JP7616164B2

JP7616164B2 - 鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP7616164B2
Application number: JP2022111548A
Authority: JP
Inventors: 直人中村; 進一三浦; 義浩兵藤; 和彦塩谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2021-07-19
Filing date: 2022-07-12
Publication date: 2025-01-17
Anticipated expiration: 2042-07-12
Also published as: JP2023014997A

Description

本発明は、耐候性および全伸び、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼板に関する。
本発明の鋼板は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなど、屋外の大気腐食環境下で用いられ、構造安全性が強く求められる溶接構造物に好適に用いることができる。特に、本発明の鋼板は、飛来塩分量の多い海上や海岸近傍などの厳しい腐食環境下で用いられる橋梁などの構造物に好適に用いることができる。また、本発明は前記鋼板の製造方法に関する。

橋梁などの屋外で用いられる鋼構造物は、通常、何らかの防食処理を施して用いられる。例えば、飛来塩分量が少ない環境では、耐候性鋼が多く用いられている。耐候性鋼は、大気暴露環境で使用する場合に、Ｃｕ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉなどの合金元素が濃化した保護性の高いさび層で表面が覆われ、これによって、腐食速度を大きく低下させた鋼材である。このような耐候性鋼を使用した橋梁は、飛来塩分量が少ない環境では、無塗装のまま数十年間の供用に耐え得ることが知られている。一方、高塩分環境では、耐候性鋼において保護性の高いさび層が形成され難く、実用的な耐候性が得難いことが知られている。このため、海上や海岸近傍などの飛来塩分量の多い環境では、普通鋼材に塗装などの防食処理を施した鋼材が一般的に用いられている。

しかしながら、塗装鋼材では、時間の経過による塗膜の劣化やさびの発生、塗膜の膨れ等により、定期的な塗り替えなどの補修が必要となる。塗り替えに伴う塗装作業は高所での作業となることが多く、作業自体が困難であるとともに作業にかかる人件費も増加する。そのため、塗装鋼材を使用する場合には、塗り替え作業によって構造物のメンテナンスコストが増大し、ひいてはライフサイクルコストが増大するという問題がある。このような理由から、海岸近傍などの飛来塩分量が多い環境においても、無塗装のまま使用可能な鋼材が求められている。

このような要求に対して、海岸近傍などの高飛来塩分環境において無塗装のまま使用可能な鋼材として、種々の合金元素、特にＮｉやＣｕを含有させた鋼材が開発されている。

ここで、耐食性に優れた鋼材として、例えば、特許文献１には、Ｃｕを０．０５～１．００％、Ｎｉを０．０５～７．００％、Ｐｂを０．００５～２．０００％含有させた高海岸耐候性鋼材が開示されている。

特許文献２には、Ｂを０．０００３～０．００５０％含有させ、さらにＣｕを０．１～１．５％、Ｎｉを０．１～６．０％、Ｍｏを０．００５～０．５００％のうちから１種または２種以上を含有させた耐震性に優れた高海岸耐候性鋼材が開示されている。

特許文献３には、Ｂを０．０００３～０．００５０％含有させ、Ｃｕを０．１～２．０％、Ｎｉを０．１～６．０％、Ｍｏを０．００５～１．０００％のうちから１種または２種以上を含有させた耐震性に優れた高海岸耐候性鋼材が開示されている。

特許文献４には、Ｂを０．０００３～０．００５０％含有させ、表層部のＮｉを０．３～６．０％、内層部のＮｉを３．０％以下含有させた海岸耐候性に優れた鋼材およびその製造方法が開示されている。

特許文献５には、Ｂを０．０００３～０．００５０％含有させ、表層部のＮｉを１．０～６．０％、内層部のＮｉを３．０％以下含有させた海岸耐候性に優れた鋼材およびその製造方法が開示されている。

特許文献６には、Ｃｕを０．１～１．５％、Ｎｉを１．５２～６．００％含有させた融雪塩散布環境下における耐候性に優れた鋼材が開示されている。

特許文献７には、Ｃｕを０．１～１．０％、Ｎｉを０．１～３．５％含有させ耐塩特性および大入熱溶接靭性に優れた鋼材が開示されている。

一方、これらの耐候性を向上させた鋼板は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなどの構造物に広く用いられる。前記鋼板には、強度、靭性などの機械的特性および溶接性が優れることに加え、疲労特性に優れることが求められる。すなわち、上述したような構造物を使用する際には、該構造物に対して、風や波、地震による振動など、繰返し荷重がかかる。そのため、鋼板には、そのような繰返し荷重が負荷された場合でも構造物の安全性を確保できる疲労特性が求められる。特に、部材の破断といった終局的な破壊を防止するためには、鋼板の耐疲労き裂伝播性を向上させることが効果的である。

そこで、鋼板の疲労き裂伝播抵抗性を向上させるために様々な検討が行われている。

例えば、特許文献８では、湿潤硫化水素環境下での疲労き裂伝播抵抗性に優れた、タンカー用の鋼板が提案されている。前記鋼板は、フェライトおよび、ベイナイト、パーライトの１種または２種からなる混合組織を有している。また、前記鋼板では、フェライトの平均粒径が２０μｍ以下とされている。

また、特許文献９でも、疲労き裂伝播抵抗性に優れた鋼板が提案されている。前記鋼板は、硬質部と軟質部とからなるミクロ組織を有し、前記硬質部と軟質部における硬度差が、ビッカース硬度で１５０以上であることを特徴としている。

