一种厚钢板的制作方法

本发明涉及一种厚钢板。详细而言，涉及主要作为船舶、建筑物、桥梁、建筑机械等的结构用材料使用、抗拉强度为490MPa以上且不足650MPa的疲劳特性优异的厚钢板。

背景技术：

在船舶、建筑物、桥梁和建筑机械等的大型结构物中，结构物的大型化得到推进，另一方面，从破损发生时损害大小出发，对于其结构构件要求更高的可靠性。大型结构物的破损原因，以往已知其大多是疲劳破坏，并开发出各种各样的耐疲劳破坏技术，但目前由于疲劳破坏而导致破损的事例仍然不少。

一般而言，在大型结构物容易发生疲劳损伤的部位，变更为不易产生应力集中的形状，或者通过在使用高强度钢板等方面下功夫来防止疲劳破坏。然而，在此种结构中，由于工数的追加或更高价的钢板的使用而招致制造成本的上升。因此，需要提高钢板本身的疲劳特性本身的技术。通常钢板的疲劳强度、尤其疲劳限度已知与抗拉强度成比例，因此疲劳限度除以抗拉强度得到的疲劳限度比高的钢板可以说是疲劳特性优异的钢板。

迄今为止，对疲劳特性的提高进行了大量的研究，例如在非专利文献1中显示出对疲劳强度赋予的各种影响因子的效果，利用固溶强化、析出强化、晶粒微细化及第2相强化来提高疲劳特性，但是在位错强化中伴随可动位错的增加，因此不易得到疲劳特性的提高。疲劳破坏的过程可以分为(1)直至反复施加载荷直至产生龟裂的过程和(2)产生的龟裂进展直至断裂为止的过程。在先前所示的疲劳特性的提高因素之中，认为上述(1)的过程中有效的是抑制位错的蓄积，认为固溶强化、析出强化、晶粒微细化等较为有效。另一方面，在上述(2)的过程中，有效的是妨碍龟裂的进展，因此认为晶粒微细化、第2相强化较为有效。

在专利文献1中提出以下内容：通过制成微细的铁素体和硬质马氏体的2相组织、并将其硬度差以维氏硬度计规定为150以上，从而抑制龟裂进展速度，提高龟裂发生后的疲劳寿命。

在专利文献2中提出了以下技术：通过使钢组织为微细的铁素体与贝氏体的混合组织，从而使龟裂进展速度降低。通过使用该技术，从而即便在疲劳破坏中也能够期待龟裂发生后的疲劳寿命的提高，但是对于直至发生龟裂为止的疲劳特性并无任何考虑。

在专利文献3中提出通过使铁素体组织中析出碳化物来提高疲劳强度。然而，并无有关龟裂发生后的疲劳特性的记载。另外，专利文献3由于以薄钢板作为对象，因此无需任何有关满足韧性等大型结构物所需其他特性的顾虑。

现有技术文献

非专利文献

非专利文献1:阿部等，“铁与钢”第70年(1984)第10号1459－1466页

专利文献

专利文献1：日本特开平10－60575号公报

专利文献2：日本特开2011－195944号公报

专利文献3：日本特开2009－84643号公报

技术实现要素：

发明要解决的课题

本发明鉴于如上所述的情况而完成的发明，其主要目的在于提供疲劳特性优异的厚钢板。

本发明的另一目的在于通过以下的详细说明的记述来明确。

用于解决课题的手段

可以解决上述课题的本发明的厚钢板，其特征在于，所述所述厚钢板分别含有C：0.02～0.10质量％、Mn：1.0～2.0质量％、Nb：超过0质量％且0.05质量％以下、Ti：超过0质量％且0.05质量％以下、Al：0.01～0.06质量％，并且含有选自Si：0.1～0.6质量％及Cu：0.1～0.6质量％中的1种以上，包含共计为0.3质量％以上的Si和Cu，余量为铁及不可避免的杂质，

在表层的金属组织包含以分率计为80面积％以上的铁素体及上部贝氏体中的至少一者，

上述铁素体及上部贝氏体中的至少一者的晶粒的有效晶粒直径为10.0μm以下，

在所述表层的金属组织中除铁素体及上部贝氏体外的剩余组织的晶粒的平均圆当量直径为3.0μm以下，

利用X射线衍射进行测定时的位错密度ρ的值为2.5×10¹⁵m^－1以下。

予以说明，上述“平均圆当量直径”是指将组织换算为同一面积的圆时的直径、即“圆当量直径”的平均值。

上述剩余组织中的岛状马氏体的比例优选以分率计为5面积％以下。

在本发明的厚钢板中，化学成分组成优选满足下述(a)～(c)中的至少任一要件，根据所含有的元素的种类，进一步改善厚钢板的特性。

(a)还含有Ni：超过0质量％且0.6质量％以下，Ni量[Ni]与所述Cu量[Cu]之比即[Ni]/[Cu]不足1.2，

(b)还含有选自V：超过0质量％且0.5质量％以下、Cr：超过0质量％且1.0质量％以下及Mo：超过0质量％且0.5质量％以下中的1种以上，

(c)还含有B：超过0质量％且0.005质量％以下。

在本发明的厚钢板中，由化学成分组成基于下述式(1)计算的贝氏体相变起始温度Bs也优选为640℃以上。

Bs(℃)＝830－270×[C]－90×[Mn]－37×[Ni]－70×[Cr]－83×[Mo]…(1)

其中，[C]、[Mn]、[Ni]、[Cr]及[Mo]分别表示C、Mn、Ni、Cr及Mo的质量％含量。

可以解决上述课题的本发明的其他的厚钢板，其特征在于

所述厚钢板分别含有C：0.02～0.10质量％、Mn：1.0～2.0质量％、Nb：超过0质量％且0.05质量％以下、Ti：超过0质量％且0.05质量％以下、Al：0.01～0.06质量％，并且含有选自Si：0.1～0.6质量％及Cu：0.1～0.6质量％中的1种以上，包含共计为0.3质量％以上的Si和Cu，还含有B：超过0质量％且0.005质量％以下，余量为铁及不可避免的杂质，

