"質量で、C:0.10~0.16、Si:0.10~0.50、Mn:0.8~1.2、P:0.05以下、S:0.02以下、Nb:0.05以下、残部がFe及び不可避的不純物からなり、Ceq≦0.40の鋼を、950°C以上、1200°C以下に加熱後、Ar3点以上で累積圧下率50以上の圧延を行い、Ar3以下であってAr3-60°Cかつ730°C以上の温度域から10°C/s以上30°C/s未満の冷却速度で加速冷却を開始後、650°C以下500°C以上まで冷却することを特徴とする一様伸び特性および疲労亀裂伝播特性に優れた微細フェライトと分散したパーライト組織からなる鋼材の製造方法。更に、鋼成分として、質量で、Cu:0.4以下、Ni:0.8以下、Cr:0.4以下、Mo:0.4以下、V:0.05以下、Ti:0.03以下、B:0.003以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の一様伸び特性および疲労亀裂伝播特性に優れた微細フェライトと分散したパーライト組織からなる鋼材の製造方法。しかしながら、特許文献1記載の方法で製造された鋼板は、疲労強度が向上しても島状マルテンサイトを起点として脆性破壊を発生させる可能性があり、更にフェライトを生成させるため、鋼板の温度がAr3-50°Cとなるまで待機させ、冷却を開始するので、生産能率も低下する。特許文献2記載の方法は冷却後再加熱して、圧延を行うので製造工程が煩雑で、製造コストが高く、製造能率も低下する。特許文献3記載の方法は、鋼材の成分組成に高価なNb,Tiを含有するので、製品コストが高く、また、該成分組成によるミクロ組織は冷却速度依存性が高く板厚方向で材質不均一性が生じることが懸念される。更に、特許文献2、3記載の方法はベイナイトもしくはマルテンサイトなど硬化相を導入するため延性や、曲げ加工性の劣化が懸念される。本発明は、安価な、成分組成と製造コストで、一様伸び特性と疲労亀裂伝播特性に優れた鋼板の製造方法を提供することを目的とする。本発明者等は、一様伸び特性と疲労亀裂伝播特性におよぼす鋼材ミクロ組織の影響を鋭意検討し、Ar3点以上で累積圧下率50以上の圧延を行い、Ar3以下であってAr3-60°Cかつ730°C以上の温度域から10°C/s以上30°C/s未満の冷却速度で加速冷却することでフェライトが一部生成した残部オーステナイトからラメラ間隔が微細なパーライトを生成させ、かつパーライト組織を鋼板圧延方向にバンド状ではなく塊状に分散生成させることにより、一様伸びおよび疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材が得られことを見出した。図2は疲労亀裂の伝播に及ぼすミクロ組織の影響を模式的に示す図で、aに示すような、微細なフェライト2の間に、靱性の良好な狭いラメラ間隔で析出する微細構造のパーライト3が存在するミクロ組織の場合、疲労亀裂4はパーライト境界で屈折するため繰返荷重毎の疲労亀裂進展量はbに示すような、例えば空冷条件にて析出したパーライト3を含む鋼板と比べて小さくなり、疲労亀裂の伝播が抑制されて、疲労亀裂伝播特性に優れる。本発明は、得られた知見に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は1質量で、C:0.10~0.16、Si:0.10~0.50、Mn:0.8~1.2、P:0.05以下、S:0.02以下、Nb:0.05以下、残部がFe及び不可避的不純物からなり、Ceq≦0.40の鋼を、950°C以上、1200°C以下に加熱後、Ar3点以上で累積圧下率50以上の圧延を行い、Ar3以下であってAr3-60°Cかつ730°C以上の温度域から10°C/s以上30°C/s未満の冷却速度で加速冷却を開始後、650°C以下500°C以上まで冷却することを特徴とする一様伸び特性および疲労亀裂伝播特性に優れた微細フェライトと分散したパーライト組織からなる鋼材の製造方法。2更に、鋼成分として、質量で、Cu:0.4以下、Ni:0.8以下、Cr:0.4以下、Mo:0.4以下、V:0.05以下、Ti:0.03以下、B:0.003以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする1記載の一様伸び特性および疲労亀裂伝播特性に優れた微細フェライトと分散したパーライト組織からなる鋼材の製造方法。