鋼組成が、質量で、C:0.05~0.30Si:0.03~0.35Cr:0.05~2.0P:0.03以下S:0.003以下Al:0.1以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋳片または鋼片を、1000°C~1300°Cに再加熱、圧延終了温度をAr3変態点以上となる熱間圧延、冷却後、Ac3変態点以上の温度範囲に再加熱、その温度で保持してから空冷もしくは加速冷却を行い、さらにAc1変態点10°C~Ac3変態点-10°Cの2相域温度範囲に再加熱、保持後、5°C/s以上の平均冷却速度で焼入れし、400°C以上、Ac1点以下で焼もどすことを特徴とする、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。鋼組成に、質量でさらに、Mo:0.05~1.0V: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、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。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:0.005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2に記載した、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。鋼組成が、質量で、C:0.05~0.30Si:0.03~0.35Cr:0.05~2.0P:0.03以下S:0.003以下Al:0.1以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋳片または鋼片を、1000°C~1300°Cに再加熱、圧延終了温度をAr3変態点以上となる熱間圧延後、空冷もしくは加速冷却を行い、さらにAc1変態点10°C~Ac3変態点-10°Cの2相域温度範囲に再加熱、保持後、5°C/s以上の平均冷却速度で焼入れし、400°C以上、Ac1点以下で焼もどすことを特徴とする、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。鋼組成に、質量でさらに、Mo:0.05~1.0V:0.01~0.3の1種または2種を含有する請求項4に記載した、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。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:0.005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4または5に記載した、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。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、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。特許文献3に記載された技術は、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。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。そこで、本発明は上述した従来技術の問題を解決する、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。本発明者らは、上記した課題を達成するために、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。1耐疲労亀裂伝播特性の向上には、鋼板の構成組織を、軟質相として硬さの上限を規定したフェライト相と、硬質相として硬さの下限を規定した焼もどしマルテンサイト相とし、さらに混合組織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の添加することが肝要である。3更には、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、なお良い結果が得られる。4また、上記のように成分調整した鋼素材に熱間圧延を施した後、加熱温度および冷却速度を適正化した再加熱処理と、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、優れた疲労亀裂伝播特性と機械的特性を兼備することができる。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:0.05~0.30Si:0.03~0.35Cr:0.05~2.0P:0.03以下S:0.003以下Al:0.1以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋳片または鋼片を、1000°C~1300°Cに再加熱、圧延終了温度をAr3変態点以上となる熱間圧延、冷却後、Ac3変態点以上の温度範囲に再加熱、その温度で保持してから空冷もしくは加速冷却を行い、さらにAc1変態点10°C~Ac3変態点-10°Cの2相域温度範囲に再加熱、保持後、5°C/s以上の平均冷却速度で焼入れし、400°C以上、Ac1点以下で焼もどすことを特徴とする金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。2.鋼組成に、質量でさらに、Mo:0.05~1.0V:0.01~0.3の1種または2種を含有する1に記載した、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。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:0.005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に記載した、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。4.鋼組成が、質量で、C:0.05~0.30Si:0.03~0.35Cr:0.05~2.0P:0.03以下S:0.003以下Al:0.1以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋳片または鋼片を、1000°C~1300°Cに再加熱、圧延終了温度をAr3変態点以上となる熱間圧延後、空冷もしくは加速冷却を行い、さらにAc1変態点10°C~Ac3変態点-10°Cの2相域温度範囲に再加熱、保持後、5°C/s以上の平均冷却速度で焼入れし、400°C以上、Ac1点以下で焼もどすことを特徴とする金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。5.鋼組成に、質量でさらに、Mo:0.05~1.0V:0.01~0.3の1種または2種を含有する4に記載した、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。6.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:0.005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4または5に記載した、金属組織が、ビッカース硬さで85以上130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440以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織である耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。