WO2015178320A1 - 厚鋼板 - Google Patents

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WO2015178320A1
WO2015178320A1 PCT/JP2015/064099 JP2015064099W WO2015178320A1 WO 2015178320 A1 WO2015178320 A1 WO 2015178320A1 JP 2015064099 W JP2015064099 W JP 2015064099W WO 2015178320 A1 WO2015178320 A1 WO 2015178320A1
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less
steel plate
thick steel
upper bainite
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PCT/JP2015/064099
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悠介 三大寺
杵渕　雅男
晴弥 川野
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a thick steel plate. Specifically, the present invention relates to a thick steel plate that is mainly used as a structural material for ships, buildings, bridges, construction machines, and the like, and has a tensile strength of 490 MPa or more and less than 650 MPa and excellent fatigue characteristics.
  • Non-Patent Document 1 shows the effects of various influencing factors on fatigue strength, including solid solution strengthening, precipitation strengthening, grain refinement and Although the fatigue properties are improved by the second phase strengthening, the dislocation strengthening is accompanied by an increase in movable dislocations, so that it is difficult to improve the fatigue properties.
  • the process of fatigue failure can be divided into (1) a process until a repeated load is applied and a crack is generated, and (2) a process until the generated crack progresses and breaks.
  • it is effective to suppress the accumulation of dislocations in the process (1), and solid solution strengthening, precipitation strengthening, grain refinement, etc. are considered effective. It is done.
  • the above process (2) it is effective to prevent the crack from progressing, so it is considered that crystal grain refinement and second phase strengthening are effective.
  • Patent Document 1 a two-phase structure of fine ferrite and hard martensite is used, and the hardness difference is regulated to 150 or more in terms of Vickers hardness, thereby suppressing the crack growth rate and improving the fatigue life after the occurrence of cracks. It has been proposed.
  • Patent Document 2 proposes a technique for reducing the crack growth rate by making the steel structure a mixed structure of fine ferrite and bainite. By using this technique, it can be expected to improve the fatigue life after the occurrence of cracks even in fatigue fracture, but no consideration is given to the fatigue characteristics until crack initiation.
  • Patent Document 3 proposes improving fatigue strength by precipitating carbides in the ferrite structure. However, there is no description about the fatigue characteristics after the occurrence of cracks. Further, since Patent Document 3 is intended for thin steel plates, no consideration is given to satisfying other characteristics required for large structures such as toughness.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and a main object thereof is to provide a thick steel plate having excellent fatigue characteristics.
  • the thick steel plate of the present invention that can solve the above problems is C: 0.02 to 0.10% by mass, Mn: 1.0 to 2.0% by mass, Nb: more than 0% by mass, 0.05% by mass.
  • Ti more than 0% by mass, 0.05% by mass or less
  • Al 0.01 to 0.06% by mass
  • Si 0.1 to 0.6% by mass
  • Cu 0.1%, respectively.
  • the metallographic structure at the surface layer includes at least one of ferrite and upper bainite in a fraction of 80 area% or more,
  • the effective crystal grain size of at least one crystal grain of the ferrite and upper bainite is 10.0 ⁇ m or less,
  • the average equivalent circle diameter of the crystal grains of the remaining structure excluding ferrite and upper bainite is 3.0 ⁇ m or less,
  • the value of the dislocation density ⁇ as measured by X-ray diffraction is 2.5 ⁇ 10 15 m ⁇ 1 or less. It is characterized by that.
  • the “average equivalent circle diameter” means the diameter when the tissue is converted into a circle having the same area, that is, the average value of the “equivalent circle diameter”.
  • the ratio of the island-like martensite in the remaining structure is preferably 5 area% or less.
  • the chemical composition preferably satisfies at least one of the following requirements (a) to (c), and the properties of the thick steel plate are further improved according to the type of element contained: Is done.
  • Ni more than 0% by mass and 0.6% by mass or less; [Ni] / [Cu] which is a ratio of Ni amount [Ni] and Cu amount [Cu] is 1.2 Is less than.
  • B Further, from the group consisting of V: more than 0 mass%, 0.5 mass% or less, Cr: more than 0 mass%, 1.0 mass% or less, and Mo: more than 0 mass%, 0.5 mass% or less. Contains one or more selected.
  • C Further, B: more than 0% by mass and 0.005% by mass or less are contained.
  • the bainite transformation start temperature Bs calculated from the chemical composition based on the following formula (1) is 640 ° C. or higher.
  • Bs (° C.) 830 ⁇ 270 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 37 ⁇ [Ni] ⁇ 70 ⁇ [Cr] ⁇ 83 ⁇ [Mo] (1)
  • [C], [Mn], [Ni], [Cr] and [Mo] indicate the contents (mass%) of C, Mn, Ni, Cr and Mo, respectively.
  • the other thick steel plate of the present invention that has solved the above problems is C: 0.02 to 0.10% by mass, Mn: 1.0 to 2.0% by mass, Nb: more than 0% by mass, 0.05% by mass or less, Ti: more than 0% by mass, 0.05% by mass
  • B more than 0% by mass, 0.005% by mass or less
  • the metallographic structure at the surface layer includes at least one of ferrite and upper bainite in a fraction of 80 area% or more,
  • the effective crystal grain size of at least one crystal grain of the ferrite and upper bainite is 10.0 ⁇ m or less, Of the metal structure in the surface layer, the average equivalent circle diameter of the crystal grains of the remaining structure excluding ferrite and upper bain
  • the proportion of island martensite in the remaining structure excluding ferrite and upper bainite in the metal structure in the surface layer is preferably 5 area% or less.
  • the chemical component composition preferably satisfies at least one of the following requirements (a) and (b), and the properties of the thick steel plate are further improved according to the type of element contained. .
  • Ni more than 0% by mass and 0.6% by mass or less; [Ni] / [Cu] which is a ratio of Ni amount [Ni] and Cu amount [Cu] is 1.2 Is less than.
  • B Further, from the group consisting of V: more than 0 mass%, 0.5 mass% or less, Cr: more than 0 mass%, 1.0 mass% or less, and Mo: more than 0 mass%, 0.5 mass% or less. Contains one or more selected.
  • the bainite transformation start temperature Bs calculated from the chemical composition based on the following formula (1) is 640 ° C. or higher.
  • Bs (° C.) 830 ⁇ 270 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 37 ⁇ [Ni] ⁇ 70 ⁇ [Cr] ⁇ 83 ⁇ [Mo] (1)
  • [C], [Mn], [Ni], [Cr] and [Mo] indicate the contents (mass%) of C, Mn, Ni, Cr and Mo, respectively.
  • the EBSP A crystal grain having a GAM (Grain Average Misoration) of 1 ° or more in one crystal grain observed by the method is 20 to 80 area% by fraction. It is preferable to include.
  • the metal structure at the t / 4 position contains crystal grains having a GAM of 1 ° or more in one crystal grain observed by the EBSP method in a fraction of 20 area% or more and 80 area% or less, the following formula ( It is preferable that the relationship of 2) and Formula (3) is satisfied.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing a steel sheet according to the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic explanatory view showing a test piece used for measurement of fatigue characteristics.
  • FIG. 3 is a schematic explanatory view showing a compact test piece used for measuring the crack growth rate.
  • FIG. 4 is a conceptual diagram of grain boundaries, KAM, and GAM.
  • the present inventors investigated the ratio of the life before the crack until the occurrence of cracking and the ratio of the life after the crack until the failure until the fatigue failure.
  • the pre-stage life until crack initiation accounts for about 50% of the total life until fatigue failure, and the proportion of pre-stage life until crack occurrence occupies as the total life becomes longer by lowering the stress level. It turned out to increase.
  • the ratio of the previous stage life until the occurrence of cracking tends to increase, so it is considered effective to increase the previous stage life.
  • the present inventors examined the requirement for extending the previous stage life from various angles. As a result, while appropriately controlling the chemical composition, the fraction of the main structure, the effective crystal grain size of the crystal grains of the structure, the average equivalent circular diameter of the remaining structure excluding the main structure, X-ray diffraction In the thick steel plate that appropriately controlled the value of the dislocation density ⁇ when measured, etc., it was found that the pre-stage life can be extended, and as a result, the total life until fatigue failure can be extended. Completed the invention.
  • Embodiment 1 of the present invention will be described.
  • the inventors first investigated the relationship between additive elements and fatigue strength for various thick steel plates. As a result, it became clear that the fatigue strength was remarkably improved by the addition of Si and Cu. In general, fatigue cracks are generated due to irreversible motion of dislocations that move due to repetitive stress. At this time, it is known that dislocations form a cell structure, but the addition of Si and Cu so that the total amount is 0.3 mass% or more can suppress the formation of this cell structure. It became clear.
  • these elements do not form precipitates, and are not significantly dissolved in carbides, etc. present in the steel sheet. It is done. That is, if these elements are sufficiently present in a solid solution state in the matrix, it is considered that the irreversible motion of dislocations is suppressed, so that the fatigue life before crack generation is improved.
  • This dislocation celling suppression effect does not occur significantly with other additive elements such as Mn and Cr, but rather lowers the transformation point to produce lower bainite with a high dislocation density, and fatigue strength is higher than static strength improvement. It turned out not to improve.
  • dislocation density ⁇ is preferably 2.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 1 or less, more preferably 1.5 ⁇ 10 15 m ⁇ 1 or less.
  • the lower limit of the dislocation density ⁇ is generally 5.0 ⁇ 10 13 m ⁇ 1 or more.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing a steel sheet according to the present invention.
  • 1A is a schematic perspective view of a steel plate according to the present invention
  • FIG. 1B is a schematic side view of the steel plate according to the present invention.
  • L indicates the rolling direction
  • W indicates the width direction
  • D indicates the plate thickness direction
  • S1 indicates the surface of the steel plate
  • S2 indicates a cross section in the plate thickness direction D parallel to the rolling direction L.
  • the present inventors investigated the fatigue characteristics of various steel plates with different chemical composition and structure.
  • the structure in the longitudinal section parallel to the rolling direction that is, the section S2 in FIG. 1 in the surface layer near the steel sheet surface S1, for example, the surface layer at a depth of about 1 to 3 mm in the thickness direction from the steel sheet surface S1.
  • a thick steel plate having excellent fatigue characteristics can be obtained by controlling as follows.
  • the surface layer was set at a depth of about 1 to 3 mm from the surface of the steel sheet, since the scale layer was present on the surface of the steel sheet immediately after the production, depending on the production conditions, about 0.1 to 2 mm. This is for evaluating the surface layer of the steel plate itself.
  • Ferrite and upper bainite are structures in which movable dislocations are relatively less likely to be introduced at the time of formation of the structure than other structures. This suppresses a decrease in the fatigue limit ratio and improves the life until crack initiation. it can.
  • the metallographic structure in the surface layer includes at least one of ferrite and upper bainite in a fraction of 80 area% or more.
  • the fraction of at least one of ferrite and upper bainite is preferably 85 area% or more, more preferably 90 area% or more.
  • the upper limit of the fraction of at least one of ferrite and upper bainite may be 100 area%, but is generally 98 area% or less.