特許文献１０では、ベイナイトおよび面積率で３８～５２％のフェライトとからなるミクロ組織を有する２相鋼が提案されている。特許文献１０で提案されている技術においては、フェライト相部分のビッカース硬さと、単位長さあたりに存在するフェライト相とベイナイト相の間の境界の数を制御することで疲労き裂伝播抵抗性を向上させている。

特開平１１－３１５３４４号公報特開２０００－３５５７３１号公報特開２０００－３５５７３２号公報特許第４２３２３０３号公報特許第４２３２３０４号公報特許第４６３９４８２号公報特許第４７９２６４４号公報特開平０６－３２２４７７号公報特開平０７－２４２９９２号公報特開平０８－２２５８８２号公報

特許文献１～７はいずれも耐候性に言及した従来技術であるが、耐候性とともに構造物用の鋼板として重要な特性である耐疲労き裂伝播特性を両立させるという点については、全く考慮されていなかった。加えて、耐疲労き裂伝播特性を向上させるためには鋼板のミクロ組織が重要であり、ミクロ組織を制御するための製造方法についても考慮されていなかった。

また、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなどの構造物に使用される鋼材では、規格において全伸び値が規定されることが一般的である。したがって、優れた疲労き裂伝播抵抗性を有する鋼板であっても、全伸びが規格値を満たすことが求められる。

しかし、疲労き裂伝播抵抗性と全伸びは相反する性質であるため、特許文献１～１０に記載されているような従来の技術では、優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸び両立させることができなかった。

特許文献１～１０で提案されている技術においては、全伸びが考慮されていない。中でも、特許文献８～１０で提案されている鋼板は、いずれも、軟質相としてのフェライトと、硬質相としてのベイナイトまたはマルテンサイトからなるミクロ組織を有している。そして、軟質相と硬質相の硬度差を拡大することによって疲労き裂伝播抵抗性を向上させている。しかし、軟質相と硬質相の硬度差が大きいと組織が不均質となり、その結果、鋼板の全伸びが低下する。

また、構造物の安全性を確保するという観点からは、鋼板には、一方向だけでなく、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて疲労き裂伝播抵抗性に優れることが求められる。

一般的な構造物においては、鋼板に対して様々な方向から、自由に溶接が施されるため、疲労き裂が発生、伝播する方向は様々である。また、挟角の角部を有する溶接施工箇所では、その構造的特徴から疲労き裂の発生が不可避であり、発生した疲労き裂はまず板厚方向へ進展する傾向がある。疲労き裂による構造物の崩落を防止するためには、疲労き裂が鋼板の厚さ方向に貫通した後においても、板幅方向、圧延方向への疲労き裂進展を抑制することが重要である。

しかしながら、特許文献１～１０に記載されているような従来の技術においては、上記耐疲労き裂伝播特性の方向依存性が考慮されていなかった。さらに、特許文献８～１０で提案されている鋼材は、海岸近傍などの飛来塩分量が多い環境における耐候性が十分ではない。

本発明はかかる事情に鑑みなされたもので、橋梁などの屋外の大気腐食環境下、特には飛来塩分量の多い海上や海岸近傍などの厳しい腐食環境下で使用する場合であっても、無塗装で使用することができ、すなわち耐候性に優れ、かつ、全伸びと耐疲労き裂伝播特性にも優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意研究を重ねた結果、耐候性の向上には、ＣｕおよびＮｉを複合添加すること、さらに、全伸びの向上には、第１相として特定の面積率以上でベイナイトを含むこと、および、耐疲労き裂伝播特性の向上には、ベイナイトの平均結晶粒径を調整することが有効であることを知見した。さらに、前記ミクロ組織を有する鋼板は、製造条件、特に、熱間圧延における圧下率を制御することにより製造することができることを知見した。

本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成させたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０１０％以上、０．２００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．００％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、２．００％以下、
Ｐ：０．００１％以上、０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００１％以上、０．０３５０％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｃｕ：０．１０％以上、１．５０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以上、６．００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板のミクロ組織が、面積分率で８０％以上のベイナイトを含み、
前記ベイナイトの平均結晶粒径が円相当径で５０μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
［２］成分組成として、さらに質量％で、
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｗ：１．００％以下、
Ｃｏ：１．０００％以下、
Ｓｎ：０．３００％以下、
Ｓｂ：０．３００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ：０．１５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有するスラブを１０５０℃以上、１２５０℃以下の温度域に加熱し、
前記加熱後に、スラブ加熱温度未満、Ａｒ_３点以上の温度域における累積圧下率が８０％以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
［４］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有するスラブを１０５０℃以上、１２５０℃以下の温度域に加熱し、
前記加熱後に、９５０℃以上の温度域での累積圧下率が３０％以上、
９５０℃未満、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率が３０％以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
［５］前記熱間圧延後に、加速冷却を行い、
前記加速冷却において冷却開始温度がＡｒ_３点以上、冷却停止温度が７００℃以下、４００℃以上、冷却開始から冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上であることを特徴とする［３］または［４］に記載の鋼板の製造方法。

本発明によれば、寒冷地などの低温化で使用される溶接構造物などの、特に橋梁のような屋外の大気腐食環境下で、特には飛来塩分量の多い海上や海岸近傍や凍結防止剤が散布されるような厳しい腐食環境下で使用する場合であっても無塗装で使用可能である。さらに、本発明によれば、構造物の鋼構造物のメンテナンスコスト、ひいてはライフサイクルコストを低減し、かつ、優れた耐疲労き裂伝播特性と全伸びを兼ね備えており、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて耐疲労き裂伝播特性に優れており、鋼構造物の安全性を確保することが可能となる。