在表层的金属组织包含以分率计为80面积％以上的铁素体及上部贝氏体中的至少一者，

所述铁素体及上部贝氏体中的至少一者的晶粒的有效晶粒直径为10.0μm以下，

在所述表层的金属组织中除铁素体及上部贝氏体外的剩余组织的晶粒的平均圆当量直径为3.0μm以下，

利用X射线衍射进行测定时的位错密度ρ的值为2.5×10¹⁵m^－1以下，

且

在将板厚设为t时，从表面沿着板厚方向为板厚t的t/4位置的、与轧制方向平行的纵截面上的金属组织包含以分率计为80面积％以上的所述贝氏体，

所述上部贝氏体的晶粒的有效晶粒直径为10.0μm以下，

除上部贝氏体外的剩余组织的晶粒的平均圆当量直径为3.0μm以下。

在该厚钢板中，在上述表层的金属组织中除铁素体及上部贝氏体外的剩余组织中的岛状马氏体的比例以分率计也优选为5面积％以下。

在该厚钢板中，化学成分组成优选满足下述(a)、(b)中的至少任一要件，根据所含有的元素的种类，进一步改善厚钢板的特性。

(a)还含有Ni：超过0质量％且0.6质量％以下，Ni量[Ni]与所述Cu量[Cu]之比即[Ni]/[Cu]不足1.2，

(b)还含有选自V：超过0质量％且0.5质量％以下、Cr：超过0质量％且1.0质量％以下及Mo：超过0质量％且0.5质量％以下中的1种以上，

在该厚钢板中，由化学成分组成基于下述式(1)计算的贝氏体相变起始温度Bs也优选为640℃以上。

Bs(℃)＝830－270×[C]－90×[Mn]－37×[Ni]－70×[Cr]－83×[Mo]…(1)

其中，[C]、[Mn]、[Ni]、[Cr]及[Mo]分别表示C、Mn、Ni、Cr及Mo的质量％含量。

在从表面沿着板厚方向为板厚t的t/4位置的、轧制方向的平行的纵截面上的金属组织满足上述要件的情况下，上述t/4位置的金属组织中，利用EBSP法(EBSP：Electron Backscatter Pattern：电子背散射解析图像法)观察到的1个晶粒内的GAM(Grain Average Misorientation)优选包含以分率计为20面积％以上且80面积％以下的1°以上的晶粒。

上述t/4位置的金属组织中，利用EBSP法观察到的一个晶粒内的GAM包含以分率计为20面积％以上且80面积％以下的1°以上的晶粒的情况下，优选满足下述式(2)及式(3)的关系。

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)

其中，[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Ti]、[N]、[Cr]、[Nb]、[C]及[Mo]分别表示Si、Mn、Ni、Cu、Ti、N、Cr、Nb、C及Mo的含量(质量％)，在{[Ti]－3.4[N]}、{[Nb]－7.7[C]}为负时，按照“0”来进行计算。

发明效果

若简单说明利用本说明书中所公开的发明得到的效果，则如以下所示。即，根据本发明，可以实现疲劳特性优异的厚钢板。

附图说明

图1为表示本发明的钢板的概略说明图。

图2为表示用于测定疲劳特性的试验片的概略说明图。

图3为表示用于测定龟裂进展速度的小型试验片的概略说明图。

图4为晶界、KAM及GAM的示意图。

具体实施方式

本发明人等对于直至达到疲劳破坏为止的总体寿命、直至龟裂发生为止的前段寿命和从龟裂发生后直至达到断裂为止的后段寿命的比率进行了调查。其结果判明：在直至达到疲劳破坏为止的总体寿命中，直至龟裂发生为止的前段寿命占约5成，随着降低应力水准而使总体寿命变长，直至龟裂发生为止的前段寿命所占的比例增加。据此，为了延长直至达到疲劳破坏为止的总体寿命，当然要提高龟裂发生后的疲劳特性，而且还需要提高直至龟裂发生为止的疲劳特性。尤其，在疲劳限度附近，存在直至龟裂发生为止的前段寿命的比例变多的倾向，因此认为延长前段寿命较为有效。

本发明人等对用于延长前段寿命的要件从各种角度进行了研究。其结果发现：在适当控制化学成分组成并且适当控制了成为主体的组织的分率、组织的晶粒的有效晶粒直径、除成为主体的组织外的剩余组织的平均圆当量直径、利用X射线衍射进行测定时的位错密度ρ的值等的厚钢板中，可以延长前段寿命，其结果可以延长直至疲劳破坏为止的总体寿命，从而完成本发明。

(实施方式1)

以下，关于本发明的实施方式1进行说明。本发明人等首先对各种厚钢板调查了添加元素与疲劳强度的关系。其结果可知：通过添加Si及Cu，从而显著提高疲劳强度。一般而言，疲劳龟裂是由于反复在应力下运动的可动位错通过交差滑动等而成为非可逆的运动而产生的。此时，已知位错会形成孔结构，并且明确了通过按照共计为0.3质量％以上的量添加Si及Cu，从而抑制该孔结构的形成。

详细观察的结果认为：这些元素不会形成析出物，并且也明显不会固溶于在钢板中存在的碳化物等中，因此以固溶于基质中的形式存在。即认为：若这些元素以充分向基质中固溶的状态存在，则通过抑制位错的非可逆的运动，从而改善龟裂发生前的疲劳寿命。可知：该位错孔化抑制效果不会显著发生在Mn、Cr等其他添加元素中，反而使相变点降低而生成位错密度高的下部贝氏体，与静态强度的提高相比，不会提高疲劳强度。

另外，对于各种厚钢板，改变轧制条件来进行制造，并对其机械特性与疲劳强度的关系进行了调查。其结果可知：若通过使钢板骤冷至低温或在Ar₃相变点以下施以压下等来增加钢板中的位错密度，则屈服应力、抗拉强度等静态强度提高，但是与静态强度相比，疲劳强度不怎么提高，因此使疲劳限度比降低。

