JP2015083712A - 疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】亀裂発生までの疲労特性と亀裂発生後の疲労特性を共に向上させ、従来にない疲労特性に優れた厚鋼板、およびそのような厚鋼板を製造するための有用な方法を提供する。
【解決手段】本発明の厚鋼板は、所定の化学成分組成を満足すると共に、圧延方向に平行な縦断面において鋼板表面から深さ３ｍｍの観察位置で測定したときに、金属組織が下記（ａ）〜（ｄ）の要件を満足し、析出物が下記（Ａ）の要件を満足する。
（ａ）金属組織がベイナイト組織と、残部組織とから構成され、全組織中、ベイナイト分率が８０面積％以上である。
（ｂ）隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界に基づいてベイナイトの結晶粒を決定したとき、当該結晶粒の板厚方向の平均長さが７μｍ以下である。
（ｃ）前記残部組織の円相当直径が３．０μｍ以下である。
（ｄ）前記残部組織中、パーライト分率が８０面積％以上である。
（Ａ）Ｎｂ，ＴｉおよびＶの少なくともいずれかを含む円相当直径が２０ｎｍ以下の析出物の個数が１００個／μｍ²以上である。
【選択図】なし

Description

本発明は、主として船舶、建築物、橋梁、建設機械等の構造用材料として用いられる厚鋼板、およびその製造方法に関する。より詳細には、引張強度が４９０ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満で疲労特性に優れた厚鋼板、およびその製造方法に関する。

船舶、建築物、橋梁および建設機械等の大型構造物では、構造物の大型化が進む一方で、破損が生じた場合の損害の大きさから、その構造部材にはより一層の信頼性が求められている。大型構造物における破損原因は、その多くが疲労破壊であることが従来から知られており、様々な耐疲労破壊技術が開発されてきたが、現在でも疲労破壊が原因で破損に至った事例は少なくない。

一般に、大型構造物の疲労損傷が生じやすい部位では、構造的工夫を施すことによって応力集中が緩和されてきたが、このような構造では部材の追加や高強度鋼材の使用によって製造コストが上昇することが多い。そのため、鋼材自体の疲労特性自体を向上させる技術が要求されている。

例えば非特許文献１では、疲労特性に与える種々の影響因子の効果が示されており、固溶強化、析出強化、結晶粒微細化および第２相強化により疲労特性は向上するが、転位強化では可動転位の増加を伴うため疲労特性の向上は得られにくいとされている。疲労破壊の過程は、（１）繰返し負荷が加わり亀裂が発生するまでの過程と、（２）発生した亀裂が進展して破断にいたるまでの過程に分けることができる。先に示した疲労特性の向上因子のうち、上記（１）の過程では転位の蓄積を抑制することが効果的であり、固溶強化や析出強化、結晶粒微細化等が有効であることが考えられる。その一方で、上記（２）の過程では、亀裂の進展を妨げることが効果的であるため、結晶粒微細化や第２相強化が効果的であることが考えられる。

一方、特許文献１には、微細なフェライトと硬質マルテンサイトの２相組織とし、その硬度差を規定することで亀裂進展速度を抑制し、亀裂発生後の疲労寿命を向上させることが提案されている。しかしながら、この技術では、焼入れ処理によって多量の転位が導入されることに加えて、第２相がオーステナイトからマルテンサイトに変態するときにも更に転位が導入されるため、亀裂発生までの寿命が低下することが容易に想像でき、全寿命を安定的に向上させることは困難である。また、ＮｂやＶの添加によって炭窒化物の析出を期待しているが、焼入れ処理のように急速に冷却を行う場合には、このような析出物を安定して確保し、析出強化による疲労特性向上を得るのは困難である。

特許文献２には、鋼組織を微細なフェライトとベイナイトの混合組織とすることで、亀裂進展速度を低下させる技術が提案されている。この技術を用いることで、疲労破壊においても亀裂発生後の疲労寿命を向上させることが期待できるが、亀裂発生までの疲労特性についてはなんら考慮されておらず、大幅な疲労特性の向上は期待できない。

特許文献３には、フェライト組織中に炭化物を析出させることで疲労強度を向上させることが提案されている。しかしながら、亀裂発生後の疲労特性については記載がなく、しかも薄鋼板を対象にしたものであり、靱性など大型構造物に必要な他の特性を満たすことは困難である。

本発明者らは、疲労破壊に至るまでの全寿命について、亀裂発生までの前段寿命と、亀裂発生後から破断に至るまでの後段寿命の比率について調査した。その結果、疲労破壊に至るまでの全寿命のうち亀裂発生までの前段寿命が約５割を占めており、応力水準を下げ全寿命が長くなるにつれ、亀裂発生までの前段寿命が占める割合が増加することが判明した。こうしたことから、疲労破壊に至るまでの全寿命を長くするには、亀裂発生後の疲労特性は勿論のこと、亀裂発生までの疲労特性を向上させる必要がある。特に、疲労限付近では、亀裂発生までの前段寿命の割合が多くなる傾向がある。

前述の通り、大型構造物では疲労特性を向上させる技術が要求されているが、合わせて亀裂進展速度を低下させる技術（亀裂進展特性を向上させる技術）が要求されている。それは万が一疲労亀裂が発生した場合でも、亀裂進展速度が低ければ破壊に至るまでに損傷部位を発見し、補修することが可能であるからである。そのため、鋼材自体の疲労特性（疲労強度）を向上させると共に、疲労亀裂進展特性を向上させる（疲労亀裂の進展速度を低下させる）鋼板が要求されている。

尚、前述の疲労特性の亀裂進展は、亀裂発生直後の特に亀裂の長さが短い領域であり、そのため表層から採取した試験片にて評価を行う必要があった。一方、亀裂進展特性における亀裂進展は亀裂が成長し、安定して進展する領域（いわゆる長い亀裂）であり、表層ではなく鋼材内部の組織の影響を受ける。そのため、疲労特性に加えて亀裂進展特性にも優れる鋼板を製造するためには、表層の組織形態だけではなく鋼材内部の組織形態を制御する必要がある。