以下、本発明の鋼板の成分組成、鋼板特性、製造方法について順に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

まず、本発明の鋼板の成分組成について説明する。成分組成の説明において、各成分の含有量を示す％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０１０％以上、０．２００％以下
Ｃは、鋼材の強度を上昇させる元素である。このため、Ｃは、構造用鋼としての所定の強度を確保するため、０．０１０％以上含有させる必要がある。したがって、Ｃ含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、溶接性、および靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．２００％以下とする。さらに、Ｃ量を０．０３０％未満にすると、さび層中の非晶質さび比率が増加し、耐候性向上に有利に働く。そのため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０３０％未満であり、より好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓｉ：０．０５％以上、１．００％以下
Ｓｉは、脱酸と強度を確保するため０．０５％以上含有させる必要がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、靭性および溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。

Ｍｎ：０．２０％以上、２．００％以下
Ｍｎは、鋼材の焼き入れ性の向上により強度を上昇させる元素である。このため、Ｍｎは、構造用鋼としての所定の強度を確保するため、０．２０％以上含有させる必要がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．７５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、全伸び、靭性および溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８０％以下である。

Ｐ：０．００１％以上、０．０３０％以下
Ｐは、鋼材の耐候性の向上に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｐは０．００１％以上含有させる必要がある。したがって、Ｐ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、溶接性および靭性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０００１％以上、０．０３５０％以下
Ｓは、溶接性および靭性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は０．０３５０％以下とする必要がある。したがって、Ｓ含有量は０．０３５０％以下とする。Ｓ含有量を０．０００１％未満にしようとすると、生産コストが増大する。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。

Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素である。このような効果を得るため、Ａｌは０．００１％以上含有させる必要がある。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは、０．００５％以上、より好ましくは、０．０１０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、全伸びおよび溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％未満、より好ましくは０．０６０％未満とする。

Ｃｕ：０．１０％以上、１．５０％以下
Ｃｕは、さび層のさび粒を微細化することで緻密なさび層を形成し、腐食促進因子である酸素や塩化物イオンの地鉄への透過を抑制する効果を有する。このような効果は、Ｃｕ含有量が０．１０％以上で得られる。したがって、Ｃｕ含有量は０．１０％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が損なわれ、また、鋼板の製造時に疵が生じやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は１．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．８０％以下である。

Ｎｉ：０．１０％以上、６．００％以下
Ｎｉは、低温靭性を向上させ、Ｃｕを添加した場合の熱間脆性を改善する。またさび層のさび粒を微細化することで緻密なさび層を形成し、腐食促進因子である酸素や塩化物イオンの地鉄への透過を抑制する効果を有する。このような効果は、Ｎｉ含有量が０．１０％以上で得られる。したがって、Ｎｉ含有量は０．１０％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上、より好ましくは１．００％以上であり、さらに好ましくは２．００％超え、よりさらに好ましくは２．２０％以上であり、もっとも好ましくは２．４０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が６．００％を超えると、溶接性が損なわれ、過度な合金コストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は６．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは５．００％未満、より好ましくは４．００％以下である。

本発明の一実施形態における鋼板は、上記元素を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。

また、本発明の他の実施形態における鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１つを任意に含有することができる。これらの任意元素を含有することにより、鋼板の強度、靭性、溶接性、耐候性などの特性をさらに向上させることができる。

Ｃｒ：３．００％以下
Ｃｒは、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。また、Ｃｒは緻密なさび層を形成して耐候性をさらに向上させる効果を有する。Ｃｒを含有する場合、前記効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると溶接性と靭性が損なわれ、耐候性にも悪影響を与える。そのため、Ｃｒを含有する場合にはＣｒ含有量は３．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．００％以下とする。

Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、鋼材のアノード反応に伴って溶出し、さび層中にＭｏＯ_４ ^２－が分布することで、腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、鋼材表面にＭｏを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。Ｍｏを含有する場合には、このような効果を得るために、Ｍｏを０．０３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性と靭性が損なわれ、合金コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏを含有する場合にはＭｏの含有量は１．００％以下とする。Ｍｏの含有量は、好ましくは、０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下とする。

Ｗ：１．００％以下
Ｗは鋼材の耐候性を向上させる元素である。Ｗはアノード反応に伴って溶出し、さび層中にＷＯ_４ ^２－として分布することによって、腐食促進因子の塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを静電的に防止する。さらに、鋼材表面にＷを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。加えて、微細さびを形成させてさび層を緻密化することで、腐食因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。Ｗを含有する場合には、これらの効果を十分に得るために、Ｗを０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは、０．０３％以上である。一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、顕著な合金コスト上昇を招く。したがって、Ｗを含有する場合にはＷ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。

Ｃｏ：１．０００％以下
Ｃｏは、さび層全体に分布し、緻密なさび層を形成することにより、耐候性を向上させる効果を有する。Ｃｏを含有する場合には、この効果を得るために、Ｃｏの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．３５０％以上とする。一方、Ｃｏ含有量を１．０００％より高くしても効果が飽和することに加え、合金コストが増大する。このため、Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏ含有量を１．０００％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．５００％以下とする。