本発明によれば、耐疲労亀裂伝播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。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、硬質相の硬さ、分散量だけでなく、軟質相の硬さを規定する。優れた耐疲労亀裂伝播特性と機械的特性を安定して達成するため、金属組織における硬質相を面積分率が15~85でビッカース硬さHV340以上の焼きもどしマルテンサイト相とするとともに、さらに、軟質相のビッカース硬さをHV130以下に制限したフェライト相とした混合組織とする。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。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。また、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。なお、硬さの規定は、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について、微小ビッカース硬さ計を用いて、ビッカース硬さを求めて行う。荷重は0.49N50gfを用いるが、0.098N10gf~0.98N100gfの範囲であれば、試験条件による誤差は無視できることから、いずれの条件を用いてもよい。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、その平均値を硬さとする。なお、フェライト相と焼もどしマルテンサイト相を除く第3相として、ベイナイトおよびパーライト等の組織が混在する場合には、耐疲労亀裂伝播特性が劣化するため、第3相の面積分率は少ない方が良い。ただし、ベイナイトおよびパーライト等の組織が体積分率で5以下の場合には影響が無視できる。また、硬質相が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、焼もどし処理が必須である。次に、本発明で使用する鋼素材の組成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:0.05~0.30C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、上記したビッカース硬さが340以上の焼もどしマルテンサイト相の第2相組織を得るためには、0.05以上の含有を必要とする。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。Si:0.03~0.35Si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る。このためには、少なくとも0.03必要である。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。Cr:0.05~2.0Cr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αFe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。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、第2相組織としてマルテンサイト相の生成を促進する。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に、0.05以上の含有を必要とする。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。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。S:0.0050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0.0050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。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。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以下に限定した.なお、好ましくは0.01~0.07である。本発明では、上記した基本成分系に加えて、必要に応じ、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。Mo:0.05~1.0Moは焼入れ時に、オーステナイトの焼入れ性を増大させ、第2相組織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。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は0.05~1.0の範囲に限定する。V:0.01~0.3Vは焼入れ時に、オーステナイトの焼入れ性を増大させ、第2相組織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は0.01~0.3の範囲に限定する。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は1.2以下に限定する。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。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劣化する。このため、Cuは0.8以下に限定する。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期待できなくなり、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劣化する。このため、Niは1.0以下に限定する。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は0.1以下に限定する。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は0.03以下に限定することが望ましい。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は0.0050以下に限定する。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、0.005を上限とする。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、0.02を上限とする。MgMg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、0.005を上限とする。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、本発明における厚鋼板の製造方法について説明する。[製造条件]説明において、温度に関する°C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。再加熱温度本発明で使用する鋼素材は、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法で溶製し、これらの鋼素材を1000°C~1300°Cに再加熱する。再加熱温度が1000°C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。