  • the average length in the plate thickness direction of the crystal grain (hereinafter, “ (Sometimes referred to as “effective crystal grain size”) was set to 10.0 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size of at least one crystal grain of ferrite and upper bainite is preferably 6 ⁇ m or less, more preferably 5 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the effective crystal grain size of at least one crystal grain of ferrite and upper bainite is not limited, but generally exceeds 2 ⁇ m.
  • the upper bainite can be made finer in structure size than ferrite, but since it is accompanied by shear deformation at the time of transformation, movable dislocations are easily introduced. In particular, when a bainite transformation is performed at a low temperature, a lower bainite structure containing a large amount of mobile dislocations tends to be formed. In order to suppress the generation of the lower bainite structure, it is preferable to appropriately adjust the bainite transformation start temperature Bs. From such a viewpoint, the bainite transformation start temperature Bs calculated based on the formula (1) is preferably 640 ° C. or higher, and more preferably 660 ° C. or higher.
  • the remaining structure excluding ferrite and upper bainite on the surface layer needs to have an average equivalent circle diameter of 3.0 ⁇ m or less.
  • the reason why the remaining structure has an average equivalent circle diameter of 3.0 ⁇ m or less is that if the average size of the remaining structure exceeds 3.0 ⁇ m, other characteristics such as toughness may be greatly deteriorated.
  • a preferable upper limit of the average equivalent circle diameter of the remaining tissue is 2.5 ⁇ m or less, and more preferably 2.0 ⁇ m or less.
  • a preferable lower limit is approximately 0.5 ⁇ m or more.
  • the remaining structure excluding ferrite and upper bainite on the surface layer is basically martensite, island-like martensite (MA), pearlite, and pseudo-pearlite.
  • island-like martensite generated in the cooling process after rolling, etc. causes expansion transformation in the generation process, which introduces movable dislocations in the matrix and causes a decrease in the life until crack initiation. Become. Therefore, it is preferable that the island-like martensite in the remaining structure of the surface layer is 5% or less in terms of area ratio.
  • the area ratio of island-like martensite is better as it is smaller, but is more preferably 3% or less, and even more preferably 1% or less. Most preferably, it is 0%.
  • the chemical composition of the steel sheet that improves the fatigue characteristics will be described.
  • a fine ferrite structure or an upper bainite structure is ensured by appropriately adding alloy elements such as C, Mn, and Nb, and at the same time, fatigue cracks are generated by appropriately adjusting the addition amount of Si and Cu. Therefore, it is possible to realize a thick steel plate having excellent fatigue characteristics by suppressing the formation of dislocation cells. From such a viewpoint, each component is adjusted as follows.
  • C 0.02 to 0.10% by mass C is an important element for ensuring the strength of the steel sheet. Therefore, the C amount is determined to be 0.02% by mass or more.
  • the amount of C is preferably 0.03% by mass or more, and more preferably 0.04% by mass or more.
  • the C amount is determined to be 0.10% by mass or less.
  • the amount of C is preferably 0.08% by mass or less, and more preferably 0.06% by mass or less.
  • Mn 1.0 to 2.0% by mass Mn is an important element for ensuring hardenability in order to obtain a fine structure.
  • the amount of Mn needs to be 1.0 mass% or more.
  • the amount of Mn is preferably 1.2% by mass or more, more preferably 1.4% by mass or more.
  • the amount of Mn needs to be 2.0 mass% or less.
  • the amount of Mn is preferably 1.8% by mass or less, more preferably 1.6% by mass or less.
  • Nb more than 0% by mass and 0.05% by mass or less
  • Nb is an element effective for improving hardenability and refining the structure.
  • the Nb content is preferably 0.01% by mass or more. More preferably, it is 0.02 mass% or more.
  • the Nb amount needs to be 0.05% by mass or less. Preferably it is 0.04 mass% or less, More preferably, it is 0.03 mass% or less.
  • Ti More than 0% by mass, 0.05% by mass or less Ti is useful for improving the hardenability and at the same time forming TiN to make the structure of the heat-affected zone fine during welding and to suppress the decrease in toughness. Element. For this reason, it is preferable to contain Ti 0.01 mass% or more. More preferably, it is 0.02 mass% or more. However, when the amount of Ti is excessive, coarse TiN is generated, which may deteriorate characteristics such as toughness. Therefore, the Ti amount needs to be 0.05% by mass or less. Preferably it is 0.04 mass% or less, More preferably, it is 0.03 mass% or less.
  • Al 0.01 to 0.06% by mass
  • Al is an element useful for deoxidation, and the deoxidation effect is not exhibited unless the content is less than 0.01% by mass.
  • it is 0.02 mass% or more, More preferably, it is 0.03 mass% or more.
  • the Al amount needs to be 0.06% by mass or less.
  • it is 0.05 mass% or less, More preferably, it is 0.04 mass% or less.
  • Si 0.1 to 0.6 mass% and Cu: 0.1 to 0.6 mass%
  • Si is a large amount of solid solution strengthening and is necessary to ensure the strength of the base material
  • the Si amount needs to be 0.1% by mass or more.
  • the amount of Si is preferably 0.2% by mass or more, more preferably 0.3% by mass or more.
  • the amount of Si needs to be 0.6% by mass or less.
  • it is 0.55 mass% or less, More preferably, it is 0.5 mass% or less.
  • Cu is an element effective in suppressing cell formation by suppressing cross slip of dislocations, and the Cu content needs to be 0.1% by mass or more in order to effectively exhibit this action.
  • the amount of Cu is preferably 0.2% by mass or more, more preferably 0.3% by mass or more.
  • the amount of Cu needs to be 0.6% by mass or less.
  • it is 0.55 mass% or less, More preferably, it is 0.5 mass% or less.
  • Si and Cu can exhibit a common action in terms of suppressing dislocation cell formation. From such a viewpoint, each of them may be contained alone or in combination. Further, the effect of suppressing dislocation cell formation by Si and Cu can be effectively exhibited when the total of [Si] + [Cu] becomes 0.3 mass% or more. Preferably, it is 0.4 mass% or more. In addition, the preferable upper limit of [Si] + [Cu] is the sum of the respective preferable upper limits.
  • the basic components in the thick steel plate of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed that unavoidable impurities brought into the steel, such as P, S, and N, depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like are contained in the steel. In the thick steel plate of the present invention, it is also effective to positively contain the following elements, and the properties of the thick steel plate are further improved according to the type of the contained element.
  • Ni more than 0% by mass and 0.6% by mass or less Ni has the effect of improving hardenability and making the structure finer, and at the same time, suppressing the cracking during hot working that is likely to occur due to the addition of Cu. is there.
  • Ni is preferably contained in an amount of 0.1% by mass or more. More preferably, it is 0.2 mass% or more. However, if Ni is excessively contained, the hardenability becomes excessive, and the dislocation density ⁇ becomes excessive, so that desired fatigue characteristics cannot be obtained. Therefore, the amount of Ni is preferably 0.6% by mass or less. More preferably, it is 0.5 mass% or less, More preferably, it is 0.4 mass% or less.
  • the ratio of Ni amount [Ni] and Cu amount [Cu] is preferably less than 1.2, more preferably 1.1 or less.
  • the lower limit of this ratio ([Ni] / [Cu]) is approximately 0.5 or more.
  • V more than 0% by mass, 0.5% by mass or less
  • Cr more than 0% by mass, 1.0% by mass or less
  • Mo more than 0% by mass, 0.5% by mass or less
  • V, Cr, and Mo are elements that have the effect of improving the hardenability of the steel sheet, and are effective in refining the structure.
  • V 0.01% by mass or more
  • Cr 0.1% by mass or more
  • Mo 0.01% by mass or more alone, or two or more types should be contained. Is preferred. However, if these elements are contained excessively, the hardenability becomes excessive, the dislocation density ⁇ becomes excessive, and desired fatigue characteristics cannot be obtained.
  • the respective amounts be V: 0.5% by mass or less, Cr: 1.0% by mass or less, and Mo: 0.5% by mass or less. More preferably, they are V: 0.4 mass% or less, Cr: 0.8 mass% or less, Mo: 0.4 mass% or less.
  • B More than 0% by mass and 0.005% by mass or less B is an element that improves hardenability, and particularly an element that suppresses the formation of a coarse ferrite structure and easily generates a fine upper bainite structure. .
  • the B content is preferably set to 0.0005 mass% or more. More preferably, it is 0.001 mass% or more. However, if the amount of B is excessive, the hardenability becomes excessive and the dislocation density ⁇ is excessively high, so that the desired fatigue characteristics cannot be obtained. More preferably, it is 0.004 mass% or less.
  • the plate thickness of the thick steel plate according to the present invention is not particularly limited, but when the plate thickness is small, the contribution to the improvement of the crack growth life is reduced. From such a viewpoint, the plate thickness is preferably 6 mm or more, and more preferably 10 mm or more.
  • the steel plate of the present invention satisfies the above-mentioned requirements, and its manufacturing method is not particularly limited.
  • the steel plate series manufacturing process in which hot rolling is performed after melting and casting the steel, fatigue characteristics are obtained.
  • the steel slab having the above-mentioned chemical composition for example, a slab is used, the heating temperature before hot rolling, the cumulative reduction ratio in the entire hot rolling process, and the finish rolling finish temperature. It is preferable to control the average cooling rate and cooling stop temperature from a lower temperature to 600 ° C. of either the finish rolling end temperature or 800 ° C. as follows.
  • Heating temperature before hot rolling 1000-1200 ° C
  • Cumulative rolling reduction in all hot rolling processes 70% or more
  • Finishing rolling finish temperature Ar 3 transformation point to Ar 3 transformation point + 150 ° C
  • the average cooling rate from the lower temperature to 600 ° C 15 ° C / second or less
  • Cooling stop temperature 500 ° C or more
  • the steel slab It is preferable to heat the steel slab to a temperature range of 1000 to 1200 ° C. before hot rolling. More preferably, it is 1050 degreeC or more. It is preferable to heat to a temperature range of 1000 ° C. or higher so that the cumulative reduction ratio during hot rolling can be 70% or more, which will be described later, while preventing coarsening of the crystal grains. However, if the heating temperature becomes too high and exceeds 1200 ° C., the tissue size cannot be reduced even if sufficient reduction is applied, so it is preferable that the heating temperature is 1200 ° C. or less. More preferably, it is 1150 degrees C or less.
  • the cumulative reduction ratio in the all hot rolling process is 70% or more. More preferably, it is 75% or more. In order to reduce the structure size, particularly the effective crystal grain size, it is necessary to apply sufficient reduction in the non-recrystallization temperature range.
  • the finish rolling end temperature is in the range of Ar 3 transformation point to Ar 3 transformation point + 150 ° C. It is preferable.
  • the finish rolling end temperature is more preferably in the range of Ar 3 transformation point + 20 ° C. or higher and Ar 3 transformation point + 100 ° C. or lower.
  • t 0 is the rolling start thickness of the steel slab when the temperature at a position 3 mm from the surface is in the rolling temperature range (unit: mm)
  • t 1 is the temperature at a position 3 mm from the surface in the rolling temperature range.
  • the finished thickness of the steel slab (unit: mm) and t 2 indicate the thickness of the steel slab before rolling, for example, the slab.
  • Ar 3 transformation point employs a value obtained by equation (5).