阿部ら、「鉄と鋼」 第７０年（１９８４）第１０号 １４５９−１４６６

特開平１０−６０５７５号公報 特開２０１１−１９５９４４号公報 特開２００９−８４６４３号公報

本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、亀裂発生までの疲労特性と亀裂発生後の疲労特性を共に向上させ、従来にない疲労特性に優れた厚鋼板、およびそのような厚鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明の厚鋼板は、Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を夫々含有し、且つＣｕ：０．１〜１．０％およびＮｉ：０．１〜１．０％から選ばれる１種以上と、Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上とを含有し、これらの元素が下記（１）〜（３）式の関係を満足する、残部が鉄および不可避的不純物の厚鋼板であり、
圧延方向に平行な縦断面において、鋼板表面から深さ３ｍｍの観察位置で測定したときに、金属組織が下記（ａ）〜（ｄ）の要件を満足し、析出物が下記（Ａ）の要件を満足するところに特徴がある。
０．０１≦［Ｎｂ］＋２［Ｔｉ］＋２［Ｖ］≦０．１０ …（１）
（［Ｎｂ］、［Ｔｉ］および［Ｖ］は、それぞれＮｂ、ＴｉおよびＶの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）
０≦（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−２［Ｓｉ］≦１．０ …（２）
（［Ｃｕ］、［Ｎｉ］および［Ｓｉ］は、それぞれＣｕ、ＮｉおよびＳｉの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）
［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］≦２．４ …（３）
（［Ｍｎ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれＭｎ、ＣｒおよびＭｏの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）
（ａ）金属組織がベイナイト組織と、残部組織とから構成され、全組織中、ベイナイト分率が８０面積％以上である。
（ｂ）隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界に基づいてベイナイトの結晶粒を決定したとき、当該結晶粒の板厚方向の平均長さが７μｍ以下である。
（ｃ）前記残部組織の円相当直径が３．０μｍ以下である。
（ｄ）前記残部組織中、パーライト分率が８０面積％以上である。
（Ａ）Ｎｂ，ＴｉおよびＶの少なくともいずれかを含む円相当直径が２０ｎｍ以下の析出物の個数が１００個／μｍ²以上である。

尚、上記「円相当直径」とは、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）を意味する。また、上記（３）式で規定する元素のうちには、本発明の厚鋼板の基本成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ,Ｎｉ，Ｂ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ）以外にも、必要によって含有されるものも含まれるが（例えばＣｒ,Ｍｏ）、これらの元素を含まないときには、その項目がないものとして（３）式の左辺の値（以下、この値を「Ｋｐ値」と呼ぶ）を計算し、これらの元素を含むときには、上記（３）式からＫｐ値を計算すればよい。

本発明の厚鋼板においては、必要によって更に、（ａ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）等を含有させることも有用であり、含有される元素の種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善される。

本発明者らは、種々の鋼板について亀裂進展試験と組織観察を行った結果、圧延方向に平行な縦断面において、板厚の１／４の位置の組織形態を、下記（ｅ）〜（ｇ）の要件を満足するように制御することで、疲労特性に加えて、亀裂進展特性も優れた鋼板が得られることを見出した。
（ｅ）金属組織がベイナイト組織と、このベイナイトよりも硬質な残部組織とから構成され、全組織中ベイナイト分率が８０面積％以上である。
（ｆ）隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界に基づいてベイナイトの結晶粒を決定したとき、当該結晶粒の板厚方向の平均長さが７μｍ以下である。
（ｇ）前記硬質残部組織の円相当直径が３μｍ以下である。

一方、上記目的を達成することのできた本発明の製造方法とは、上記のような化学成分組成の鋼片を下記の条件で熱間圧延することを特徴とする。この製造方法において、冷却停止温度は５５０℃以上であることが好ましい。
加熱温度：１０００〜１２００℃
全熱間圧延工程の累積圧下率：７０％以上
仕上げ圧延中における、Ａｒ₃変態点＋１５０℃〜Ａｒ₃変態点＋５０℃の温度範囲での累積圧下率：５０％以上
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ₃変態点＋３０℃以上の温度
仕上げ圧延終了温度から６００℃までの平均冷却速度：１０℃／秒以下

本発明によれば、厚鋼板の化学成分組成と共に、組織および析出物を適切に制御しているため、亀裂発生までの疲労特性（亀裂発生抑制特性）と、亀裂発生後の疲労特性（亀裂進展抑制特性）を共に向上させることができ、疲労特性に極めて優れた厚鋼板を実現することができる。

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。 図２は、亀裂進展速度の測定に用いたコンパクト試験片の形状を示す概略説明図である。

本発明者らは、まず疲労亀裂発生後の疲労寿命を確保する手段について検討した。亀裂発生後の疲労寿命（後段寿命）は、前述の通りに亀裂の進展が大きく寄与するため、主体となる組織におけるの結晶粒の微細化や、主体となる組織以外の残部組織（第２相）による強化が有効である。このうち結晶粒の微細化については、鋼材の組織をベイナイト組織やマルテンサイト組織にすることで結晶粒の微細化を図ることはできる。また、残部組織を、変態時に剪断変形を生じないパーライト主体とすることによって、前段寿命の低下を防ぐことができる。

本発明者らは、種々の厚鋼板について、組織形態が疲労特性に与える影響を調査した。その結果、鋼板表面から深さ３ｍｍの位置における厚さ方向断面（圧延方向に平行な縦断面）での組織を次のように制御することで、従来よりも優れた疲労特性の厚鋼板が得られることを見出した。尚、ここで鋼板表面から深さ３ｍｍの組織を対象としたのは、通常の厚鋼板では、亀裂が発生するのは鋼板の表面であるため、表層付近の組織を制御する必要があり、ｔ／４位置やｔ／２位置（ｔ：板厚）の組織を制御しても疲労特性の向上は得られないためである。

（組織）
金属組織に占めるベイナイト分率を８０面積％以上確保し、且つ隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界に基づいてベイナイトの結晶粒を決定したとき、当該結晶粒の板厚方向の平均長さ（以下、「有効結晶粒径」と呼ぶことがある）を７μｍ以下とする。ベイナイト分率は好ましくは８５面積％以上、より好ましくは９０面積％以上である。有効結晶粒径は、好ましくは６μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下である。

本発明に係る鋼板の組織は、４９０ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満の強度クラスを満たし、且つ優れた疲労特性を確保するために上記のようにベイナイトを主体とした組織から構成される。ここで「ベイナイト」とは、上部ベイナイト、下部ベイナイト、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイニティックフェライトなどの組織を含むものである。