认为这是由于：引入到钢板制造时的可动位错作为位错强化因子参与静态强度的提高，但是在反复变形中、即疲劳试验中会反复发生软化，对疲劳强度的贡献变小。尤其，若利用X射线衍射(XRD：X－ray diffraction)求得的位错密度ρ的值超过2.5×10¹⁵m^－1，则使由位错强化所致的静态强度的提高变得显著，显示疲劳限度比降低的倾向。位错密度ρ优选为2.0×10¹⁵m^－1以下、更优选为1.5×10¹⁵m^－1以下。予以说明，位错密度ρ的下限为大致5.0×10¹³m^－1以上。

图1为表示本发明的钢板的概略说明图。其中，图1(a)为本发明的钢板的概略立体图，图1(b)为本发明的钢板的概略侧视图。图1中，L表示轧制方向，W表示宽度方向，D表示板厚方向，S1表示钢板的表面，S2表示与轧制方向L平行的板厚方向D的剖面。

本发明人等对改变了化学成分组成及组织形态的各种钢板调查了疲劳特性。其结果发现：通过按照以下方式控制在钢板表面S1附近的表层、例如从钢板表面S1在板厚方向深度为1～3mm左右的位置的表层的、与轧制方向平行的纵截面(即，图1的剖面S2)的组织，从而得到优异疲劳特性的厚钢板。予以说明，之所以将表层设置成钢板表面起深度为1～3mm左右的位置是由于：在刚制造后的钢板表面会因制造条件而存在0.1～2mm左右的氧化皮层，因此对除去该氧化皮层的钢板自身的表层进行评价。

铁素体及上部贝氏体是与其他组织相比在组织形成时相对不易引入可动位错的组织，由此抑制疲劳限度比的降低，可以提高直至龟裂发生为止的寿命。为了发挥这些效果，需要使在表层的金属组织包含以分率计为80面积％以上的铁素体及上部贝氏体中的至少一者。铁素体及上部贝氏体中的至少一者的分率优选为85面积％以上、更优选为90面积％以上。铁素体及上部贝氏体中的至少一者的分率的上限可以为100面积％，但是大致为98面积％以下。

在表层的铁素体及上部贝氏体的晶粒若变得粗大，则引起向晶粒的应力集中，不易发生龟裂。另外，设想到：若在龟裂发生后龟裂前端与晶粒碰撞，则龟裂停留，进行迂回，由此抑制龟裂的进展，但是，若晶粒变得粗大，则龟裂的碰撞次数相对减少，因此无法充分抑制表层的疲劳龟裂的进展。由此可知：在将被相邻的铁素体或上部贝氏体的结晶的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域设为晶粒时，将晶粒的板厚方向的平均长度(以下，有时称作“有效晶粒直径”)设为10.0μm以下。

铁素体及上部贝氏体中的至少一者的晶粒的有效晶粒直径优选为6μm以下、更优选为5μm以下。对于铁素体及上部贝氏体中的至少一者的晶粒的有效晶粒直径的下限并无限定，但是超过大致2μm。

与铁素体相比，上部贝氏体可以使组织尺寸微细化，但是由于在相变时伴有剪切变形，因此容易引入可动位错。尤其，若在低温发生贝氏体相变，则容易成为大量包含可动位错的下部贝氏体组织。为了抑制下部贝氏体组织的发生，优选适当调节贝氏体相变起始温度Bs。从这样的观点出发，基于上述(1)式计算的贝氏体相变起始温度Bs优选为640℃以上、更优选为660℃以上。

在表层的除铁素体及上部贝氏体外的剩余组织需要以平均圆当量直径计为3.0μm以下。之所以将剩余组织设定成以平均圆当量直径计为3.0μm以下是由于：若剩余组织的平均尺寸超过3.0μm，则存在使韧性等其他特性大幅降低的风险。剩余组织的平均圆当量直径的优选的上限为2.5μm以下，更优选为2.0μm以下。优选的下限为大致0.5μm以上。在表层的除铁素体及上部贝氏体外的剩余组织基本上为马氏体、岛状马氏体(Martensite－Austenite contituent：MA)、珠光体、伪珠光体。

其中，在轧制后的冷却过程等中生成的岛状马氏体由于在其生成过程中产生膨胀相变而成为在母相中引入可动位错并使直至龟裂发生为止的寿命降低的原因。因此，表层的剩余组织中的岛状马氏体以面积率计优选为5％以下。岛状马氏体的面积率越少越好，但是优选为3％以下，更优选为1％以下。最优选为0％。

接着，在本发明中，对提高疲劳特性的钢板的化学成分组成进行说明。在本发明的厚钢板中，通过适当添加C、Mn、Nb等合金元素，从而确保微细的铁素体组织或上部贝氏体组织，并通过同时适当调整Si、Cu的添加量，从而抑制成为疲劳龟裂发生的原因的位错的孔化，可以实现具有优异的疲劳特性的厚钢板。从这样的观点出发，按照以下方式调整各成分。

C：0.02～0.10质量％

C是为了确保钢板的强度而重要的元素。因此，C量设定为0.02质量％以上。C量优选为0.03质量％以上，更优选为0.04质量％以上。另一方面，若C量变得过量，则不仅因过度高强度而无法得到所需的抗拉强度，而且在使用加速冷却的情况下，淬火性变得过度，位错密度ρ变大，因此疲劳特性降低。为此，C量设定为0.10质量％以下。C量优选为0.08质量％以下，更优选为0.06质量％以下。

Mn：1.0～2.0质量％

Mn是在为了得到微细的组织而确保淬火性方面很重要的元素。为了有效地发挥这样的作用，Mn量需要为1.0质量％以上。Mn量优选为1.2质量％以上，更优选为1.4质量％以上。但是，若Mn量变得过量，则淬火性过度，位错密度ρ增加，无法得到充分的疲劳特性。因此，Mn量需要为2.0质量％以下。Mn量优选为1.8质量％以下，更优选为1.6质量％以下。