Ｓｎ：０．３００％以下
Ｓｎは鋼材の耐候性を向上させる元素である。Ｓｎは地鉄表面近傍においてさび層中に存在し、さび粒子を微細化することで腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、Ｓｎは、鋼材表面においてアノード反応を抑制する。Ｓｎを含有する場合には、このような効果を十分に得るために、Ｓｎを０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ｓｎ含有量が０．３００％を超えると、鋼の延性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｎを含有する場合にはＳｎ含有量は、０．３００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。

Ｓｂ：０．３００％以下
Ｓｂは、地鉄表面近傍においてさび層中に存在し、さび粒子を微細化することで腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、Ｓｂは、鋼材表面においてアノード反応を抑制する。Ｓｂを含有する場合には、このような効果を十分に得るために、Ｓｂを０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．３００％を超えると、鋼の延性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｂを含有する場合にはＳｂ含有量は０．３００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．１５０％以下、より好ましくは０．１００％以下である。

Ｎｂ：０．１００％以下
Ｎｂは、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、最終的に得られる結晶粒を細粒化する効果を有する元素である。また、Ｎｂは、空冷時に析出し、強度をさらに向上させる。Ｎｂを含有する場合、前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とするころが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、焼入れ性が過剰となり、マルテンサイトが生成するため所望の組織が得られなくなり、靭性が低下する。そのため、Ｎｂを含有する場合にはＮｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４０％以下とする。

Ｖ：０．１５０％以下
Ｖは、空冷時に析出し、強度をさらに向上させる。また、地鉄表面近傍さび層中にＶＯ_４ ^３－として存在することで、腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。Ｖを含有する場合には、このような効果を十分に得るために、Ｖを０．００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．１５０％を超えると、その効果が飽和する。したがって、Ｖを含有する場合にはＶの含有量は０．１５０％以下とする。

Ｔｉ：０．１００％以下
Ｔｉは、強度を高める元素である。Ｔｉを含有する場合には、このような効果を十分に得るために、Ｔｉを０．００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、靭性の劣化を招く。したがって、Ｔｉを含有する場合にはＴｉ含有量は０．１００％以下とする。

Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、焼入れ性を高め、その結果、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。Ｂを含有する場合、前記効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると焼入れ性過剰となりマルテンサイトが生成して所望の組織が得られなくなるほか、溶接性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合にはＢ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００３０％以下とする。

Ｚｒ：０．１００％以下
Ｚｒは、強度を高める元素である。Ｚｒを含有する場合には、このような効果を十分に得るために、Ｚｒを０．００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．１００％を超えると、その強度向上効果が飽和する。したがって、Ｚｒを含有する場合にはＺｒ含有量は０．１００％以下とする。

Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。Ｃａを含有する場合には、このような効果を十分に得るためには、Ｃａを０．０００１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがって、Ｃａを含有する場合にはＣａの含有量は０．０１００％以下とする。

Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。Ｍｇを含有する場合には、このような効果を十分に得るために、Ｍｇを０．０００１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがって、Ｍｇを含有する場合にはＭｇ含有量は０．０１００％以下とする。

ＲＥＭ：０．０２００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。ＲＥＭを含有する場合には、このような効果を十分に得るために、ＲＥＭを０．０００１％以上含有させることが好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがってＲＥＭを含有する場合にはＲＥＭ含有量は０．０２００％以下とする。

次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。

本発明の一実施形態における鋼板は、面積分率で８０％以上のベイナイトを含み、ベイナイトの平均結晶粒径が円相当径で５０μｍ以下であるミクロ組織を有する。なお、本発明におけるミクロ組織は、鋼板の板厚ｔの１／４位置（１／４ｔ位置）におけるミクロ組織を指すものとする。各組織の面積分率および平均結晶粒径は、鋼板の表面から１／４深さにおける圧延方向に平行な断面をナイタール腐食し、観察することにより測定することができる。より具体的には、実施例に記載した方法で面積分率および平均結晶粒径を求めることができる。

ベイナイトの面積分率：８０％以上
本発明において、ベイナイトは前記ミクロ組織における第１相である。ベイナイトは他の組織よりも、き裂進展の抑制効果が高い。そのため、ベイナイトの面積分率を８０％以上とすることにより、疲労き裂の進展を抑制することができる。ベイナイトの面積分率が８０％未満であると、所望の耐疲労き裂伝播特性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積分率は８０％以上とする。ベイナイトの面積分率は、８５％以上とすることが好ましい。

ベイナイトの平均結晶粒径：５０μｍ以下
ベイナイトを微細化することにより、所望の靭性および全伸び特性を得ることができる。ベイナイトの平均結晶粒径が平均円相当径で５０μｍ超では、所望の靭性が得られない。このため、ベイナイトの平均結晶粒径を平均円相当径で５０μｍ以下とする。ベイナイトの平均結晶粒径は、好ましくは３０μｍ以下とする。ベイナイトの平均結晶粒径は、より好ましくは２０μｍ以下とする。一方、ベイナイトの平均結晶粒径の下限はとくに限定されないが、過度の微細化は製造を困難とすることから、実際の製造においてはベイナイトの平均結晶粒径を５μｍ以上とすることが好ましい。