  • Ar 3 transformation point 910-230 ⁇ [C] + 25 ⁇ [Si] ⁇ 74 ⁇ [Mn] ⁇ 56 ⁇ [Cu] ⁇ 16 ⁇ [Ni] ⁇ 9 ⁇ [Cr] ⁇ 5 ⁇ [Mo] ⁇ 1620 ⁇ [Nb] (5)
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] and [Nb] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and The content of Nb in mass% is shown.
  • the hot rolling After the hot rolling is finished, it is preferable to cool from the finish rolling finish temperature or 800 ° C. to a lower temperature to at least 600 ° C. at an average cooling rate of 15 ° C./second or less. If the average cooling rate at this time exceeds 15 ° C./second, the structure transformation is substantially completed at a low temperature unless isothermal holding or the like is performed, so that dislocations are excessively introduced and desired fatigue characteristics are obtained. Absent.
  • the average cooling rate is more preferably 10 ° C./second or less.
  • the stop temperature at the above average cooling rate, that is, the cooling stop temperature to 500 ° C. or more, generation of a coarse ferrite structure can be suppressed, and a fine ferrite or upper bainite structure can be secured.
  • the cooling stop temperature is lower than 500 ° C., the transformation is completed at a low temperature, so that dislocations are excessively introduced and the desired fatigue characteristics may not be obtained.
  • the temperature range for cooling at the average cooling rate is from 800 ° C. to 600 ° C. when the finish rolling finish temperature is higher than 800 ° C., and from the finish rolling finish temperature to 600 ° C. when the finish rolling finish temperature is lower than 800 ° C. Up to °C.
  • the lower limit of the average cooling rate is preferably 3.0 ° C./second or more from the viewpoint of controlling the structure inside the steel sheet described later.
  • the present inventors in addition to the structure control in Embodiment 1, as shown in FIG.
  • the position of the thickness t / 4 was selected in order to evaluate at an average position within the thickness.
  • the longitudinal section parallel to the rolling direction at the position t / 4 of the sheet thickness is basically a line area, but when actually observing the structure, an area having a certain spread around that position is used. It will be observed (see Examples below).
  • the metal structure at the t / 4 position of the steel sheet contains upper bainite in a fraction of 80% by area, the effective crystal grain size of the upper bainite crystal grains is 10.0 ⁇ m or less, and the remainder excluding the upper bainite
  • the average equivalent circle diameter of the tissue is preferably 3.0 ⁇ m or less.
  • the upper bainite structure is a structure in which fine crystal grain boundaries can be uniformly dispersed in the structure, thereby suppressing the progress of cracks.
  • the metal structure at the t / 4 position of the steel sheet contains 80 bai% or more of upper bainite in a fraction.
  • the upper bainite fraction inside the steel plate is more preferably 85 area% or more, and still more preferably 90 area% or more.
  • the upper limit of the upper bainite fraction inside the steel sheet may be 100 area%, but is generally 98 area% or less.
  • the crystal grain size of the upper bainite at the position t / 4 of the steel plate affects the fatigue crack growth characteristics, and when it becomes coarse, the crack growth cannot be sufficiently suppressed. Therefore, the average length in the plate thickness direction of the crystal grains, that is, the effective crystal grain size, is 10 when the region surrounded by the large-angle grain boundaries where the orientation difference between adjacent upper bainite crystals is 15 ° or more is used. It is preferably 0.0 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size is more preferably 8 ⁇ m or less, and even more preferably 7 ⁇ m or less.
  • the remaining structure other than the upper bainite is preferably 3.0 ⁇ m or less in terms of the average equivalent circle diameter.
  • the reason why the average equivalent circle diameter of the remaining structure is set to 3.0 ⁇ m or less is that when it exceeds 3.0 ⁇ m, other characteristics such as toughness may be greatly deteriorated.
  • the remaining structure basically includes martensite and MA as in the case of the surface layer, and these hard remaining structures can reduce the crack growth rate.
  • a preferable lower limit is approximately 0.5 ⁇ m or more.
  • KAM Karl Average Misorientation
  • GAM Garnier Average Misorientation
  • FIG. 4 shows a conceptual diagram of grain boundaries, KAM, and GAM.
  • the hexagons in FIG. 4 indicate EBSP measurement points, and the outer periphery of the region indicated by the thick line in FIG. 4A is a large-angle grain boundary of 15 ° or more, and the region surrounded by the outer periphery is a crystal grain.
  • the average value of the orientation difference in this single crystal grain is KAM
  • FIG. 4 (b) schematically shows how to obtain KAM.
  • KAM can be calculated by the following formula.
  • GAM is an average value of KAM in one crystal grain
  • FIG. 4 (c) schematically shows how to obtain GAM.
  • m 9
  • GAM of KAM in the same grain 0.64.
  • GAM can be calculated by the following formula.
  • the crystal grains having a large misorientation in the crystal grains and the crystal grains having a small misorientation in the crystal grains are present in a moderately dispersed manner in the structure, crack propagation is suppressed.
  • the upper limit of the area ratio may be 80% or less.
  • upper bainite is composed of bainitic ferrite having a large misorientation and granular bay having a small misorientation.
  • nittic ferrite it is not limited to this.
  • the element in the formula (2) is an element having a weak carbide-forming ability.
  • any transformation curves of ferrite, bainitic ferrite, and granular bainitic ferrite are increased to a long time side. shift. That is, if the cooling rate is the same and the value of equation (2) is large, bainitic ferrite and granular bainitic ferrite are likely to be generated.
  • the element in the formula (3) is an element having a strong carbide-forming ability, and when the value of the formula (3) increases, only the transformation curves of ferrite and granular bainitic ferrite shift to the long time side.
  • the transformation curve of bainitic ferrite hardly changes. That is, when the value of the equation (3) is increased, bainitic ferrite having a large orientation difference is relatively easily generated as compared with granular bainitic ferrite.
  • the ratio can be controlled after a mixed structure of bainitic ferrite and granular bainitic ferrite.
  • the values of the formulas (2) and (3) may be appropriately adjusted in consideration of the ratio of crystal grains exceeding 1 ° in the GAM value, and are not particularly limited. It is preferable that the calculated value is 40 or more and the value calculated by the expression (3) is 2 or less.
  • the value of formula (2) is more preferably 45 or more, and still more preferably 50 or more.
  • the value of formula (3) is more preferably 1.5 or less, and still more preferably 1.0 or less.
  • the upper limit of the value of formula (2) or the lower limit of the value of formula (3) is inevitably determined by the content range of each element.
  • the conditions for controlling the structure form in the surface layer are satisfied, and the cumulative reduction ratio during hot rolling and the reduction ratio in the non-recrystallization temperature range are as follows: It is preferable to control as described above. Cumulative rolling reduction ratio of all hot rolling processes: 80% or more Rolling ratio in non-recrystallization temperature range: less than 85% From either the finish rolling finish temperature or 800 ° C, from the lower temperature to at least 600 ° C Average cooling rate: 3.0 ° C / second or more
  • the rolling reduction is preferably 80% or more. If this cumulative rolling reduction is insufficient, even if the surface layer structure becomes fine, the structure inside the steel sheet does not become sufficiently fine, and the crack growth rate does not sufficiently decrease. More preferably, it is 85% or more.
  • the average cooling rate after hot rolling that is, the finish rolling end temperature or the temperature of either 800 ° C. is lower.
  • the average cooling rate from the temperature of at least 600 ° C. is preferably 3.0 ° C./second or more. More preferably, it is 5 ° C./second or more.
  • the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range is less than 85%. More preferably, it is 80% or less.
  • Example 1 After steels having chemical composition compositions of steel types A to W shown in Table 1 were melted and cast according to a normal melting method, rolling conditions No. 1 shown in Table 2 were obtained. Hot rolling was performed under various conditions a to l to obtain a steel plate having a thickness of 20 mm.
  • Table 1 the column indicated by “ ⁇ ” indicates no addition, and [Si] + [Cu] indicates the total content of Si and Cu.
  • the Ar 3 transformation point shown in Table 1 is a value obtained by the above formula (5).
  • the “total hot rolling process cumulative reduction ratio” is the cumulative reduction ratio in the total hot rolling process.
  • the structure of the steel sheet For each steel sheet, the structure of the steel sheet, the effective crystal grain size, the size of the remaining structure as the second phase, the tensile strength, the fatigue characteristics, and the dislocation density ⁇ were measured according to the following procedures. In any measurement, the test piece was sampled so that the position at a depth of 3 mm from the steel sheet surface was the evaluation position.
  • the metal structure was fractionated by an image analysis process using image analysis software “Image Pro Plus ver. 4.0”. The values of the three visual fields were averaged to obtain the area ratio of each metal structure. Note that the observation area was photographed with a visual field of 166 ⁇ m in the plate thickness direction and 222.74 ⁇ m in the rolling direction centered at a position 3 mm deep from the surface of the steel plate.
  • the measurement conditions at this time are: measurement area: 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m, measurement step: 0.5 ⁇ m interval, and measurement points whose confidence index (Confidence Index) indicating the reliability of the measurement direction is smaller than 0.1 are analyzed. Excluded. With respect to the crystal grain boundaries thus obtained, the cutting lengths at 100 locations in the plate thickness direction were measured, and the average value was taken as the effective crystal grain size. However, an effective crystal grain size of 2.0 ⁇ m or less was judged as measurement noise and excluded. The observation region was a region having a width of 3 mm from the surface of the steel plate and having a spread of 100 ⁇ m on both sides in the plate thickness direction.
  • the size of the remaining structure other than ferrite and upper bainite was cut out from the sample so that a plane parallel to the rolling direction of the steel sheet at a depth of 3 mm from the steel sheet surface and perpendicular to the steel sheet surface was exposed, and this was # 150. Polishing was performed using up to # 1000 wet emery paper, followed by mirror polishing using a diamond abrasive as an abrasive. This mirror surface test piece was etched with a 2% nitric acid-ethanol solution, that is, a nital solution, and then observed with an observation area of 3.71 ⁇ 10 ⁇ 2 mm 2 and an observation magnification of 400 times.
  • the observation region at this time was a region having a spread of 100 ⁇ m on both sides in the plate thickness direction centered at a position 3 mm deep from the steel plate surface.
  • the image was subjected to image analysis processing using the image analysis software, the area per crystal grain of the remaining tissue was calculated, and the equivalent circle diameter of the crystal grains of the remaining tissue was obtained from the calculated area.
  • the average value of the three fields of view was averaged to obtain the equivalent circle diameter.
  • MA in the remaining tissue was prepared by adding A solution (3 g picric acid + 100 ml ethanol solution), B solution (1 g sodium disulfite + 100 ml distilled water solution), and ethanol to the mirror surface test piece subjected to the above mirror polishing (A Liquid: B liquid: Ethanol)
  • a Liquid: B liquid: Ethanol After etching using a repeller corrosive liquid mixed at a ratio of (5: 6: 1), the observation area was 3.71 ⁇ 10 ⁇ 2 mm 2 and the observation magnification was 400 times.
  • the white-corroded phase was subjected to image analysis processing using the above-described image analysis software as MA, and after the metal structure was separated, the values of these five fields of view were averaged to obtain the area ratio of MA.
  • the fatigue characteristics were obtained by cutting a 4 mm thick steel plate from a position where the depth from the surface of each steel plate was 2 to 6 mm and producing a test piece as shown in FIG.
