JP2015127444A - 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材の判定方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材を提供する。【解決手段】質量％で、C：0.02〜0.4％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.10％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、合計面積率で50％を超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相を主相とし、残部それ以外の相（0％を含む）とからなる組織とを有し、降伏強さ：325MPa以上、vTrsが−20℃以下の優れた低温靭性を有する高強度鋼材。疲労き裂が伝ぱする際のき裂先端塑性域寸法γp*（＝｛（KＩmax）２?10６／（2πσＹ２）｝?（1−2ν）２（μm））と有効結晶単位MUeffとの比、γＰ*／MUeffを10以下とすることで鋼材の耐疲労き裂伝ぱ特性が向上する。また、γＰ*／MUeffにより、複合組織鋼材の耐疲労き裂伝ぱ特性の良否を判定する。【選択図】図５
Description
本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械、建築物、タンクなど各種溶接構造物用として好適な鋼材に係り、とくに、繰返し荷重を受ける部材用として好適な、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法並びに耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材の判定方法に関する。ここでいう「鋼材」とは、厚鋼板、形鋼、鋼管、熱延鋼板、冷延鋼板を含むものとする。
近年、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械、建築物、タンクなど各種の溶接構造物においては、設計の合理化や鋼材重量の低減、薄肉化や溶接の省力化などを目的として、高強度鋼材が適用される事例が多くなってきている。このため、それら高強度鋼材には、優れた延性、低温靭性を有していることに加えて、さらに構造安全性を確保するため、優れた耐疲労特性を有していることが要求される。
溶接構造物においては、溶接止端部から疲労き裂が発生し、鋼材中を伝ぱして構造物が破壊（疲労破壊）するケースが多い。これは、溶接止端部がその形状から応力集中部となりやすいことに加えて、溶接後に引張の残留応力が生じることなどに起因するとされている。
このため、溶接止端部からのき裂発生を抑制する手段として、付加溶接を施すなどして形状を改善し応力集中を低減させる技術や、ショットピーニングなどで圧縮の残留応力を導入する技術などが広く知られている。
このため、溶接止端部からのき裂発生を抑制する手段として、付加溶接を施すなどして形状を改善し応力集中を低減させる技術や、ショットピーニングなどで圧縮の残留応力を導入する技術などが広く知られている。
しかし、このような技術を、多数存在する溶接止端部に工業的規模で施すことは、多大の労力と時間とを必要とし、生産性の観点やコスト面からも現実的とは言いがたい。そこで、仮に、疲労き裂が発生したとしても、その後の鋼材中でのき裂伝ぱ速度を低減させることができれば、溶接構造物の疲労寿命を延長することができるため、鋼材自身の耐疲労き裂伝ぱ特性を向上させることが強く要望されている。
このような要望に対して、例えば、非特許文献１には、低炭素鋼における疲労き裂の成長（疲労き裂伝ぱ）に及ぼすミクロ組織の影響についての研究が記載されている。非特許文献１に記載された研究では、鋼板組織を、軟質相（ビッカース硬さ：149HV）を硬質相（ビッカース硬さ：546HV、分率：39.2％）で網目状に取り囲んだ組織とすることにより、軟質相（ビッカース硬度：148HV）中に硬質相（ビッカース硬さ：565HV、分率：36.4%、平均サイズ：149μm）を均一分散させた組織よりも、疲労き裂伝ぱ速度が大きく低減するとしている。しかしながら、非特許文献１に記載された鋼板組織は、５段階もの複雑な熱処理を施されて得られたものであり、非特許文献１に記載された複雑な熱処理を通常の鋼板製造に適用するには、生産性の観点から非常に難しいという問題がある。さらに、非特許文献１に記載された組織を有する鋼板では延性が低下しており、このような鋼板を構造物へ適用することについては問題を残していた。
また、特許文献１には、疲労き裂進展抑制効果を有する鋼板が記載されている。特許文献１に記載された技術では、特定な組成を有するとともに、硬質部の素地とこの素地に分散した軟質部とからなる複合組織を有し、かつ硬質部と軟質部との硬度差をビッカース硬さで150HV以上としている。これにより、き裂先端の転位の移動が、硬質部と軟質部の界面で阻止され、鋼板のき裂進展抑制特性が向上するとしている。しかし、特許文献１には、延性、靭性等の機械的特性について言及されておらず、特許文献１に記載された技術で製造された鋼板が、構造物用鋼板として十分な特性を具備しているかどうかについては不明のままである。
また、特許文献２には、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた厚鋼材とその製造方法が記載されている。特許文献２に記載された厚鋼材は、質量％で、C：0.04〜0.3％、Si：0.01〜2％、Mn：0.1〜3％、Al：0.001〜0.1％、N：0.001〜0.01％を含む組成で、軟質相と該軟質相を網目状に囲む硬質第二相からなる二相組織を有し、軟質相と硬質第二相とが、次の条件
（１）軟質相がフェライト、焼戻しべーナイト、焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上から構成され、かつ平均ビッカース硬さが150以下であること。
（１）軟質相がフェライト、焼戻しべーナイト、焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上から構成され、かつ平均ビッカース硬さが150以下であること。
（２）硬質第二相がベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上から構成され、かつ平均ビッカース硬さが250以上であること。
（３）硬質第二相の粒界占有率（硬質第二相が占めている粒界長さの総和／総粒界長さ）が0.5以上であること。
を全て満足する耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた厚鋼材である。特許文献２に記載された技術で製造された厚鋼材を溶接構造部材に用いれば、母材における疲労き裂進展速度をいずれのき裂進展方向においても顕著に抑制できるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、バンド組織の抑制のため、高温で長時間の拡散焼鈍を必要としており、工程が複雑となり、生産性が低下するという問題を残していた。
（３）硬質第二相の粒界占有率（硬質第二相が占めている粒界長さの総和／総粒界長さ）が0.5以上であること。
を全て満足する耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた厚鋼材である。特許文献２に記載された技術で製造された厚鋼材を溶接構造部材に用いれば、母材における疲労き裂進展速度をいずれのき裂進展方向においても顕著に抑制できるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、バンド組織の抑制のため、高温で長時間の拡散焼鈍を必要としており、工程が複雑となり、生産性が低下するという問題を残していた。
また、特許文献３には、疲労強度に優れた厚鋼板が記載されている。特許文献３に記載された厚鋼板は、質量％で、C：0.04〜0.3％、Si：0.01〜2％、Mn：0.1〜3％、Al：0.001〜0.1％、N：0.001〜0.01％を含む組成と、少なくともフェライトと硬質第二相とを含む組織を有し、かつ、表面に平行な断面組織において、（ａ）硬質第二相の分率：20〜80％、（ｂ）硬質第二相の平均ビッカース硬さ：250〜800、（ｃ）硬質第二相の平均円相当径：10〜200μm、（ｄ）硬質第二相間の最大間隔：500μm以下、を全て満足し、硬質第二相の組織がベイナイト、マルテンサイトのいずれか又は両者の混合組織である厚鋼板である。特許文献３に記載された技術によれば、特殊なあるいは高価な合金元素の多量含有や、複雑な工程を経ることなく、また引張強さや鋼板板厚に大きな制限を受けずに、母材の耐疲労き裂伝ぱ特性を向上させることができるとしている。なお、特許文献３に記載された技術では、厚鋼板の板厚方向での疲労き裂進展を抑制する特性を向上させることができるが、特許文献３には、厚鋼板の幅方向、長手方向における疲労き裂進展抑制特性についてまでの言及はなく、厚鋼板の幅方向、長手方向における疲労き裂進展抑制特性の低下が懸念されるという問題がある。
また、特許文献４には、耐疲労き裂進展性に優れた鋼板が記載されている。特許文献４に記載された鋼板は、C：0.030〜0.30％、Si：0.50％以下、Mn：0.8〜2.0％、Al：0.01〜0.10％、N：0.010％以下を含む組成を有し、板厚１／４位置において、アスペクト比が2以上で、γ粒内方向に成長した針状フェライトを面積分率で1〜60％含み、長径が5〜100μmの範囲にある針状フェライトの個数割合が80％以上である組織を有する鋼板である。特許文献４に記載された技術では、1面積％以上の針状フェライトを存在させることにより、優れた耐疲労き裂進展性を有する鋼板になるとしている。しかし、特許文献４では、延性、靭性等の特性について言及されておらず、特許文献４に記載された技術で製造された鋼板が、構造物用鋼板として、耐疲労き裂進展性以外に必要な特性をバランスよく具備しているかどうかは不明のままである。
特許文献５には、耐疲労き裂進展性に優れた鋼板が記載されている。特許文献５に記載された鋼板は、C：0.01〜0.1％、Si：0.03〜0.6％、Mn：0.3〜2％、solAl：0.001〜0.1％、N：0.0005〜0.008％を含む組成と、面積率で60〜85％のベイナイトと、合計で0〜5％のマルテンサイトとパーライトと、残部がフェライトである組織を有する鋼板である。特許文献５に記載された技術では、疲労き裂がベイナイトと遭遇すると、その境界でき裂が停留したり、ベイナイトを避けるように屈曲したりしながら進展するため、疲労き裂進展速度が小さくなり、耐疲労き裂進展特性が向上するとしている。しかし、特許文献５には、耐疲労き裂進展特性、靭性についての記載はあるが、構造物用鋼板として重要な、延性、溶接性等についての記載はなく、特許文献５に記載された技術で製造された鋼板が、構造物用鋼板として必要な特性をバランスよく具備しているかどうかについては不明のままである。
また、特許文献６には、母材靭性と疲労き裂進展特性に優れた厚鋼板が記載されている。特許文献６に記載された厚鋼板は、質量％で、C：0.030〜0.300％、Si：0.50％以下、Mn：0.80〜2.00％、Al：0.01〜0.10％、N：0.0100％以下を含む組成と、再結晶フェライトからなる軟質部と、マルテンサイトとベイナイトの1種以上からなる硬質部とで主に構成された複相組織とを有し、硬質部の面積分率が15〜85％、平均円相当径が10μm以上、平均硬さがHv200〜700で、かつ硬質部と軟質部の平均硬さの差がHv100以上であり、さらに再結晶フェライト粒の平均円相当径が20μm以下、マルテンサイトとベイナイトの平均ラス長さが5μm以下である厚鋼板である。特許文献６に記載された技術では、十分微細化したフェライトと、加工γから変態したラス長さの短い低温変態相とを組み合わせた複相組織にすることにより、疲労き裂進展特性と靭性の両特性を両立させることができるとしている。しかし、特許文献６には、疲労き裂進展速度、靭性以外の実構造物用鋼板として必要な、延性、溶接性等の特性をバランスよく具備しているかどうかについては不明のままである。
また、特許文献７には、疲労き裂進展抑制特性に優れた厚鋼板が記載されている。特許文献７に記載された厚鋼板は、重量％で、C：0.04〜0.25％、Si：0.1〜0.5％、Mn：0.4〜2％、sol.Al：0.005〜0.1％、N：0.001〜0.005％、Ti：0〜0.03％、B：0〜0.0025％、Cu：0〜1％、Ni：0〜0.5％、Cr：0〜1％、Mo：0〜0.5％、Nb：0〜0.06％、V：0〜0.1％を含む組成を有し、フェライト相及び１種以上の硬質相からなる混合組織で、フェライト相と各々の硬質相と硬度差がビッカース硬さで150以上、１種以上の硬質相からなる硬質相の集合体はフェライト相のなかで塊状であり、その平均径が6〜50μmである組織を有する厚鋼板である。特許文献７に記載された技術によれば、疲労き裂が伝ぱしフェライトと硬質相の界面近傍に到達すると、き裂先端での塑性変形が抑制されて疲労き裂の停留が起こり、中程度のΔKの範囲においても、疲労き裂進展抑制効果に優れるため、溶接部から疲労き裂が発生した場合でも、従来に比べて疲れ寿命の延長が十分に期待できるとしている。
また、特許文献８には、疲労き裂伝ぱ特性に優れた厚鋼板が記載されている。特許文献８に記載された厚鋼板は、質量％で、C：0.03〜0.2％、Si：0.01〜1.6％、Mn：0.5〜2％、Al：0.001〜0.1％、N：0.001〜0.008％を含む組成と、ビッカース硬さが150以上のフェライトを母相とし、ビッカース硬さが400〜900、面積率が5〜30％、アスペクト比が３以上の偏平なマルテンサイトを第二相とした層状組織で、フェライトとマルテンサイトの板厚方向の平均層間隔が3〜50μmである疲労き裂伝ぱ特性に優れた厚鋼板である。特許文献８に記載された技術によれば、このような組織の厚鋼板を使用して溶接継手を形成すれば、溶接継手寿命を従来の２倍以上に向上させることができ、溶接構造物の疲労破壊に対する信頼性を向上させることができるとしている。
また、特許文献９には、疲労き裂進展抑制効果を有する鋼板が記載されている。特許文献９に記載された鋼板は、質量％で、C：0.03〜0.30％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.3〜2.0％、sol.Al：0.001〜0.1％を含む組成を有し、硬質部Ａと軟質部Ｂとからなり、硬質部が組織全体に占める割合（％）fA、軟質部が組織全体に占める割合（％）fBと、硬質部のビッカース硬さでの平均硬さHA、軟質部のビッカース硬さでの平均硬さHBとが、fA・HA−fB・HB≧−3500を満足する組織を有する鋼板である。特許文献９に記載された技術によれば、中程度のΔKの範囲においても、良好な疲労き裂進展抑制効果を有する鋼板が得られ、溶接部から疲労き裂が発生した場合でも、従来に比べて疲れ寿命を延長することができるとしている。
また、特許文献１０には、疲労き裂伝ぱ遅延鋼材が、また、特許文献１１には、疲労き裂進展抑制に優れる鋼材が記載されている。特許文献１０、１１に記載された鋼材は、質量％で、C：0.02〜0.20％、Si：0.01〜0.45％、Mn：0.5〜2.0％を含み、さらにCu：0.01〜3.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜3.0％、Mo：0.01〜1.0％の一種または二種以上を含む組成と、硬質相と軟質相から構成される組織とを有し、硬質相の組織分率に関連するパラメータVpと、硬質相と軟質相のビッカース硬さ差ΔHvとの積が50以上となる鋼材である。特許文献１０、１１に記載された技術では、疲労き裂は、き裂前方に硬質相が存在すると、塑性域の拘束などを介して、疲労き裂が硬質相を避けて進展するようになり、き裂の屈曲や分岐が生じるとし、疲労き裂進展速度の低下は、硬質相に遭遇する頻度や、硬質相に遭遇した際に局所的に伝ぱ速度が低下する度合が相乗的に関与しているもの考えられるとしている。
H.SUZUKI and A.J.McEVILY : Met. Trans. A, vol.10A(1979), p.475−481
しかしながら、特許文献７には、疲労き裂進展速度以外の特性についての言及はなく、特許文献７に記載された厚鋼板が、優れた疲労き裂進展抑制特性とともに、溶接構造物用鋼板として必要な、強度、延性、靭性、溶接性等の特性をバランスよく具備しているかどうかについては不明のままである。
また、特許文献８に記載された技術によれば、厚鋼板の板厚方向の疲労き裂進展を抑制することができるが、厚鋼板の圧延方向あるいは幅方向の疲労き裂進展までも抑制できるかどうかについては不明のままである。また、特許文献８に記載された技術では、硬さ：400HV以上の偏平なマルテンサイトを得るために、仕上圧延温度を低温とし、累積圧下率を高く限定し、しかも急速な加速冷却を施すとしており、製造負荷が大きく、生産性が低下するという問題や、低温で高圧下することにより、偏平な結晶（マルテンサイト）が導入され、低温靭性の異方性が顕著になると予測され、溶接構造物用厚鋼板としては問題を残していた。
また、特許文献８に記載された技術によれば、厚鋼板の板厚方向の疲労き裂進展を抑制することができるが、厚鋼板の圧延方向あるいは幅方向の疲労き裂進展までも抑制できるかどうかについては不明のままである。また、特許文献８に記載された技術では、硬さ：400HV以上の偏平なマルテンサイトを得るために、仕上圧延温度を低温とし、累積圧下率を高く限定し、しかも急速な加速冷却を施すとしており、製造負荷が大きく、生産性が低下するという問題や、低温で高圧下することにより、偏平な結晶（マルテンサイト）が導入され、低温靭性の異方性が顕著になると予測され、溶接構造物用厚鋼板としては問題を残していた。
また、特許文献９に記載された技術では、良好な疲労き裂進展抑制効果を有する鋼板とするために、軟質相と硬質相との硬さの差を大きくすることを指向している。また、特許文献１０、特許文献１１に記載された技術では、疲労き裂進展速度が低下するように、硬質相（あるいは軟質相）を面積率で50％近くとなる組織としてVpを大きくし、さらに、軟質相のビッカース硬さと硬質相のビッカース硬さとの差ΔHvを大きくしてVp×ΔHvを大きくし、鋼材の疲労き裂進展速度を低下させている。