なお、本発明におけるベイナイトは、上部ベイナイト、アシキュラーフェライト、およびグラニュラーベイナイトを包含するものとする。

本発明の一実施形態における鋼板は、ベイナイト（Ｂ）主体のミクロ組織を有する。しかし、前記ミクロ組織は、さらに任意に他の組織を含んでもよい。以下、ベイナイト以外の組織を「他の組織」という。他の組織は、例えば、マルテンサイト（Ｍｓ）、フェライト（Ｆ）およびパーライト（Ｐ）があってよい。ここで、上述しているマルテンサイトは、島状マルテンサイト、ラス状マルテンサイト、およびレンズ状マルテンサイトを包含し、上述しているフェライトは、ポリゴナルフェライトを含有し、上述しているパーライトは、パーライトおよび擬似パーライトを包含するものとする。

鋼板のミクロ組織が他の組織を含む場合、上述している他の組織の面積分率（合計面積分率）が下記のように限定されるとさらに好ましい。マルテンサイトが過剰に存在すると、局所的に高硬度な領域が形成され、強度は上昇するが、全伸びが低下し、靭性が低下するおそれがある。特に、硬度３００ＨＶ以上のマルテンサイトが１０％以上分散すると、３００ＨＶ以上のマルテンサイトは破壊の起点（メカニズム）となるため、全伸び、靭性が大幅に低下する。そのため、硬度３００ＨＶ以上のマルテンサイトが１０％未満とすることが好ましい。また、フェライトが過剰に存在すると、強度の低下および疲労き裂伝播速度が悪化するほか、局所的に軟質な領域が形成され、硬度差の拡大により全伸びが悪化するおそれがある。そのため、フェライトは１０％以下とすることが好ましい。さらに、この硬度差の拡大に伴い、全伸びが低下するため、異なった相の硬度差は１００ＨＶ以下となるようにすることが好ましい。したがって、ベイナイト以外の組織の合計面積分率を２０％以下とすることが好ましく、上述している他の組織の中で、特に３００ＨＶ以上のマルテンサイトは１０％未満にすることが好ましく、またフェライトは１０％以下にすることが好ましく、母材において異なる相の硬度差は１００以下に抑えることが好ましい。

言い換えると、本発明の一実施形態における鋼板は、
８０～１００％のベイナイト、０～２０％のベイナイト以外の組織からなるミクロ組織を有することができる。ベイナイト以外の組織については特に３００ＨＶ以上のマルテンサイトは１０％未満にすることが好ましく、またフェライトは１０％以下にすることが好ましい。

本発明では、板厚の上限はとくに限定されないが、本発明は比較的薄い鋼板に対してとくに好適に適用される。したがって、本発明における鋼板の板厚は、５０ｍｍ以下とすることが好ましい。

本発明では、引張強さ、降伏応力、全伸び、耐疲労き裂伝播特性は特に限定されるものではないが、好適に適用される。

引張強さ
本発明の鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた引張強さ（ＴＳ）を備えることができる。ＴＳの値はとくに限定されないが、５００ＭＰａ以上とすることが好ましく、５３０ＭＰａ以上とすることがより好ましく、５５０ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。一方、ＴＳの上限についても限定されないが、例えば、７２０ＭＰａ以下とすることが好ましく、７００ＭＰａ以下とすることがより好ましく、６４０ＭＰａ以下がさらに好ましく、６２０ＭＰａ以下が最も好ましい。

降伏応力
本発明の鋼板の降伏応力（ＹＳ）は特に限定されないが、例えば、４２０ＭＰａ以上とすることが好ましく、４３０ＭＰａ以上とすることがより好ましく、４４０ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。また、ＹＳは、５６０ＭＰａ以下とすることが好ましく、５３０ＭＰａ以下とすることがより好ましく、５２０ＭＰａ以下とすることがさらに好ましい。

靭性
本発明の鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた靭性を備える。本発明の鋼板の靭性はとくに限定されないが、靭性の指標の一つである、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ_０を１００Ｊ以上とすることが好ましく、１３０Ｊ以上とすることがより好ましく、１５０Ｊ以上とすることがさらに好ましく、２００Ｊ以上とすることが最も好ましい。一方、ｖＥ_０の上限についても限定されないが、例えば、４００Ｊ以下とすることが好ましく、３００Ｊ以下とすることがより好ましく、２７０Ｊ以下とすることがさらに好ましい。なお、ｖＥ_０は実施例に記載した方法で測定することができる。

全伸び
本発明の鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた全伸び（ＥＬ）を備える。ＥＬの値はとくに限定されないが、１５％以上とすることが好ましく、１６％以上とすることがより好ましく、１７％以上とすることがさらに好ましく、２０％以上とすることが最も好ましい。ＥＬの上限についても特に限定されないが、例えば、３０％以下とすることが好ましい。なお、ＥＬは実施例に記載した方法で測定することができる。

耐疲労き裂伝播抵特性
本発明の鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて優れた疲労き裂伝播抵抗性を備えることができる。疲労き裂伝播抵抗性の指標としては、疲労き裂伝播速度（ｄａ／ｄＮ）を用いることができる。前記疲労き裂伝播速度の値はとくに限定されない。

