０】
なお、Ar3点は各種算出方法はあるが、本発明では以下の式で計算する。
Ar3＝910−310Ｃ−80Ｍｎ−20Ｃｕ−15Ｃｒ−55Ｎｉ−80Ｍｏ＋0.35（ｔ−8）
ここで、記号は各元素の鋼組成における含有量（質量％）、ｔは板厚(mm)である。
【００５１】
この式は「鉄と鋼」第67年(1981)第１号、P143、大内ら、「熱間圧延後のフェライト変態開始温度に及ぼす圧延条件と化学成分の影響」を参照した。
(冷却)
このようにして圧延を終了した後に、650〜500℃の間の平均冷却速度を5〜50℃／ｓとする加速冷却を施し、このときの加速冷却は450℃以下で停止する。
【００５２】
冷却停止温度を450℃以下とするとは、例えば鋼板内温度ムラを少なくするために、常温近くまで冷却することも含めるという意味である。
本発明の１態様では熱間圧延直後に加速冷却を行ってもよい。いわゆるＴＭＣＰ型の製造方法である。
【００５３】
本発明の別の態様では、圧延直後に加速冷却はせず、一旦放冷後に、再度鋼板を加熱し、焼き入れを行ってもよい。このときの加熱温度はAc１点以上が好ましい。Ac１点を下回ると焼入れによる変態が生じない。
【００５４】
また、焼戻し温度を450℃以下に限定する。450℃以下にて特性を満足する組織および機械的特性が得られるためであり、それを超えた温度にて焼戻しを実施すると特性が失われてしまうため、焼戻し温度は450℃以下が好ましい。
【００５５】
本発明にかかる製造方法を鋼板を例にとり説明したが、線材、棒材、形材さらには管材等の鋼材についても同様な製造条件で製造可能であり、この点、本発明は特に制限されない。
【００５６】
このようにして、本発明により、疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法、より具体的には、プラズマやレーザー切断部または大入熱溶接部の疲労特性に優れることから、例えば船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等のいわゆる鋼構造物の構成部材のうちで例えば船舶部材のロンジ材のように繰り返し応力が作用する部材に、切断まま、溶接ままでも好適に使用することができる鋼材およびその製造方法が提供される。このため、本発明によれば加工コストおよび加工時間をいずれも低減することができる。
【実施例】
【００５７】
次に、本発明を実施例を参照しながらその作用効果をより具体的に説明する。
（実施例１）
表１に示す鋼組成、焼入性指数ＤｌおよびMn/Cを有する供試材ａ〜供試材ｊを用いて、表２に示す製造条件より、SM490A規格に準ずる強度と25mmの板厚の供試材をNo.1から10まで製造した。
【００５８】
各供試材より図１に示す寸法(単位：mm)および形状の軸力疲労試験片を、表３に示す切断条件のプラズマ切断で切断した後、図２に示す軸力疲労試験機を用いて、軸力疲労試験を行った。
【００５９】
すなわち、図１に示す平面形状・寸法を有する軸力疲労試験片をプラズマ切断によって作製し、図2に示す20トン電気油圧式疲労試験機を用いて室温で繰り返し周波数５Hz、応力比0.1、応力振幅284〜421N/mm2の軸力片振り引張り荷重制御方式により、疲労試験を行った。なお、図２における符号1は軸力疲労試験片であり、符号2は荷重を検出するロードセルであり、符号３は軸力疲労試験片１に荷重を与える油圧シリンダであり、符号4は波形発生器であり、符号５は負荷制御器であり、符号６はサーボバルブであり、さらに符号７は油圧源である。
【００６０】
そして、この軸力疲労試験において、破断繰り返し数が10７回となる応力振幅を疲労限度Δσwとして測定した。測定結果を表２に併せて示す。
また、図３に示す試験片側面部にプラズマ切断面を有した試験片30を使って曲げ試験（曲げ半径1.0ｔ；ここでｔは板厚）を実施し、曲げ加工性の優位性を確認した。結果は同じく表２に示す。なお、図中の側面部32がプラズマ切断面である。
【００６１】
表２におけるNo.1〜8は、いずれも、本発明の範囲を満足する本発明例であり、疲労限度Δσw が 457〜418(N/mm2)と、高い値を示し且つ曲げ試験においても割れの発生は無く良好な結果を示す。
【００６２】
これに対し、No.9は、Mn／Ｃが本発明の範囲の下限を下回っているため、疲労強度Δσw が 321 (N/mm2) と劣化且つ曲げ試験においても割れが発生している。
No.9は、Mn／Ｃおよび焼入性指数ＤＩが本発明の範囲の下限を下回っているため、疲労強度Δσw が 297(N/mm2) と劣化且つ曲げ試験においても割れが発生している。
【００６３】
No.11は、Mn／Ｃが本発明の範囲の下限を下回っているため、疲労強度Δσw が 324 (N/mm2) と劣化且つ曲げ試験においても割れが発生している。
No.12は、Mn／Ｃが本発明の範囲の下限を下回っているため、疲労強度Δσw が 319 (N/mm2) と劣化且つ曲げ試験においても割れが発生している。
【００６４】
(実施例２) 
表４に示す鋼組成、焼入性指数ＤＩおよびMn/Cを有する供試材Ｋ〜供試材Ｏを用いて、表５に示す製造条件より、SM490A規格に準ずる強度と25mmの板厚の供試材をNo.13からNo.17まで製造した。各供試材より表６に示す溶接条件にて溶接継手を作成した。
【００６５】
図４に示す寸法（単位：mm）、形状の試験片形状に加工後、図２に示す軸力疲労試験機を用いて、溶接継ぎ手部の軸力疲労試験を行った。図４(a) は試験片の側面図、図４(b) は平面図である。図中、黒塗り部分が溶接部を示す。
【００６６】
この軸力疲労試験において、破断繰り返し数Nfが 107回となる応力振幅を疲労限度Δσw としてを測定した。測定結果を表５に併せて示す。
表５におけるNo.13〜15は、いずれも、本発明の範囲を満足する本発明例であり、溶接
継手部の疲労限度Δσw が 421〜408(N/mm2)と、高い値を示し且つ曲げ試験においても割れの発生はなく良好な結果を示す。
【００６７】
これに対し、表５におけるNo.16 は、Mn／Ｃが本発明の範囲の下限を下回り焼入れ性が不足しているため、溶接継手部の疲労限度Δσw が 296(N/mm2) と劣化且つ曲げ試験においても割れが発生している。
【００６８】
同じくNo.17は、Mn／Ｃが本発明の範囲の下限を下回っているため、疲労限度Δσw 
が 264(N/mm2) と劣化且つ曲げ試験においても割れが発生している。
【００６９】
【表１】
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【００７０】
【表２】
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【００７１】
【表３】
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【００７２】
【表４】
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【００７３】
【表５】
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【００７４】
【表６】
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【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】軸力疲労試験片の形状を示す平面図である。
【図２】軸力疲労試験機の模式的説明図である。
【図３】曲げ試験片の形状を示す平面図である。
【図４】図４(a) は溶接継手疲労試験片の形状を示す側面図、図４(b) は同じく平面図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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