ベイナイトは、フェライト等に比べて結晶粒径を微細とすることが可能であり、亀裂が発生するまでの寿命（前段寿命）と、亀裂が進展してからの寿命（後段寿命）の両者を向上させる。マルテンサイトも微細な組織は得られるが、マルテンサイト変態時に生じる剪断変形により多量の転位が導入され、前段寿命が損なわれるため、全体としての疲労特性の向上は得られない。尚、結晶粒径（有効結晶粒径）を板厚方向の長さ（切断長さ）で定義をしたのは、鋼板表面で発生した疲労亀裂の進展を考慮しているためである。

ベイナイトを主体とする組織とするためには、通常ＣやＭｎ等の合金元素の添加に加えて、圧延後の急冷処理を行う場合が多い。しかしながら、冷却速度が大きいと所望の析出物（後述する）を確保することが困難となる。そのため、本発明では鋼板に通常添加されるＣやＭｎ等に加えて、Ｂを添加する必要がある（後述する）。Ｂは、フェライト変態を抑制する効果があるため、比較的冷却速度が小さくても安定してベイナイトを主体とする組織を確保することができる。

（残部の組織）
ベイナイト組織以外の組織（残部組織）を、円相当直径で３．０μｍ以下とし、残部組織に占めるパーライト分率を８０面積％以上とする必要がある。残部組織の円相当直径を３．０μｍ以下としたのは、残部組織の平均サイズが３．０μｍを上回ると、靱性等、他の特性を大きく低下させる恐れがあるためである。残部組織は、また、残部組織を硬質なマルテンサイトやマルテンサイト−オーステナイト混合組織（ＭＡ）にすることで、後段寿命の向上は期待できる。その一方でこれらの組織は、変態時に多量の可動転位がベイナイト組織中に導入されるため前段寿命を大きく低下させ、全寿命をも低下させる恐れがある。これに対し、残部組織を、変態時に剪断変形を生じないパーライト主体とすることによって、亀裂発生寿命の低下を防ぐことが可能になる。残部組織の円相当直径の好ましい上限は２．５μｍ以下（より好ましくは２．０μｍ以下）であり、好ましい下限は概ね０．５μｍ以上である。

尚、残部組織中には、一部フェライト等の軟質の組織が含まれていても良い。残部組織は、その効果を発揮させるためには、３面積％以上あることが好ましい（より好ましくは５面積％以上）。

本発明者らは、析出物が疲労特性に与える影響についても調査した。その結果、鋼板表面から深さ３ｍｍの位置において、圧延方向に平行な縦断面での析出物を次のように制御することで、従来よりも優れた疲労特性を発揮する厚鋼板が得られることを見出した。

（析出物）
厚鋼板の疲労特性を向上させるためには、Ｎｂ,ＴｉおよびＶの少なくともいずれかを含む円相当直径が２０ｎｍ以下の析出物（炭化物および炭窒化物）を鋼板中に微細分散させる必要がある。析出物による強化（析出強化）は、析出物をより微細に且つ多量に分散させることが有効であることが一般的である。また、析出物が転位により剪断されない場合は、析出物サイズが微細であるほうが析出強化の効果が大きくなる。ここで上記析出物（炭化物および炭窒化物）の円相当直径を２０ｎｍ以下と規定したのは、析出強化を活用しつつ、靱性等の他の特性を低下させる粗大な析出物が生じることを抑制するという観点からである。

しかしながら、析出物が微細になりすぎると、転位により析出物が剪断されるため、析出強化は得られにくくなる。析出物が剪断される臨界サイズは析出物の種類によって異なり、Ｎｂ,ＴｉおよびＶの少なくともいずれかを含む析出物では、その臨界サイズが約５ｎｍ程度である。このため、より微細な析出物であっても析出強化に寄与するため、微細に分散させ数密度を増やすことで効果的に析出強化を活用することができる。所定量の析出物を確保するためには、多量の合金添加を行ったり、焼戻しなどの熱処理を行うのが一般的である。しかしながら、こうした方法では、材料コストや製造コストが増加するだけでなく、析出物が粗大化し、疲労特性の向上が得られないだけではなく、靱性等、他の特性を大きく低下させる危険性がある。

本発明者らは、Ｃによる析出物形成能（これを「Ｃ活量」と呼ぶ）に着目して合金設計を行うことで、微細な析出物を低コストで且つ安定的に確保できるようにした。こうした観点から、析出物を構成する元素の添加量を適切に制御する必要があり、具体的には下記Ｎｂ，ＴｉおよびＶの含有量が（１）式の関係を満足する必要がある。
０．０１≦［Ｎｂ］＋２［Ｔｉ］＋２［Ｖ］≦０．１０ …（１）
（［Ｎｂ］、［Ｔｉ］および［Ｖ］は、それぞれＮｂ、ＴｉおよびＶの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）

本発明において、亀裂発生後の疲労特性を向上させる鋼板の化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板において、ＣやＭｎ、Ｂ等の合金元素を適宜添加することで所定量のベイナイト組織を確保し、同時にＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量を適宜調整することで後段寿命を向上させるベイナイト主体組織を得ると共に、析出物の構成元素であるＮｂ,ＴｉおよびＶの添加量を適切に制限し、更にＣ活量に影響するＣｕ、ＮｉおよびＳｉの添加量の関係を調整して、微細な析出物を分散析出させることで、優れた疲労特性を発揮する厚鋼板が実現できる。こうした観点から、各成分は次にように調整される。

（Ｃ：０．０３〜０．１２％）
Ｃは、母材（鋼板）の強度を確保するために重要な元素であり、併せて析出物を構成する元素である。こうした効果を有効に発揮させるために、Ｃ量は０．０３％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると、残部組織が粗大且つ過剰に生じるため疲労特性が低下する。そこでＣ量は０．１２％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。

（Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない））
Ｓｉは、母材（鋼板）の強度を確保するために必要な元素であるが、同時にＣ活量を低下させる元素であるため、その添加量を０．３％以下とする必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２％以下である。尚、上記のような作用を発揮させるためには、Ｓｉ量は０．０１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。