なお、板厚方向（Ｚ方向）における疲労き裂伝播速度は、次の（ａ）および（ｂ）の条件を満たすことが好ましい。
（ａ）応力拡大係数範囲ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ^１／２の条件における疲労き裂伝播速度が、８．７５×１０^－９（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
（ｂ）応力拡大係数範囲ΔＫ：２５ＭＰａ／ｍ^１／２の条件における疲労き裂伝播速度が、４．２５×１０^－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下
また、圧延方向（Ｌ方向）における疲労き裂伝播速度および幅方向（Ｃ方向）における疲労き裂伝播速度のいずれか一方が、次の（ｃ）および（ｄ）の条件を満たすことが好ましく、両方が（ｃ）および（ｄ）の条件を満たすことがより好ましい。
（ｃ）応力拡大係数範囲ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ^１／２の条件における疲労き裂伝播速度が、１．７５×１０^－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
（ｄ）応力拡大係数範囲ΔＫ：２５ＭＰａ／ｍ^１／２の条件における疲労き裂伝播速度が、８．５０×１０^－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。本発明の一実施形態における鋼板は、上記成分組成を有する鋼素材に対して、下記（１）（２）の工程を施し、必要に応じて（３）の工程を施すことによって製造することができる。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）加速冷却
以下、各工程における条件について説明する。なお、とくに断らない限り、温度は被処理物（鋼素材または熱延鋼板）の表面温度を指すものとする。また、冷却速度は鋼板の厚さ方向の平均温度における冷却速度とする。

上記鋼素材としては、上述した成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。最終的に得られる鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。上記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。

（１）加熱工程
加熱温度：１０５０℃以上、１２５０℃以下
まず、上記鋼素材を１０５０℃以上、１２５０℃以下の温度域まで加熱する。加熱温度が１０５０℃未満であると、次の熱間圧延に必要な温度を確保することができない。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼の結晶粒が粗大化し、靭性が劣化する。加熱工程において保持する場合は、保持時間は１時間以上が好ましい。

（２）熱間圧延
次に、加熱された上記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。その際、本発明の条件を満たす鋼板を製造するためには、熱間圧延における累積圧下率が以下のいずれかの条件を満たす必要がある。

（２－１）
スラブ加熱温度未満、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率：８０％以上
Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率を８０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化し、加速冷却中に変態により生成するベイナイトを微細化させる。Ａｒ_３点以上での圧下率が８０％を下回ると、ベイナイトの微細化が不十分となり、靭性および全伸びが劣化する。一方、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率の上限は特に限定されないが、例えば、９０％以下が好ましく、８５％以下がより好ましい。

（２－２）
スラブ加熱温度未満、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率：８０％未満である場合でも、以下の両方の条件を満たすことで、目的の組織および特性を得ることができる。

９５０℃以上の温度域での累積圧下率：３０％以上
９５０℃以上の温度域での累積圧下率を３０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化する。そしてその結果、加速冷却中に変態により生成するベイナイトが微細化する。累積圧下率が３０％未満では、ベイナイトの微細化が不十分となり、靭性および全伸びが劣化する。一方、９５０℃以上の温度域での累積圧下率の上限は特に限定されないが、例えば、７０％以下が好ましい。

９５０℃未満、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率：３０％以上
９５０℃未満、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率を３０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化し、加速冷却中に変態により生成するベイナイトを微細化させる。Ａｒ_３点以上での圧下率が３０％を下回ると、ベイナイトの微細化が不十分となり、靭性および全伸びが劣化する。一方、９５０℃未満、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率の上限は特に限定されないが、例えば、７０％以下が好ましい。

ここで、Ａｒ_３点は次の式により求めることができる。
Ａｒ_３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏただし、上記の式における元素記号は、鋼素材における当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が鋼素材に含まれていない場合にはゼロとする。

（３）加速冷却
次いで、必要に応じて上記熱間圧延工程で得た熱延鋼板を加速冷却することが好ましい。加速冷却における条件は次の通りとすると各種特性が向上する。

冷却開始温度：Ａｒ_３点以上
上記加速冷却における冷却開始温度がＡｒ_３点未満であるとフェライトや粗大なパーライトが過剰に析出するので、強度および疲労き裂伝播抵抗性をより向上させるためには、冷却開始温度をＡｒ_３点以上とすることが好ましい。一方、冷却開始温度の上限は特に限定されないが、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率を確保するという観点からは、８７０℃以下とすることが好ましい。
また、冷却開始温度がＡｒ_３点以上であるということは、必然的に圧延終了温度がＡｒ_３点以上であることを意味する。圧延終了温度がＡｒ_３点未満であると、二相域圧延となり、全伸びが劣化するが、圧延終了温度がＡｒ_３点以上であれば、オーステナイト単相域で圧延が行われるため、全伸びの劣化を防止できる。

冷却停止温度：７００℃以下、４００℃以上、
未変態オーステナイトをベイナイトに変態させるため、上記加速冷却における冷却停止温度を７００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは６５０℃以下とする。冷却停止温度が７００℃を超える場合、フェライトが生成するため疲労き裂伝播抵抗性の上昇が小さくなる。一方、冷却停止温度が４００℃未満である場合、マルテンサイトの生成量が増加する結果、靭性および全伸びが低下するため、疲労き裂伝播抵抗性の上昇が小さくなる。そのため、冷却停止温度は、４００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは４１０℃以上とする。

平均冷却速度：２．０℃／ｓ以上
上述した加速冷却における平均冷却速度は、２．０℃／ｓ以上とすることが好ましい。平均冷却速度が２．０℃／ｓ未満ではフェライトが生成し、疲労き裂伝播抵抗性の上昇が小さくなる。また、靭性が低下するので所望の全伸びの上昇が小さくなる。なお、平均冷却速度は、加速冷却開始から加速冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度を指すものとする。