Nb：超过0质量％且0.05质量％以下

Nb是为了提高淬火性、使组织微细化而有效的元素。为了发挥这样的作用，Nb量优选为0.01质量％以上。更优选为0.02质量％以上。然而，若Nb量变得过量，则淬火性过度，无法得到所需的疲劳特性。因此，Nb量需要为0.05质量％以下。优选为0.04质量％以下、更优选为0.03质量％以下。

Ti：超过0质量％且0.05质量％以下

Ti是提高淬火性、同时通过形成TiN而使焊接时的热影响部的组织微细化、并对抑制韧性的降低等有用的元素。因此，优选含有0.01质量％以上的Ti。更优选为0.02质量％以上。然而，若Ti量变得过量，则产生粗大的TiN，从而存在使韧性等特性降低的风险。因此，Ti量需要为0.05质量％以下。优选为0.04质量％以下、更优选为0.03质量％以下。

Al：0.01～0.06质量％

Al是为了脱酸而有用的元素，若不足0.01质量％，则无法发挥脱酸效果。优选为0.02质量％以上，更优选为0.03质量％以上。然而，若Al量变得过量，则淬火性过度，位错密度ρ增加，由此无法得到所需的疲劳特性。因此，Al量需要为0.06质量％以下。优选为0.05质量％以下、更优选为0.04质量％以下。

选自Si：0.1～0.6质量％及Cu：0.1～0.6质量％中的1种以上

Si是固溶强化量大且为了确保母材的强度而所需的元素，同时是通过抑制位错的运动而对于孔化抑制有效的元素。为了有效地发挥该作用，Si量需要为0.1质量％以上。Si量优选为0.2质量％以上、更优选为0.3质量％以上。但是，若Si量变得过量，则剩余组织变得粗大且过量地产生，因此存在使韧性等其他特性降低的风险。因此，Si量需要为0.6质量％以下。优选为0.55质量％以下、更优选为0.5质量％以下。

Cu是通过抑制位错的交差滑动而对孔化抑制有效的元素，为了有效地发挥该作用，Cu量需要为0.1质量％以上。Cu量优选为0.2质量％以上、更优选为0.3质量％以上。但是，若Cu量变得过量，则不仅淬火性过度，而且在热加工时容易产生裂纹等，因此Cu量需要为0.6质量％以下。优选为0.55质量％以下、更优选为0.5质量％以下。

予以说明，Si和Cu在位错的孔化抑制这一方面可以发挥共同的作用，从这样的观点出发，可以分别单独或两者并用地含有Si和Cu。另外，由Si及Cu带来的位错孔化抑制效果可以在它们的合计即[Si]+[Cu]达到0.3质量％以上时有效地发挥。优选为0.4质量％以上。予以说明，[Si]+[Cu]的优选的上限为各自的优选的上限的合计。

本发明的厚钢板中的基本成分如上所述，其余实际上是铁。但是，当然容许钢中包含由于原料、资材、制造设备等的状况而带入的不可避免的杂质例如P、S、N等。另外，在本发明的厚钢板中，积极地含有下述元素也是有效的，根据所含有的元素的种类，进一步改善厚钢板的特性。

Ni：超过0质量％且0.6质量％以下

Ni具有提高淬火性、使组织微细化的效果，同时具有抑制因添加Cu而容易产生的热加工时的裂纹的效果。为了发挥这样的效果，优选含有0.1质量％以上的Ni。更优选为0.2质量％以上。但是，若过量地含有Ni，则淬火性变得过量，位错密度ρ变得过大，从而无法得到所需的疲劳特性。因此，Ni量优选为0.6质量％以下。更优选为0.5质量％以下、进一步优选为0.4质量％以下。

予以说明，若Ni量[Ni]过多于Cu量[Cu]，则难以得到由Cu所致的位错的孔化抑制效果，因此Ni量[Ni]与Cu量[Cu]之比([Ni]/[Cu])优选不足1.2，更优选为1.1以下。该比([Ni]/[Cu])的下限为大致0.5以上。

选自V：超过0质量％且0.5质量％以下、Cr：超过0质量％且1.0质量％以下及Mo：超过0质量％且0.5质量％以下中的1种以上

V、Cr及Mo是具有提高钢板的淬火性的效果的元素，对于使组织微细化有效。为了发挥这样的作用，优选单独地或2种以上地含有V：0.01质量％以上、Cr：0.1质量％以上、Mo：0.01质量％以上中的任一者。然而，若过量地含有这些元素，则淬火性过度，位错密度ρ变得过大，无法得到所需的疲劳特性。因此，各个元素的量优选为V：0.5质量％以下、Cr：1.0质量％以下、Mo：0.5质量％以下。更优选为V：0.4质量％以下、Cr：0.8质量％以下、Mo：0.4质量％以下。

B：超过0质量％且0.005质量％以下

B是提高淬火性的元素，尤其是抑制粗大的铁素体组织的生成而容易产生微细的上部贝氏体组织的元素。为了发挥这样的效果，B量优选为0.0005质量％以上。更优选为0.001质量％以上。但是，若B量过量，则淬火性过度，位错密度ρ变得过大，无法得到所需的疲劳特性，因此优选为0.005质量％以下。更优选为0.004质量％以下。

本发明的厚钢板的板厚并无特别限定，在板厚小的情况下，对提高龟裂进展寿命的贡献变小。从这样的观点出发，板厚优选为6mm以上、更优选为10mm以上。

本发明的厚钢板满足上述各要件，其制法并无特别限定，在将钢熔炼而铸造后对其实施热轧的厚钢板一系列的制造工序中，为了得到提高疲劳特性的上述组织形态，优选使用具有上述的化学成分组成的钢片、例如钢坯并按照以下方式控制热轧前的加热温度、全部热轧工序中的累积压下率、终轧结束温度、从终轧结束温度或800℃的任一温度中更低温的温度降温至600℃的平均冷却速度、冷却停止温度。