（Ｍｎ：１．０〜２．０％）
Ｍｎは、ベイナイト組織を得るために焼入れ性を確保する上で重要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量は１．０％以上とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．２％以上であり、より好ましくは１．４％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、残部組織中に占めるパーライト分率が低下するため十分な疲労特性が得られない。そのため、Ｍｎ量は２．０％以下とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。

（Ｂ：０．０００５〜０．００５％）
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、またフェライト変態を抑制してベイナイト組織を生じさせやすくする元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００５％以上含有させる必要がある。Ｂ量は、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、十分な析出物が得られず疲労特性向上効果が得られないため、０．００５％以下とする必要がある。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４％以下であり、より好ましくは０.００３％以下である。

（Ｃｕ：０．１〜１．０％およびＮｉ：０．１〜１．０％から選ばれる１種以上）
ＣｕおよびＮｉは、Ｃ活量を増加させて微細な析出物を生じさせるために必要な元素である。こうした作用を発揮させるためには、少なくともいずれかを０．１％以上含有させる必要がある。好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、Ｃｕ，Ｎｉの含有量が過剰になると、析出物が粗大化して疲労特性の向上が得られないばかりか、靱性等、他の特性を悪化させる。こうした観点から、いずれも１．０％以下とする必要があり、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下である。

上記Ｃｕ、ＮｉおよびＳｉは、Ｃ活量に影響を与える元素であるため、微細な析出物を安定して得るためにはこれらの含有量を、下記（２）式の関係を満足するように制御する必要がある。
０≦（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−２［Ｓｉ］≦１．０ …（２）
（［Ｃｕ］、［Ｎｉ］および［Ｓｉ］は、それぞれＣｕ、ＮｉおよびＳｉの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）

（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−２［Ｓｉ］の値（以下、「ＣＡ値」と呼ぶ）が０（％）を下回るとＣ活量が不足するため、十分な析出物が得られず疲労特性の向上は得られない。また、ＣＡ値が１．０（％）を上回ると、Ｃ活量が過剰となり逆に粗大な析出物が生じて疲労特性の向上が得られないばかりか、他の特性を低下させる恐れがある。ＣＡ値の好ましい下限は０．１（％）以上であり、より好ましくは０．１５（％）以上である。また、ＣＡ値の好ましい上限は０．９（％）以下であり、より好ましくは０．７（％）以下である。

（Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上）
Ｖ、ＮｂおよびＴｉは、焼入れ性の向上によりベイナイト組織の確保に加えて析出物を生じさせるために必要な元素である。しかしながら、過剰に含有させると析出物が粗大化し、十分な疲労向上効果が得られないため、夫々０．０５％以下に制限する必要がある。これらの元素の好ましい下限は、上記（１）式の関係で自ずと決定される。

これらの元素は、上記（１）式の関係を満足する必要がある。［Ｎｂ］＋２［Ｔｉ］＋２［Ｖ］の値（以下、「ＰＲ値」と呼ぶ）が、０．０１（％）未満では、十分な析出物が得られず疲労特性の向上が得られない。ＰＲ値は、好ましくは０．０３（％）以上であり、より好ましくは０．０５（％）以上である。ＰＲ値が大きくなり過ぎると析出物が粗大化するため疲労特性が低下する。ＰＲ値は、好ましくは０．０８（％）以下、より好ましくは０．０６（％）以下である。

残部組織をパーライト主体の組織にして亀裂発生寿命の低下を防ぐためには、Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏの含有量の関係も適切に制御する必要がある。Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏは、下記（３）式の関係を満足する必要がある。
［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］≦２．４ …（３）
（［Ｍｎ］、［Ｃｒ］および［Ｍｎ］は、それぞれＭｎ、ＣｒおよびＭｏの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）

［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］の値（以下、「Ｋｐ値」と呼ぶ）が、２．４（％）を上回ると、残部組織中に占めるパーライト分率が低下し、亀裂発生寿命が大きく低下するため十分な疲労特性が得られない。このＫｐ値の好ましい上限は、２．２（％）以下であり、より好ましくは２．０（％）以下である。またＫｐ値の好ましい下限は、１．０（％）以上であり、より好ましくは１．３（％）以上である。

本発明の厚鋼板における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的不純物（例えば、Ｐ，Ｓ等）が鋼中に含まれることは当然に許容される。また本発明の厚鋼板では、下記元素を積極的に含有することも有効であり、含有される元素の種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善される。

（Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない））
Ｃａは、鋼中の介在物（例えばＭｎＳ等）の形状の異方性を低減する元素であり、介在物が破壊の起点となることを防ぎ、疲労特性を向上させるのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になると、鋼中の清浄度を低下させ、却って疲労特性を悪化させるだけではなく、靱性等、他の特性を低下させる恐れがある。そのため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下である。

（Ａｌ：０．１０％以下（０％を含まない））
Ａｌは、脱酸材として有用な元素であり、こうした作用を発揮させるには０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。但し、Ａｌ含有量が過剰になると、疲労特性だけではなく、靱性等を低下させるために、０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下である。

（Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない））
Ｎは、固溶強化により強度を向上させる効果があるので、必要によって積極的に含有させる。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、粗大な窒化物が生じ、疲労特性を低下させる。こうした観点から、Ｎ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下である。尚、Ｎによる効果を有効に発揮させるためには、その含有量は０．００３５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００４０％以上である。

（Ｃｒ:２％以下（０％を含まない））
Ｃｒは、Ｍｎと同様の効果を有する元素であり、ベイナイト組織を安定的に得ることができる。このような作用を発揮させるためには、Ｃｒは０．１％以上含有させことが好ましい。より好ましくは０．５％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、残部組織中のパーライト分率を低減させて疲労特性が低下する恐れがあるため、２％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量のより好ましい上限は１．７％以下である。

（Ｍｏ：１％以下（０％を含まない））
Ｍｏは、Ｍｎと同様の効果を有する元素であり、ベイナイト組織を安定的に得ることができる。このような作用を発揮させるためには、Ｍｏは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、残部組織中のパーライト分率を低減させて疲労特性が低下するので、その含有量は１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量のより好ましい上限は、０．７％以下であり、更に好ましくは０．５％以下である。