上記加速冷却を行う方法はとくに限定されず、任意の方法を用いることができるが、水冷を用いることが好ましい。

上記加速冷却終了後の処理はとくに限定されない。例えば、加速冷却終了後の鋼板を雰囲気中で放冷することができる。上述している放冷では、例えば、室温まで冷却することができる。また、加速冷却終了後、任意に、レベラ－により鋼板の反りを矯正することもできる。

なお、熱間圧延後、鋼板温度は直ちに低下する。そのため、本発明の鋼板は、搬送ライン上に圧延装置、加速冷却装置を設けた設備を利用するオンラインプロセスで製造することが好ましい。

以下、本発明の作用効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。

以下の手順で鋼板を製造した。

まず、転炉－連続鋳造法により、表１に示す成分組成を有する鋼スラブ（鋼素材）を作製した。
次に、鋼スラブを、表２に示した加熱温度に加熱し、次いで、表２に示した累積圧下率で熱間圧延して熱延鋼板とした。熱間圧延における圧延終了温度と、得られた熱延鋼板の板厚（最終板厚）を表２に併記する。その後、熱延鋼板を表２に示した条件で加速冷却して、鋼板を得た。得られた鋼板の板厚は、上述している最終板厚と同じである。

得られた鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、機械的特性、耐候性、および疲労き裂伝播特性を評価した。評価方法を以下に説明する。各評価の結果を表３に示す。

（ミクロ組織）
まず、鋼板の板厚方向１／４ｔ位置から、長さ方向断面が観察面となるようにミクロ組織観察用サンプルを採取した。ここで、長さ方向断面とは、鋼板の幅方向に垂直な断面を指すものとする。次いで、前記サンプルの表面をナイタール腐食した後、４００倍の光学顕微鏡と２０００倍の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で組織をそれぞれ１枚ずつ撮影した。撮影された画像を用いて、存在する組織を同定した。さらに、画像解析ソフト（Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ）を用いて光学顕微鏡画像を解析し、ベイナイトの領域、フェライトの領域、パーライトの領域、マルテンサイトの領域を区分し、各々の面積分率を求めた。
さらに、ＩＳＯ１４５７７に基づいて、上記で同定されたマルテンサイトについて硬度を測定し、総マルテンサイトに対して、硬度が３００ＨＶ以上となるマルテンサイトの割合を求めた。なお、その他の組織としてマルテンサイトが形成された発明例（鋼板Ｎｏ．６、２７）において硬度が３００ＨＶ以上となるマルテンサイトが総マルテンサイトに対して１０％未満の割合であった。

（ベイナイトの平均結晶粒径）
さらに、上述しているミクロ組織観察用サンプルを用いて、ベイナイトの平均結晶粒径を測定した。測定においては、まず、前記サンプルの表面を鏡面研磨し、ＳＥＭに付帯するＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋ－ＳｃａｔｔｅｒｉｎｇＰａｔｔｅｒｎ（ＥＢＳＰ）装置を用いて電子線後方散乱回折像から結晶方位を測定した。２００μｍ四方に囲まれた領域内を０．３μｍ間隔で測定し、隣り合う結晶粒との結晶方位差が１５°以上である粒界に囲まれた領域を結晶粒と定義し、結晶粒の平均円相当径を求めた。得られた平均円相当径をベイナイトの平均結晶粒径と見なす。

（機械的特性）
鋼板の板幅方向（Ｃ方向）から全厚引張試験片を採取した。全厚引張試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を実施して降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、および全伸び（ＥＬ）を測定した。なお、測定においては、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準じて使用する試験片の種類を選択した。具体的には、まず、ＪＩＳ１Ａ号試験片を使用して引張試験を行い、その結果、引張強さが６５０ＭＰａ以上であった実施例Ｎｏ．１３、１４、１６、１８、２７については、ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を再度行い、ＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験の結果を採用した。

また、前記鋼板の板厚中心部から、圧延方向（Ｌ方向）に平行にシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２０２に準拠してシャルピー衝撃試験を０℃で行い、吸収エネルギーｖＥ_０を測定した。

（耐候性）
得られた鋼板のそれぞれより、５０ｍｍ×５０ｍｍ×４ｍｍの試験片を採取し、試験片の端面、裏面をテープシールし、表面露出部の面積が４０ｍｍ×４０ｍｍとなるように表面もテープシールした。以上により得られた試験片について、耐候性を評価した。
耐候性を評価する方法としては、実際の橋梁などの構造物において最も厳しい環境と考えられる、雨掛かりの無い桁内部の環境を模擬した腐食試験を行った。腐食試験はサンプル表面に塩分を付着させた状態で温湿度サイクルを繰り返して行った。
温湿度サイクルは、温度４０℃、相対湿度４０％ＲＨの乾燥工程を１１時間、その後、移行時間を１時間とった後、温度を２５℃、相対湿度を９５％ＲＨの湿潤工程を１１時間として、その後１時間移行時間をとり、合計２４時間で１サイクルとし、実環境の温湿度サイクルを模擬した。
温湿度サイクル開始前、および７サイクルごとに、試験片表面に付着する塩分が１．４ｍｇ／ｄｍ^２となるように、乾燥工程前に試験片の表面に人工海水を滴下した。
この条件にて、２６週間で温湿度サイクル１８２サイクルの試験を行った。
また、腐食試験終了後、３７％塩酸５００ｍＬ、ヘキサメチレンテトラミン３．５ｇ、ヒビロン（アイコーケミカル社製インヒビター）３ｍＬに蒸留水を加えて１Ｌ（リットル）とした除錆溶液に、試験片を浸漬して脱錆した。なお、重量の測定は、第１４５回腐食防食シンポジウム資料「腐食減耗評価方法の高精度化」に記載の方法に準拠した。さらに、得られた重量と初期重量との差を求めて、それを試験片の試験対象面の面積で除することで、試験片片面の平均板厚減少量を算出した。平均板厚減少量を耐候性の指標とした。
なお、飛来塩分量約０．５ｍｄｄは、海岸近傍などの飛来塩分量が多い環境に相当するが、これまでの知見から、本腐食試験における鋼板厚減少量（１８２日間）は、飛来塩分量が約０．５ｍｄｄの実際の環境に１８２日間暴露した場合の腐食による鋼板厚減少量と同等になることがわかっている。
また、試験により得られた平均板厚減少量から外挿により１００年後の腐食量を求めた場合、本腐食試験の期間にて得られる平均板厚減少量が２２μｍ以下であれば、１００年後の平均板厚減少量は層状剥離錆の発生が無い０．５ｍｍ以下と予想される。
一般に、無塗装耐候性鋼の橋梁への適用可否の目安は、１００年後の板厚減少量が０．５ｍｍ以下であることが知られているので、各種鋼材に対して本腐食試験を行い、得られる平均板厚減少量が２２μｍ以下であれば無塗装耐候性鋼の橋梁への適用が可となる。そこで、表３において、平均板厚減少量が２２μｍ以下である場合に耐候性が優れると判定した。