  • the surface of the test piece was polished to # 1200 with emery paper to remove the influence of the surface condition.
  • the fatigue test was performed on condition of the following using the electrohydraulic servo type fatigue tester by an Instron company.
  • Fatigue properties are affected by the tensile strength TS.
  • the fatigue limit ratio of 5 million times was determined, and the fatigue limit ratio of 5 million times exceeded 0.51.
  • the 5 million times fatigue limit ratio is a value obtained by dividing the 5 million times fatigue limit by the tensile strength TS, and the 5 million times fatigue limit was determined as follows. In each test piece, a fatigue test was performed with a stress amplitude at which the value obtained by dividing the stress amplitude ⁇ a by the tensile strength TS ( ⁇ a / TS) was 0.51, and the presence or absence of fracture when reaching 5 million times was examined.
  • the strain ⁇ is a value calculated by applying the Hall method and based on the equations (7) and (8).
  • ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9 / D + 2 ⁇ sin ⁇ / ⁇ (7)
  • ⁇ 2 ⁇ m 2 ⁇ s 2
  • ⁇ is the true half width (unit: rad)
  • ⁇ is the Bragg angle (unit: °)
  • ⁇ is the incident X-ray wavelength (unit: nm)
  • D is the crystal size (unit: nm)
  • ⁇ m is the measured half width
  • ⁇ s is the half width (equipment constant) of the unstrained sample.
  • ⁇ is calculated from ⁇ m and ⁇ s by the above equation (8), this value is substituted into the above equation (7), and ⁇ cos ⁇ / ⁇ sin ⁇ / ⁇ is plotted, and (110), (211) And three points of (220) were fitted by the method of least squares. Then, the strain ⁇ was calculated from the inclination (2 ⁇ ) of the fitting straight line, and was substituted into Equation (6) to calculate the dislocation density ⁇ .
  • Table 3 shows the structure of the steel sheet, the effective crystal grain size, the size of the remaining structure, the tensile strength TS, the fatigue characteristics, and the dislocation density ⁇ .
  • test no. Nos. 18 to 34 are examples in which any of the requirements defined in the present invention is not met, and all of them resulted in poor fatigue characteristics.
  • test no. 18 is an example using a steel plate of steel type K with a small amount of C, and a predetermined tensile strength TS has not been achieved. Therefore, properties other than the organization are not evaluated.
  • Test No. 19 is an example using a steel sheet of steel type L with an excessive amount of C, and the tensile strength TS is too high. Therefore, properties other than the organization are not evaluated.
  • Test No. No. 20 is an example using a steel sheet of steel type M that deviates from the requirement that “the total content of Si and Cu is 0.3% or more”, the dislocation celling suppression was not exhibited, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. No. 21 is an example in which a steel sheet of steel type N having an excessive amount of Si was used. The size of the remaining structure was increased, and the fatigue characteristics were deteriorated.
  • Test No. No. 22 is an example using a steel sheet of steel type O having an excessive amount of Mn.
  • the tensile strength TS was increased, the dislocation density ⁇ was increased, and the fatigue characteristics were deteriorated.
  • Test No. No. 23 is an example using a steel sheet P of steel type P with a low Mn content.
  • the predetermined tensile strength TS was not achieved, the effective crystal grain size became too large, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. No. 24 is an example in which a steel sheet of steel type Q having an excessive amount of Cu was used, and the dislocation density ⁇ was excessive, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. 25 is an example using a steel sheet of steel type R with an excessive amount of Ni, and the requirement of [Ni] / [Cu] ⁇ 1.2 is also deviated, the dislocation density ⁇ becomes excessive, and the fatigue characteristics deteriorate. did.
  • Test No. No. 26 is an example using a steel sheet of steel type S with an excessive amount of Cr.
  • the dislocation density ⁇ was excessive, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. No. 27 is an example using a steel sheet of steel type T with an excessive amount of Mo.
  • the dislocation density ⁇ was excessive, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. No. 28 is an example using a steel sheet of steel type U with an excessive amount of V.
  • the dislocation density ⁇ was excessive, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. No. 29 is an example using a steel sheet of steel type V having a bainite transformation start temperature Bs lower than 640 ° C., and the dislocation density ⁇ became excessive, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. 30 is a rolling condition No. 30 with a high heating temperature of hot rolling. In this example, the effective crystal grain size became too large, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. No. 31 is a rolling condition No. 31 with a low cumulative rolling reduction during hot rolling. In this example, the effective crystal grain size becomes too large, and the fatigue characteristics are deteriorated.
  • Test No. No. 32 is a rolling condition No. having a low finish rolling end temperature. In this example, the dislocation density ⁇ was excessive and the fatigue characteristics were deteriorated.
  • Test No. No. 33 is a rolling condition no. In this example, the dislocation density ⁇ was excessive and the fatigue characteristics were deteriorated.
  • Test No. 34 is a rolling condition No. 34 having a low cooling stop temperature. In this example, the dislocation density ⁇ was excessive and the fatigue characteristics were deteriorated.
  • Example 2 Test No. shown in Table 3
  • the inside of the steel plate that is, the fraction of the upper bainite at the position of t / 4 where the plate thickness is t, the effective crystal grain size, and the size of the remaining structure as the second phase were carried out. Evaluation was carried out in the same manner as in Example 1.
  • the method of collecting the test piece is the same as described above except that the position is equivalent to t / 4 of the plate thickness t.
  • the ratio of the crystal grain in which GAM becomes 1 degree or more and the crack growth rate were measured by the following method.
  • the ratio of crystal grains with a GAM of 1 ° or more was measured by SEM-EBSP.
  • an EBSP apparatus (trade name: “OIM”) manufactured by TEX SEM Laboratories is used in combination with SEM, and a region surrounded by a large-angle grain boundary in which the orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more is defined as a crystal grain. As a result, the crystal grain size was measured.
  • Measurement conditions at this time are centered on the t / 4 position of the steel sheet, a region having a spread of 100 ⁇ m on both sides in the plate thickness direction is a measurement region of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m, a measurement step: an interval of 0.5 ⁇ m, and a measurement orientation Measurement points having a confidence index CI (Confidence Index) indicating reliability of less than 0.1 were excluded from the analysis target.
  • the average value GAM in the crystal grain of KAM which is the orientation difference between each measurement point and the adjacent point, was measured, and the crystal grain having a GAM of 1 ° or more was obtained.