析出物は転位の運動を妨げるため、析出強化は疲労の繰返し負荷による転位の蓄積を抑制し、疲労特性を向上させる。しかしながら、船舶、橋梁、海洋構造物等で使われる厚鋼板では、疲労特性だけではなく靱性も重要な要素であり、粗大な析出物は靱性を低下させる恐れがある。そのため、微細な析出物を分散させる必要があるが、析出物のサイズが小さくなると、転位によって剪断され、析出物による強化の効果が得られない。しかしながら、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ等を含む析出物は、５ｎｍ程度の非常に微細な析出物であっても転位によって剪断されないため、他の特性を低下させることなく疲労特性を向上させることが可能である。

上述したように、厚鋼板の疲労特性を向上させるためには、鋼板中に、円相当直径が２０ｎｍ以下で、Ｎｂ,ＴｉおよびＶの少なくともいずれかを含む析出物（炭化物および炭窒化物）を分散させる必要がある。析出物による強化（析出強化）は、析出物をより微細に且つ多量に分散させることが有効であることが一般的である。こうした観点から、鋼板表面から深さ３ｍｍの位置において、円相当直径が２０ｎｍ以下で、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの少なくともいずれかを含む析出物の個数を１００個／μｍ²以上とする必要がある。析出物の個数は、好ましくは１５０個／μｍ²以上であり、より好ましくは２００個／μｍ²以上である。

本発明に係る厚鋼板の板厚は、特に限定されないが、板厚が小さい場合は亀裂進展寿命の向上の寄与が少なくなる。こうした観点から、板厚は６ｍｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１０ｍｍ以上である。また本発明の厚鋼板は、以上のように複数の疲労特性向上因子を両立させることで従来にない疲労特性に優れた厚鋼板を発揮するものとなる。

本発明の厚鋼板は、上記の各要件を満たすものであり、その製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一連の製造工程において、疲労特性を向上させる析出物を得るためには、上記のような化学成分組成を有する鋼片（例えば、スラブ）を用い、熱間圧延前の加熱温度、熱間圧延時の累積圧下率、仕上げ圧延温度、仕上げ圧延圧下率、仕上げ圧延終了温度、熱間圧延後の冷却速度や冷却停止温度を下記のように制御することが好ましい。
加熱温度：１０００〜１２００℃
全熱間圧延工程の累積圧下率：７０％以上
仕上げ圧延中における、Ａｒ₃変態点＋１５０℃〜Ａｒ₃変態点＋５０℃の温度範囲での累積圧下率：５０％以上
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ₃変態点＋３０℃以上の温度
仕上げ圧延終了温度から６００℃までの平均冷却速度：１０℃／秒以下

熱間圧延前には、鋼片を１０００〜１２００℃の温度範囲に加熱する。好ましくは１０５０℃以上である。全熱間圧延工程の累積圧下率は７０％以上とする。好ましくは７５％以上である。ベイナイトの組織サイズを小さくするためには、未再結晶温度域で十分な圧下を加える必要がある。結晶粒の粗大化を防止しつつ、熱間圧延時の累積圧下率が７０％以上を確保できるように、１０００〜１２００℃の温度範囲に加熱して十分な圧下を行う。またベイナイト組織を得るためには、鋼板の仕上げ圧延中における、Ａｒ₃変態点＋１５０℃〜Ａｒ₃変態点＋５０℃の温度範囲（未再結晶温度域）での累積圧下率を５０％以上とする（好ましくは６０％以上）。尚、仕上げ圧延を終了する温度（仕上げ圧延終了温度）は、ベイナイト組織を得るためには、Ａｒ₃変態点＋３０℃以上であれば適宜設定でき、所定の累積圧下率を達成可能な限り、このＡｒ₃変態点＋３０℃よりも高くなってもよい。仕上げ圧延終了温度の好ましい上限は、鋼板のＡｒ₃変態点＋１３０℃以下（より好ましくはＡｒ₃変態点＋１００℃以下）である。

鋼板を加熱するときの加熱速度については、特に限定されないが、３〜１０℃／分程度とすることが好ましい。加熱速度が３℃／分未満であるとスラブの加熱段階で粗大な炭化物が析出し易くなり、その後の工程で十分に固溶することができず合金元素が偏析をしてしまうために、所望の析出物を微細に分散することができにくくなる。逆に、加熱速度が１０℃／分を上回ると、スラブ中の成分偏析が十分に解消されない為、所望の析出物を微細に分散することができにくくなる。

尚、上記「累積圧下率」は、下記（４）式から計算される値である。また上記Ａｒ₃変態点は、下記（５）式によって求められる値を採用したものである（後述する表１、２に示した値も同じ）。
累積圧下率＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₂×１００ …（４）
[（４）式中、ｔ₀は表面から３ｍｍの位置の温度が圧延温度範囲にあるときの鋼片の圧延開始厚み（ｍｍ）、ｔ₁は表面から３ｍｍの位置の温度が圧延温度範囲にあるときの鋼片の圧延終了厚み（ｍｍ）、ｔ₂は圧延前の鋼片（例えばスラブ）の厚みを、夫々示す。]
Ａｒ₃変態点＝９１０−２３０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−７４×［Ｍｎ］−５６×［Ｃｕ］−１６×［Ｎｉ］−９×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］−１６２０×［Ｎｂ］…（５）
但し、[Ｃ]、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、「Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｂの含有量（質量％）を示す。

熱間圧延終了後は、仕上げ圧延終了温度から少なくとも６００℃までを１０℃／秒以下（好ましくは８℃／秒以下）の平均冷却速度で冷却を行い、好ましくはその平均冷却速度での停止温度（冷却停止温度）を５５０℃以上とすることで、析出物を微細分散させつつ、残部組織をパーライト主体の組織とすることができる。冷却範囲を「仕上げ圧延終了温度から６００℃まで」としたのは、母相の組織が形成されることに加えて、析出物が析出する温度域であるためである。また本発明の厚鋼板では、平均冷却速度を１０℃／秒以下としても、フェライトの生成を抑制しつつ、ベイナイト組織の微細化が図れるものとなる。

尚、冷却停止温度を５５０℃以上としたのは、５５０℃未満まで上記冷却速度で冷却を行うと、残部組織がＭＡやマルテンサイトとなり、安定的に残部組織をパーライトとするには５５０℃以上で冷却を停止しなくてはいけないためである。但し、５５０℃未満では放冷による冷却を行っても良い。また、こうした観点から、上記平均冷却速度の好ましい下限は、１℃／秒以上（より好ましく１．５℃／秒以上）である。