热轧前的加热温度：1000～1200℃

全部热轧工序中的累积压下率：70％以上

终轧结束温度：Ar₃相变点～Ar₃相变点+150℃

从终轧结束温度或800℃的任一温度中更低温的温度降温至600℃的平均冷却速度：15℃/秒以下

冷却停止温度：500℃以上

在热轧前优选将钢片加热到1000～1200℃的温度范围。更优选为1050℃以上。为了能够既防止晶粒的粗大化又确保热轧时的累积压下率为后述的70％以上，优选加热到1000℃以上的温度范围。然而，若加热温度过高而超过1200℃，则即使施以充分的压下，也不会减小组织尺寸，因此优选为1200℃以下。更优选为1150℃以下。

在全部热轧工序中的累积压下率优选为70％以上。更优选为75％以上。为了减小组织尺寸、尤其有效晶粒直径，需要在未再结晶温度区域施加充分的压下。

另外，为了既确保所需的微细的组织又抑制由轧制所致的向组织中过度引入位错，终轧结束温度优选在Ar₃相变点～Ar₃相变点+150℃的范围进行。终轧结束温度更优选为Ar₃相变点+20℃以上且Ar₃相变点+100℃以下的范围。

予以说明，“累积压下率”是由式(4)计算的值。

累积压下率＝(t₀－t₁)/t₂×100…(4)

(4)式中，t₀表示距离表面3mm的位置的温度为轧制温度范围时的钢片的轧制开始厚度(单位：mm)，t₁表示距离表面3mm的位置的温度为轧制温度范围时的钢片的轧制结束厚度(单位：mm)，t₂表示轧制前的钢片、例如钢坯的厚度。

上述Ar₃相变点采用的是利用式(5)求得的值。

Ar₃相变点＝910－230×[C]+25×[Si]－74×[Mn]－56×[Cu]－16×[Ni]－9×[Cr]－5×[Mo]－1620×[Nb]…(5)

但是，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]及[Nb]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及Nb的以质量％计的含量。

热轧结束后优选以15℃/秒以下的平均冷却速度从终轧结束温度或800℃的任一温度中更低温的温度冷却至至少600℃。若此时的平均冷却速度超过15℃/秒，则只要不实施等温保持等，则实质上在低温完成组织相变，因此过度引入位错，无法得到所需的疲劳特性。平均冷却速度更优选为10℃/秒以下。

通过使上述平均冷却速度下的停止温度、即冷却停止温度为500℃以上，从而抑制粗大的铁素体组织的发生，可以确保微细的铁素体或上部贝氏体组织。若冷却停止温度低于500℃，则在低温完成相变，因此过度引入位错，存在无法得到所需的疲劳特性的风险。

关于以上述平均冷却速度进行冷却的温度范围，在终轧结束温度高于800℃时，为800℃～600℃，在终轧结束温度低于800℃时，为其终轧结束温度～600℃。另外，从后述的钢板内部的组织控制的观点出发，上述平均冷却速度的下限优选为3.0℃/秒以上。

(实施方式2)

接下来，说明本发明的实施方式2。在用于大型结构物的钢板中，还谋求龟裂进展速度的降低、即龟裂进展特性的提高。这是由于：即使在万一产生疲劳龟裂的情况下，只要龟裂进展速度慢，则在达到破坏之前发现损伤部位，能够进行修补。

本发明人等对各种厚钢板进行龟裂进展试验和组织观察，结果发现：除实施方式1的组织控制外，如图1(b)所示，将板厚设为t时，选取从表面沿板厚方向为板厚t的t/4的位置，按照以下方式控制与轧制方向平行的纵截面上的组织形态，从而得到疲劳特性和龟裂进展特性均优异的钢板。在此，之所以选择板厚t/4的位置是由于对板厚内部的平均位置进行评价。另外，板厚的t/4的位置的、与轧制方向平行纵截面形成基本处于线上的区域，但是在进行实际的组织观察时，以该位置为中心观察一定广度的区域(参照后述实施例)。

即，优选：钢板的t/4的位置的金属组织包含以分率计为80面积％以上的上部贝氏体，上述上部贝氏体的晶粒的有效晶粒直径为10.0μm以下，除上部贝氏体外的剩余组织的平均圆当量直径为3.0μm以下。予以说明，为了使钢板内部的金属组织为上部贝氏体主体，需要含有B。

上部贝氏体组织为能够使微细的晶界均匀地分散到组织内的组织，由此可以抑制龟裂的进展。为了发挥该效果，钢板的t/4的位置的金属组织优选包含以分率计为80面积％以上的上部贝氏体。钢板内部的上部贝氏体分率更优选为85面积％以上、进一步优选为90面积％以上。钢板内部的上部贝氏体分率的上限可以为100面积％，但是为大致98面积％以下。

钢板的t/4的位置的上部贝氏体的晶粒的大小对疲劳龟裂的进展特性造成影响，若粗大化，则无法充分抑制龟裂的进展。因此，将被相邻的上部贝氏体的结晶的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域设为晶粒时的、晶粒的板厚方向的平均长度即有效晶粒直径优选为10.0μm以下。予以说明，粒径越小，龟裂进展特性越提高，因此粒径的下限并未特别规定。有效晶粒直径更优选为8μm以下，进一步优选为7μm以下。

除上部贝氏体以外的剩余组织的平均圆当量直径优选为3.0μm以下。之所以使剩余组织的平均圆当量直径为3.0μm以下是由于：若高于3.0μm，则存在使韧性等其他特性大幅降低的风险。剩余组织与表层同样基本包含马氏体、MA，这些硬质的剩余组织能够降低龟裂进展速度。优选的下限为大致0.5μm以上。

进而，本发明人等着眼于在钢板的t/4的位置的晶粒中各测定点与邻接点的方位差即KAM(Karnel Average Misorientation)和其晶粒内的平均值GAM(Grain Average Misorientation)。