  • This crystal grain means a crystal grain into which high strain is introduced. This measurement was performed for each steel type with three fields of view, and the average value of the area fraction at which the GAM was 1 ° or more was calculated.
  • test no. 1 to 6, 10, 11, 13, and 15 satisfy the preferable requirements in the steel sheet because the chemical composition and production conditions of the steel are appropriately controlled, and the crack growth rate is 4.0 ⁇ 10. -5 mm / cycle or less, and it was confirmed that it had further excellent fatigue crack growth characteristics.

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Abstract

　所定の化学成分組成を満足すると共に、表層での金属組織がフェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方を、分率で８０面積％以上含み、前記フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の結晶粒の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織の結晶粒の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、Ｘ線回折で測定したときの転位密度ρの値が２．５×１０15ｍ－１以下である。これによって、疲労特性に優れた厚鋼板を提供する。

Description

厚鋼板
　本発明は、厚鋼板に関する。詳細には、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、引張強度が４９０ＭＰａ以上、６５０ＭＰａ未満で疲労特性に優れた厚鋼板に関する。
　船舶、建築物、橋梁および建築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、応力集中が生じにくい形状に変更したり、高強度鋼板を使用するなどの工夫を施すことによって疲労破壊を防止してきた。しかしながら、このような構造では、工数の追加やより高価な鋼板の使用により製造コストの上昇を招く。そのため、鋼板自体の疲労特性自体を向上させる技術が必要とされている。通常鋼板の疲労強度、特に疲労限度は、引張強度に比例することが知られていることから、疲労限度を引張強度で除した疲労限度比が高い鋼板は疲労特性が優れる鋼板であるといえる。
　これまで疲労特性の向上には数多くの研究が行なわれ、例えば非特許文献１では、疲労強度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至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と考えられる。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と考えられる。
　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、その硬度差をビッカース硬さで１５０以上に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。
　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何ら考慮されていない。
　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い。また特許文献３は薄鋼板を対象にしたものであるため、靱性など大型構造物に必要な他の特性を満たすことについては何ら考慮されていない。
阿部ら、「鉄と鋼」　第７０年（１９８４）第１０号　１４５９－１４６６頁
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、その主な目的は、疲労特性に優れた厚鋼板を提供することにある。
　本発明の他の目的は、以下の詳細な説明の記述により明らかになるであろう。
　上記課題を解決し得た本発明の厚鋼板は、Ｃ：０．０２～０．１０質量％、Ｍｎ：１．０～２．０質量％、Ｎｂ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．０６質量％を夫々含有すると共に、Ｓｉ：０．１～０．６質量％およびＣｕ：０．１～０．６質量％から選択される１種以上を含有し、ＳｉとＣｕを合計で０．３質量％以上含み、残部が鉄および不可避的不純物の厚鋼板であって、
　表層での金属組織がフェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方を、分率で８０面積％以上含み、
　前記フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の結晶粒の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、
　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織の結晶粒の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、
　Ｘ線回折で測定したときの転位密度ρの値が２．５×１０15ｍ－１以下である、
ことを特徴とする。
　尚、上記「平均円相当径」とは、組織を同一面積の円に換算したときの直径、即ち「円相当径」の平均値を意味する。
　前記残部組織中の島状マルテンサイトの割合は、分率で５面積％以下であることが好ましい。
　本発明の厚鋼板においては、化学成分組成が、下記（ａ）～（ｃ）の少なくともいずれかの要件を満足することが好ましく、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。
（ａ）更に、Ｎｉ：０質量％超、０．６質量％以下を含有し、Ｎｉ量［Ｎｉ］と前記Ｃｕ量［Ｃｕ］との比である［Ｎｉ］／［Ｃｕ］が１．２未満である。
（ｂ）更に、Ｖ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、１．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超、０．５質量％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。
（ｃ）更に、Ｂ：０質量％超、０．００５質量％以下を含有する。
　本発明の厚鋼板では、化学成分組成から下記式（１）に基づいて計算されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが６４０℃以上であることも好ましい。
　Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］　　　　　　　　…（１）
　但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
　上記課題を解決し得た本発明の他の厚鋼板は、
　Ｃ：０．０２～０．１０質量％、Ｍｎ：１．０～２．０質量％、Ｎｂ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．０６質量％を夫々含有すると共に、Ｓｉ：０．１～０．６質量％およびＣｕ：０．１～０．６質量％から選択される１種以上を含有し、ＳｉとＣｕを合計で０．３質量％以上含み、更に、Ｂ：０質量％超、０．００５質量％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の厚鋼板であって、
　表層での金属組織がフェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方を、分率で８０面積％以上含み、
　前記フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の結晶粒の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、
　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織の結晶粒の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、
　Ｘ線回折で測定したときの転位密度ρの値が２．５×１０15ｍ－１以下であり、
　且つ、
　板厚をｔとしたとき、表面から板厚方向に沿って板厚ｔのｔ／４位置における、圧延方向に平行な縦断面での金属組織が、上部ベイナイトを分率で８０面積％以上含み、
　前記上部ベイナイトの結晶粒の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、
　上部ベイナイトを除いた残部組織の結晶粒の平均円相当径が３．０μｍ以下である、
ことを特徴とする。
　この厚鋼板においても、前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織中の島状マルテンサイトの割合が、分率で５面積％以下であることが好ましい。
　この厚鋼板においては、化学成分組成が、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかの要件を満足することが好ましく、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。
（ａ）更に、Ｎｉ：０質量％超、０．６質量％以下を含有し、Ｎｉ量［Ｎｉ］と前記Ｃｕ量［Ｃｕ］との比である［Ｎｉ］／［Ｃｕ］が１．２未満である。
（ｂ）更に、Ｖ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、１．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超、０．５質量％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。
　この厚鋼板においても、化学成分組成から下記式（１）に基づいて計算されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが６４０℃以上であることが好ましい。
　Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］　　　　　　　　　…（１）
　但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
　表面から板厚方向に沿って板厚ｔのｔ／４位置における、圧延方向な平行な縦断面での金属組織が上記要件を満足する場合には、前記ｔ／４位置における金属組織において、ＥＢＳＰ法（ＥＢＳＰ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｐａｔｔｅｒｎ：電子後方散乱解析像法）により観察した１の結晶粒内におけるＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）が１°以上の結晶粒を、分率で２０面積％以上８０面積％以下含むことが好ましい。
　前記ｔ／４位置における金属組織において、ＥＢＳＰ法により観察した一つの結晶粒内におけるＧＡＭが１°以上の結晶粒を、分率で２０面積％以上８０面積％以下含む場合には、下記式（２）および式（３）の関係を満足することが好ましい。
３５×［Ｓｉ］+１８×［Ｍｎ］＋１７×［Ｎｉ］＋１６×［Ｃｕ］≧４０…（２）
２１×｛［Ｔｉ］－３．４［Ｎ］｝+１９×［Ｃｒ］＋１１×｛［Ｎｂ］－７．７［Ｃ］｝＋１０×［Ｍｏ］≦２　　　　　　　　　…（３）
　但し、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、ＣおよびＭｏの含有量（質量％）を示し、｛［Ｔｉ］－３．４［Ｎ］｝、｛［Ｎｂ］－７．７［Ｃ］｝が負となるときは、「０」として計算する。
　本明細書において開示される発明によって得られる効果を簡単に説明すれば、以下の通りである。即ち本発明によれば、疲労特性に優れた厚鋼板を実現することができる。
図１は、本発明に係る鋼板を示す概略説明図である。 図２は、疲労特性の測定に用いた試験片を示す概略説明図である。 図３は、亀裂進展速度の測定に用いたコンパクト試験片を示す概略説明図である。 図４は、結晶粒界、ＫＡＭおよびＧＡＭの概念図である。
　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、応力水準を下げて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、疲労限度付近では、亀裂発生までの前段寿命の割合が多くなる傾向があるので、前段寿命を長くすることが有効であると考えられる。
　本発明者らは、前段寿命を長くするための要件について、様々な角度から検討した。その結果、化学成分組成を適切に制御すると共に、主体となる組織の分率、組織の結晶粒の有効結晶粒径、主体となる組織を除いた残部組織の平均円相当径、Ｘ線回折で測定したときの転位密度ρの値、等を適切に制御した厚鋼板では、前段寿命を長くすることができ、その結果として疲労破壊に至るまでの全寿命を長くすることができることを見出し、本発明を完成した。
　（実施の形態１）
　本発明の実施の形態１について説明する。本発明者らは、まず種々の厚鋼板について、添加元素と疲労強度の関係を調査した。その結果、ＳｉおよびＣｕの添加により疲労強度が顕著に向上することが明らかになった。一般的に疲労亀裂は繰り返し応力により運動する可動転位が交差すべり等により非可逆的運動となることに起因して発生する。この際、転位はセル構造を形成することが知られているが、ＳｉおよびＣｕを合計で０．３質量％以上となるように添加することで、このセル構造の形成が抑制されることが明らかとなった。
　詳細観察の結果、これらの元素は析出物を形成しておらず、また鋼板中に存在する炭化物等にも顕著に固溶していないため、マトリックス中に固溶して存在していると考えられる。即ち、これらの元素が十分にマトリックス中へ固溶状態で存在すると、転位の非可逆的運動が抑制されることで亀裂発生前の疲労寿命が改善されると考えられる。この転位セル化抑制効果は、ＭｎやＣｒなど他の添加元素では顕著には生じず、むしろ変態点を低下させて転位密度の高い下部ベイナイトを生成させ、静的強度の向上に比べ疲労強度は向上させないことが分かった。
　また、種々の厚鋼板について圧延条件を変えて製造し、その機械的特性と疲労強度の関係を調査した。その結果、鋼板を低温まで急冷させたり、Ａｒ3変態点以下で圧下を加えたりする等によって、鋼板中の転位密度を増加させると、降伏応力や引張強度等の静的強度は向上するが、静的強度に比して疲労強度はあまり向上しないため、疲労限度比を低下させることが明らかになった。
　これは、鋼板製造時に導入された可動転位は転位強化因子として静的強度の向上に寄与するが、繰り返し変形中、すなわち疲労試験中に繰り返し軟化が生じるため、疲労強度への寄与は小さくなるためと考えられる。特にＸ線回折（ＸＲＤ：Ｘ－ｒａｙ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により求められる転位密度ρの値が２．５×１０15ｍ－１を上回ると、転位強化による静的強度の向上が顕著となり、疲労限度比が低下する傾向を示す。転位密度ρは、好ましくは２．０×１０15ｍ－１以下であり、より好ましくは１．５×１０15ｍ－１以下である。尚、転位密度ρの下限は、概ね５．０×１０13ｍ－１以上である。
　図１は、本発明に係る鋼板を示す概略説明図である。このうち図１（ａ）は、本発明に係る鋼板の概略斜視図であり、図１（ｂ）は、本発明に係る鋼板の概略側面図である。図１中、Ｌは圧延方向、Ｗは幅方向、Ｄは板厚方向を示しており、Ｓ１は鋼板の表面を、Ｓ２は圧延方向Ｌに平行な板厚方向Ｄの断面を示している。
　本発明者らは、化学成分組成および組織形態を変えた種々の鋼板について疲労特性を調査した。その結果、鋼板表面Ｓ１付近の表層、例えば鋼板表面Ｓ１から板厚方向に深さ１～３ｍｍ程度の位置の表層における、圧延方向に平行な縦断面（即ち、図１の断面Ｓ２）での組織を次のように制御することで、優れた疲労特性の厚鋼板が得られることを見出した。尚、表層として鋼板表面から、深さ１～３ｍｍ程度の位置としたのは、製造直後の鋼板表面には、製造条件によって、スケール層が０．１～２ｍｍ程度存在するので、これを除いた鋼板自体の表層を評価するためである。
　フェライトおよび上部ベイナイトは、他の組織と比べて、組織形成時に相対的に可動転位が導入されにくい組織であり、これによって疲労限度比の低下を抑制し、亀裂発生までの寿命を向上することができる。これらの効果を発揮するには、表層での金属組織を、フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方を、分率で８０面積％以上含む必要がある。フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の分率は、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。フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の分率の上限は１００面積％であってもよいが、概ね９８面積％以下である。