疲労特性に関連して説明した通り、亀裂進展の抑制は、主体となる組織における結晶粒の微細化や硬質な第２相による強化が有効である。しかしながら、一般的な熱間圧延では圧延後の鋼板に強制冷却を行っても鋼板の表層に比べて内部の冷却速度は遅く、たとえ表層の組織が微細なベイナイト組織であっても、内部の組織サイズが粗大になるか、ベイナイト分率が低下し、亀裂進展速度が増加する。そのため、疲労特性に優れ、且つ亀裂進展特性に優れる鋼板を得るためには、表層の組織形態を制御すると共に鋼材（鋼板）内部の組織形態を制御することが好ましい。

（鋼板内部の組織）
板厚のｔ／４位置の金属組織に占めるベイナイト分率を８０面積％以上確保し、且つ隣り合う結晶方位差が１５°以上の大角粒界に基づいてベイナイトの結晶粒を決定したとき、当該結晶粒の板厚方向の平均長さ（平均有効結晶粒径）を７μｍ以下とする。ベイナイト分率は好ましくは８５面積％以上、より好ましくは９０面積％以上である。平均有効結晶粒径は、好ましくは６μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下である。

（鋼板内部の残部組織）
ベイナイト組織以外の組織（残部組織）のうち、硬質の残部組織（硬質残部組織）を円相当直径で３μｍ以下とし、ベイナイトよりも硬質なものとすることが好ましい。硬質残部組織の円相当直径を３μｍ以下としたのは、残部組織の平均サイズが３μｍを上回ると、靱性等、他の特性を大きく低下させる恐れがある。残部組織は基本的にマルテンサイト、ＭＡを含むものでありこれらの硬質残部組織は亀裂進展速度を低下させることが可能となる。

このような組織形態を確保するためには、熱間圧延時の累積圧下率、および未再結晶温度域での圧下率を下記のように制御することが好ましい。
全熱間圧延工程の累積圧下率：８０％以上
未再結晶温度域での圧下率：７０％未満

板厚１／４位置の組織サイズを７μｍ以下とするためには、熱間圧延工程中の累積圧下率を高くする必要があり、その圧下率は８０％以上であることが好ましい。この累積圧下率が不足すると、表層の組織は微細になっても板厚１／４位置の組織が十分微細にならず、亀裂進展速度が十分に低下しない。より好ましくは８５％以上である。

また未再結晶温度域での圧下率が大きくなると、フェライト核生成サイトが増加しフェライト変態が生じやすくなり、ベイナイト分率が低下するため十分な亀裂進展速度抑制効果が得られない。そのため、鋼板内部においてベイナイト分率を８０面積％以上確保するためには、未再結晶温度域での圧下を過度に加えないことが必要である。こうしたことから未再結晶温度域での累積圧下率を７０％未満することが好ましい。

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含まれる。

（実施例１）
下記表１および表２に示す化学成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｚ）を、通常の溶製法に従って溶製し鋳造した後、下記表３に示す各種条件（圧延条件Ｎｏ．ａ〜p）にて熱間圧延を行い、厚さ１８〜２０ｍｍの鋼板を得た。尚、表３において、「未再結晶温度域圧下率」とは、Ａｒ₃変態点＋１５０℃〜Ａｒ₃変態点＋５０℃の温度範囲での圧下率（累積圧下率）である。また表３に示した「未再結晶温度域圧下率」は設計値であり、仕上げ圧延終了温度がＡｒ₃変態点＋１５０℃よりも高くなる（即ち、未再結晶温度域到達前に圧延を完了する）場合には、未再結晶温度域圧下率は０％（即ち、未再結晶温度域での圧下なし）となる（例えば、表５の試験Ｎｏ．２６）。

各鋼板について、以下の要領にしたがって鋼板のベイナイト分率、有効結晶粒径、第２相（残部組織）のサイズ、残部組織中のパーライト分率、引張強度、疲労特性、微細析出物の個数密度およびサイズを測定した。尚、いずれの測定においても、試験片は鋼板の表層から３ｍｍ位置が評価位置となるように採取した。

（ベイナイト分率）
鋼板表面から深さ３ｍｍ位置の鋼板の圧延方向に平行で且つ鋼板の表面に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、これを＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー紙を用いて研磨し、その後に研磨剤としてダイヤモンド研磨剤を用いて鏡面研磨仕上げした。この鏡面試験片を、２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングした後、１５０μｍ×２００μｍの視野を観察倍率４００倍で観察し、画像解析にてベイナイト分率（面積％）を測定した。合計で５視野のベイナイト分率を求めて、その平均値を採用した。

（有効結晶粒径）
鋼板表層から深さ３ｍｍ位置の鋼板の圧延方向に平行な断面において、ＳＥＭ（Scanning Electron Microscape：走査型電子顕微鏡）−ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Pattern：電子後方散乱解析像法）によって有効結晶粒径（大角粒界径）を測定した。具体的には、ＴＥＸ ＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社のＥＢＳＰ装置（商品名：「ＯＩＭ」）をＳＥＭと組み合わせて用い、傾角（結晶方位差）が１５°以上の境界を結晶粒界として有効結晶粒径を測定した。このときの測定条件は、測定領域：２００μｍ×２００μｍ、測定ステップ：０．５μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。このようにして求められる結晶粒界について、板厚方向に１００箇所の切断長さを測定し、その平均値を有効結晶粒径とした。但し、有効結晶粒径が２．０μｍ以下は測定ノイズとして判断し、除外した。

（残部組織のサイズおよびパーライト分率）
残部組織のサイズと、残部組織中のパーライト分率は、上記ベイナイト分率の測定と同様の方法によってサンプルを切り出し、研磨、エッチングを行った後、ＳＥＭにて観察倍率１０００倍で観察し、画像解析にて残部組織のサイズ（円相当直径）と、残部組織中のパーライト分率を求めた。両者とも５視野の平均値を採用した。

（引張強度）
各鋼板の表層深さ２〜６ｍｍ位置から板厚４ｍｍ、標点距離３５ｍｍの引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）にしたがって引張試験を行うことによって、引張強さＴＳを測定した。