图4中示出晶界、KAM及GAM的示意图。图4中的六角形表示EBSP的测定点，图4(a)中以粗线表示的区域的外周为15°以上的大角晶界，将被该外周包围的区域设为晶粒。

该一个晶粒内的方位差的平均值为KAM，图4(b)示意性表示KAM的求法。例如，1个测定点与3个测定点在同一粒内相接，因此n＝3，测定点间的方位差a(四角内的数字)的平均值KAM为0.5。予以说明，KAM可以按照下述的式子计算。

[数1]

另外，GAM为一个晶粒内的KAM的平均值，图4(c)示意性表示GAM的求法。图4(c)中，由于测定点有9个，因此m＝9，同一粒内的KAM的平均值GAM为0.64。予以说明，GAM可以按照下述的式子计算。

[数2]

若晶粒内的方位差大的晶粒和晶粒内的方位差小的晶粒适度地分散到组织内，则抑制龟裂进展。为了发挥抑制龟裂进展的效果，GAM的值上升1°的晶粒优选存在以面积率计为组织全体的20％以上。更优选为30％以上，进一步优选为40％以上。另一方面，若晶体取向差大的晶粒过度增加，则混杂方位差不同的晶粒，抑制龟裂进展的效果变弱，因此上述面积率的上限优选为80％以下。更优选为70％以下，进一步优选为60％以下。

为了将钢板内部的GAM的值上升1°的晶粒的比例设定为本发明中规定的范围内，例如上部贝氏体优选为方位差大的贝氏体铁素体和方位差小的粒状贝氏体铁素体的混合组织，但是并不限定于此。

予以说明，为了得到贝氏体铁素体和粒状贝氏体铁素体的混合组织，除了设定成本发明中规定的化学成分组成及按照后述方式控制制法外，优选控制以下的式(2)及式(3)的值。

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)

其中，[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Ti]、[N]、[Cr]、[Nb]、[C]及[Mo]分别表示Si、Mn、Ni、Cu、Ti、N、Cr、Nb、C及Mo的含量(质量％)，在{[Ti]－3.4[N]}、{[Nb]－7.7[C]}为负时，按照“0”来进行计算。

式(2)中的元素为碳化物生成能力弱的元素，若式(2)的值变大，则铁素体、贝氏体铁素体、粒状贝氏体铁素体的任一相变曲线也向长时间侧位移。即，若冷却速度相同而式(2)的值变大，则不易生成贝氏体铁素体及粒状贝氏体铁素体。

另一方面，式(3)中的元素是碳化物生成能力强的元素，若式(3)的值变大，则仅铁素体及粒状贝氏体铁素体的相变曲线向长时间侧位移，贝氏体铁素体的相变曲线大致不变化。即，若式(3)的值变大，则方位差大的贝氏体铁素体比粒状贝氏体铁素体相对更容易生成。

通过控制式(2)和式(3)的值，从而成为贝氏体铁素体与粒状贝氏体铁素体的混合组织，而且可以控制其比例。

关于式(2)及式(3)的值，只要考虑GAM的值上升1°的晶粒的比例进行适当调整即可，并无特别限定，优选如上述那样将由式(2)计算的值设为40以上、由式(3)计算的值设为2以下。式(2)的值更优选为45以上、进一步优选为50以上。式(3)的值更优选为1.5以下、进一步优选为1.0以下。关于式(2)的值的上限或式(3)的值的下限，必然由各元素的含量范围来确定。

为了确保此种组织形态，优选在满足用于控制在表层的组织形态的条件的同时按照下述方式控制热轧时的累积压下率及未再结晶温度区域中的压下率。

全部热轧工序的累积压下率：80％以上

未再结晶温度区域中的压下率：不足85％

从终轧结束温度或800℃的任一温度中更低温的温度降温至至少600℃的平均冷却速度：3.0℃/秒以上

为了使钢板内部的上部贝氏体的有效晶粒直径为10.0μm以下，需要提高热轧工序中的累积压下率，该压下率优选为80％以上。若该累积压下率不足，则即使表层的组织微细，钢板内部的组织也不充分微细，不会充分降低龟裂进展速度。更优选为85％以上。

另外，在t/4的位置，为了确保上部贝氏体分率为80面积％以上，热轧后的平均冷却速度、即从终轧结束温度或800℃的任一温度中更低温的温度降温至至少600℃的平均冷却速度优选为3.0℃/秒以上。更优选为5℃/秒以上。

另外，若未再结晶温度区域中的压下率过大，则铁素体核生成位点增加，容易产生铁素体相变，上部贝氏体分率降低，因此无法得到充分的龟裂进展速度抑制效果。因此，为了确保在钢板内部上部贝氏体分率为80面积％以上，需要不过度施加未再结晶温度域中的压下。从这样的方面出发，未再结晶温度区域中的累积压下率优选不足85％。更优选为80％以下。

本申请主张基于2014年5月22日申请的日本专利申请第2014－106307号和2015年4月20日申请的日本专利申请第2015－086047号的优先权的利益。在2014年5月22日申请的日本专利申请第2014－106307号及2015年4月20日申请的日本专利申请第2015－086047号的说明书的全部内容作为本申请的参考而援引于此。

实施例

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的主旨的范围内当然也可以适当加以变更来实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

实施例1

按照通常的熔炼法将表1所示的钢种A～W的化学成分组成的钢熔炼并铸造后，在表2所示的轧制条件No.a～l的各种条件下进行热轧，得到厚度为20mm的钢板。予以说明，在表1中，“－”所示的栏表示无添加，[Si]+[Cu]表示Si与Cu的合计含量。另外，表1所示的Ar₃相变点为利用上述式(5)求得的值。表2中，“全部热轧工序累积压下率”是指全部热轧工序中的累积压下率。

[表1]

[表1]

[表2]