　表層でのフェライトおよび上部ベイナイトの結晶粒は、粗大となると結晶粒への応力集中が起こり、亀裂が発生しやすくなる。また、亀裂が発生した後において、亀裂先端が粒に衝突すると、亀裂は停留し、迂回をすることで、亀裂の進展は抑制されるのであるが、結晶粒が粗大であると、相対的に亀裂の衝突回数が減るため、表層における疲労亀裂の進展を十分に抑制することはできないことが想定される。こうしたことから、隣り合うフェライトまたは上部ベイナイトの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときに、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１０．０μｍ以下とした。
　フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の結晶粒の有効結晶粒径は、好ましくは６μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下である。フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の結晶粒の有効結晶粒径の下限については、限定するものではないが、概ね２μｍ超である。
　上部ベイナイトはフェライトに比べて組織サイズを微細にすることができるが、変態時にせん断変形を伴うため、可動転位が導入されやすい。特に、低温でベイナイト変態させると可動転位を多量に含む下部ベイナイト組織となりやすい。下部ベイナイト組織の発生を抑制するため、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを適切に調節することが好ましい。こうした観点から、上記（１）式に基づいて計算されるベイナイト変態開始温度Ｂｓは６４０℃以上であることが好ましく、より好ましくは６６０℃以上である。
　表層でのフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織は、平均円相当径で３．０μｍ以下とする必要がある。残部組織を平均円相当径で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。残部組織の平均円相当径の好ましい上限は２．５μｍ以下であり、より好ましくは２．０μｍ以下である。好ましい下限は、概ね０．５μｍ以上である。表層でのフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織は、基本的にマルテンサイト、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｃｏｎｔｉｔｕｅｎｔ：ＭＡ）、パーライト、擬似パーライトとなる。
　このうち、圧延後の冷却過程などにおいて生成される島状マルテンサイトは、その生成過程において膨張変態を生じることで、母相中に可動転位を導入し、亀裂発生までの寿命を低下させる原因となる。そのため、表層の残部組織中の島状マルテンサイトは面積率で５％以下とすることが好ましい。島状マルテンサイトの面積率は少ないほどよいが、より好ましくは３％以下であり、更に好ましくは１％以下である。最も好ましくは０％である。
　次に、本発明において、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、Ｎｂ等の合金元素を適宜添加することで微細なフェライト組織または上部ベイナイト組織を確保し、同時にＳｉやＣｕの添加量を適宜調整することで疲労亀裂発生のもととなる転位のセル化を抑制し、優れた疲労特性を有する厚鋼板が実現できる。こうした観点から、各成分は次のように調整される。
　Ｃ：０．０２～０．１０質量％
　Ｃは、鋼板の強度を確保するために重要な元素である。そのため、Ｃ量は０．０２質量％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．０３質量％以上であり、より好ましくは０．０４質量％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると、高強度となり過ぎて所望の引張強度が得られないだけでなく、加速冷却を用いる場合には焼入れ性が過剰となり、転位密度ρが大きくなるため疲労特性が低下する。そこでＣ量は０．１０質量％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．０８質量％以下であり、より好ましくは０．０６質量％以下である。
　Ｍｎ：１．０～２．０質量％
　Ｍｎは、微細な組織を得るために焼入れ性を確保するうえ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には、Ｍｎ量は１．０質量％以上とする必要がある。Ｍｎ量は好ましくは１．２質量％以上であり、より好ましくは１．４質量％以上である。しかしＭｎ量が過剰になると、焼入れ性が過剰となり転位密度ρが増加し、十分な疲労特性が得られない。そのため、Ｍｎ量は２．０質量％以下とする必要がある。Ｍｎ量は好ましくは１．８質量％以下であり、より好ましくは１．６質量％以下である。
　Ｎｂ：０質量％超、０．０５質量％以下
　Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、組織を微細化させるために有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、Ｎｂ量は０．０１質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２質量％以上である。しかしながら、Ｎｂ量が過剰になると焼入れ性が過剰になり、所望の疲労特性が得られない。そのため、Ｎｂ量は０．０５質量％以下とする必要がある。好ましくは０．０４質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。
　Ｔｉ：０質量％超、０．０５質量％以下
　Ｔｉは、焼入れ性を向上させると同時にＴｉＮを形成することで溶接時の熱影響部の組織を微細とし、靱性の低下を抑制するなどに有用な元素である。このため、Ｔｉは０．０１質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２質量％以上である。しかしながら、Ｔｉ量が過剰になると、粗大なＴｉＮが生じることで靱性などの特性を低下させる恐れがある。そのため、Ｔｉ量は０．０５質量％以下とする必要がある。好ましくは０．０４質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。
　Ａｌ：０．０１～０．０６質量％
　Ａｌは脱酸のために有用な元素であり、０．０１質量％に満たないと脱酸効果が発揮されない。好ましくは０．０２質量％以上であり、より好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると焼入れ性が過剰となり、転位密度ρが増加することで所望する疲労特性が得られない。そのため、Ａｌ量は０．０６質量％以下とする必要がある。好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０４質量％以下である。
　Ｓｉ：０．１～０．６質量％およびＣｕ：０．１～０．６質量％から選択される１種以上
　Ｓｉは、固溶強化量が大きく母材の強度を確保するために必要な元素であると同時に、転位の運動を抑制させることでセル化抑制に有効な元素である。この作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ量は０．１質量％以上とする必要がある。Ｓｉ量は好ましくは０．２質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になると残部組織が粗大かつ過剰に生じるため、靱性等他の特性を低下させる恐れがある。そのため、Ｓｉ量は０．６質量％以下とする必要がある。好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５質量％以下である。
　Ｃｕは、転位の交差すべりを抑制させることでセル化抑制に有効な元素であり、この作用を有効に発揮させるためにはＣｕ量は０．１質量％以上とする必要がある。Ｃｕ量は好ましくは０．２質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上である。しかし、Ｃｕ量が過剰となると焼入れ性が過剰となるだけでなく、熱間加工時に割れなどが生じやすくなるため、Ｃｕ量は０．６質量％以下とする必要がある。好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５質量％以下である。
　尚、ＳｉとＣｕは、転位のセル化抑制という面で共通の作用を発揮できるものであり、こうした観点から、夫々単独または両者を併用して含有させても良い。またＳｉおよびＣｕによる転位セル化抑制効果は、それらの合計である［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］が０．３質量％以上となったときに有効に発揮できる。好ましくは、０．４質量％以上である。尚、［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］の好ましい上限は、夫々の好ましい上限の合計となる。
　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、Ｎ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。
　Ｎｉ：０質量％超、０．６質量％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を向上させ、組織を微細にする効果があると同時に、Ｃｕ添加により生じやすくなる熱間加工時の割れを抑制する効果がある。このような効果を発揮させるためには、Ｎｉは０．１質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．２質量％以上である。しかし、Ｎｉを過剰に含有させると焼入れ性が過剰となり、転位密度ρが過大となることで所望とする疲労特性が得られない。そのため、Ｎｉ量は０．６質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５質量％以下、更に好ましくは０．４質量％以下である。
　尚、Ｎｉ量［Ｎｉ］がＣｕ量［Ｃｕ］に対してあまり多くなると、Ｃｕによる転位のセル化抑制効果が得られ難くなるため、Ｎｉ量［Ｎｉ］とＣｕ量［Ｃｕ］の比（［Ｎｉ］／［Ｃｕ］）は１．２未満とすることが好ましく、より好ましくは１．１以下である。この比（［Ｎｉ］／［Ｃｕ］）の下限は概ね０．５以上である。
　Ｖ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、１．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超、０．５質量％以下よりなる群から選択される１種以上
　Ｖ、ＣｒおよびＭｏは、鋼板の焼入れ性を向上させる効果のある元素であり、組織を微細化させることに有効である。このような作用を発揮させるためには、Ｖ：０．０１質量％以上、Ｃｒ：０．１質量％以上、Ｍｏ：０．０１質量％以上のいずれか単独、または２種以上を含有させことが好ましい。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると焼入れ性が過剰となり、転位密度ρが過大となって所望の疲労特性が得られない。そこで、夫々の量をＶ：０．５質量％以下、Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｍｏ：０．５質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｖ：０．４質量％以下、Ｃｒ：０．８質量％以下、Ｍｏ：０．４質量％以下である。
　Ｂ：０質量％超、０．００５質量％以下
　Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、特に粗大なフェライト組織の生成を抑制して、微細な上部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量を０．０００５質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１質量％以上である。しかし、Ｂ量が過剰になると焼入れ性が過剰となり、転位密度ρが過大となって所望の疲労特性が得られないため、０．００５質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００４質量％以下である。
　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へ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。
　本発明の厚鋼板は、上記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上記組織形態を得るためには、上記の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、全熱間圧延工程での累積圧下率、仕上げ圧延終了温度、仕上げ圧延終了温度または８００℃のいずれかの温度のうち、より低温の温度から６００℃での平均冷却速度、冷却停止温度を以下のように制御することが好ましい。
　熱間圧延前の加熱温度：１０００～１２００℃
　全熱間圧延工程での累積圧下率：７０％以上
　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ3変態点～Ａｒ3変態点＋１５０℃
　仕上げ圧延終了温度または８００℃のいずれかの温度のうち、より低温の温度から６００℃での平均冷却速度：１５℃／秒以下
　冷却停止温度：５００℃以上
　熱間圧延前には、鋼片を１０００～１２００℃の温度範囲に加熱することが好ましい。より好ましくは１０５０℃以上である。結晶粒の粗大化を防止しつつ、熱間圧延時の累積圧下率を後述する７０％以上が確保できるように、１０００℃以上の温度範囲に加熱することが好ましい。しかしながら、加熱温度が高くなり過ぎて１２００℃を超えると、十分な圧下を加えても組織サイズを小さくできないので、１２００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは１１５０℃以下である。
　全熱間圧延工程での累積圧下率は７０％以上とすることが好ましい。より好ましくは７５％以上である。組織サイズ、特に有効結晶粒径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。
　また、所望とする微細な組織を確保しつつ、圧延による組織中への過剰な転位の導入を抑制するために、仕上げ圧延終了温度はＡｒ3変態点～Ａｒ3変態点＋１５０℃の範囲で行なうことが好ましい。仕上げ圧延終了温度は、より好ましくはＡｒ3変態点＋２０℃以上、Ａｒ3変態点＋１００℃以下の範囲である。
　尚、「累積圧下率」は、式（４）から計算される値である。
　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（単位：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（単位：ｍｍ）、ｔ2は圧延前の鋼片、例えばスラブの厚みを、夫々示す。
　上記Ａｒ3変態点は、式（５）によって求められる値を採用したものである。
　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の質量％での含有量を示す。
　熱間圧延終了後は、仕上げ圧延終了温度または８００℃のいずれかの温度のうち、より低温の温度から少なくとも６００℃までを１５℃／秒以下の平均冷却速度で冷却を行なうことが好ましい。このときの平均冷却速度が１５℃／秒を超えると、等温保持などを施さない限りは実質的に低温で組織変態が完了するため、過剰に転位が導入され、所望とする疲労特性が得られない。平均冷却速度は、より好ましくは１０℃／秒以下である。
　上記平均冷却速度での停止温度、即ち冷却停止温度を５００℃以上とすることで、粗大なフェライト組織の発生を抑制し、微細なフェライトあるいは上部ベイナイト組織を確保することができる。冷却停止温度が５００℃を下回ると、低温で変態が完了するため過剰に転位が導入され、所望とする疲労特性が得られない恐れがある。
　上記平均冷却速度で冷却する温度範囲は、仕上げ圧延終了温度が８００℃よりも高いときには、８００℃から６００℃までとなり、仕上げ圧延終了温度が８００℃よりも低いときには、その仕上げ圧延終了温度から６００℃までとなる。また上記平均冷却速度の下限は、後述する鋼板内部の組織制御という観点からして３．０℃／秒以上であることが好ましい。
　（実施の形態２）