（疲労特性）
疲労特性は、板厚表層２〜６ｍｍ位置から４ｍｍ厚の鋼材を切り出し、図１に示すような試験片を作製して行った。尚、試験片表面はエメリー紙にて＃１２００まで研磨を行って、表面状態の影響を除去した。得られた試験片について、インストロン社製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。

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＝−１
試験速度：２０Ｈｚ
試験終了サイクル数：５００００００回

疲労特性は引張強度の影響を受けるものであり、その影響を除くために５００万回疲労限度比を求め、５００万回疲労限度比が０．５１を上回ったものを合格とした。５００万回疲労限度比は５００万回疲労強度を引張強度で除した値であり、５００万回疲労強度は次のように決定した。各試験片において応力振幅σaを引張強度ＴＳで除した（σa／ＴＳ）の値が０．５１となる応力振幅で疲労試験を行い、５００万回到達時に未破断となったものを合格として（破断したものを不合格として『×』と表示）、下記表４、５に『○』で示した。また（σa／ＴＳ）の値が０．５３となる応力振幅で疲労試験を行い、５００万回到達時に未破断となったものを、下記表４、５に『◎』で表した。

（析出物の個数密度およびサイズ）
鋼板表面から３ｍｍ位置より採取したサンプルから、抽出レプリカ法によって作製した試験片について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Transmission Electron Microscape）にて、観察倍率１５００００倍、観察視野７５０ｎｍ×６２５ｎｍ、観察箇所５視野を観察し、画像解析によりその視野中のＮｂ,Ｔｉ,Ｖのいずれかを含む析出物の面積を測定し、この面積から各析出物の円相当直径を算出した。尚、Ｎｂ,Ｔｉ,Ｖのいずれかを含むことはＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectrometry：エネルギー分散型Ｘ線分析）によって判別した。円相当直径が２０ｎｍ以下となる析出物の１μｍ²あたりに換算することで個数密度とした。

これらの結果を、下記表４および表５に示す。

これらの結果から、次のように考察できる。即ち、試験Ｎｏ．１〜１９（表４）は、鋼の化学成分組成も製造条件も適切に制御されているため、本発明で規定する要件（組織、析出物）を満足しており、優れた疲労特性を発揮している。

一方、試験Ｎｏ．２０〜４１（表５）は、鋼板の化学成分組成および製造条件の少なくともいずれかが不適切であったために、疲労特性が劣る結果となった。このうち試験Ｎｏ．２０は、スラブ加熱速度が速くなり過ぎ（圧延条件Ｎｏ．ｇ）、析出物個数密度が小さくなっており、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．２１は、スラブ加熱速度が遅くなり過ぎ（圧延条件Ｎｏ．ｈ）、析出物個数密度が小さくなっており、疲労特性が劣化した。

試験Ｎｏ．２２は、熱間圧延前の加熱温度が高くなり過ぎ（圧延条件Ｎｏ．ｉ）、所定の引張強度が達成されないものである（他の特性は評価せず）。試験Ｎｏ．２３は、熱間圧延前の加熱温度が低くなり過ぎ（圧延条件Ｎｏ．ｊ）、ベイナイト分率が低下すると共に、有効結晶粒径が大きくなり、しかも析出物個数密度も小さくなっており、疲労特性が劣化した。

試験Ｎｏ．２４は、熱間圧延時の累積圧下率が小さくなり過ぎ（圧延条件Ｎｏ．ｋ）、有効結晶粒径が大きくなり、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．２５は、未再結晶温度域での圧下率が小さくなっており（圧延条件Ｎｏ．ｌ）、有効結晶粒径が大きくなり過ぎると共に、残部組織サイズが大きくなっており、疲労特性が劣化した。

試験Ｎｏ．２６は、仕上げ圧延終了温度が高くなり過ぎ（圧延条件Ｎｏ．ｍ：未再結晶温度域での圧下率は実質的に０％）、引張強度が低下すると共に、有効結晶粒径が大きくなり、しかも析出物個数密度も小さくなっており、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．２７は、仕上げ圧延終了温度が低くなり過ぎ（圧延条件Ｎｏ．ｎ）、ベイナイト分率が低下し、しかも析出物個数密度も小さくなっており、疲労特性が劣化した。

試験Ｎｏ．２８は、熱間圧延後の冷却速度が速くなっており（圧延条件Ｎｏ．ｏ）、析出物個数密度が達成されず（微細析出物が分散せず）、疲労特性が劣化した（引張強度も高くなっている）。試験Ｎｏ．２９は、冷却停止温度が低くなっており（圧延条件Ｎｏ．ｐ）、残部組織中のパーライト分率が小さくなっており、疲労特性が劣化した。

試験Ｎｏ．３０は、Ｃ含有量が過剰な鋼片（鋼種Ｏ）を用いた例であり、引張強度が高くなり過ぎたものである（他の特性は評価せず）。試験Ｎｏ．３１はＣ含有量が少ない鋼片（鋼種Ｐ）を用いた例であり、所定の引張強度が達成されなったものである（他の特性は評価せず）。

試験Ｎｏ．３２は、Ｓｉ含有量が過剰な鋼片（鋼種Ｑ）を用いた例であり、析出物個数密度が達成されず（微細析出物が分散せず）、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．３３は、Ｍｎ含有量が少ない鋼材（鋼種Ｒ）を用いた例であり、ベイナイト分率が低下し、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．３４はＭｎ量が多い鋼片（鋼種Ｓ）を用いた例であり、残部組織中のパーライト分率が不足し、疲労特性が劣化した。

試験Ｎｏ．３５は、ＣｕおよびＮｉの含有量が不足してＣＡ値が小さい鋼片（鋼種Ｔ）を用いた例であり、析出物個数密度が少なくなって、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．３６は、ＣＡ値が大きい鋼片（鋼種Ｕ）を用いた例であり（Ｎｉ含有量も過剰になっている）、粗大析出物が増加し、析出物個数密度が少なくなって、疲労特性が劣化した（引張強度も高くなっている）。

試験Ｎｏ．３７は、ＰＲ値が小さい鋼片（鋼種Ｖ）を用いた例であり、析出物個数密度が少なくなって、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．３８は、ＰＲ値が大きい鋼片（鋼種Ｗ）を用いた例であり、析出物個数密度が少なくなって、疲労特性が劣化した。