对各钢板，按照以下的要领测定了钢板的组织、有效晶粒直径、成为第2相的剩余组织的尺寸、抗拉强度、疲劳特性、位错密度ρ。予以说明，在任一测定中，试验片按照距离钢板表面深度为3mm的位置成为评价位置的方式进行采集。

(在钢板的表层的金属组织)

按照使距离钢板表面深度为3mm位置的钢板的与轧制方向平行且与钢板的表面垂直的面露出的方式切割样品，将其使用#150～#1000的湿式砂纸进行研磨，之后使用金刚石研磨剂作为研磨剂，进行镜面研磨抛光。将该镜面试验片用2％硝酸－乙醇溶液、即硝酸乙醇溶液进行蚀刻后，以观察面积：3.71×10^－2mm²、观察倍率400倍观察3个视野，将其图像使用Media Cybernetics公司制的图像解析软件“Image Pro Plus ver.4.0”进行图像解析处理，由此进行金属组织的辨别。将该3个视野的值平均，作为各个金属组织的面积率。予以说明，观察区域以距离钢板表面深度为3mm位置为中心，在板厚方向为166μm、轧制方向为222.74μm的视野进行拍摄。

(在表层的铁素体及上部贝氏体的有效晶粒直径)

距离钢板表面深度为3mm位置的钢板的与轧制方向平行的纵截面中，利用SEM(Scanning Electron Microscope：扫描型电子显微镜)－EBSP(Electron Backscatter Pattern：电子背散射解析图像法)测定铁素体及上部贝氏体的有效晶粒直径。具体而言，将TEX SEM Laboratries社的EBSP装置(商品名：「OIM」)与SEM组合使用，以被相邻的晶粒的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒，测定晶体粒径。此时的测定条件为：测定区域：200μm×200μm、测定梯级：0.5μm间隔，从分析对象中除外表示测量方位的可靠性的置信指数(Confidence Index)比0.1小的测量点。对这样求得的晶界，测定在板厚方向100个部位的切割长度，将其平均值作为有效晶粒直径。但是，有效晶粒直径为2.0μm以下判断为测定噪音，将其除外。观察区域为以距离钢板表面深度为3mm位置为中心、在板厚方向两侧具有100μm的广度的区域。

(剩余组织的尺寸)

关于除铁素体及上部贝氏体以外的剩余组织的尺寸，按照使距离钢板表面深度为3mm位置的钢板的与轧制方向平行且与钢板的表面垂直的面露出的方式切割样品，将其使用#150～#1000的湿式砂纸进行研磨，之后使用金刚石研磨剂作为研磨剂，进行镜面研磨抛光。将该镜面试验片用2％硝酸－乙醇溶液、即硝酸乙醇溶液进行蚀刻后，以观察面积：3.71×10^－2mm²、观察倍率400倍进行观察。此时的观察区域为以距离钢板表面深度为3mm位置为中心、在板厚方向两侧具有100μm的广度的区域。使用上述图像解析软件对该图像进行图像解析处理，计算剩余组织的每1个晶粒的面积，由计算的面积求得剩余组织的晶粒的圆相当直径。予以说明，在本实施例中，将3个视野的平均值平均，作为圆相当直径。

关于剩余组织中的MA，对进行上述的镜面研磨抛光的镜面试验片，使用将A液(苦味酸3g+乙醇100ml溶液)、B液(焦亚硫酸钠1g+蒸馏水100ml溶液)和乙醇以(A液：B液：乙醇)＝(5：6：1)的比率混合而成的LePera腐蚀液进行蚀刻后，以观察面积：3.71×10^－2mm²、观察倍率400倍进行观察，将腐蚀为白色的相作为MA，使用上述的图像解析软件进行图像解析处理，并进行金属组织的辨别，然后将该5个视野的值平均，求出MA的面积率。

(抗拉强度)

从距离各钢板的表面的深度为2～6mm的位置采取板厚4mm、标距35mm的拉伸试验片，按照JIS Z2241：2011进行拉伸试验，由此测定抗拉强度TS(Tensile Strength)。

(疲劳特性)

疲劳特性如下进行：从距离各钢板的表面的深度为2～6mm的位置切割4mm厚的钢板，制作如图2所示的试验片。予以说明，试验片表面利用砂纸研磨至#1200，除去表面状态的影响。对所得的试验片，使用INSTRON公司制电气油压伺服式疲劳试验机，按照以下的条件进行疲劳试验。

试验环境：室温、大气中

控制方法：载荷控制

控制波形：正弦波

应力比：R＝－1

试验速度：20Hz

试验结束循环数：5000000次

疲劳特性受到抗拉强度TS的影响，为了除去该影响，求出500万次疲劳限度比，将500万次疲劳限度比超过0.51的情况设为合格。500万次疲劳限度比为500万次疲劳限度除以抗拉强度TS所得的值，500万次疲劳限度按照以下方式确定。各试验片中，在应力振幅σa除以抗拉强度TS所得的值(σa/TS)达到0.51的应力振幅下进行疲劳试验，对在到达500万次时有无断裂进行了调查。

(位错密度ρ)

关于位错密度ρ，进行X衍射测定，由所得的α－Fe的半峰宽来计算。以下对测定条件及测定原理进行说明。分析装置使用X射线衍射装置“RAD－RU300”(商品名：理学电机株式会社制)，靶使用Co干球。由所得的X射线衍射测定结果，利用峰拟合计算半峰宽，从而计算位错密度ρ。位错密度ρ由式(6)求得。

ρ(m^－1)＝－14.4ε²/b²…(6)

但是，ε表示应变，b表示伯格斯矢量(＝0.25×10^－9m)。

上述应变ε是应用Hall法并基于式(7)式及式(8)计算的值。

βcosθ/λ＝0.9/D+2εsinθ/λ…(7)

β²＝β_m²－β_s²…(8)