（疲労き裂伝播抵抗性）
疲労き裂伝播抵抗性の指標として、板厚方向（Ｚ方向）、圧延方向（Ｌ方向）、および幅方向（圧延方向と垂直な方向、Ｃ方向）における疲労き裂伝播速度（ｄａ／ｄＮ）を、それぞれ応力拡大係数範囲ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ^１／２と２５ＭＰａ／ｍ^１／２の２条件において測定した。
圧延方向および幅方向
圧延方向（Ｌ方向）における疲労き裂伝播速度は、荷重負荷方向が圧延方向となるように鋼板から採取した試験片を用いて測定した。同様に、幅方向（Ｃ方向）における疲労き裂伝播速度は、荷重負荷方向が幅方向となるように鋼板から採取した試験片を用いて測定した。前記試験片は、ＡＳＴＭＥ６４７に準拠したコンパクトテンション試験片とした。上述している測定においては、クラックゲージ法に基づいて疲労き裂伝播試験を実施し、疲労き裂伝播速度を求めた。
板厚方向
一方、板厚方向（Ｚ方向）における疲労き裂伝播速度の測定においては、片側切欠単純引張型疲労試験片を使用した。鋼板から上述している試験片を採取し、板厚方向にき裂が進展する時の疲労き裂伝播速度を測定した。

表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす鋼板は、以下の条件をすべて満たす、極めて優れた特性を備えていた。特に、優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸びを兼ね備えており、さらに、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて疲労き裂伝播抵抗性に優れていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の鋼板は、以下の条件の少なくとも１つを満たさなかった。
ＴＳ：５００ＭＰａ以上
ＥＬ：１５％以上（ＪＩＳ１Ａ号試験片を使用した場合）、
ＥＬ：１９％以上（ＪＩＳ５号試験片を使用した場合）、
ｖＥ_０：１００Ｊ以上
Ｌ方向およびＣ方向における疲労き裂伝播速度：
ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ^１／２の条件において１．７５×１０^－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
ΔＫ：２５ＭＰａ／ｍ^１／２の条件において８．５０×１０^－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
Ｚ方向における疲労き裂伝播速度：
ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ^１／２の条件において８．７５×１０^－９（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
ΔＫ：２５ＭＰａ／ｍ^１／２の条件において４．２５×１０^－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
平均板厚減少量：２２μｍ以下

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１０％以上、０．２００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．００％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、２．００％以下、
Ｐ：０．００１％以上、０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００１％以上、０．０３５０％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｃｕ：０．１０％以上、１．５０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以上、６．００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板のミクロ組織が、面積分率で８０％以上のベイナイトを含み、
前記ベイナイトの平均結晶粒径が円相当径で５０μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
成分組成として、質量％で、Ｎｉ：２．００％超え、６．００％以下を含有し、
さらに質量％で、
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｗ：１．００％以下、
Ｃｏ：１．０００％以下、
Ｓｎ：０．３００％以下、
Ｓｂ：０．３００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ：０．１５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを１０５０℃以上、１２５０℃以下の温度域に加熱し、
前記加熱後に、スラブ加熱温度未満、Ａｒ_３点以上の温度域における累積圧下率が８０％以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを１０５０℃以上、１２５０℃以下の温度域に加熱し、
前記加熱後に、９５０℃以上の温度域での累積圧下率が３０％以上、
９５０℃未満、Ａｒ_３点以上の温度域での累積圧下率が３０％以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
前記熱間圧延後に、加速冷却を行い、
前記加速冷却において冷却開始温度がＡｒ_３点以上、冷却停止温度が７００℃以下、４００℃以上、冷却開始から冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上であることを特徴とする請求項３に記載の鋼板の製造方法。
前記熱間圧延後に、加速冷却を行い、
前記加速冷却において冷却開始温度がＡｒ_３点以上、冷却停止温度が７００℃以下、４００℃以上、冷却開始から冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上であることを特徴とする請求項４に記載の鋼板の製造方法。