しかし、特許文献９〜１１に記載された技術で製造された、上記したような組織を有する鋼材は、降伏強さや降伏比が極端に低くなる恐れがあり、橋梁などのように、基本的に弾性設計を行う構造物の部材への適用は不向きであるという問題がある。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、高強度で、低温靭性に優れ、さらに延性、溶接性にも優れるとともに、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：325MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた」とは、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKＩ：15MPa√mで1.75×10−8（m/cycle）以上、ΔKＩ：20MPa√mで4.26×10−8（m/cycle）以上である場合をいう。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、高強度で、低温靭性に優れ、さらに延性、溶接性にも優れるとともに、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：325MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた」とは、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKＩ：15MPa√mで1.75×10−8（m/cycle）以上、ΔKＩ：20MPa√mで4.26×10−8（m/cycle）以上である場合をいう。
また、ここでいう「低温靭性に優れた」とは、JIS Z 2242-2005の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験における破面遷移温度vTrs：−20℃以下である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、降伏強さYS：325MPa以上の高強度を有する鋼材において、低温靭性、延性等と耐疲労き裂伝ぱ特性とをバランスよく兼備させるためには、マトリクス組織をベイナイト相および／またはマルテンサイト相を主体とする組織とすることが好ましいとの知見を得た。
そして、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を主体とする組織を有する鋼材の耐疲労き裂伝ぱ特性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、繰返し応力負荷により発生した疲労き裂先端の塑性域寸法に着目し、疲労き裂先端の塑性域寸法と組織の有効組織単位との関係が、疲労き裂伝ぱ速度に大きく影響するという知見を得た。
そして、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を主体とする組織を有する鋼材の耐疲労き裂伝ぱ特性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、繰返し応力負荷により発生した疲労き裂先端の塑性域寸法に着目し、疲労き裂先端の塑性域寸法と組織の有効組織単位との関係が、疲労き裂伝ぱ速度に大きく影響するという知見を得た。
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
種々の組成の鋼素材に、条件を種々変化させた処理を施して、ベイナイト単相で、粒径や形態が種々変化した組織を有する鋼板（板厚：25mm）を製造した。得られた鋼板から、図９に示す３種の方向から、CT試験片および三点曲げ試験片を採取した。CT試験片（Ｔ−Ｌ）は、負荷方向が鋼板幅方向（Ｔ方向）、き裂伝ぱ方向が鋼板圧延方向（Ｌ方向）となるように採取した試験片であり、CT試験片（Ｌ−Ｔ）は、負荷方向が鋼板圧延方向（Ｌ方向）、き裂伝ぱ方向が鋼板幅方向（Ｔ方向）となるように採取した試験片である。また、三点曲げ試験片（Ｌ−Ｚ）は、負荷方向が板厚方向（Ｚ方向）、き裂伝ぱ方向が板厚方向（Ｚ方向）となるように採取した試験片である。試験片厚さは全厚とした。
種々の組成の鋼素材に、条件を種々変化させた処理を施して、ベイナイト単相で、粒径や形態が種々変化した組織を有する鋼板（板厚：25mm）を製造した。得られた鋼板から、図９に示す３種の方向から、CT試験片および三点曲げ試験片を採取した。CT試験片（Ｔ−Ｌ）は、負荷方向が鋼板幅方向（Ｔ方向）、き裂伝ぱ方向が鋼板圧延方向（Ｌ方向）となるように採取した試験片であり、CT試験片（Ｌ−Ｔ）は、負荷方向が鋼板圧延方向（Ｌ方向）、き裂伝ぱ方向が鋼板幅方向（Ｔ方向）となるように採取した試験片である。また、三点曲げ試験片（Ｌ−Ｚ）は、負荷方向が板厚方向（Ｚ方向）、き裂伝ぱ方向が板厚方向（Ｚ方向）となるように採取した試験片である。試験片厚さは全厚とした。
採取した試験片を用いて、疲労き裂伝ぱ試験を実施した。なお、試験片サイズ、応力拡大係数の算出方法、疲労き裂伝ぱ試験方法等は、CT試験片を用いる場合にはASTM E647の規定に準拠して、また、三点曲げ試験片を用いる場合には、BS 7448 Part1の規定を参照して、それぞれ決定した。なお、疲労き裂伝ぱ試験は、大気中（室温）で、応力比Ｒ＝0.1、周波数：20Hzで実施した。
得られた結果から、モードＩの応力拡大係数範囲ΔKI=15MPa√mの時の疲労き裂伝ぱ速度da/dNを求めるとともに、ΔKI=15MPa√m近辺での500μｍ区間内における疲労き裂伝ぱ経路を断面観察して疲労き裂の屈曲回数（回）を測定した。得られた結果から、試験片中央部でΔKI=15MPa√mの疲労き裂伝ぱ速度da/dNとき裂の屈曲回数（回）との関係を求めた。得られた結果を図１に示す。なお、同時に、き裂屈曲時の屈曲長さとき裂進展方向に対する屈曲角度も求めた。
図１から、疲労き裂の屈曲回数が増加すればするほど、疲労き裂伝ぱ速度が低下することがわかる。このことから、本発明者らは、耐疲労き裂伝ぱ特性を向上させるには、疲労き裂の屈曲回数が増加するような組織とする必要があることに思い至った。
そこで、ΔKＩ＝15MPa√mにおける疲労き裂伝ぱ速度da/dnが5.89×10−９m/cycleである鋼材（ベイナイト単相組織）について、観察した疲労き裂の屈曲挙動から、き裂屈曲時の屈曲長さｒと、き裂進展方向に対する屈曲角度θとの関係を●印で、図３に示す。なお、屈曲長さｒ、屈曲角度θは、図２に示すモードＩ（開口型）の変形様式でのき裂先端を原点とするｒ−θ−ｚの円柱座標系で求め、図３ではｒ−θ座標系で示している。なお、図２には、モードＩ（開口型）の変形様式について用いる、き裂先端を原点とするｘ−ｙ−ｚ直交座標系、ｒ−θ−ｚの円柱座標系を示す。
そこで、ΔKＩ＝15MPa√mにおける疲労き裂伝ぱ速度da/dnが5.89×10−９m/cycleである鋼材（ベイナイト単相組織）について、観察した疲労き裂の屈曲挙動から、き裂屈曲時の屈曲長さｒと、き裂進展方向に対する屈曲角度θとの関係を●印で、図３に示す。なお、屈曲長さｒ、屈曲角度θは、図２に示すモードＩ（開口型）の変形様式でのき裂先端を原点とするｒ−θ−ｚの円柱座標系で求め、図３ではｒ−θ座標系で示している。なお、図２には、モードＩ（開口型）の変形様式について用いる、き裂先端を原点とするｘ−ｙ−ｚ直交座標系、ｒ−θ−ｚの円柱座標系を示す。
使用した鋼材（ベイナイト単相組織）について、観察した疲労き裂の屈曲挙動を参照しながら、き裂屈曲長さに最も近い組織単位を求めたところ、最も頻度高く屈曲が生じている組織単位として、ベイナイトパケットであることを知見した。
なお、図３には、平均パケットサイズをき裂伝ぱ方向とそれと直角をなす方向（図２中のx方向とy方向）にて求め、これを長辺と短辺として楕円近似して、疲労き裂先端に配置した場合に、ｒ−θ座標系でパケット境界が示す軌跡を実線で示している。
なお、図３には、平均パケットサイズをき裂伝ぱ方向とそれと直角をなす方向（図２中のx方向とy方向）にて求め、これを長辺と短辺として楕円近似して、疲労き裂先端に配置した場合に、ｒ−θ座標系でパケット境界が示す軌跡を実線で示している。
つぎに、疲労き裂伝ぱ速度に及ぼす、疲労き裂先端での塑性域寸法と組織との関係に着目し、まず、平面歪みでのvon Misesの降伏条件に基づいたき裂先端での塑性域寸法γｐ(θ)を求めた。γp(θ)は、図２の円柱座標系において、き裂先端から弾塑性境界までの距離を表し、次（８）式
γｐ（θ）＝｛（KＩmax）２×10６／4πσＹ ２｝×｛（3／2）sin２θ＋（1−2ν）２（1＋cosθ）｝‥（８）
で定義される。なお、θは角度（°）、KＩmaxは対象とするモードＩの最大応力拡大係数（MPa√m）、σＹは鋼材の降伏応力（MPa）、νはポアソン比である。ここで、KＩmaxは、応力比Ｒと応力拡大係数範囲ΔKＩとの関係で、次式
KＩmax＝ΔKＩ／（1−R）
を満足する。本発明では、KＩmax は5〜35（MPa√m）の範囲内の値とする。
γｐ（θ）＝｛（KＩmax）２×10６／4πσＹ ２｝×｛（3／2）sin２θ＋（1−2ν）２（1＋cosθ）｝‥（８）
で定義される。なお、θは角度（°）、KＩmaxは対象とするモードＩの最大応力拡大係数（MPa√m）、σＹは鋼材の降伏応力（MPa）、νはポアソン比である。ここで、KＩmaxは、応力比Ｒと応力拡大係数範囲ΔKＩとの関係で、次式
KＩmax＝ΔKＩ／（1−R）
を満足する。本発明では、KＩmax は5〜35（MPa√m）の範囲内の値とする。
得られたき裂先端から弾塑性境界までの距離γｐ（θ）、すなわち弾塑性境界を、図３中に破線で示す。
図３から、疲労き裂の屈曲は、概ね実線の範囲内、すなわち組織境界内（ベイナイトパケット範囲内）で生じており、しかもき裂進展方向（θ：0°）近傍に集中する傾向にあることがわかる。また、き裂進展方向（θ：0°）近傍では、き裂先端での塑性域寸法（破線）と、組織境界の軌跡（実線）とが近接している。このことから、本発明者らは、き裂先端での塑性域寸法と組織単位（ベイナイトパケット）とが、疲労き裂の屈曲を介して、疲労き裂伝ぱ速度に密接に関連していると考えた。
図３から、疲労き裂の屈曲は、概ね実線の範囲内、すなわち組織境界内（ベイナイトパケット範囲内）で生じており、しかもき裂進展方向（θ：0°）近傍に集中する傾向にあることがわかる。また、き裂進展方向（θ：0°）近傍では、き裂先端での塑性域寸法（破線）と、組織境界の軌跡（実線）とが近接している。このことから、本発明者らは、き裂先端での塑性域寸法と組織単位（ベイナイトパケット）とが、疲労き裂の屈曲を介して、疲労き裂伝ぱ速度に密接に関連していると考えた。
そこで、本発明者らは、得られた鋼板について実施した疲労き裂伝ぱ試験での、き裂進展方向（図２におけるθ＝0°、ｘ方向）におけるき裂先端における塑性域寸法を（８）式を用いて算出し、γｐ*とした。すなわち、γｐ*は、次（１）式
γｐ*＝｛（KＩmax）２×10６／2πσＹ ２｝×｛（1−2ν）２｝‥‥（１）
で定義される。
γｐ*＝｛（KＩmax）２×10６／2πσＹ ２｝×｛（1−2ν）２｝‥‥（１）
で定義される。
一方、得られた各鋼板について、き裂進展方向（図２におけるθ=0°、ｘ方向）における組織単位（ベイナイトパケットサイズ）を測定し、（DＰ）Ｂと定義した。
得られたγｐ*と得られた（DＰ）Ｂとの比、γｐ*／（DＰ）Ｂを算出し、疲労き裂伝ぱ速度に及ぼすγｐ*／（DＰ）Ｂの影響を求め、図４に示す。なお、図４には、ΔKI＝15MPa√m以外に、ΔKI＝20MPa√m、ΔKI＝25MPa√mの場合についても示した。γp *は、当然ながらKＩmaxのレベルに応じて変化している。
得られたγｐ*と得られた（DＰ）Ｂとの比、γｐ*／（DＰ）Ｂを算出し、疲労き裂伝ぱ速度に及ぼすγｐ*／（DＰ）Ｂの影響を求め、図４に示す。なお、図４には、ΔKI＝15MPa√m以外に、ΔKI＝20MPa√m、ΔKI＝25MPa√mの場合についても示した。γp *は、当然ながらKＩmaxのレベルに応じて変化している。
図４から、応力拡大係数のレベルによらず疲労き裂伝ぱ速度は、とくにγp *／（DＰ）Ｂが10以下の領域では、γp *／（DＰ）Ｂで一義的に整理可能であり、γp *／（DＰ）Ｂが小さくなるにしたがい、疲労き裂伝ぱ速度は明らかに低下するという知見を得た。しかし、γp *／（DＰ）Ｂが10を超える領域では、γp *／（DＰ）Ｂが増加しても疲労き裂伝ぱ速度の増加は少なく、曲線の傾きは小さく、むしろほぼ水平となり、そして、データのばらつきも大きくなる。すなわち、γp *／（DＰ）Ｂが10を超える領域では、γp *／（DＰ）Ｂの疲労き裂伝ぱ速度への影響は小さいといえる。γp *／（DＰ）Ｂが10を超える領域では、塑性域に対し結晶粒単位が小さく、き裂の伝ぱはき裂先端の応力場によって支配されているもの考えられる。
上記した知見は、ベイナイト単相組織を有する鋼板について得られたものであるが、マルテンサイト単相組織についても、同様な検討を行った結果、疲労き裂の屈曲回数が多いほど疲労き裂伝ぱ速度が低下すること、屈曲長さとマルテンサイトの組織単位（DＰ）Ｍであるパケットサイズとは相関があること、疲労き裂伝ぱ速度はγp *／（DＰ）Ｍで整理でき、特にγp *／（DＰ）Ｍが10以下の領域で大きくき裂伝ぱ速度が低下することを確かめた。
実構造物に適用する鋼材では、使用目的に応じて成分制約や強度、さらには使用する製造プロセス等により、ベイナイト相とマルテンサイト相とが共存し、さらにはパーライト、フェライト相等が混った組織となることが多々生じる。
そこで、まず、面積率で50％以上の主相として、ベイナイト相、またはマルテンサイト相あるいはベイナイト相及びマルテンサイト相の混合相とし、第二相として、パーライト、フェライトを含む、複合組織を有する鋼材について、疲労き裂伝ぱ挙動を調査した。その結果、疲労き裂は、フェライトからパーライト、ベイナイトからマルテンサイトのように、軟質な相からより硬質な相へ伝ぱする際に、き裂の屈曲や分岐が生じ、疲労き裂伝ぱ速度が局所的に低減することを見出した。さらに、より詳細な観察を行った結果、ベイナイト、マルテンサイトではパケット境界で、フェライトではフェライト粒境界で、パーライトでは塊状や層状の境界で、き裂の屈曲が生じていることを知見した。
そこで、まず、面積率で50％以上の主相として、ベイナイト相、またはマルテンサイト相あるいはベイナイト相及びマルテンサイト相の混合相とし、第二相として、パーライト、フェライトを含む、複合組織を有する鋼材について、疲労き裂伝ぱ挙動を調査した。その結果、疲労き裂は、フェライトからパーライト、ベイナイトからマルテンサイトのように、軟質な相からより硬質な相へ伝ぱする際に、き裂の屈曲や分岐が生じ、疲労き裂伝ぱ速度が局所的に低減することを見出した。さらに、より詳細な観察を行った結果、ベイナイト、マルテンサイトではパケット境界で、フェライトではフェライト粒境界で、パーライトでは塊状や層状の境界で、き裂の屈曲が生じていることを知見した。
このような知見から、本発明者らは、ベイナイト相、マルテンサイト相を主相とする複合組織においても、ベイナイト単相組織、マルテンサイト単相組織におけると同様に、各相にそれぞれき裂の屈曲を生じさせる有効な組織単位があると考えた。そして、本発明者らは、この組織単位を、ベイナイトでは（DＰ）Ｂ、マルテンサイトでは（DＰ）Ｍ、フェライトでは（DＰ）α、パーライトでは（DＰ）Ｐ、とそれぞれ定義した。そして、複合組織全体では、各相のき裂の屈曲への寄与を重み付けできれば、混合則が成り立ち、複合組織における有効組織単位MUeffが新たに定義できることに思い至った。
そして、各相のき裂屈曲への寄与は、各相の組織単位と、各相の面積割合（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐに応じて、決定されると考え、各相の組織単位と各相の面積割合の積をその指標として用いることにした。さらにその積に、主相に対する各相の硬さ比を乗じることで、各相のき裂の屈曲への寄与を、主相を基準として重み付けできることを見出した。なお、ここでいう「主相」とは、合計面積率で50％を超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相のうち面積率で最大の相をいうものとする。
すなわち、ベイナイト相、またはマルテンサイト相を主相とする複合組織における有効組織単位MUeffは、それぞれ次式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義できる。なお、上記した（２ａ）式はベイナイト単相組織、（２ｂ）式はマルテンサイト単相組織、である鋼材の場合には、第１項のみとなり、図４に示す結果とも整合する。また、ベイナイト相、マルテンサイト相が、それぞれ単独で、面積率：50％以上を占めることができないが、ベイナイト相とマルテンサイト相との混合では面積率：50％以上を占めることができる場合には、面積率が大きい相を主相とみなして、上記式を適用するものとする。
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義できる。なお、上記した（２ａ）式はベイナイト単相組織、（２ｂ）式はマルテンサイト単相組織、である鋼材の場合には、第１項のみとなり、図４に示す結果とも整合する。また、ベイナイト相、マルテンサイト相が、それぞれ単独で、面積率：50％以上を占めることができないが、ベイナイト相とマルテンサイト相との混合では面積率：50％以上を占めることができる場合には、面積率が大きい相を主相とみなして、上記式を適用するものとする。
そこで、ベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％を超える複合組織を有する鋼材について、ベイナイト単相組織の場合と同様に疲労き裂伝ぱ試験を実施し、疲労き裂伝ぱ速度を求めた。得られた疲労き裂伝ぱ速度と、上記した（２a）式、あるいは（２ｂ）式で定義されるMUeffを用いたγp *／MUeffとの関係を算出し、図５に示す。なお、図５中には、ベイナイト単相組織の場合（○、△、□印）を併記した。図５から、ベイナイト相とマルテンサイト相を主相とする複合組織においても、ベイナイト単相同様に、疲労き裂伝ぱ速度は、γp *／MUeffで整理できる。そして、γp *／MUeffと10以下の領域では、比較的狭いバンド内に整理でき、しかもγp *／MUeffが小さくなるほど疲労き裂伝ぱ速度が明確に低下するという知見を得た。