予以说明，β为真正的半峰宽(单位：rad)，θ为布拉格角(单位：°)，λ为入射X射线波长(单位：nm)，D为结晶的大小(单位：nm)，β_m为实测的半峰宽，β_s为无应变试样的半峰宽(装置常数)。另外，根据上述式(8)，由β_m和β_s计算β，将该值代入上述式(7)，绘制βcosθ/λ－sinθ/λ的图，利用最小二乘法将(110)、(211)及(220)3点进行拟合。然后，由拟合直线的斜率(2ε)计算应变ε，代入式(6)，计算位错密度ρ。

钢板的组织、有效晶粒直径、剩余组织的尺寸、抗拉强度TS、疲劳特性、位错密度ρ如表3所示。

[表3]

由这些结果可以考察如下。即，试验No.1～17由于适当控制钢的化学成分组成及制造条件，因此满足在本发明中规定的表层的要件，发挥优异的疲劳特性。

另一方面，试验No.18～34是偏离在本发明中规定的要件中的任一者的例子，均为疲劳特性差的结果。其中，试验No.18为使用C量少的钢种K的钢板的例子，未达成规定的抗拉强度TS。因此，对于组织以外的特性不进行评价。试验No.19为使用C量过量的钢种L的钢板的例子，其抗拉强度TS变得过高。因此，对于组织以外的特性不进行评价。

试验No.20为使用偏离“Si与Cu的合计含量为0.3％以上”这一要件的钢种M的钢板的例子，未发挥位错的孔化抑制，疲劳特性变差。试验No.21为使用Si量过量的钢种N的钢板的例子，剩余组织的尺寸变大，疲劳特性变差。

试验No.22为使用Mn量过量的钢种O的钢板的例子，随着抗拉强度TS变高，位错密度ρ变大，疲劳特性变差。试验No.23为使用Mn含量少的钢种P的钢板的例子，未达成规定的抗拉强度TS，并且有效晶粒直径变得过大，疲劳特性变差。

试验No.24为使用Cu量过量的钢种Q的钢板的例子，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。试验No.25为使用Ni量过量的钢种R的钢板的例子，并且偏离[Ni]/[Cu]＜1.2的要件，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。

试验No.26为使用Cr量过量的钢种S的钢板的例子，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。试验No.27为使用Mo量过量的钢种T的钢板的例子，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。

试验No.28为使用V量过量的钢种U的钢板的例子，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。试验No.29为使用贝氏体相变起始温度Bs低于640℃的钢种V的钢板的例子，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。

试验No.30为在热轧的加热温度高的轧制条件No.g下得到的例子，有效晶粒直径过大，疲劳特性变差。试验No.31为在热轧时的累积压下率低的轧制条件No.h下得到的例子，有效晶粒直径过大，疲劳特性变差。

试验No.32为在终轧结束温度低的轧制条件No.i下得到的例子，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。试验No.33为在降温至600℃的平均冷却速度快的轧制条件No.j下得到的例子，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。试验No.34为在冷却停止温度低的轧制条件No.k下得到的例子，位错密度ρ过大，疲劳特性变差。

(实施例2)

对表3所示的试验No.1～17的各钢板，按照与实施例1所示的方法同样地评价了在钢板内部、即板厚设为t时的t/4的位置的上部贝氏体的分率、有效晶粒直径、成为第2相的剩余组织的尺寸。关于试验片的采集方法，除设为与板厚t的t/4相当的位置以外，与上述同样。另外，对于这些钢板，利用下述的方法测定了GAM为1°以上的晶粒的比例及龟裂进展速度。

(GAM为1°以上的晶粒的比例的测定)

在钢板的t/4位置中，利用SEM－EBSP对GAM为1°以上的晶粒的比例进行了测定。具体而言，将TEX SEM Laboratries社的EBSP装置(商品名：「OIM」)与SEM组合使用，以被相邻的晶粒的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒，测定晶体粒径。此时的测定条件为：将以钢板的t/4位置为中心并在板厚方向两侧具有100μm的广度的区域设为200μm×200μm的测定区域，测定梯级：0.5μm间隔，从分析对象中除外表示测量方位的可靠性的置信指数(Confidence Index)比0.1小的测量点。对各测定点与邻接点的方位差即KAM的晶粒内的平均值GAM进行测定，设为GAM为1°以上的晶粒。该晶粒是指引入了高应变的晶粒。将该测定进行各钢种3个视野的测定，计算GAM为1°以上的面积分率的平均值。

(龟裂进展速度的测定)

按照ASTM(American Society for Testing Materials)E647，使用小型试验片，利用电气油压伺服式疲劳试验机在下述的条件下进行疲劳龟裂进展试验，测定龟裂进展速度。予以说明，小型试验片从钢板的t/4的位置采集，并使用图3所示形状的试验片。另外，龟裂长度使用柔性法。

试验环境：室温、大气中

控制方法：载荷控制

控制波形：正弦波

应力比：R＝－1

试验速度：5～20Hz

此时，以由式(9)规定的Paris法则成立的稳定生长区域ΔK＝20(MPa·m^1/2)的值作为代表值进行了评价。将ΔK＝20(MPa·m^1/2)时的龟裂进展速度为5.0×10^－5mm/cycle以下的情况设为龟裂进展特性优异。da/dn＝C(ΔK)^p…(9)

其中，式(9)中，a：龟裂长度(单位：mm)，n：重复数(单位：cycle)，C，p：由材料、载荷等条件确定的常数。

它们的结果如表4所示。予以说明，表4的“判定”一栏中，将龟裂进展速度为5.0×10^－5mm/cycle以下的情况判断为疲劳龟裂进展特性优异，以“A”表示。另外，将龟裂进展速度为4.0×10^－5mm/cycle以下的情况判断为疲劳龟裂进展特性更优异，以“AA”表示。

[表4]

由这些结果可以考察如下。即，试验No.1～6、10、11、13、15由于适当控制钢的化学成分组成及制造条件，因此满足钢板内部的优选要件，龟裂进展速度为4.0×10^－5mm/cycle以下，确认到具有更优异的疲劳龟裂进展特性。