本発明によれば、複雑な熱処理や、高価な合金元素を添加した成分組成を用いずに、一様伸び特性と疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造が可能で、産業上極めて有用である。本発明法は、加速冷却法を前提とし、板厚方向に、均質な、微細フェライトが分散したパーライト組織とするため、特定成分の鋼材を、特定の冷却条件で冷却することを特徴とする。本発明の鋼材の成分組成と製造条件について詳細に説明する。1成分組成含有量は質量とする。CCは強度を確保するため0.10以上添加する。0.16を超えて添加すると溶接性が阻害されるため、0.10~0.16、好ましくは0.11~0.15を添加する。SiSiは脱酸と強度を確保するため0.10以上添加する。0.50を超えて添加すると溶接性、靭性が劣化するため、0.10~0.50、好ましくは0.15~0.40とする。MnMnは焼入れ性の増加により、強度、靭性を確保させるため、0.8以上添加する。1.2を超えると溶接性を劣化させるため、0.8~1.2、好ましくは0.9~1.1を添加する。PPは不純物で、靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、0.05以下、好ましくは0.03以下とする。SSは不純物で、靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、0.02以下、好ましくは0.01以下とする。CeqCeq=CSi/24Mn/6Ni/40Cr/5Mo/4V/14は低温割れ防止のため、0.40以下、好ましくは強度および靱性を確保するため0.32~0.36とする。以上が本発明に係る鋼の基本成分組成であるが、更に強度、靭性、溶接性を向上させたり、耐候性を付与する場合、Cu,Ni、Cr,Mo,Nb,V,Ti,Bの一種または二種以上を添加する。CuCuは固溶により強度を上昇させ、また耐候性を向上させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、0.4を超えると溶接性が損なわれ、鋼材製造時に疵が生じやすくなるので0.4以下とし、好ましくは、0.3以下とする。NiNiは低温靭性や耐候性を向上させ、またCuを添加した場合の熱間脆性を改善するので、必要に応じて添加する。添加する場合、0.8を超えると溶接性が損なわれ、鋼材コストが上昇するので0.8以下とし、好ましくは、0.6以下とする。CrCrは強度を上昇させ、また耐候性を向上させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、0.4を超えると溶接性と靭性が損なわれるので0.4以下とし、好ましくは、0.3以下とする。MoMoは強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、0.4を超えると溶接性と靭性が損なわれるので0.4以下とし、好ましくは、0.2以下とする。NbNbは圧延時のオーステナイト再結晶を抑制し細粒化を図ると同時に、加速冷却後の空冷時に析出し強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、0.05を超えると靭性が損なわれるので0.05以下とし、好ましくは0.03以下とする。VVは、加速冷却後の空冷時に析出し強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、0.05を超えると溶接性と靭性が損なわれるので0.05以下、好ましくは0.03以下とする。TiTiは、強度を上昇させ、溶接部靭性を向上させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、0.03を超えると鋼材コストが上昇するので0.03以下、好ましくは0.02以下とする。BBは焼入れ性を高め、強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、0.003を超えると溶接性が低下するので、0.003以下、好ましくは0.002以下とする。2製造条件本発明では、スラブ加熱温度、圧延条件、加速冷却条件を規定する。スラブ加熱温度スラブ加熱温度は、圧延温度を確保するため、950°C以上とする。1200°Cを超えると鋼の結晶粒が粗大化し、靭性が低下するので950°C~1200°Cとする。圧延条件圧延で、オーステナイト粒を微細化させ、加速冷却におけるフェライト変態を促進し、フェライト粒を微細化させるため、Ar3点の累積圧下率を50以上とする。