すなわち、ベイナイト相、マルテンサイト相の合計が面積率で50％を超え、パーライトやフェライト相が混入する複合組織を有する鋼材においても、γp *／MUeffが10以下となるような領域では、γp *／MUeffが小さくなるほど疲労き裂伝ぱ速度が低下し耐疲労き裂伝ぱ特性が向上するという知見を得た。使用条件下でγp *／MUeffが10以下となるような鋼材は、疲労き裂伝ぱ速度が低下した耐疲労き裂伝ぱ特性が優れた鋼材であるといえることになり、γp *／MUeffが10以下という指標が、優れた耐疲労き裂伝ぱ特性を有する鋼材の判定基準として利用可能であることに思い至った。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
（１）質量％で、C：0.02〜0.4％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.10％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、板厚の１／４位置において合計面積率で50％を超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有し、かつ、降伏強さ：325MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−20℃以下の高低温靭性を有し、さらに、次（１）式
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６）／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m），σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）と次（２ａ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
または次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）が、次（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材。
（１）質量％で、C：0.02〜0.4％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.10％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、板厚の１／４位置において合計面積率で50％を超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有し、かつ、降伏強さ：325MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−20℃以下の高低温靭性を有し、さらに、次（１）式
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６）／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m），σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）と次（２ａ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
または次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）が、次（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする高強度鋼材。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼材。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼材。
（４） 鋼素材に、熱間圧延を施して板厚100mm以下の鋼材とするに当たり、前記鋼素材が、質量％で、C：0.02〜0.4％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.10％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、前記熱間圧延を、加熱温度：950〜1300℃に加熱したのち、900℃以上の温度域における累積圧下率：50％以上で、圧延仕上温度：Ar3変態点以上とする熱間圧延とし、該熱間圧延終了後、Ar3変態点以上の温度域から、次（７）式
φ＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋Nb/10＋5B ……（７）
で定義されるφ（％）と板厚ｔ（mm）との関係で、次（６）式
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
（ここで、ｔ：鋼材板厚（mm）、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B：各元素の含有量（質量％））
で定義される冷却速度RS（℃／ｓ）以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行うことを特徴とする低温靱性と耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
φ＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋Nb/10＋5B ……（７）
で定義されるφ（％）と板厚ｔ（mm）との関係で、次（６）式
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
（ここで、ｔ：鋼材板厚（mm）、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B：各元素の含有量（質量％））
で定義される冷却速度RS（℃／ｓ）以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行うことを特徴とする低温靱性と耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする高強度鋼材の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記加速冷却に代えて、前記熱間圧延終了後、炉冷、空冷、水冷のうちのいずれかで冷却し、さらにAc3変態点以上の温度に再加熱したのち、前記（６）式で定義される冷却速度RS（℃／ｓ）以上の冷却速度で、600℃以下まで冷却する焼入れ処理を施すことを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記加速冷却後、あるいは前記焼入れ処理後、さらにAc1変態点以下の温度で焼戻処理を施すことを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記加速冷却後、あるいは前記焼入れ処理後、さらにAc1変態点以下の温度で焼戻処理を施すことを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
（９）板厚の１／４位置において合計面積率で50％超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有し、かつ、降伏強さ：325MPa以上の高強度鋼材を対象とし、該対象とする高強度鋼材について、組織観察、ビッカース硬さ測定を行って、想定する疲労き裂進展方向における組織を構成する各相の面積割合（AR）、各相の組織単位（DP）、各相の平均ビッカース硬さ（HV）を求め、次（１）式
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m）、σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比（＝0.3）
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）、次（２ａ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
または次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）を算出して、次（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足する場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m）、σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比（＝0.3）
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）、次（２ａ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
または次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）を算出して、次（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足する場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
（１０）（９）において、前記鋼材が、質量％で、C：0.02〜0.4％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.10％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする高強度鋼材の判定方法。
（１１）（１０）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする高強度鋼材の判定方法。
（１１）（１０）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする高強度鋼材の判定方法。
（１２）（１０）または（１１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼材の判定方法。
本発明によれば、多量の合金元素を含有することなく、また、特殊な工程を施すことなく、
降伏点：325MPa以上という高強度を有し、低温靭性にも優れた、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材を提供でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度鋼材を、船舶、橋梁、建築物に代表されるような溶接構造物の主要部材に適用すれば、溶接構造物の疲労破壊の安全裕度を拡大できるという効果もある。
降伏点：325MPa以上という高強度を有し、低温靭性にも優れた、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材を提供でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度鋼材を、船舶、橋梁、建築物に代表されるような溶接構造物の主要部材に適用すれば、溶接構造物の疲労破壊の安全裕度を拡大できるという効果もある。
本発明鋼材は、C：0.02〜0.4％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.10％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる基本組成を有する。
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに断わらない限り、質量％は単に％で記す。
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに断わらない限り、質量％は単に％で記す。
C：0.02〜0.4％
Cは、強度を増加させる元素であり、ベイナイト相やマルテンサイト相を主体とする組織を有する鋼材で、所望の高強度を確保するためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.4％を超える含有は、溶接性を阻害する。このため、Cは、0.02〜0.4％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.35％である。
Cは、強度を増加させる元素であり、ベイナイト相やマルテンサイト相を主体とする組織を有する鋼材で、所望の高強度を確保するためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.4％を超える含有は、溶接性を阻害する。このため、Cは、0.02〜0.4％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.35％である。
Si：0.01〜1.0％
Siは、脱酸剤として有効に作用するとともに、強度を増加させ高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超えて含有すると、溶接性、靭性が低下する。このため、Siは0.01〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.8％である。
Siは、脱酸剤として有効に作用するとともに、強度を増加させ高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超えて含有すると、溶接性、靭性が低下する。このため、Siは0.01〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.8％である。
Mn：0.5〜3.0％
Mnは、焼入れ性の向上を介して強度増加に寄与するとともに、靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超えて多量に含有すると、溶接性の低下を招く。このため、Mnは0.5〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜2.5％である。
Mnは、焼入れ性の向上を介して強度増加に寄与するとともに、靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超えて多量に含有すると、溶接性の低下を招く。このため、Mnは0.5〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜2.5％である。
P：0.05％以下
Pは、鋼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が、0.05％までは許容できる。このようなことから、Pは0.05％以下の限定とした。なお、好ましくは0.03％以下である。
S：0.05％以下
Sは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、鋼の延性、靭性を低下させる。このため、Sはできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このようなことから、Sは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。
Pは、鋼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が、0.05％までは許容できる。このようなことから、Pは0.05％以下の限定とした。なお、好ましくは0.03％以下である。
S：0.05％以下
Sは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、鋼の延性、靭性を低下させる。このため、Sはできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このようなことから、Sは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。
Sol.Al：0.10％以下
Sol.Alは、脱酸剤として作用する元素であり、結晶粒の微細化にも寄与する。このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましいが、0.10％を超えて多量に含有すると、酸化物系介在物が増加し靭性、延性が低下する。このため、Sol.Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.08％以下である。
Sol.Alは、脱酸剤として作用する元素であり、結晶粒の微細化にも寄与する。このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましいが、0.10％を超えて多量に含有すると、酸化物系介在物が増加し靭性、延性が低下する。このため、Sol.Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.08％以下である。
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、上記した基本の組成に加えてさらに、強度、低温靭性、溶接性、さらには耐候性、耐熱性等の調整を目的として、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、およびまたは、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を、必要に応じて選択して含有できる。
Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、Bは、いずれも強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。
Cuは、固溶して強度増加に寄与するとともに、耐候性向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、3.0％を超える多量の含有は、溶接性を低下させるとともに、熱間加工性を低下させ、疵が発生しやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは3.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは2.5％以下である。
Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、Bは、いずれも強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。