一方、再加熱温度が1300°C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、鋼素材の再加熱温度は1000~1300°Cの範囲とするのが好ましい。熱間圧延条件再加熱された鋼素材は、圧延終了温度をAr3変態点以上となる熱間圧延を施す。熱間圧延条件は、圧延終了温度をAr3変態点以上とする以外には、所定の板厚および形状を満足できればよく、その他の条件はとくに規定しない。なお、板厚が80mmを超える極厚鋼板の場合には、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。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。また、厚肉材をAr3変態点未満まで圧延温度を低下させるためには、圧延途中で待機する必要があり、生産性を大きく阻害する。このため、圧延終了温度をAr3変態点以上とした。熱間圧延後の冷却は、空冷でも加速冷却でもよい。なお、Ar3点は化学組成との相関が概ね次1式で整理できる。Ar3=868-396C25Si-68Mn-21Cu-36Ni-25Cr-30Mo1ただし、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo:各合金元素の含有量質量熱処理熱間圧延し、冷却後、本発明の重要なプロセスである、熱処理を行う。熱処理は、Ac1変態点10°C~Ac3変態点-10°Cの2相域温度範囲に再加熱保持後、5°C/s以上の平均冷却速度で焼入れる。保持時間について規定していないが、この温度域での保持は、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.以上が好ましい。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以内が望ましい。また、平均冷却速度が5°C/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、目標のマルテンサイト組織を達成できない。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は80°C/s以下とすることが望ましい。また、この熱処理で温度範囲をAc1変態点10°C~Ac3変態点-10°Cと規定する理由は、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することにより、焼入れ後の組織が、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なり、耐疲労亀裂伝播特性に有効に作用するためである。Ac1変態点10°C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°C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、耐疲労亀裂伝播特性が劣化する。このため、2相域加熱の温度範囲は、Ac1変態点10°C~Ac3変態点-10°Cと限定する。なお、Ac1点およびAc3点は化学組成との相関が概ね次2および3式で整理できる。Ac1=723-14Mn22Si-14.4Ni23.3Cr2Ac3=854-180C44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr3ただし、C、Si、Mn、Ni、Cr:各合金元素の含有量質量本発明では、鋼板を2相域加熱、焼入れ後、更に、焼もどし処理を施す。再加熱温度400°C以上Ac1点以下の焼もどし処理により、母材の靭性および延性を向上させる。このような効果を得るためには、焼もどし温度を400°C以上とする必要があるが、Ac1点を超えると焼もどしマルテンサイト相の硬さが低下し、疲労亀裂伝播の遅延効果が劣化する。このため、焼もどし処理は、400°C~Ac1点で行うことが望ましい。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、疲労亀裂伝播の遅延効果が劣化するので、1hr以内が望ましく、熱処理炉内の均熱が良ければ、短時間の保持でもかまわない。なお、本発明では熱間圧延と2相域熱処理の間に、再加熱、焼きならし、もしくは焼入れ処理を施してもよい。厚鋼板をAc3変態点以上の温度域に再加熱して保持することにより、厚鋼板内部まで均一なオーステナイト相とした後、空冷もしくは加速冷却を行うと、厚鋼板内の組織が一層、均質化および微細化される。加熱温度の上限については規定していないが、1100°C以上になると鋼板表面性状が劣化するために、好ましくは1100°C以下とする。また、保持時間についても規定していないが、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以内が望ましく、熱処理炉内の均熱が良ければ、短時間の保持でも良い。上記した組成の鋼素材を用いて、上記した条件の熱間圧延後の2相域熱処理、および焼もどし処理条件により、鋼板の金属組織として、ビッカース硬さで130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以上の焼もどしマルテンサイト相の混合組織が得られ、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼板を製造することができる。転炉-取鍋精錬-連続鋳造法で、表1に示す組成に調製された鋼素材を、表2に示す条件の熱間圧延-再加熱焼入れ-焼もどしにより表2に示す板厚の厚鋼板とした。組織分率の調査は、得られた各鋼板の圧延方向と平行な断面について、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。本発明範囲は、引張強さ440N/mm2以上、全伸び22以上を有する鋼材で靭性は、JISZ22422006に準拠した2mmVノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験により、-20°Cでの吸収エネルギーが100J以上有する鋼材とする。得られた各鋼板の板厚1/2位置からJIS4号引張試験片、あるいはJIS5号全厚引張試験片を採取し、JISZ22412006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。また、得られた各鋼板の板厚1/2位置から、JISZ22022006の規定に準拠してVノッチ試験片を採取し、JISZ22422006の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、-20°Cにおける吸収エネルギーvE-20を求め、母材靭性を評価した。疲労亀裂伝播特性の調査は、各鋼板から、荷重負荷方向が圧延方向と平行になるようASTME647に準拠したCT試験片を採取し、クラックゲージ法で疲労亀裂伝播試験を実施し、伝播速度を求めた。本発明における優れた疲労亀裂伝播特性の鋼材とは、応力拡大係数ΔK:15MPa/√mにおける疲労亀裂伝播速度da/dNが8×10-9m/cycle以下を有する鋼材とする。得られた結果を表3に示す。本発明例は、いずれも、応力拡大係数ΔK:15MPa/√mにおける疲労亀裂伝播速度da/dNが8×10-9m/cycle以下と極めて遅く、優れた耐疲労亀裂伝播特性を有する。さらに、引張強さ440MPa以上、全伸び22以上、および-20°Cでの吸収エネルギーvE-20>100Jの高強度、高延性、高靭性の母材特性を有する。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、疲労亀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。