　次に、本発明の実施の形態２について説明する。大型構造物に用いられる鋼板においては、亀裂進展速度の低下、即ち亀裂進展特性の向上もまた求められている。それは、万が一疲労亀裂が発生した場合でも、亀裂進展速度が遅ければ、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。
　本発明者らは、種々の厚鋼板について亀裂進展試験と組織観察を行なった結果、実施の形態１での組織制御に加えて、図１（ｂ）に示すように、板厚をｔとしたとき、表面から板厚方向に沿って板厚ｔのｔ／４の位置を選び、圧延方向に平行な縦断面での組織形態を次のように制御することで、疲労特性と共に、亀裂進展特性にも優れた鋼板が得られることを見出した。ここで、板厚ｔ／４の位置を選択したのは、板厚内部の平均的な位置での評価をするためである。また、板厚のｔ／４の位置における、圧延方向に平行な縦断面は、基本的に線上の領域となるが、実際の組織観察をするときには、その位置を中心として一定の広がりの領域を観察することになる（後記実施例参照）。
　即ち、鋼板のｔ／４の位置における金属組織が、上部ベイナイトを分率で８０面積％以上含み、前記上部ベイナイトの結晶粒の有効結晶粒径を１０．０μｍ以下とし、上部ベイナイトを除いた残部組織の平均円相当径を３．０μｍ以下とすることが好ましい。尚、鋼板内部の金属組織を上部ベイナイト主体とするためには、Ｂを含有することが必要である。
　上部ベイナイト組織は、微細な結晶粒界を組織内に均一に分散できる組織であり、これにより亀裂の進展を抑制することができる。この効果を発揮するには、鋼板のｔ／４の位置における金属組織が、上部ベイナイトを、分率で８０面積％以上含むものことが好ましい。鋼板内部の上部ベイナイト分率は、より好ましくは８５面積％以上、更に好ましくは９０面積％以上である。鋼板内部の上部ベイナイト分率の上限は１００面積％であってもよいが、概ね９８面積％以下である。
　鋼板のｔ／４の位置における上部ベイナイトの結晶粒の大きさは、疲労亀裂の進展特性に影響を及ぼし、粗大化すると亀裂の進展を十分に抑制することができない。よって、隣り合う上部ベイナイトの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときの、結晶粒の板厚方向の平均長さ、すなわち有効結晶粒径は１０．０μｍ以下であることが好ましい。尚、粒径は小さいほど亀裂進展特性は向上するため、粒径の下限は特に規定しない。有効結晶粒径は、より好ましくは８μｍ以下であり、更に好ましくは７μｍ以下である。
　上部ベイナイト以外の残部組織を平均円相当径で３．０μｍ以下とすることが好ましい。残部組織の平均円相当径を３．０μｍ以下としたのは、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からである。残部組織は、表層と同様に基本的にマルテンサイト、ＭＡを含むものであり、これらの硬質の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。好ましい下限は、概ね０．５μｍ以上である。
　更に、本発明者らは、鋼板のｔ／４の位置での結晶粒において、各測定点と隣接点との方位差であるＫＡＭ（Ｋａｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）と、その結晶粒内の平均値ＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）に着目した。
　図４に、結晶粒界、ＫＡＭおよびＧＡＭの概念図を示す。図４中の六角形はＥＢＳＰの測定点を示しており、図４（ａ）において太線で示された領域の外周は１５°以上の大角粒界であり、当該外周に囲まれる領域を結晶粒とする。
　この一つの結晶粒内における方位差の平均値がＫＡＭであり、図４（ｂ）は、ＫＡＭの求め方を模式的に示している。例えば、１の測定点は３つの測定点と同一粒内で接しているためｎ＝３であり、測定点間の方位差ａ（四角内の数字）の平均値ＫＡＭは０．５となる。尚、ＫＡＭは下記の式で計算できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　またＧＡＭは一つの結晶粒内におけるＫＡＭの平均値であり、図４（ｃ）はＧＡＭの求め方を模式的に示している。図４（ｃ）では、測定点が９つあるためｍ＝９であり、同一粒内におけるＫＡＭの平均値ＧＡＭは０．６４となる。尚、ＧＡＭは下記の式で計算できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　結晶粒内の方位差の大きい結晶粒と、結晶粒内の方位差の小さい結晶粒が、組織内に適度に分散して存在すると、亀裂進展は抑制される。亀裂進展抑制の効果を発揮するには、ＧＡＭの値で１°を上回る結晶粒が、面積率で組織全体の２０％以上存在していることが好ましい。より好ましくは３０％以上であり、更に好ましくは４０％以上である。一方で、結晶方位差の大きい結晶粒が過剰に増加すると、方位差の異なる結晶粒を混在させて亀裂進展を抑制させる効果が弱くなるため、上記面積率の上限は８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは７０％以下であり、更に好ましくは６０％以下である。
　鋼板内部におけるＧＡＭの値で１°を上回る結晶粒の割合を本発明で規定する範囲内とするには、例えば、上部ベイナイトを、方位差の大きいベイニティックフェライトと、方位差の小さいグラニュラーベイニティックフェライトの混合組織とすることが好ましいが、これに限定されるものではない。
　尚、ベイニティックフェライトと、グラニュラーベイニティックフェライトの混合組織を得るためには、本発明で規定する化学成分組成とすること、および製法を後述のように制御することに加えて、以下の式（２）および式（３）の値を制御することが好ましい。
３５×［Ｓｉ］+１８×［Ｍｎ］＋１７×［Ｎｉ］＋１６×［Ｃｕ］≧４０…（２）
２１×｛［Ｔｉ］－３．４［Ｎ］｝+１９×［Ｃｒ］＋１１×｛［Ｎｂ］－７．７［Ｃ］｝＋１０×［Ｍｏ］≦２　　　　　　　　　　…（３）
　但し、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、ＣおよびＭｏの含有量（質量％）を示し、｛［Ｔｉ］－３．４［Ｎ］｝、｛［Ｎｂ］－７．７［Ｃ］｝が負となるときは、「０」として計算する。
　式（２）中の元素は、炭化物生成能の弱い元素であり、式（２）の値が大きくなると、フェライト、ベイニティックフェライト、グラニュラーベイニティックフェライトのいずれの変態曲線も長時間側へシフトする。即ち、冷却速度が同じで、式（２）の値が大きければ、ベイニティックフェライトおよびグラニュラーベイニティックフェライトが生成しやすくなる。
　一方で、式（３）中の元素は、炭化物生成能の強い元素であり、式（３）の値が大きくなると、フェライト、およびグラニュラーベイニティックフェライトの変態曲線のみが長時間側へシフトし、ベイニティックフェライトの変態曲線はほとんど変化しない。即ち、式（３）の値が大きくなれば、方位差の大きいベイニティックフェライトがグラニュラーベイニティックフェライトと比較して相対的に生成しやすくなる。
　式（２）と式（３）の値を制御することによって、ベイニティックフェライトと、グラニュラーベイニティックフェライトの混合組織としたうえで、その割合を制御することができる。
　式（２）および式（３）の値については、ＧＡＭの値で１°を上回る結晶粒の割合を考慮して適宜調整すればよく、特に限定されないが、上記のように式（２）で計算される値を４０以上、式（３）で計算される値を２以下とすることが好ましい。式（２）の値は、より好ましくは４５以上であり、更に好ましくは５０以上である。式（３）の値は、より好ましくは１．５以下であり、更に好ましくは１．０以下である。式（２）の値の上限または式（３）の値の下限については、各元素の含有量範囲によって、必然的に決定される。
　このような組織形態を確保するためには、表層での組織形態を制御するための条件を満足させると共に、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：８５％未満
仕上げ圧延終了温度または８００℃のいずれかの温度のうち、より低温の温度から少なくとも６００℃までの平均冷却速度：３．０℃／秒以上
　鋼板内部における上部ベイナイトの有効結晶粒径を１０．０μｍ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鋼板内部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ｔ／４の位置において、上部ベイナイト分率を８０面積％以上確保するためには、熱間圧延後の平均冷却速度、即ち仕上げ圧延終了温度または８００℃のいずれかの温度のうち、より低温の温度から少なくとも６００℃までの平均冷却速度を３．０℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは５℃／秒以上である。
　また未再結晶温度域での圧下率が大きくなり過ぎると、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、上部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、鋼板内部において上部ベイナイト分率を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８５％未満することが好ましい。より好ましくは８０％以下である。
　本願は、２０１４年５月２２日に出願された日本国特許出願第２０１４－１０６３０７号および２０１５年４月２０日に出願された日本国特許出願第２０１５－０８６０４７号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１４年５月２２日に出願された日本国特許出願第２０１４－１０６３０７号および２０１５年４月２０日に出願された日本国特許出願第２０１５－０８６０４７号の明細書の全内容は、本願の参考のため援用される。
　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、前記、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
　表１に示す鋼種Ａ～Ｗの化学成分組成の鋼を、通常の溶製法に従って溶製し鋳造した後、表２に示す圧延条件Ｎｏ．ａ～ｌの各種条件にて熱間圧延を行ない、厚さ２０ｍｍの鋼板を得た。尚、表１において、「－」で示した欄は無添加であることを示し、［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］はＳｉとＣｕの合計含有量を示す。また表１に示したＡｒ3変態点は、前記式（５）によって求められた値である。表２において、「全熱間圧延工程累積圧下率」とは、全熱間圧延工程での累積圧下率である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　各鋼板について、以下の要領にしたがって鋼板の組織、有効結晶粒径、第２相となる残部組織のサイズ、引張強度、疲労特性、転位密度ρを測定した。尚、いずれの測定においても、試験片は鋼板表面から深さ３ｍｍの位置が評価位置となるように採取した。
　（鋼板の表層での金属組織）
　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、即ちナイタール溶液でエッチングした後、観察面積：３．７１×１０-2ｍｍ2、観察倍率４００倍で３視野観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト“Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により、金属組織の分別を行った。この３視野の値を平均してそれぞれの金属組織の面積率とした。尚、観察領域は、鋼板表面から深さ３ｍｍ位置を中心とし、板厚方向に１６６μｍ、圧延方向に２２２．７４μｍの視野で撮影した。
　（表層でのフェライトおよび上部ベイナイトの有効結晶粒径）
　鋼板表面から深さ３ｍｍ位置の鋼板の圧延方向に平行な縦断面において、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：走査型電子顕微鏡）－ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｐａｔｔｅｒｎ：電子後方散乱解析像法）によってフェライトおよび上部ベイナイトの有効結晶粒径を測定した。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、隣り合う結晶粒の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒として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。観察領域は、鋼板表面から深さ３ｍｍ位置を中心とし、板厚方向両側に１００μｍの広がりのある領域とした。
　（残部組織のサイズ）
　フェライトおよび上部ベイナイト以外の残部組織のサイズは、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、即ちナイタール溶液でエッチングした後、観察面積：３．７１×１０-2ｍｍ2、観察倍率４００倍で観察した。このときの観察領域は、鋼板表面から深さ３ｍｍ位置を中心とし、板厚方向両側に１００μｍの広がりのある領域とした。その画像を、上記画像解析ソフトを用いて画像解析処理し、残部組織の結晶粒１個あたりの面積を算出し、算出した面積から、残部組織の結晶粒の円相当直径を求めた。尚、本実施例では、３視野の平均値を平均して、円相当直径とした。
　残部組織中のＭＡは、上記の鏡面研磨仕上げを行った鏡面試験片に対して、Ａ液（ピクリン酸３ｇ＋エタノール１００ｍｌ溶液）とＢ液（二亜硫酸ナトリウム１ｇ＋蒸留水１００ｍｌ溶液）とエタノールを（Ａ液：Ｂ液：エタノール）＝（５：６：１）の比率で混合したレペラー腐食液を用いてエッチングした後、観察面積：３．７１×１０-2ｍｍ2、観察倍率４００倍で観察し、白色に腐食された相をＭＡとして上記の画像解析ソフトを用いて画像解析処理し、金属組織の分別を行ったうえで、この５視野の値を平均してＭＡの面積率を求めた。
　（引張強度）
　各鋼板の表面からの深さが２～６ｍｍとなる位置から、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なうことによって、引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定した。
　（疲労特性）
　疲労特性は、各鋼板の表面からの深さが２～６ｍｍとなる位置から、４ｍｍ厚の鋼板を切り出し、図２に示すような試験片を作製して行なった。尚、試験片表面はエメリー紙にて＃１２００まで研磨を行なって、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なった。
　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ＴＳ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５００万回疲労限度を引張強度ＴＳで除した値であり、５００万回疲労限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で除した値（σa／ＴＳ）が０．５１となる応力振幅で疲労試験を行ない、５００万回到達時における破断の有無を調べた。
　（転位密度ρ）
　転位密度ρはＸ回折測定を行ない、得られたα－Ｆｅの半価幅より算出した。以下に、測定条件および測定原理を説明する。分析装置はＸ線回折装置「ＲＡＤ－ＲＵ３００」（商品名：理学電機株式会社製）を用い、ターゲットにはＣｏ乾球を用いた。得られたＸ線回折測定結果より、ピークフィッティングによりピーク半価幅を算出し、転位密度ρを計算した。転位密度ρは式（６）より求めた。
　ρ（ｍ-１）＝－１４．４ε2／ｂ2　　　　　　　　　…（６）
　但し、εは歪みを、ｂはバーガースべクトル（＝０．２５×１０-9ｍ）を夫々示す。
　上記歪みεは、Ｈａｌｌ法を適用し、式（７）式および式（８）に基づいて計算された値である。
　βｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２εｓｉｎθ／λ　　　　　　…（７）
　β2＝βｍ 2－βｓ 2　　　　　　　　　…（８）
　尚、βは真の半価幅（単位：ｒａｄ）、θはブラッグ角（単位：°）、λは入射Ｘ線波長（単位：ｎｍ）、Ｄは結晶の大きさ（単位：ｎｍ）、βｍは実測した半価幅、βsは無歪試料における半価幅（装置定数）である。また、上記式（８）により、βｍとβsからβを計算し、この値を上記式（７）に代入してβｃｏｓθ／λ－ｓｉｎθ／λをプロットし、（１１０）、（２１１）および（２２０）の３点を最小自乗法でフィッティングした。そして、フィッティング直線の傾き（２ε）から歪みεを算出し、式（６）に代入して転位密度ρを計算した。
　鋼板の組織、有効結晶粒径、残部組織のサイズ、引張強度ＴＳ、疲労特性、転位密度ρを、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　これらの結果から、次のように考察できる。即ち、試験Ｎｏ．１～１７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、本発明で規定する表層での要件を満足しており、優れた疲労特性を発揮している。