Cuは、固溶して強度増加に寄与するとともに、耐候性向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、3.0％を超える多量の含有は、溶接性を低下させるとともに、熱間加工性を低下させ、疵が発生しやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは3.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは2.5％以下である。
Niは、固溶して、低温靭性を向上させるとともに、強度増加にも寄与する元素である。また、Niは、耐候性向上や、Cuを添加した場合に生ずる熱間脆性の改善に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、10％を超えて含有すると、溶接性が低下するとともに、材料コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Niは10％以下に限定することが好ましい。
Crは、強度増加に寄与するとともに、耐候性や耐熱性の向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、3.0％を超えて多量に含有すると、溶接性、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Crは3.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは2.5％以下である。
Moは、強度の増加や、耐熱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、2.0％を超えて含有すると、溶接性、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Moは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1.5％以下である。
Moは、強度の増加や、耐熱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、2.0％を超えて含有すると、溶接性、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Moは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1.5％以下である。
Nbは、熱間圧延時のオーステナイト粒再結晶を抑制し組織の細粒化を介して、強度増加に寄与するとともに、固溶強化や析出強化を介して強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて含有すると、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Nbは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.07％以下である。
Vは、Nbと同様に、析出強化により強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて多量に含有すると、靭性、溶接性の低下を招く。このため、含有する場合には、Vは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.07％以下である。
Tiは、析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、溶接部靭性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて多量に含有すると、材料コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Tiは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.07％以下である。
Tiは、析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、溶接部靭性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて多量に含有すると、材料コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Tiは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.07％以下である。
Bは、焼入れ性向上を介して強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.0005％以上含有することが望ましい。一方、0.005％を超えて多量に含有すると、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Bは0.005％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.003％以下である。
Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
Caは、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.010％を超える多量の含有は、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、Caは0.010％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下である。
REMは、Caと同様に、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.010％を超える多量の含有は、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、REMは0.010％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下である。
Ca、REMはいずれも、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
Caは、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.010％を超える多量の含有は、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、Caは0.010％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下である。
REMは、Caと同様に、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.010％を超える多量の含有は、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、REMは0.010％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下である。
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。なお、不可避的不純物としては、N：0.01％以下、O：0.01％以下が許容できる。
本発明鋼材は、上記した組成を有し、平均的な組織形態となる板厚１／４位置において、合計面積率で50％超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有する。
本発明鋼材は、上記した組成を有し、平均的な組織形態となる板厚１／４位置において、合計面積率で50％超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有する。
本発明鋼材では、所望の高強度と低温靱性を有し耐疲労き裂伝ぱ特性を兼備させるために、組織は、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を主体（主相）とする、すなわち合計面積率で50％超える組織とする。ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の合計面積分率が50%を下回ると低強度となる。ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の合計面積率の上限は特に規定する必要はない。本発明では、ベイナイト相とマルテンサイト相はそのどちらかが面積率で50％を超える場合には、必ずしも共存していなくとも良く、ベイナイト単相でも、またマルテンサイト単相でも良い。本発明では、ベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％を超えていれば、それぞれの相は面積率で50％を下回っても構わない。なお、ここでいう「主相」とは、ベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％を超えていることを条件に、面積率が最大の相を意味し、（２ａ）式、（２ｂ）式における第１項に位置づけられる相をいう。主相以外の残部（0％を含む）は、ベイナイト相、マルテンサイト相以外の第二相は、パーライト、フェライト相である。
本発明鋼材は、上記した組成と上記した組織とを有し、さらに、降伏強さ：325MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが−20℃以下の優れた低温靭性とを有し、かつ、次（１）式
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６）／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m），σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）と次（２ａ）式または次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）が、次（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足する。
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６）／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m），σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）と次（２ａ）式または次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）が、次（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足する。
γＰ*／MUeffが10以下となる領域では、疲労き裂伝ぱ速度を低減することが可能となり、γＰ*／MUeffが低下するとともに優れた耐疲労き裂伝ぱ特性を有する鋼材となる。γＰ*／MUeffが10以下となる領域では、有効組織単位MUeffとき裂先端塑性域寸法γＰ*とが比較的近い値を示し、き裂の屈曲が組織の方位や異相境界に依存して頻繁に生じるため、疲労き裂伝ぱ速度が急激に低下する。このため、（３）式を満足する鋼材は、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材であるといえる。一方、γＰ*／MUeffが10を超えて大きくなる場合には、γＰ*／MUeffと疲労き裂伝ぱ速度との相関がなくなり、鋼材の耐疲労き裂伝ぱ特性を向上させることはできなくなる。このようなことから、γＰ*／MUeffを10以下に限定した。
したがって、上記した（３）式を満足する鋼材は、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材であるといえる。そこで、本発明では、上記した（３）式を、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材の判定のための基本の式とした。本発明では、（３）式を満足するか否かで、鋼材の耐疲労き裂伝ぱ特性の良否を判定することにした。
つぎに、き裂先端塑性域寸法γＰ*について説明する。
つぎに、き裂先端塑性域寸法γＰ*について説明する。
γｐ*は、き裂進展方向でのき裂先端における塑性域寸法であり、次（１）式
γｐ*＝｛（KＩmax）２×10６／2πσＹ ２｝×｛（1−2ν）２｝‥‥（１）
で定義される。ここで、「KＩmax」は、モードＩの最大応力拡大係数であり、5〜35MPa√mの範囲の値とする。「モードI」は、図２に示したようにき裂が開口する変形様式であり、疲労き裂進展に対して支配的なモードである。
γｐ*＝｛（KＩmax）２×10６／2πσＹ ２｝×｛（1−2ν）２｝‥‥（１）
で定義される。ここで、「KＩmax」は、モードＩの最大応力拡大係数であり、5〜35MPa√mの範囲の値とする。「モードI」は、図２に示したようにき裂が開口する変形様式であり、疲労き裂進展に対して支配的なモードである。
なお、KImaxは、次式
KImax＝ΔKI／（1-R）
で計算できる。ここで、ΔKIはモードI応力拡大係数範囲（MPa√m）、Rは応力比である。
疲労き裂伝ぱ速度は、一般に、応力拡大係数との関係で３つの領域（領域Ａ〜Ｃ）に分けられる。領域Ａでは、き裂の進展が認められなくなる下限界へと至る領域であり、領域Ｂは、き裂が安定的に伝ぱし、き裂伝ぱ速度（対数）と応力拡大係数（対数）の関係で線形的な関係が認められる領域であり、領域Ｃは、応力拡大係数の増加に伴い疲労き裂伝ぱ速度が急激に増加し不安定破壊へと至る領域である。本発明では、領域Ｂにおける疲労き裂伝ぱ速度を低減することを目的としている。この領域Ｂは、最大応力拡大係数KImaxが、5〜35 MPa√mの範囲に相当し、このため、鋼材の使用状態に応じてKＩmaxを、5〜35 MPa√mの範囲の値に設定する。なお、好ましくは10〜30 MPa√mの範囲である。また、ここでσＹは降伏強さで、疲労き裂の開口方向で測定することが好ましいが、それが困難である場合には、引張試験片が採取できる方向としてもよい。また、νは鋼材のポアソン比で、通常0.3である。
KImax＝ΔKI／（1-R）
で計算できる。ここで、ΔKIはモードI応力拡大係数範囲（MPa√m）、Rは応力比である。
疲労き裂伝ぱ速度は、一般に、応力拡大係数との関係で３つの領域（領域Ａ〜Ｃ）に分けられる。領域Ａでは、き裂の進展が認められなくなる下限界へと至る領域であり、領域Ｂは、き裂が安定的に伝ぱし、き裂伝ぱ速度（対数）と応力拡大係数（対数）の関係で線形的な関係が認められる領域であり、領域Ｃは、応力拡大係数の増加に伴い疲労き裂伝ぱ速度が急激に増加し不安定破壊へと至る領域である。本発明では、領域Ｂにおける疲労き裂伝ぱ速度を低減することを目的としている。この領域Ｂは、最大応力拡大係数KImaxが、5〜35 MPa√mの範囲に相当し、このため、鋼材の使用状態に応じてKＩmaxを、5〜35 MPa√mの範囲の値に設定する。なお、好ましくは10〜30 MPa√mの範囲である。また、ここでσＹは降伏強さで、疲労き裂の開口方向で測定することが好ましいが、それが困難である場合には、引張試験片が採取できる方向としてもよい。また、νは鋼材のポアソン比で、通常0.3である。
なお、本発明鋼材では、γｐ*は、次（４）式
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
を満足する範囲に限定した。γＰ*が200（μm）を超えて大きくなることは、σＹ：325MPaとKＩmax：5〜35MPa√mの組合せの範疇を超える領域に近くなり、疲労き裂伝ぱ特性の確保が困難となる。また、（３）式を満足する最大のMUeffも大きくなり、強度や靱性との両立が難しくなる。そこで、γＰ*の上限を200（μm）に限定した。
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
を満足する範囲に限定した。γＰ*が200（μm）を超えて大きくなることは、σＹ：325MPaとKＩmax：5〜35MPa√mの組合せの範疇を超える領域に近くなり、疲労き裂伝ぱ特性の確保が困難となる。また、（３）式を満足する最大のMUeffも大きくなり、強度や靱性との両立が難しくなる。そこで、γＰ*の上限を200（μm）に限定した。
次に、有効組織単位MUeffについて説明する。
本発明でいう「有効組織単位MUeff」は、疲労き裂の屈曲に寄与する組織単位をいう。具体的には、疲労き裂伝ぱ経路と構成組織を参照しながら決定される、屈曲を開始する頻度がもっとも高い組織単位をいう。
複合組織を有する鋼材において、疲労き裂の屈曲、すなわち疲労き裂伝ぱ速度の低下は、各相の組織単位の大きさ（DＰ）と、各相の面積割合（AR）に応じて決定されると考え、各相の組織単位（DＰ）と各相の面積割合（AR）の積（AR）×（DＰ）をその指標とした。そして、その積に、主相に対する各相の硬さ比｛例えば、（Hv）α／（Hv）Ｂ｝を乗じることにより、主相を基準とした各相の組織単位の重み付けができ、混合則に従いそれらの和を、主相と、主相以外の各相を第二相とする複合組織の有効組織単位MUeffとする。
本発明でいう「有効組織単位MUeff」は、疲労き裂の屈曲に寄与する組織単位をいう。具体的には、疲労き裂伝ぱ経路と構成組織を参照しながら決定される、屈曲を開始する頻度がもっとも高い組織単位をいう。
複合組織を有する鋼材において、疲労き裂の屈曲、すなわち疲労き裂伝ぱ速度の低下は、各相の組織単位の大きさ（DＰ）と、各相の面積割合（AR）に応じて決定されると考え、各相の組織単位（DＰ）と各相の面積割合（AR）の積（AR）×（DＰ）をその指標とした。そして、その積に、主相に対する各相の硬さ比｛例えば、（Hv）α／（Hv）Ｂ｝を乗じることにより、主相を基準とした各相の組織単位の重み付けができ、混合則に従いそれらの和を、主相と、主相以外の各相を第二相とする複合組織の有効組織単位MUeffとする。
主相をベイナイト相とし、ベイナイト相以外のマルテンサイト相、フェライト相、パーライトからなる複合組織の有効組織単位MUeffは、次（２ａ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