試験Ｎｏ．３９は、Ｋｐ値が大きい鋼片（鋼種Ｘ）を用いた例であり、ベイナイト分率が低下すると共に、有効結晶粒径が大きくなり、しかも残部組織中のパーライト分率が小さくなっており、疲労特性が劣化した。

試験Ｎｏ．４０は、Ｂ含有量が少ない（未添加の）鋼片（鋼種Ｙ）を用いた例であり、ベイナイト分率が低下すると共に、有効結晶粒径が大きくなり、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．４１は、Ｂ含有量が多い鋼片（鋼種Ｚ）を用いた例であり、またＣＡ値も小さくなっており、ベイナイト分率が低下し、疲労特性が劣化した（引張強度も高くなっている）。

（実施例２）
表４に示した試験Ｎｏ．１〜１９の各鋼板について、板厚１／４位置のベイナイト分率、有効結晶粒径、第２相のサイズについて、実施例１に示した方法と同様にして評価した。試験片の採取方法については、板厚の１／４の位置とする以外は、上記と同様である。また、これらの鋼板につき、下記の方法によって亀裂進展速度を測定した。

（亀裂進展速度）
ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠し、コンパクト試験片を用い、電気油圧サーボ式疲労試験機にて下記の条件で疲労亀裂進展試験を行い、亀裂進展速度を測定した。尚、コンパクト試験片は、板厚の１／２の位置から採取し、図２に示す形状のものを用いた。また、亀裂長さはコンプライアンス法を用いた。
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＝−１
試験速度：５〜２０Ｈｚ

この際、下記（６）式によって規定されるパリス則が成り立つ安定成長領域ΔＫ＝２０（ＭＰａ・ｍ^1/2）での値を代表値として評価した。ΔＫ＝２０（ＭＰａ・ｍ^1/2）のときの亀裂進展速度が５．０×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下となるものを亀裂進展特性に優れるとした。
ｄａ／ｄｎ＝Ｃ（ΔＫ）^ｍ …（６）
［（１）式中、ａ：亀裂長さ、ｎ：繰り返し数、Ｃ，ｍ：材料、荷重等の条件で決まる定数を夫々示す。］

これらの結果を、下記表６に示す。

これらの結果から、次のように考察できる。即ち、試験Ｎｏ．１、３〜６、９〜１９は、鋼の化学成分組成および製造条件が適切に制御されているため、鋼板内部における好ましい要件（組織、析出物）を満足しており、優れた疲労亀裂進展特性（亀裂進展速度が５．０×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下）が得られている。

これに対し、試験Ｎｏ．２、８は、全熱間圧延工程での累積圧下率が小さくなっており（圧延条件Ｎｏ．ｃ）、有効結晶粒径が大きくなり、疲労亀裂進展特性が劣化した。また、試験Ｎｏ．７は、未再結晶温度域での圧下率（累積圧下率）が大きくなっており（圧延条件Ｎｏ．ｆ）、ベイナイト分率が低下し、疲労亀裂進展特性が劣化した。

Claims (9)

1. Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を夫々含有し、且つＣｕ：０．１〜１．０％およびＮｉ：０．１〜１．０％から選ばれる１種以上と、Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上とを含有し、これらの元素が下記（１）〜（３）式の関係を満足する、残部が鉄および不可避的不純物の厚鋼板であり、
   圧延方向に平行な縦断面において鋼板表面から深さ３ｍｍの観察位置で測定したときに、金属組織が下記（ａ）〜（ｄ）の要件を満足し、析出物が下記（Ａ）の要件を満足することを特徴とする疲労特性に優れた厚鋼板。
   ０．０１≦［Ｎｂ］＋２［Ｔｉ］＋２［Ｖ］≦０．１０ …（１）
   （［Ｎｂ］、［Ｔｉ］および［Ｖ］は、それぞれＮｂ、ＴｉおよびＶの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）
   ０≦（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−２［Ｓｉ］≦１．０ …（２）
   （［Ｃｕ］、［Ｎｉ］および［Ｓｉ］は、それぞれＣｕ、ＮｉおよびＳｉの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）
   ［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］≦２．４ …（３）
   （［Ｍｎ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれＭｎ、ＣｒおよびＭｏの鋼板中の含有量（質量％）を示す。）
   （ａ）金属組織がベイナイト組織と、残部組織とから構成され、全組織中、ベイナイト分率が８０面積％以上である。
   （ｂ）隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界に基づいてベイナイトの結晶粒を決定したとき、当該結晶粒の板厚方向の平均長さが７μｍ以下である。
   （ｃ）前記残部組織の円相当直径が３．０μｍ以下である。
   （ｄ）前記残部組織中、パーライト分率が８０面積％以上である。
   （Ａ）Ｎｂ、ＴｉおよびＶの少なくともいずれかを含む円相当直径が２０ｎｍ以下の析出物の個数が１００個／μｍ²以上である。
2. 更に、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の厚鋼板。
3. 更に、Ａｌ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の厚鋼板。
4. 更に、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
5. 更に、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
6. 更に、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
7. 圧延方向に平行な縦断面において、板厚の１／４位置となる位置を観察したときに、金属組織が下記（ｅ）〜（ｇ）の要件を満足するものである請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。
   （ｅ）金属組織がベイナイト組織と、このベイナイトよりも硬質な残部組織とから構成され、全組織中ベイナイト分率が８０面積％以上である。
   （ｆ）隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界に基づいてベイナイトの結晶粒を決定したとき、当該結晶粒の板厚方向の平均長さが７μｍ以下である。
   （ｇ）前記硬質残部組織の円相当直径が３μｍ以下である。
8. 請求項１〜６のいずれかに記載の化学成分組成の鋼片を下記の条件で熱間圧延することを特徴とする疲労特性に優れた厚鋼板の製造方法。
   加熱温度：１０００〜１２００℃
   全熱間圧延工程の累積圧下率：７０％以上
   仕上げ圧延中における、Ａｒ₃変態点＋１５０℃〜Ａｒ₃変態点＋５０℃の温度範囲での累積圧下率：５０％以上
   仕上げ圧延終了温度：Ａｒ₃変態点＋３０℃以上の温度
   仕上げ圧延終了温度から６００℃までの平均冷却速度：１０℃／秒以下
9. 冷却停止温度が５５０℃以上である請求項８に記載の厚鋼板の製造方法。