　一方、試験Ｎｏ．１８～３４は、本発明で規定する要件のいずれかが外れる例であり、いずれも疲労特性が劣る結果となった。このうち試験Ｎｏ．１８は、Ｃ量が少ない鋼種Ｋの鋼板を用いた例であり、所定の引張強度ＴＳが達成されなったものである。従って、組織以外の特性は評価していない。試験Ｎｏ．１９は、Ｃ量が過剰な鋼種Ｌの鋼板を用いた例であり、引張強度ＴＳが高くなり過ぎたものである。従って、組織以外の特性は評価していない。
　試験Ｎｏ．２０は、「ＳｉとＣｕの合計含有量が０．３％以上」という要件を外れる鋼種Ｍの鋼板を用いた例であり、転位のセル化抑制が発揮されず、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．２１は、Ｓｉ量が過剰な鋼種Ｎの鋼板を用いた例であり、残部組織のサイズが大きくなり、疲労特性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量が過剰な鋼種Ｏの鋼板を用いた例であり、引張強度ＴＳが高くなると共に、転位密度ρが大きくなり、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．２３は、Ｍｎ含有量が少ない鋼種Ｐの鋼板を用いた例であり、所定の引張強度ＴＳが達成されず、また有効結晶粒径が大きくなり過ぎ、疲労特性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２４は、Ｃｕ量が過剰な鋼種Ｑの鋼板を用いた例であり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．２５は、Ｎｉ量が過剰な鋼種Ｒの鋼板を用いた例であり、また［Ｎｉ］／［Ｃｕ］＜１．２の要件も外れるものであり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２６は、Ｃｒ量が過剰な鋼種Ｓの鋼板を用いた例であり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．２７は、Ｍｏ量が過剰な鋼種Ｔの鋼板を用いた例であり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２８は、Ｖ量が過剰な鋼種Ｕの鋼板を用いた例であり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．２９は、ベイナイト変態開始温度Ｂｓが６４０℃よりも低い鋼種Ｖの鋼板を用いた例であり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。
　試験Ｎｏ．３０は、熱間圧延の加熱温度が高い圧延条件Ｎｏ．ｇで得られた例であり、有効結晶粒径が大きくなり過ぎ、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．３１は、熱間圧延時の累積圧下率が低い圧延条件Ｎｏ．ｈで得られた例であり、有効結晶粒径が大きくなり過ぎ、疲労特性が劣化した。
　試験Ｎｏ．３２は、仕上げ圧延終了温度が低い圧延条件Ｎｏ．ｉで得られた例であり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．３３は、６００℃までの平均冷却速度が速い圧延条件Ｎｏ．ｊで得られた例であり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。試験Ｎｏ．３４は、冷却停止温度が低い圧延条件Ｎｏ．ｋで得られた例であり、転位密度ρが過大となり、疲労特性が劣化した。
　（実施例２）
　表３に示した試験Ｎｏ．１～１７の各鋼板について、鋼板内部、即ち板厚をｔとしたときのｔ／４の位置での上部ベイナイトの分率、有効結晶粒径、第２相となる残部組織のサイズについて、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ｔのｔ／４に相当する位置とする以外は、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、ＧＡＭが１°以上となる結晶粒の割合および亀裂進展速度を測定した。
　（ＧＡＭが１°以上となる結晶粒の割合の測定）
　鋼板のｔ／４位置において、ＳＥＭ－ＥＢＳＰによって、ＧＡＭが１°以上となる結晶粒の割合の測定を行った。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、隣り合う結晶粒の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒として結晶粒径を測定した。このときの測定条件は、鋼板のｔ／４位置を中心とし、板厚方向両側に１００μｍの広がりのある領域を、２００μｍ×２００μｍの測定領域とし、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ＣＩ（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。各測定点と隣接点との方位差であるＫＡＭの結晶粒内の平均値ＧＡＭを測定し、ＧＡＭが１°以上となる結晶粒とした。この結晶粒は、高ひずみが導入された結晶粒を意味する。この測定を各鋼種３視野の測定を行い、ＧＡＭが１°以上となる面積分率の平均値を計算した。
　（亀裂進展速度の測定）
　ＡＳＴＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｆｏｒ　Ｔｅｓｔｉｎｇ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）　Ｅ６４７に従って、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、鋼板のｔ／４の位置から採取し、図３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、式（９）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・ｍ1/2）での値を代表値として評価した。ΔＫ＝２０（ＭＰａ・ｍ1/2）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）p　　　　　…（９）
　但し、式（９）中、ａ：亀裂長さ（単位：ｍｍ）、ｎ：繰り返し数（単位：ｃｙｃｌｅ）、Ｃ，ｐ：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、表４に示す。尚、表４の「判定」の欄には、亀裂進展速度が５．０×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下となるもの疲労亀裂進展特性が優れると判断し、「Ａ」で示した。また、亀裂進展速度が４．０×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下となるものを疲労亀裂進展特性が更に優れていると判断し、「ＡＡ」で示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　これらの結果から、次のように考察できる。即ち、試験Ｎｏ．１～６、１０、１１、１３、１５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を満足しており、亀裂進展速度が４．０×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下となり、更に優れた疲労亀裂進展特性を有することを確認した。
 

Claims (16)

  1. 　Ｃ：０．０２～０．１０質量％、Ｍｎ：１．０～２．０質量％、Ｎｂ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．０６質量％を夫々含有すると共に、Ｓｉ：０．１～０．６質量％およびＣｕ：０．１～０．６質量％から選択される１種以上を含有し、ＳｉとＣｕを合計で０．３質量％以上含み、残部が鉄および不可避的不純物の厚鋼板であって、
    　表層での金属組織がフェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方を、分率で８０面積％以上含み、
    　前記フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の結晶粒の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、
    　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織の結晶粒の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、
    　Ｘ線回折で測定したときの転位密度ρの値が２．５×１０15ｍ－１以下である、
    ことを特徴とする厚鋼板。
  2. 　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織中の島状マルテンサイトの割合が、分率で５面積％以下である請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 　化学成分組成が、下記（ａ）～（ｃ）の少なくともいずれかの要件を満足する請求項１に記載の厚鋼板。
    （ａ）更に、Ｎｉ：０質量％超、０．６質量％以下を含有し、Ｎｉ量［Ｎｉ］と前記Ｃｕ量［Ｃｕ］との比である［Ｎｉ］／［Ｃｕ］が１．２未満である。
    （ｂ）更に、Ｖ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、１．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超、０．５質量％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。
    （ｃ）更に、Ｂ：０質量％超、０．００５質量％以下を含有する。
  4. 　前記残部組織中の島状マルテンサイトの割合が、分率で５面積％以下である請求項３に記載の厚鋼板。
  5. 　化学成分組成から下記式（１）に基づいて計算されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが６４０℃以上である請求項１～４のいずれかに記載の厚鋼板。
    　Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］　…（１）
    　但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
  6. 　Ｃ：０．０２～０．１０質量％、Ｍｎ：１．０～２．０質量％、Ｎｂ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．０６質量％を夫々含有すると共に、Ｓｉ：０．１～０．６質量％およびＣｕ：０．１～０．６質量％から選択される１種以上を含有し、ＳｉとＣｕを合計で０．３質量％以上含み、更に、Ｂ：０質量％超、０．００５質量％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の厚鋼板であって、
    　表層での金属組織がフェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方を、分率で８０面積％以上含み、
    　前記フェライトおよび上部ベイナイトの少なくとも一方の結晶粒の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、
    　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織の結晶粒の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、
    　Ｘ線回折で測定したときの転位密度ρの値が２．５×１０15ｍ－１以下であり、
    　且つ、
    　板厚をｔとしたとき、表面から板厚方向に沿って板厚ｔのｔ／４位置における、圧延方向に平行な縦断面での金属組織が、上部ベイナイトを分率で８０面積％以上含み、
    　前記上部ベイナイトの結晶粒の有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、
    　上部ベイナイトを除いた残部組織の結晶粒の平均円相当径が３．０μｍ以下である、
    ことを特徴とする厚鋼板。
  7. 　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織中の島状マルテンサイトの割合が、分率で５面積％以下である請求項６に記載の厚鋼板。
  8. 　化学成分組成が、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかの要件を満足する請求項６に記載の厚鋼板。
    （ａ）更に、Ｎｉ：０質量％超、０．６質量％以下を含有し、Ｎｉ量［Ｎｉ］と前記Ｃｕ量［Ｃｕ］との比である［Ｎｉ］／［Ｃｕ］が１．２未満である。
    （ｂ）更に、Ｖ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、１．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超、０．５質量％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。
  9. 　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織中の島状マルテンサイトの割合が、分率で５面積％以下である請求項８に記載の厚鋼板。
  10. 　前記ｔ／４位置における金属組織において、ＥＢＳＰ法により観察した一つの結晶粒内におけるＧＡＭが１°以上の結晶粒を、分率で２０面積％以上８０面積％以下含む請求項６に記載の厚鋼板。
  11. 　更に、下記式（２）および式（３）の関係を満足する請求項１０に記載の厚鋼板。
    ３５×［Ｓｉ］+１８×［Ｍｎ］＋１７×［Ｎｉ］＋１６×［Ｃｕ］≧４０…（２）
    ２１×｛［Ｔｉ］－３．４［Ｎ］｝+１９×［Ｃｒ］＋１１×｛［Ｎｂ］－７．７［Ｃ］｝＋１０×［Ｍｏ］≦２　　　　　…（３）
    　但し、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、ＣおよびＭｏの含有量（質量％）を示し、｛［Ｔｉ］－３．４［Ｎ］｝、｛［Ｎｂ］－７．７［Ｃ］｝が負となるときは、「０」として計算する。
  12. 　化学成分組成が、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかの要件を満足する請求項１０に記載の厚鋼板。
    （ａ）更に、Ｎｉ：０質量％超、０．６質量％以下を含有し、Ｎｉ量［Ｎｉ］と前記Ｃｕ量［Ｃｕ］との比である［Ｎｉ］／［Ｃｕ］が１．２未満である。
    （ｂ）更に、Ｖ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、１．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超、０．５質量％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。
  13. 　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織中の島状マルテンサイトの割合が、分率で５面積％以下である請求項１２に記載の厚鋼板。
  14. 　化学成分組成が、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかの要件を満足する請求項１１に記載の厚鋼板。
    （ａ）更に、Ｎｉ：０質量％超、０．６質量％以下を含有し、Ｎｉ量［Ｎｉ］と前記Ｃｕ量［Ｃｕ］との比である［Ｎｉ］／［Ｃｕ］が１．２未満である。
    （ｂ）更に、Ｖ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、１．０質量％以下およびＭｏ：０質量％超、０．５質量％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。
  15. 　前記表層での金属組織のうちフェライトおよび上部ベイナイトを除いた残部組織中の島状マルテンサイトの割合が、分率で５面積％以下である請求項１４に記載の厚鋼板。
  16. 　化学成分組成から下記式（１）に基づいて計算されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが６４０℃以上である請求項６～１５のいずれかに記載の厚鋼板。
    　Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］　　　　　　　　…（１）
    　但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
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