により算出する。また、主相をマルテンサイト相とし、マルテンサイト相以外のベイナイト相、フェライト相、パーライトからなる複合組織の有効組織単位MUeffは、次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
により算出する。
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
により算出する。また、主相をマルテンサイト相とし、マルテンサイト相以外のベイナイト相、フェライト相、パーライトからなる複合組織の有効組織単位MUeffは、次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
により算出する。
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐは、ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、α（フェライト）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）であり、（各相の面積分率（％））／100で算出される。なお、面積割合は、板厚１／４位置で、図２に示すｘ−ｙ平面で行う。面積割合は、例えば、市販の画像解析ソフトを用いて演算し求めることができる。
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐは、ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、α（フェライト）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）である。また、（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐは、ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、α（フェライト）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ、である。
ここでいう「き裂進展方向における組織単位」とは、疲労き裂伝ぱ速度低下と密接な関係があるき裂の屈曲頻度に関連したき裂進展方向に測定した組織単位である。使用条件が不明の場合には、板厚方向で測定値を使用するものとする。
き裂の屈曲と密接な関係がある組織単位は、組織の特定をも含めて光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡SEM、透過電子顕微鏡TEM、後方散乱電子回折法EBSD等を用いた組織観察から組織単位を決定することができる。なお、必要に応じて、疲労き裂伝ぱ経路の観察により、き裂屈曲長さや屈曲頻度等と組織単位との関係を統計解析して組織単位を決定することが好ましい。
き裂の屈曲と密接な関係がある組織単位は、組織の特定をも含めて光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡SEM、透過電子顕微鏡TEM、後方散乱電子回折法EBSD等を用いた組織観察から組織単位を決定することができる。なお、必要に応じて、疲労き裂伝ぱ経路の観察により、き裂屈曲長さや屈曲頻度等と組織単位との関係を統計解析して組織単位を決定することが好ましい。
具体的には、ベイナイト（Ｂ）では、き裂の屈曲と密接な関係があるのは、パケットサイズ，ブロックサイズ，旧オーステナイト粒径があるが、疲労き裂の屈曲のほとんどが、パケットと関連しており、本発明では、簡便には、き裂進展方向のパケットサイズを測定し、その平均値をベイナイトの組織単位（DＰ）Ｂとした。また、マルテンサイト（Ｍ）では、き裂の屈曲と密接な関係があるのは、パケットサイズ，ブロックサイズ，旧オーステナイト粒径であるが、疲労き裂の屈曲のほとんどが、パケットと関連しており、本発明では、簡便には、き裂進展方向のパケットサイズを測定し、その平均値をマルテンサイトの組織単位（DＰ）Ｍとした。また、フェライト（α）では、疲労き裂の屈曲のほとんどがフェライト結晶粒界と関連していたことから、簡便には、き裂進展方向のフェライト粒径を測定し、その平均値をフェライト（α）の組織単位（DＰ）αとした。また、パーライト（Ｐ）では、疲労き裂の屈曲と密接な関係があるのは、パーライトコロニーサイズ、塊状パーライトの大きさ、層状のパーライト厚さであるが、本発明では、塊状パーライトであればその大きさ、層状パーライトの場合にはその厚さを疲労き裂進展方向に測定し、その平均値を、パーライト（Ｐ）の組織（DＰ）Ｐとした。測定法としては、例えばJIS G 0551(2013)に記載された切断法を用いて統計解析することが好ましい。なお、必要に応じて、き裂伝ぱ経路を観察し、き裂屈曲長さや屈曲頻度等と各相の組織単位とを、統計解析して、各相の組織単位を求めることが推奨される。
なお、本発明の範囲であれば、組織はベイナイト相および／またはマルテンサイト相を主相とし、あるいはさらにフェライト相、パーライトが複合した組織を呈するが、本発明の組成範囲をはずれ、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイナイト等の中間的組織が生じる場合も、組織観察、疲労き裂の経路観察を介して、疲労き裂の屈曲に寄与する組織単位を決定し、各相の面積割合、各相の硬さ測定により、本発明におけると同様に有効組織単位MUeffを決定すればよい。
なお、有効組織単位MUeffは、100（μm）以下に限定した。MUeffが100を超えて大きくなると、所望の降伏強さ（325MPa）以上を確保できなくなる。また、MUeffが100を超えると低温靭性が低下し、溶接構造用に適用できなくなる。このため、MUeffは次（５）式
MUeff ≦ 100 ‥‥（５）
を満足するように限定した。なお、好ましくは85（μm）以下である。
MUeff ≦ 100 ‥‥（５）
を満足するように限定した。なお、好ましくは85（μm）以下である。
また、（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐは、ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さである。硬さ測定は、板厚１／４位置で、図２に示したｘ−ｙ平面において、少なくとも各相５点以上ビッカース硬度計を用いて実施し、その平均値を各相の硬さHvとする。硬さ測定は、粒界や相境界では安定した値を得難いため、粒界間や相境界間の距離が圧痕の４倍以上となるように荷重調整して行うことが好ましい。
本発明鋼材は、上記した組成、上記した組織を有し、降伏強さ：325MPa以上で、き裂先端塑性域寸法γＰ*と有効組織単位MUeffとの関係で、（３）〜（５）式を満足する耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材である。
次に、本発明鋼材の好ましい製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法を用いて鋼素材とする。鋼素材の製造方法はとくに限定されないことはいうまでもない。
次に、本発明鋼材の好ましい製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法を用いて鋼素材とする。鋼素材の製造方法はとくに限定されないことはいうまでもない。
得られた鋼素材を、950〜1300℃の温度範囲の温度に加熱した後、900℃以上の温度域での累積圧下率が50％以上で、仕上圧延終了温度をAr3変態点以上とする熱間圧延を施すことが好ましい。なお、温度は、鋼材の表面温度とする。
加熱温度：950〜1300℃
鋼素材の加熱温度が、950℃未満では、所望の仕上圧延温度を確保できない。一方、1300℃を超えると結晶粒が粗大化し、所望の低温靭性を確保することが困難となる。このため、鋼素材の加熱温度は950〜1300℃の範囲に限定することが好ましい。
加熱温度：950〜1300℃
鋼素材の加熱温度が、950℃未満では、所望の仕上圧延温度を確保できない。一方、1300℃を超えると結晶粒が粗大化し、所望の低温靭性を確保することが困難となる。このため、鋼素材の加熱温度は950〜1300℃の範囲に限定することが好ましい。
900℃以上における累積圧下率：50％以上
900℃以上の累積圧下率を50％以上とすることにより、オーステナイト粒の微細化が図れ、強度、低温靭性や耐疲労き裂伝ぱ特性が向上する。900℃以上の累積圧下率を50％未満では、
所望の組織微細化が達成できない。このため、熱間圧延での、900℃以上における累積圧下率を50％以上に限定することが好ましい。
900℃以上の累積圧下率を50％以上とすることにより、オーステナイト粒の微細化が図れ、強度、低温靭性や耐疲労き裂伝ぱ特性が向上する。900℃以上の累積圧下率を50％未満では、
所望の組織微細化が達成できない。このため、熱間圧延での、900℃以上における累積圧下率を50％以上に限定することが好ましい。
仕上圧延終了温度：Ar3変態点以上
熱間圧延の仕上圧延終了温度が、Ar3変態点未満では、フェライトが大量に生成し、所望の高強度を確保することができなくなる。また、加工集合組織が発達し疲労き裂伝ぱ特性に異方性が生じるとともに、低温靱性が低下する。このため、仕上圧延終了温度はAr3変態点以上に限定することが好ましい。
熱間圧延の仕上圧延終了温度が、Ar3変態点未満では、フェライトが大量に生成し、所望の高強度を確保することができなくなる。また、加工集合組織が発達し疲労き裂伝ぱ特性に異方性が生じるとともに、低温靱性が低下する。このため、仕上圧延終了温度はAr3変態点以上に限定することが好ましい。
ついで、熱間圧延終了後、Ar3変態点以上の温度域から、次（７）式
φ＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋Nb/10＋5B ……（７）
（ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B：各元素の含有量（質量％））
で定義されるφ（％）と板厚ｔ（mm）との関係で、次（６）式
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
で定義される冷却速度RS（℃／ｓ）以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで加速冷却し、所定形状の鋼材とすることが好ましい。なお、温度は、鋼材表面温度、冷却速度は鋼材厚さ方向での平均冷却速度とする。
φ＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋Nb/10＋5B ……（７）
（ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B：各元素の含有量（質量％））
で定義されるφ（％）と板厚ｔ（mm）との関係で、次（６）式
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
で定義される冷却速度RS（℃／ｓ）以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで加速冷却し、所定形状の鋼材とすることが好ましい。なお、温度は、鋼材表面温度、冷却速度は鋼材厚さ方向での平均冷却速度とする。
加速冷却の開始温度：Ar3変態点以上の温度域
ベイナイト相、マルテンサイト相主体の組織を得るために、加速冷却の開始温度をAr3変態点以上とする。Ar3変態点未満では、フェライトが大量に生成し、ベイナイト相とマルテンサイト相との合計面積率が50％超える組織とすることができない。なお、Ar3変態点は、鋼材の成分含有量に基づく、次式
Ar3(℃)＝910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo
（但し、C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％））
を用いて算出するものとする。なお、算出に当たっては、表記された元素のうち含有しないものは、零として扱うものとする。
ベイナイト相、マルテンサイト相主体の組織を得るために、加速冷却の開始温度をAr3変態点以上とする。Ar3変態点未満では、フェライトが大量に生成し、ベイナイト相とマルテンサイト相との合計面積率が50％超える組織とすることができない。なお、Ar3変態点は、鋼材の成分含有量に基づく、次式
Ar3(℃)＝910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo
（但し、C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％））
を用いて算出するものとする。なお、算出に当たっては、表記された元素のうち含有しないものは、零として扱うものとする。
加速冷却の冷却速度：RS以上
加速冷却の冷却速度が、RS（℃／ｓ）未満では、所望のベイナイト相および／またはマルテンサイト相を主相とする組織を得ることができない。なお、RSは、次（６）式
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
で定義される。ここで、φは、次（７）式
φ＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋Nb/10＋5B ……（７）
（ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B：各元素の含有量（質量％））
で与えられる。ｔは、鋼材の板厚（mm）である。
加速冷却の冷却速度が、RS（℃／ｓ）未満では、所望のベイナイト相および／またはマルテンサイト相を主相とする組織を得ることができない。なお、RSは、次（６）式
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
で定義される。ここで、φは、次（７）式
φ＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋Nb/10＋5B ……（７）
（ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B：各元素の含有量（質量％））
で与えられる。ｔは、鋼材の板厚（mm）である。
なお、冷却速度RS（℃／ｓ）は、本発明者らの研究により得られた、ベイナイト相主体の組織を得るための下限の冷却速度である。
本発明者らは、最新の実機およびラボ設備において、板厚ｔを変化させた鋼材を用いて、加速冷却を施し、鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CSを測定した。その結果、図６に示すように、鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CS（℃／ｓ）と板厚ｔ（mm）とは、自然対数表示で次式
Ln(CS)=−1.63×Ln（ｔ）＋9.10
の関係が成り立つことを見出した。上記した式を展開することにより次式
CS＝ｅ9.10／ｔ1.63
が得られる。
本発明者らは、最新の実機およびラボ設備において、板厚ｔを変化させた鋼材を用いて、加速冷却を施し、鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CSを測定した。その結果、図６に示すように、鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CS（℃／ｓ）と板厚ｔ（mm）とは、自然対数表示で次式
Ln(CS)=−1.63×Ln（ｔ）＋9.10
の関係が成り立つことを見出した。上記した式を展開することにより次式
CS＝ｅ9.10／ｔ1.63
が得られる。
一方、熱間圧延後の加速冷却による変態挙動は、鋼材の化学組成に強く依存する。そこで、（７）式で定義されるφが、φ=0.20（％）の組成を有する汎用的な鋼材の変態挙動を調査するため、加工CCT線図を作成した。加工CCT線図は、1150℃加熱−850℃仕上げ圧延−850℃加速冷却開始の条件で作成した。得られた結果を図７に示す。なお、図中には、t=12mm、t=100mmの鋼材について、次式
CS＝ｅ9.10／ｔ1.63
を用いて、計算した冷却曲線を併記した。また、t=12mmについては、550℃まで加速冷却を施したのち、空冷した場合の冷却曲線も示した。
CS＝ｅ9.10／ｔ1.63
を用いて、計算した冷却曲線を併記した。また、t=12mmについては、550℃まで加速冷却を施したのち、空冷した場合の冷却曲線も示した。
図７から、ベイナイト主体の組織を得るためには、板厚ｔが100mmの場合のように、フェライトノーズにかからない冷却速度、あるいはフェライトノーズにかかったとしても、ベイナイトとマルテンサイトとの合計の面積率で50％の組織が得られる冷却速度以上で冷却することが重要であること、また、板厚ｔが12mmの場合のように、ベイナイト生成域にかかる場合には、そのまま冷却するか、あるいは600℃以下の温度域で一端加速冷却を停止し、その後空冷すること、が必要であることがわかる。
このように、ベイナイト主体の組織を得るためには、フェライトノーズを極力避けた冷却速度で加速冷却する必要性がある。しかし、フェライトの生成挙動は、鋼材の組成に依存して変化する。
そこで、φ＝0.05〜0.5の組成を有する鋼材について、加工CCT線図を作成し、ベイナイト相が面積率で50％を超える組織が得られる下限の冷却速度BS（℃／s）を求めた。
そこで、φ＝0.05〜0.5の組成を有する鋼材について、加工CCT線図を作成し、ベイナイト相が面積率で50％を超える組織が得られる下限の冷却速度BS（℃／s）を求めた。
そして、冷却速度が遅い厚肉鋼材として、板厚100mmの場合を想定し、実機の冷却装置で得られる板厚と冷却速度の関係式である次式
CS＝ｅ9.10／ｔ1.63
を用いて、板厚100mmでの鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CS（100）（℃／ｓ）を求め、BS/CS(100)とφの関係について調査した。その結果を図８に示す。図８から、BS/CS(100)がφの増加により、低下することが分かる。これは、φの増加、すなわち合金元素量の増加（高成分化）により、鋼材の焼入れ性が増加して、フェライトノーズが長時間側にシフトしたためと考えられる。図８より、BS/CS(100)は次式
BS/CS(100)＝−0.53φ２−0.28φ＋0.67
に示す、φの二次関数で概ね整理できることがわかる。
CS＝ｅ9.10／ｔ1.63