累積圧下率50以上とする圧延は、オーステナイト未再結晶域、オーステナイト再結晶域を問わずAr3点以上であればよい。但し、異方性が問題となる場合は、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率を50以下とする。加速冷却条件本発明では、ミクロ組織を微細フェライトが分散したパーライト組織とするため、圧延後、Ar3以下であってAr3-60°Cかつ730°C以上の温度域から10°C/s以上30°C/s未満の冷却速度で加速冷却を開始後、650°C以下500°C以上まで冷却する。加速冷却開始温度は一様伸び特性の低下を引き起こすベイナイト組織の生成を抑制し、かつ一様伸び特性に良好な塊状のフェライト組織を確保するためにAr3以下とする。また、冷却開始温度の下限はミクロ組織において疲労亀裂伝播特性に劣るバンド状のフェライト生成を抑制するためAr3-60°Cかつ730°C以上とする。加速冷却停止温度は、未変態オーステナイトをパーライト変態させ、かつ強度を確保するため650°C以下、500°C以上とする。尚、本発明において、冷却速度は、冷却中に疲労亀裂伝播特性を劣化させる粗大な塊状フェライトやラメラ間隔が大きいパーライト組織を生じないように10°C/s以上とする。また、一様伸び特性の低いベイナイト組織を回避するため30°C/s未満とする。図1は圧延後冷却時の場合の連続冷却変態図を模式的に示す図である。圧延後空冷した場合はフェライトパーライトバンド組織を呈する。この組織の場合、比較的一様伸び特性を含む延性は良好であるが、靭性および疲労亀裂伝播特性は低い。圧延後急冷した場合、組織はベイナイト主体の組織となり、延性が大きく低下する。一方、本発明法の場合、冷却開始温度を制御することにより一様伸び特性に良好な塊状のフェライト組織を確保しつつ、疲労亀裂伝播特性の低いパーライトバンド組織、一様伸び特性の低いベイナイト組織を回避し、冷却速度を制御した加速冷却により疲労亀裂伝播特性向上に有効なラメラ間隔が微細なパーライトを得ることができる。本発明での冷却速度は板厚方向の平均冷却速度、温度は鋼板表面温度とする。Ar3点はAr3°C=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo但し、元素記号は鋼材中の各元素の質量での含有量を表す。等で求めることができる。表1に示す成分組成の鋼片を、表2に示す条件で、板厚12~50mmの鋼板とし、一様伸びと疲労亀裂伝播特性を求めた。更に、強度、靭性についても試験を行った。表2に製造条件に合わせて試験結果を示す。疲労亀裂伝播特性はCT試験により、疲労亀裂伝播速度を求めて評価した。CT試験片は圧延直角方向に亀裂が進展するようにL-T方向を全厚板厚25mmを超えるものは25mmに減厚。として採取した。試験条件は応力比0.1、周波数20Hz,室温大気中でASTME647に準拠した。実施例において応力拡大係数範囲ΔK=20MPa√mとした場合の疲労亀裂伝播速度が2×10-8m/cycle以下を本発明例とした。一様伸びはC方向採取したJISZ22011A号の全厚試験片を用いた引張試験により求め、25以上を本発明例とした。また同時にTS,YSを求めた。靭性はシャルピー衝撃試験により破面遷移温度vTrs°Cを求めた。シャルピー衝撃試験片JISZ2202は板厚/4板厚25mm未満は板厚/2より、圧延方向に平行に採取した。板番No.1~No.9は本発明例で優れた耐疲労特性亀裂伝播特性を示し、強度、靭性、溶接性にも優れていることが確認された。一方、板番No.10はC,SiおよびCeqが本発明範囲外のため、本発明範囲内の製造条件であっても本発明例に対し、一様伸び特性に劣る。また靭性も低い。板番No.11は冷却開始温度が本発明範囲外で低く、また、冷却速度が大きく分散した塊状パーライトが得られなかったため、疲労亀裂伝播特性が本発明例に対して劣る。板番No.12は加速冷却の冷却速度が本発明範囲外で低く、一様伸び特性、疲労亀裂伝播特性に劣る。板番No.13は鋼材の成分組成が本発明範囲外で、冷却開始温度が本発明範囲外で高く、冷却速度も本発明範囲外で高いため一様伸び特性、疲労亀裂伝播特性に劣る。板番No.14は900°C以上の累積圧下率も本発明範囲外で小さく、冷却開始温度が本発明範囲外で高いため、一様伸び特性、疲労亀裂伝播特性が本発明例に対して劣る。板番No.15は冷却開始温度が本発明範囲外で低く、疲労亀裂伝播特性が本発明例に対して劣る。"