を用いて、板厚100mmでの鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CS（100）（℃／ｓ）を求め、BS/CS(100)とφの関係について調査した。その結果を図８に示す。図８から、BS/CS(100)がφの増加により、低下することが分かる。これは、φの増加、すなわち合金元素量の増加（高成分化）により、鋼材の焼入れ性が増加して、フェライトノーズが長時間側にシフトしたためと考えられる。図８より、BS/CS(100)は次式
BS/CS(100)＝−0.53φ２−0.28φ＋0.67
に示す、φの二次関数で概ね整理できることがわかる。
このような知見から、ベイナイト主体の組織を得るための下限冷却速度RS（℃／s）は、板厚により決定される冷却速度の項CSに、組成に関連するφより変動する項BS／CS(100)を乗じた、次（６）式
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
で表すことができる。
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
で表すことができる。
したがって、加速冷却の冷却速度が（６）式で定義されるRS未満では、フェライトが大量に生成し、ベイナイト主体の組織（ベイナイトとマルテンサイトとの合計が面積率で50%を超える組織）を得ることができない。
なお、加速冷却は、図７からわかるように、冷却停止温度を600℃以上とすると、その後の空冷過程においてフェライトやパーライトが大量にする。このため、本発明では、加速冷却を、（６）式に示す冷却速度以上として、冷却停止温度：600℃以下まで施すことにより、ベイナイト主体の組織を有する鋼材が得られ、加速冷却ままでも、所望の特性を有する鋼材とすることができる。
なお、加速冷却は、図７からわかるように、冷却停止温度を600℃以上とすると、その後の空冷過程においてフェライトやパーライトが大量にする。このため、本発明では、加速冷却を、（６）式に示す冷却速度以上として、冷却停止温度：600℃以下まで施すことにより、ベイナイト主体の組織を有する鋼材が得られ、加速冷却ままでも、所望の特性を有する鋼材とすることができる。
また、本発明では、上記した加速冷却に代えて、上記した熱間圧延終了後、炉冷、空冷、水冷のうちのいずれで冷却し、さらにAc3変態点以上の温度に再加熱したのち、上記した（６）式で定義される冷却速度RS（℃／ｓ）以上の冷却速度で、600℃以下まで冷却する再加熱焼入れ処理を施してもよい。このような焼入れ処理により、ベイナイト相を主体とする組織を得ることができる。再加熱温度が、Ac3変態点未満ではオーステナイト化が不完全となり、その後の冷却によっても、ベイナイト相を主体とする組織を得ることができない。なお、Ac3変態点は、次式
Ac3変態点（℃）＝854−180Ｃ＋441Si−14Mn−17.8Ni−1.7Cr
(ここで、C、Si、Mn、Ni、Cr：各元素の含有量（質量％）)
により算出することができる。なお、表示された元素のうち含有しないものは零として算出するものとする。
Ac3変態点（℃）＝854−180Ｃ＋441Si−14Mn−17.8Ni−1.7Cr
(ここで、C、Si、Mn、Ni、Cr：各元素の含有量（質量％）)
により算出することができる。なお、表示された元素のうち含有しないものは零として算出するものとする。
なお、強度、延性や低温靱性とのバランスなどを調整するために、加速冷却後、あるいは再加熱焼入れ処理後に、焼戻処理を施してもよい。焼戻温度は、Ac1変態点未満とすることが好ましい。焼戻温度が、Ac1変態点以上では一部オーステナイト化して、その後の冷却により島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する。
なお、Ac1変態点は次式
Ac1(℃)=723−14Mn＋22Si−14.4Ni＋23.3Cr
(ここで、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）)
を用いて算出できる。表記した元素を含有しない場合には零として計算するものとする。
なお、Ac1変態点は次式
Ac1(℃)=723−14Mn＋22Si−14.4Ni＋23.3Cr
(ここで、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）)
を用いて算出できる。表記した元素を含有しない場合には零として計算するものとする。
また、本発明では、対象とする高強度鋼材のなかから、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材を判定することができる。ここで、対象とする高強度鋼材としては、上記した組成、上記したような、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相が面積率で50％を超え、残部がそれ以外の第二相（0％を含む）からなる組織を有し、降伏強さ325MPa以上である高強度鋼材とする。なお、対象とする高強度鋼材は、優れた低温靱性をも兼備する鋼材とする。
対象とする鋼材について、き裂が開口する方向における降伏強さσＹ、組織の種類とその分率、各相のき裂進展方向における組織単位、各相の平均ビッカース硬さを測定する。そして、得られた値を用いて、（２ａ）、（２ｂ）式により有効組織単位MUeffを求める。また、使用応力状態に応じて（１）式によりき裂先端塑性域寸法γＰ*を求める。得られた値から、き裂先端塑性域寸法γＰ*と有効組織単位MUeffとの関係である、（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足するか否かを判定する。（３）〜（５）式を満足する場合を、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と評価する。一方、（３）〜（５）式を満足できない場合を、耐疲労き裂伝ぱ特性に劣る鋼材と評価する。上記したように、γＰ*／MUeffが10以下である鋼材は、疲労き裂伝ぱ速度が低下し、優れた耐疲労き裂伝ぱ特性を有する高強度鋼材である。このような方法によれば、優れた耐疲労き裂伝ぱ特性を有する高強度鋼材を容易に判定できる。
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足するか否かを判定する。（３）〜（５）式を満足する場合を、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と評価する。一方、（３）〜（５）式を満足できない場合を、耐疲労き裂伝ぱ特性に劣る鋼材と評価する。上記したように、γＰ*／MUeffが10以下である鋼材は、疲労き裂伝ぱ速度が低下し、優れた耐疲労き裂伝ぱ特性を有する高強度鋼材である。このような方法によれば、優れた耐疲労き裂伝ぱ特性を有する高強度鋼材を容易に判定できる。
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片（鋼素材）とした。
（実施例１）
得られた鋼素材（鋼No.Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕ）に、製法Ａとして、表２に示す条件で加熱、熱間圧延、圧延後加速冷却し、板厚12〜100mmの鋼板とした。なお、一部の鋼板には熱処理（焼戻処理）を施した。
得られた鋼素材（鋼No.Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕ）に、製法Ａとして、表２に示す条件で加熱、熱間圧延、圧延後加速冷却し、板厚12〜100mmの鋼板とした。なお、一部の鋼板には熱処理（焼戻処理）を施した。
得られた鋼板から、試験片を採取し、疲労き裂伝ぱ試験、組織観察、引張試験、衝撃試験、硬さ試験、溶接性試験を実施した。試験方法は、次の通りとした。
（１）疲労き裂伝ぱ試験
得られた鋼板から、図９に示す３種の方向からCT試験片、三点曲げ試験片を採取した。試験片Ｔ−Ｌは、負荷方向が幅方向Ｔでき裂伝ぱ方向が圧延方向ＬとなるCT試験片であり、試験片Ｌ−Ｔは、負荷方向が圧延方向Ｌでき裂伝ぱ方向が幅方向ＴとなるCT試験片である。試験片Ｔ−Ｌ、試験片Ｌ−Ｔでは、鋼板板厚25mm以下の場合には試験片厚さは鋼板全厚とし、鋼板板厚25mm超〜50mm以下の場合には、鋼板片面を研削して25mm厚とした片面減厚試験片とした。また、鋼板板厚50mm超の場合には、鋼板両面を研削して板厚１／４位置が中心となる25mm厚の両面減厚試験片とした。
（１）疲労き裂伝ぱ試験
得られた鋼板から、図９に示す３種の方向からCT試験片、三点曲げ試験片を採取した。試験片Ｔ−Ｌは、負荷方向が幅方向Ｔでき裂伝ぱ方向が圧延方向ＬとなるCT試験片であり、試験片Ｌ−Ｔは、負荷方向が圧延方向Ｌでき裂伝ぱ方向が幅方向ＴとなるCT試験片である。試験片Ｔ−Ｌ、試験片Ｌ−Ｔでは、鋼板板厚25mm以下の場合には試験片厚さは鋼板全厚とし、鋼板板厚25mm超〜50mm以下の場合には、鋼板片面を研削して25mm厚とした片面減厚試験片とした。また、鋼板板厚50mm超の場合には、鋼板両面を研削して板厚１／４位置が中心となる25mm厚の両面減厚試験片とした。
なお、試験片Ｌ−Ｚは、負荷方向が板厚方向Ｚでき裂伝ぱ方向が板厚方向Ｚとなる三点曲げ試験片である。試験片Ｌ−Ｚでは、鋼板板厚25mm以下の場合には試験片厚さは鋼板全厚とし、鋼板板厚25mm超〜50mm以下の場合には、鋼板片面を研削してＺ方向厚さを25mm厚とした片面減厚試験片とした。また、鋼板板厚50mm超の場合には、鋼板両面を研削して板厚１／４位置が中心となるＺ方向厚さが25mm厚の両面減厚試験片とした。
なお、CT試験片を用いた試験では、ASTM E647の規定に準拠して、試験片サイズ、疲労き裂伝ぱ試験方法、応力拡大係数の算出などを行った。三点曲げ試験片を用いた試験では、BS 7448 Part1の規定を参照して、試験片サイズ、負荷様式を決定した。三点曲げ試験片を用いた試験では、試験片の両面で切欠き前方の領域に0.1mmピッチのクラックゲージを貼付して、試験中のき裂長さを求めた。
なお、応力拡大係数K１の算出は、Srawlyの式
K１＝（3SP/2W２B）×√(πa)×F１(ζ)
（ここで、S：スパン（＝4W）、P：荷重、W：き裂伝ぱ方向の試験片厚さ、B：幅方向Tの試験片厚さ（＝2W）、a：切欠きを含むき裂長さ）
を用いた。なお、F１(ζ)は、a/W＝ζとした時の形状係数で、次式
F１(ζ)＝｛1.99−ζ（1−ζ）（2.15−3.93ζ＋2.7ζ２）｝／｛√π（1＋2ζ）（1−ζ）3/2｝
を用いて計算した。
K１＝（3SP/2W２B）×√(πa)×F１(ζ)
（ここで、S：スパン（＝4W）、P：荷重、W：き裂伝ぱ方向の試験片厚さ、B：幅方向Tの試験片厚さ（＝2W）、a：切欠きを含むき裂長さ）
を用いた。なお、F１(ζ)は、a/W＝ζとした時の形状係数で、次式
F１(ζ)＝｛1.99−ζ（1−ζ）（2.15−3.93ζ＋2.7ζ２）｝／｛√π（1＋2ζ）（1−ζ）3/2｝
を用いて計算した。
全ての疲労き裂伝ぱ試験は、室温大気中で、応力比R：0.1、周波数：20Hzの条件で、応力拡大範囲ΔKＩ：10MPa√mで開始し、荷重一定のΔKＩ漸増の条件で実施し、疲労き裂伝ぱ速度da/dNとΔKＩとの関係を求めた。
なお、耐疲労き裂伝ぱ特性の評価は、材料学会編「金属材料疲労き裂進展抵抗データ集」Vol.1 P55に記載のNK船級 KA鋼についての応力拡大係数範囲と疲労き裂伝ぱ速度の関係のデータバンド上限を基準値とし、同じ応力拡大係数範囲で疲労き裂伝ぱ速度が基準値の１／２以下となる場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れる鋼板とした。疲労き裂伝ぱ速度が基準値の１／２以下とは具体的には、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、ΔKI＝15MPa√mで1.75×10-8（m/cycle）以下、ΔKI＝20MPa√mで4.26×10-8（m/cycle）以下、ΔKI＝25MPa√mで8.50×10-8（m/cycle）以下、となる場合をいう。耐疲労き裂伝ぱ特性に優れる鋼板とは、疲労き裂伝ぱ速度が、少なくともΔKI＝15MPa√mと20MPa√mの2水準で上記した水準を満足していることとした。
（２）組織観察
鋼板の板厚１／４位置から組織観察用試験片を採取し、観察面を研磨し、２％ナイタール腐食液で腐食し、組織を現出し、光学顕微鏡（倍率：100〜400倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：100〜1000倍）を用いて、組織を観察し、少なくとも各５視野で撮像した。なお、組織観察では、必要に応じて透過電子顕微鏡、EBSDも用いた。なお、観察面は具体的には、試験片Ｔ−Ｌ、試験片Ｌ−Ｔでは、鋼板の板厚１／４位置に相当する位置で鋼板の板面に平行な面であり、試験片Ｌ−Ｚでは、圧延方向断面である。観察面はいずれも、き裂との関係において図２中に示すｘ−ｙ平面（ｚ面）とした。
なお、耐疲労き裂伝ぱ特性の評価は、材料学会編「金属材料疲労き裂進展抵抗データ集」Vol.1 P55に記載のNK船級 KA鋼についての応力拡大係数範囲と疲労き裂伝ぱ速度の関係のデータバンド上限を基準値とし、同じ応力拡大係数範囲で疲労き裂伝ぱ速度が基準値の１／２以下となる場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れる鋼板とした。疲労き裂伝ぱ速度が基準値の１／２以下とは具体的には、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、ΔKI＝15MPa√mで1.75×10-8（m/cycle）以下、ΔKI＝20MPa√mで4.26×10-8（m/cycle）以下、ΔKI＝25MPa√mで8.50×10-8（m/cycle）以下、となる場合をいう。耐疲労き裂伝ぱ特性に優れる鋼板とは、疲労き裂伝ぱ速度が、少なくともΔKI＝15MPa√mと20MPa√mの2水準で上記した水準を満足していることとした。
（２）組織観察
鋼板の板厚１／４位置から組織観察用試験片を採取し、観察面を研磨し、２％ナイタール腐食液で腐食し、組織を現出し、光学顕微鏡（倍率：100〜400倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：100〜1000倍）を用いて、組織を観察し、少なくとも各５視野で撮像した。なお、組織観察では、必要に応じて透過電子顕微鏡、EBSDも用いた。なお、観察面は具体的には、試験片Ｔ−Ｌ、試験片Ｌ−Ｔでは、鋼板の板厚１／４位置に相当する位置で鋼板の板面に平行な面であり、試験片Ｌ−Ｚでは、圧延方向断面である。観察面はいずれも、き裂との関係において図２中に示すｘ−ｙ平面（ｚ面）とした。
撮影された組織写真を用いて、組織の同定と、市販の画像解析ソフトを利用して各相の組織分率を測定した。また、JIS G 0551（2013）を参照しながら切断法で、各視野でき裂進展方向における各相についての組織単位（DＰ）を求め、それらの平均値を各相の（DＰ）とした。なお、ベイナイト相では、パケットのサイズを、マルテンサイト相ではパケットのサイズを、フェライト相ではフェライト粒を、パーライトでは、塊状であればそのサイズを、伸張した層状であれば、層状パーライトの厚さを、それぞれの組織単位（DＰ）とした。
（３）引張試験
得られた鋼板から、日本海事協会 鋼船規則を参考に、引張方向が圧延方向Ｌまたは圧延方向に直交する方向Ｔとなるように全厚引張試験片(5号引張試験片)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ（0.2％耐力）YS、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（４）衝撃試験
得られた鋼板から、JIS Z 2242の規定に準拠して、試験片長さ方向が圧延方向Ｌでき裂進展方向が圧延方向に直交する方向Ｔとなるように、または、試験片長さ方向が圧延方向に直交する方向Ｔでき裂進展方向が圧延方向Ｌとなるように、衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、各試験温度で各３本、試験温度を５水準以上として衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrs（℃）を求め、低温靭性を評価した。なお、衝撃試験片は、板厚20mm未満では、板厚１／２位置を中心とし、板厚20mm以上では板厚１／４位置を中心としてＶノッチ試験片を採取した。
（５）硬さ試験
（１）で用いた組織観察用試験片を硬さ測定試験片とし、各相について、粒界間や相境界間の距離が圧痕の４倍以上となるように荷重を調整して、ビッカース硬さHVを測定した。硬さ測定は、各相につき５点以上測定し、それらの平均値を各相の硬さ（HV）とした。硬さ測定面は、き裂との関係において図２に示すｘ−ｙ平面とした。
（６）溶接性試験
得られた鋼板から、JIS Z 3158の規定に準拠して、ｙ形溶接割れ試験片を採取し、予熱温度を25℃とし、気温：20℃、湿度：60％の溶接雰囲気中で、ＭＡＧ溶接（入熱14kJ／cm）するｙ形溶接割れ試験を実施し、割れの発生の有無を調査した。割れが生じなかった場合を○、それ以外の場合を×として評価した。
（３）引張試験
得られた鋼板から、日本海事協会 鋼船規則を参考に、引張方向が圧延方向Ｌまたは圧延方向に直交する方向Ｔとなるように全厚引張試験片(5号引張試験片)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ（0.2％耐力）YS、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（４）衝撃試験
得られた鋼板から、JIS Z 2242の規定に準拠して、試験片長さ方向が圧延方向Ｌでき裂進展方向が圧延方向に直交する方向Ｔとなるように、または、試験片長さ方向が圧延方向に直交する方向Ｔでき裂進展方向が圧延方向Ｌとなるように、衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、各試験温度で各３本、試験温度を５水準以上として衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrs（℃）を求め、低温靭性を評価した。なお、衝撃試験片は、板厚20mm未満では、板厚１／２位置を中心とし、板厚20mm以上では板厚１／４位置を中心としてＶノッチ試験片を採取した。
（５）硬さ試験
（１）で用いた組織観察用試験片を硬さ測定試験片とし、各相について、粒界間や相境界間の距離が圧痕の４倍以上となるように荷重を調整して、ビッカース硬さHVを測定した。硬さ測定は、各相につき５点以上測定し、それらの平均値を各相の硬さ（HV）とした。硬さ測定面は、き裂との関係において図２に示すｘ−ｙ平面とした。
（６）溶接性試験
得られた鋼板から、JIS Z 3158の規定に準拠して、ｙ形溶接割れ試験片を採取し、予熱温度を25℃とし、気温：20℃、湿度：60％の溶接雰囲気中で、ＭＡＧ溶接（入熱14kJ／cm）するｙ形溶接割れ試験を実施し、割れの発生の有無を調査した。割れが生じなかった場合を○、それ以外の場合を×として評価した。
得られた結果のうち、組織観察、引張特性、靭性、溶接性の結果を表３に示す。なお、組織は、代表的な組織である板厚１／４位置、ｚ面での観察結果を示す。
また、複合組織における有効組織単位MUeffは、組織観察結果とビッカース硬さ測定結果を用いて、ベイナイト相がマルテンサイト相より多い場合には（２ａ）式を、マルテンサイト相がベイナイト相より多い場合には（２ｂ）式を用いて、それぞれ算出した。なお、フェライト相が面積割合で0.5を超える（面積％で50％超える）場合には、ベイナイト相やマルテンサイト相が主相である場合と同様に複合則を用いた次式
MUeff＝（AR）α×（DＰ）α＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）α｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）α｝＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）α｝
により算出した。
MUeff＝（AR）α×（DＰ）α＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）α｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）α｝＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）α｝
により算出した。
得られたMUeffの結果を、組織観察結果とビッカース硬さ測定結果とともに表４に示す。
また、実施した疲労き裂伝ぱ試験の条件から、（１）式を用いて、き裂先端塑性域寸法γp *を算出した。ここで、KImaxは、応力拡大係数範囲ΔKIと応力比Rから、KImax＝ΔKI／（1-R）で算出できる。降伏応力σYは、引張試験で得られた値を用いた。CT試験片Ｔ−Ｌの場合には、幅方向（圧延方向に直交する方向）Ｔの降伏強さYSを、CT試験片Ｌ−Ｔと三点曲げ試験片Ｌ−Ｚでは、圧延方向Ｌの降伏強さYSを用いた。
γp *、γp *／MUeffとの算出結果と疲労き裂伝ぱ速度の測定結果を表５に示す。
本発明例はいずれも、ベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％を超える組織を有し、降伏強さ：325MPa以上の高強度と、破面遷移温度vTrs：−20℃以下の優れた低温靭性とを有し、さらにｙ形溶接割れ試験でも溶接割れの発生もなく溶接性にも優れ、少なくともΔKI＝15MPa√m、20MPa√mの場合に、γp *が200以下、MUeffが100以下で、かつγp *／MUeffが10以下を満足し、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKI＝15MPa√mで目標値である1.75×10-8（m/cycle）以下、ΔKI＝20MPa√mで目標値である4.26×10-8（m/cycle）以下と低減しており、耐疲労き裂伝ぱ特性が向上した高強度鋼材となっている。
一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度、靭性、溶接性のいずれかが低下しているか、あるいはγＰ*／MUeff が 10を超えて、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。
C、Si、Mnが本発明範囲を上回るNo.17の鋼板は延性と低温靱性が低く、溶接性にも劣る。P、Sが本発明範囲を上回るNo.18の鋼板は延性と低温靱性が低い。また、C、Mnが本発明範囲を下回るNo.19はベイナイト、マルテンサイトが生成されずフェライト単相組織となり降伏強さYSが低く、低温靱性も低下している。また、降伏強さYSが低いため、ΔKI＝15MPa√m以上でγp *が200を超え、かつγp *／MUeffも10を超え、ΔKI＝15MPa√m以上で、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが目標値を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、加熱温度が高く900℃以上の累積圧下率が本発明の好ましい範囲を下回るNo.20の鋼板は、旧オーステナイト粒径が粗大化しMUeff が100を超え、降伏強さYSが低く、低温靱性も低下している。また、加熱温度が低く、900℃以上の累積圧下率が本発明の好ましい範囲を下回るNo.21の鋼板は、旧オーステナイト粒径が粗大化し、MUeff が100を超え、低温靱性が低下している。また、冷却開始温度がAr3変態点を下回るNo.22の鋼板、加速冷却の冷却速度がRSを下回り冷却が遅いNo.23の鋼板、冷却停止温度が600℃を上回るNo.24の鋼板は、いずれもベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％以下であり、降伏強さYSが低い。そのため、No.22の鋼板とNo.24の鋼板ではΔKI＝15MPa√m以上で、No．23の鋼板ではΔKI＝20MPa√m以上で、それぞれγp *／MUeffが10を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、焼戻温度がAc1変態点を上回るNo.25の鋼板は、多量に島状マルテンサイトが生成したため低温靭性が低下している。
（実施例２）
得られた鋼素材（鋼No.Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｍ，Ｒ）に、製法Ｂとして、表６に示す条件で加熱、熱間圧延、圧延後冷却し、板厚25〜100mmの鋼板としたのち、表６に示す条件で再加熱し、ついで種々の冷却速度、冷却停止温度で冷却する熱処理を行った。なお、一部の鋼板には熱処理（焼戻処理）を施した。
C、Si、Mnが本発明範囲を上回るNo.17の鋼板は延性と低温靱性が低く、溶接性にも劣る。P、Sが本発明範囲を上回るNo.18の鋼板は延性と低温靱性が低い。また、C、Mnが本発明範囲を下回るNo.19はベイナイト、マルテンサイトが生成されずフェライト単相組織となり降伏強さYSが低く、低温靱性も低下している。また、降伏強さYSが低いため、ΔKI＝15MPa√m以上でγp *が200を超え、かつγp *／MUeffも10を超え、ΔKI＝15MPa√m以上で、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが目標値を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、加熱温度が高く900℃以上の累積圧下率が本発明の好ましい範囲を下回るNo.20の鋼板は、旧オーステナイト粒径が粗大化しMUeff が100を超え、降伏強さYSが低く、低温靱性も低下している。また、加熱温度が低く、900℃以上の累積圧下率が本発明の好ましい範囲を下回るNo.21の鋼板は、旧オーステナイト粒径が粗大化し、MUeff が100を超え、低温靱性が低下している。また、冷却開始温度がAr3変態点を下回るNo.22の鋼板、加速冷却の冷却速度がRSを下回り冷却が遅いNo.23の鋼板、冷却停止温度が600℃を上回るNo.24の鋼板は、いずれもベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％以下であり、降伏強さYSが低い。そのため、No.22の鋼板とNo.24の鋼板ではΔKI＝15MPa√m以上で、No．23の鋼板ではΔKI＝20MPa√m以上で、それぞれγp *／MUeffが10を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、焼戻温度がAc1変態点を上回るNo.25の鋼板は、多量に島状マルテンサイトが生成したため低温靭性が低下している。
（実施例２）
得られた鋼素材（鋼No.Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｍ，Ｒ）に、製法Ｂとして、表６に示す条件で加熱、熱間圧延、圧延後冷却し、板厚25〜100mmの鋼板としたのち、表６に示す条件で再加熱し、ついで種々の冷却速度、冷却停止温度で冷却する熱処理を行った。なお、一部の鋼板には熱処理（焼戻処理）を施した。
得られた鋼板から、試験片を採取し、疲労き裂伝ぱ試験、組織観察、引張試験、衝撃試験、硬さ試験、溶接性試験を実施した。試験方法は、実施例１と同様とした。
得られた結果のうち、組織観察、引張特性、靭性、溶接性の結果を表７に示す。
得られた結果のうち、組織観察、引張特性、靭性、溶接性の結果を表７に示す。
また、得られたMUeffの結果を、組織観察結果とビッカース硬さ測定結果とともに表８に示す。
また、γp *、γp *／MUeffの算出結果と疲労き裂伝ぱ速度の測定結果を表９に示す。
本発明例はいずれも、ベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％を超える組織を有し、降伏強さ：325MPa以上の高強度と、破面遷移温度vTrs：−20℃以下の優れた低温靭性とを有し、さらにｙ形溶接割れ試験でも溶接割れの発生もなく溶接性にも優れ、少なくともΔKI＝15MPa√m、20MPa√mの場合に、γp *が200以下、MUeffが100以下で、かつγp *／MUeffが10以下を満足し、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKI＝15MPa√mで目標値である1.75×10-8（m/cycle）以下、ΔKI＝20MPa√mで目標値である4.26×10-8（m/cycle）以下と低減しており、耐疲労き裂伝ぱ特性が向上した高強度鋼材となっている。製造方法を代えても、本発明例はいずれも、耐疲労き裂伝ぱ特性が向上した高強度鋼材となっている。
一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度、靭性、溶接性のいずれかが低下しているか、あるいはγＰ*／MUeffが10を超えて、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。
再加熱温度がAc3変態点未満であるNo.B31の鋼板、再加熱後の冷却速度がRS下限を下回るNo.B32の鋼板、冷却停止温度が600℃を上回るNo.B33の鋼板は、いずれもベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％以下で、フェライト相主体の組織となったため、降伏強さYSが低くなっている。そのため、No.B32の鋼板とNo.B33の鋼板は、ΔKI＝15MPa√m以上で、No.B31の鋼板はΔKI＝20MPa√m以上でγp *／MUeffが10を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、焼戻温度がAc1変態点を上回るNo.B34の鋼板は、島状マルテンサイトが多量に生成したため、低温靱性が低下している。
（実施例３）
表１０に示す組成を有し、常用の熱間圧延、圧延後冷却、熱処理等を施され、表１１に示す組織と強度、靱性を有する高強度鋼板（板厚：12〜100mm）について、耐疲労き裂伝ぱ特性を判定した。
再加熱温度がAc3変態点未満であるNo.B31の鋼板、再加熱後の冷却速度がRS下限を下回るNo.B32の鋼板、冷却停止温度が600℃を上回るNo.B33の鋼板は、いずれもベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50％以下で、フェライト相主体の組織となったため、降伏強さYSが低くなっている。そのため、No.B32の鋼板とNo.B33の鋼板は、ΔKI＝15MPa√m以上で、No.B31の鋼板はΔKI＝20MPa√m以上でγp *／MUeffが10を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、焼戻温度がAc1変態点を上回るNo.B34の鋼板は、島状マルテンサイトが多量に生成したため、低温靱性が低下している。
（実施例３）
表１０に示す組成を有し、常用の熱間圧延、圧延後冷却、熱処理等を施され、表１１に示す組織と強度、靱性を有する高強度鋼板（板厚：12〜100mm）について、耐疲労き裂伝ぱ特性を判定した。
対象とする鋼板の板厚１／４位置において、実施例１と同様に、組織観察、ビッカース硬さ測定を行って、組織を構成する各相の面積割合（AR）、各相の疲労き裂進展方向における組織単位（DP）、各相の平均ビッカース硬さ（HV）を求めた。得られた結果を表１２に示す。なお、疲労き裂進展方向は、幅方向（Ｌ−Ｔ試験片）のみとした。組織観察は、試験片のき裂進展方向との対応において図２に示すｘ−ｙ平面にて行った。
得られた組織観察結果とビッカース硬さ測定結果を用いて、（２ａ）式または（２ｂ）式により有効組織単位MUeffを算出した。また、（１）式で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）を算出した。得られた結果を表１３に示す。なお、（１）式を用いて、γp *を算出するにあたっては、KImaxは、ΔKI＝15MPa√mおよびΔKI＝20MPa√mを、Rは0.1を使用して算出した。
本発明では、少なくともΔKI＝15MPa√mおよびΔKI＝20MPa√mの場合に、γＰ*／MUeff が10以下であれば、耐疲労き裂伝ぱ特性が優れる鋼板と判定した。それ以外は耐疲労き裂伝ぱ特性が劣ると判定した。
この判定は、別途、疲労き裂伝ぱ試験を行い確認している。疲労き裂伝ぱ試験は、対象鋼板から、図９に示すようにCT試験片（Ｌ−Ｔ）を採取した。疲労き裂伝ぱ試験の試験方法は実施例１と同様とした。なお、鋼板板厚25mm以下の場合には試験片厚さは鋼板全厚とし、鋼板板厚25mm超〜50mm以下の場合には、鋼板片面を研削して25mm厚とした片面減厚試験片とした。また、鋼板板厚50mm超の場合には、鋼板両面を研削して板厚１／４位置が中心となる25mm厚の両面減厚試験片とした。得られた疲労き裂伝ぱ速度を表１３に併記した。
この判定は、別途、疲労き裂伝ぱ試験を行い確認している。疲労き裂伝ぱ試験は、対象鋼板から、図９に示すようにCT試験片（Ｌ−Ｔ）を採取した。疲労き裂伝ぱ試験の試験方法は実施例１と同様とした。なお、鋼板板厚25mm以下の場合には試験片厚さは鋼板全厚とし、鋼板板厚25mm超〜50mm以下の場合には、鋼板片面を研削して25mm厚とした片面減厚試験片とした。また、鋼板板厚50mm超の場合には、鋼板両面を研削して板厚１／４位置が中心となる25mm厚の両面減厚試験片とした。得られた疲労き裂伝ぱ速度を表１３に併記した。
耐疲労き裂伝ぱ特性が優れると判定した鋼板は、いずれも、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKI＝15MPa√mで目標値である1.75×10-8（m/cycle）以下、ΔKI＝20MPa√mで目標値である4.26×10-8（m/cycle）以下と低減している。一方、耐疲労き裂伝ぱ特性が劣ると判定した鋼板は、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、上記した目標値を超えて高くなっていた。
しかし、特許文献９〜１１に記載された技術で製造された、上記したような組織を有する鋼材は、降伏強さや降伏比が極端に低くなる恐れがあり、橋梁などのように、基本的に弾性設計を行う構造物の部材への適用は不向きであるという問題がある。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、高強度で、低温靭性に優れ、さらに延性、溶接性にも優れるとともに、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：325MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた」とは、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKＩ：15MPa√mで1.75×10−8（m/cycle）以下、ΔKＩ：20MPa√mで4.26×10−8（m/cycle）以下である場合をいう。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、高強度で、低温靭性に優れ、さらに延性、溶接性にも優れるとともに、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：325MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた」とは、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKＩ：15MPa√mで1.75×10−8（m/cycle）以下、ΔKＩ：20MPa√mで4.26×10−8（m/cycle）以下である場合をいう。
図１から、疲労き裂の屈曲回数が増加すればするほど、疲労き裂伝ぱ速度が低下することがわかる。このことから、本発明者らは、耐疲労き裂伝ぱ特性を向上させるには、疲労き裂の屈曲回数が増加するような組織とする必要があることに思い至った。
そこで、ΔKＩ＝15MPa√mにおける疲労き裂伝ぱ速度da/dＮが5.89×10−９m/cycleである鋼材（ベイナイト単相組織）について、観察した疲労き裂の屈曲挙動から、き裂屈曲時の屈曲長さｒと、き裂進展方向に対する屈曲角度θとの関係を●印で、図３に示す。なお、屈曲長さｒ、屈曲角度θは、図２に示すモードＩ（開口型）の変形様式でのき裂先端を原点とするｒ−θ−ｚの円柱座標系で求め、図３ではｒ−θ座標系で示している。なお、図２には、モードＩ（開口型）の変形様式について用いる、き裂先端を原点とするｘ−ｙ−ｚ直交座標系、ｒ−θ−ｚの円柱座標系を示す。
そこで、ΔKＩ＝15MPa√mにおける疲労き裂伝ぱ速度da/dＮが5.89×10−９m/cycleである鋼材（ベイナイト単相組織）について、観察した疲労き裂の屈曲挙動から、き裂屈曲時の屈曲長さｒと、き裂進展方向に対する屈曲角度θとの関係を●印で、図３に示す。なお、屈曲長さｒ、屈曲角度θは、図２に示すモードＩ（開口型）の変形様式でのき裂先端を原点とするｒ−θ−ｚの円柱座標系で求め、図３ではｒ−θ座標系で示している。なお、図２には、モードＩ（開口型）の変形様式について用いる、き裂先端を原点とするｘ−ｙ−ｚ直交座標系、ｒ−θ−ｚの円柱座標系を示す。
（９）板厚の１／４位置において合計面積率で50％超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有し、かつ、降伏強さ：325MPa以上の高強度鋼材を対象とし、該対象とする高強度鋼材について、組織観察、ビッカース硬さ測定を行って、想定する疲労き裂進展方向における組織を構成する各相の面積割合（AR）、各相の組織単位（DP）、各相の平均ビッカース硬さ（HV）を求め、次（１）式
γ Ｐ *＝｛（K Ｉmax ） ２ ×10 ６ ／（2πσ Ｙ ２ ）｝×（1−2ν） ２ ‥‥（１）
ここで、K Ｉmax ：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m）、σ Ｙ ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比（＝0.3）
で定義されるき裂先端塑性域寸法γ p * （μm）、次（２ａ）式
MU eff ＝（AR） Ｂ ×（D Ｐ ） Ｂ ＋（AR） Ｍ ×（D Ｐ ） Ｍ ×｛（Hv） Ｍ ／（Hv） Ｂ ｝＋（AR） α ×（D Ｐ ） α ×｛（Hv） α ／（Hv） Ｂ ｝＋（AR） Ｐ ×（D Ｐ ） Ｐ ×｛（Hv） Ｐ ／（Hv） Ｂ ｝‥‥（２ａ）
ここで、（AR） Ｂ 、（AR） Ｍ 、（AR） α 、（AR） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（D Ｐ ） Ｂ 、（D Ｐ ） Ｍ 、（D Ｐ ） α 、（D Ｐ ） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv） Ｂ 、（Hv） Ｍ 、（Hv） α 、（Hv） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
または次（２ｂ）式
MU eff ＝（AR） Ｍ ×（D Ｐ ） Ｍ ＋（AR） Ｂ ×（D Ｐ ） Ｂ ×｛（Hv） Ｂ ／（Hv） Ｍ ｝＋（AR） α ×（D Ｐ ） α ×｛（Hv） α ／（Hv） Ｍ ｝＋（AR） Ｐ ×（D Ｐ ） Ｐ ×｛（Hv） Ｐ ／（Hv） Ｍ ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR） Ｂ 、（AR） Ｍ 、（AR） α 、（AR） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（D Ｐ ） Ｂ 、（D Ｐ ） Ｍ 、（D Ｐ ） α 、（D Ｐ ） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv） Ｂ 、（Hv） Ｍ 、（Hv） α 、（Hv） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MU eff （μm）を算出して、γ p * ／MU eff で整理して耐疲労き裂伝ぱ特性を判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
（１０）板厚の１／４位置において合計面積率で50％超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有し、かつ、降伏強さ：325MPa以上の高強度鋼材を対象とし、該対象とする高強度鋼材について、組織観察、ビッカース硬さ測定を行って、想定する疲労き裂進展方向における組織を構成する各相の面積割合（AR）、各相の組織単位（DP）、各相の平均ビッカース硬さ（HV）を求め、次（１）式
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m）、σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比（＝0.3）
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）、次（２ａ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
または次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）を算出して、次（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足する場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
γ Ｐ *＝｛（K Ｉmax ） ２ ×10 ６ ／（2πσ Ｙ ２ ）｝×（1−2ν） ２ ‥‥（１）
ここで、K Ｉmax ：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m）、σ Ｙ ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比（＝0.3）
で定義されるき裂先端塑性域寸法γ p * （μm）、次（２ａ）式
MU eff ＝（AR） Ｂ ×（D Ｐ ） Ｂ ＋（AR） Ｍ ×（D Ｐ ） Ｍ ×｛（Hv） Ｍ ／（Hv） Ｂ ｝＋（AR） α ×（D Ｐ ） α ×｛（Hv） α ／（Hv） Ｂ ｝＋（AR） Ｐ ×（D Ｐ ） Ｐ ×｛（Hv） Ｐ ／（Hv） Ｂ ｝‥‥（２ａ）
ここで、（AR） Ｂ 、（AR） Ｍ 、（AR） α 、（AR） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（D Ｐ ） Ｂ 、（D Ｐ ） Ｍ 、（D Ｐ ） α 、（D Ｐ ） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv） Ｂ 、（Hv） Ｍ 、（Hv） α 、（Hv） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
または次（２ｂ）式
MU eff ＝（AR） Ｍ ×（D Ｐ ） Ｍ ＋（AR） Ｂ ×（D Ｐ ） Ｂ ×｛（Hv） Ｂ ／（Hv） Ｍ ｝＋（AR） α ×（D Ｐ ） α ×｛（Hv） α ／（Hv） Ｍ ｝＋（AR） Ｐ ×（D Ｐ ） Ｐ ×｛（Hv） Ｐ ／（Hv） Ｍ ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR） Ｂ 、（AR） Ｍ 、（AR） α 、（AR） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（D Ｐ ） Ｂ 、（D Ｐ ） Ｍ 、（D Ｐ ） α 、（D Ｐ ） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv） Ｂ 、（Hv） Ｍ 、（Hv） α 、（Hv） Ｐ ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MU eff （μm）を算出して、γ p * ／MU eff で整理して耐疲労き裂伝ぱ特性を判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
（１０）板厚の１／４位置において合計面積率で50％超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有し、かつ、降伏強さ：325MPa以上の高強度鋼材を対象とし、該対象とする高強度鋼材について、組織観察、ビッカース硬さ測定を行って、想定する疲労き裂進展方向における組織を構成する各相の面積割合（AR）、各相の組織単位（DP）、各相の平均ビッカース硬さ（HV）を求め、次（１）式
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m）、σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比（＝0.3）
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）、次（２ａ）式
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
または次（２ｂ）式
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）を算出して、次（３）〜（５）式
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５）
を満足する場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
（１１）（９）または（１０）において、前記鋼材が、質量％で、C：0.02〜0.4％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Sol.Al：0.10％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする高強度鋼材の判定方法。
（１２）（１１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする高強度鋼材の判定方法。
（１２）（１１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする高強度鋼材の判定方法。
（１３）（１１）または（１２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼材の判定方法。
Claims (12)
- 質量％で、
C ：0.02〜0.4％、 Si：0.01〜1.0％、
Mn：0.5〜3.0％、 P ：0.05％以下、
S ：0.05％以下、 Sol.Al：0.10％以下
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、
板厚の１／４位置において合計面積率で50％を超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有し、かつ、降伏強さ：325MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−20℃以下の優れた低温靭性を有し、さらに、
下記（１）式で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）と下記（２ａ）式または下記（２ｂ）式で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）が、下記（３）〜（５）式を満足することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材。
記
γＰ*＝｛（KＩmax）2×10６／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m）、σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
γＰ*／MUeff ≦10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦ 100 ‥‥（５） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする請求項１に記載の高強度鋼材。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼材。
- 鋼素材に、熱間圧延を施して板厚100mm以下の鋼材とするに当たり、
前記鋼素材が、質量％で、
C ：0.02〜0.4％、 Si：0.01〜1.0％、
Mn：0.5〜3.0％、 P ：0.05％以下、
S ：0.05％以下、 Sol.Al：0.10％以下
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、
前記熱間圧延を、加熱温度：950〜1300℃に加熱したのち、900℃以上の温度域における累積圧下率：50％以上で、圧延仕上温度：Ar3変態点以上とする熱間圧延とし、
該熱間圧延終了後、Ar3変態点以上の温度域から、下記（７）式で定義されるφ（％）と板厚ｔ（mm）との関係で、下記（６）式で定義される冷却速度RS（℃／ｓ）以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う
ことを特徴とする低温靱性と耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
記
RS＝（−0.53φ２−0.28φ＋0.67）×e9.10／ｔ1.63 ‥‥（６）
ここで、φ＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋Nb/10＋5Ｂ‥‥（７）、
ｔ：鋼材板厚（mm）、
Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Nb、Ｂ：各元素の含有量（質量％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする請求項４に記載の高強度鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の高強度鋼材の製造方法。
- 前記加速冷却に代えて、前記熱間圧延終了後、炉冷、空冷、水冷のうちのいずれかで冷却し、さらにAc3変態点以上の温度に再加熱したのち、前記（６）式で定義される冷却速度RS（℃／ｓ）以上の冷却速度で、600℃以下まで冷却する焼入れ処理を施すことを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
- 前記加速冷却後、あるいは前記焼入れ処理後、さらにAc1変態点以下の温度で焼戻処理を施すことを特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
- 板厚の１／４位置において合計面積率で50％超えるベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相（0％を含む）からなる組織を有し、かつ、降伏強さ：325MPa以上の高強度鋼材を対象とし、該対象とする高強度鋼材について、組織観察、ビッカース硬さ測定を行って、想定する疲労き裂進展方向における組織を構成する各相の面積割合（AR）、各相の組織単位（DP）、各相の平均ビッカース硬さ（HV）を求め、下記（１）式で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *（μm）、下記（２ａ）式または下記（２ｂ）式で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff（μm）を算出して、下記（３）〜（５）式を満足する場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
記
γＰ*＝｛（KＩmax）２×10６／（2πσＹ ２）｝×（1−2ν）２ ‥‥（１）
ここで、KＩmax：モードＩの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値（MPa√m）、σＹ：降伏応力（MPa）、ν：ポアソン比（＝0.3）
MUeff＝（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ＋（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ×｛（Hv）Ｍ／（Hv）Ｂ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｂ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｂ｝‥‥（２ａ）
MUeff＝（AR）Ｍ×（DＰ）Ｍ＋（AR）Ｂ×（DＰ）Ｂ×｛（Hv）Ｂ／（Hv）Ｍ｝＋（AR）α×（DＰ）α×｛（Hv）α／（Hv）Ｍ｝＋（AR）Ｐ×（DＰ）Ｐ×｛（Hv）Ｐ／（Hv）Ｍ｝‥‥（２ｂ）
ここで、（AR）Ｂ、（AR）Ｍ、（AR）α、（AR）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の面積割合（0〜1）、
（DＰ）Ｂ、（DＰ）Ｍ、（DＰ）α、（DＰ）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相のき裂進展方向における組織単位（μm）、
（Hv）Ｂ、（Hv）Ｍ、（Hv）α、（Hv）Ｐ：ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（α）、パーライト（Ｐ）、各相の平均ビッカース硬さ
γＰ*／MUeff ≦ 10 ‥‥（３）
γＰ*≦ 200 ‥‥（４）
MUeff≦100 ‥‥（５） - 前記鋼材が、質量％で、
C ：0.02〜0.4％、 Si：0.01〜1.0％、
Mn：0.5〜3.0％、 P ：0.05％以下、
S ：0.05％以下、 Sol.Al：0.10％以下
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項９に記載の高強度鋼材の判定方法。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：3.0％以下、Ni：10％以下、Cr：3.0％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：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を特徴とする請求項１０に記載の高強度鋼材の判定方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１０または１１に記載の高強度鋼材の判定方法。
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