耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材与制造方法

摘要

本发明提出一种具有主要由硬质相构成的组织的耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材及其制造方法。由作为主要组织的铁素体/贝氏体构成，自从(110)面的X射线衍射强度的半值宽度在0.13度以上。具体说明，钢组成为，C：0.01～0.10％、Si：0.03～0.6％、Mn：0.5～2.0％、sol.Al：0.005～0.10％、N：0.0005～0.008％、并且，Ft(3Mn+Cu+1.5Cr+1.8Ni+1.5Mo)：4.0～6.0％，或者，含有B在0.0030％以下，Ft：3.5～5.5％，还可以含有Cu、Ni、Cr、Mo内的一种以上。热轧后进行淬火处理而制造。

权利要求

1.一种耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，其组织由以面积率计合计为90％以上的铁素体和贝氏体构成，珠光体的面积率在10％以下，并且，从(110)面的X射线衍射强度的半值宽度在0.13度以上。

2.一种耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，其组织由以面积率计合计为90％以上的铁素体和贝氏体构成，珠光体的面积率在10％以下，从(110)面的X射线衍射强度的半值宽度在0.13度以上，并且，钢的成份，以质量％计，满足下述(1)、(2)式，

6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30…(1)

0.01≤C/Mn≤0.10         …(2)。

3.根据权利要求1或2所述的耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，含有C：0.01％以上且在0.10％以下、Si：0.03％以上且在0.60％以下、Mn：0.5％以上且在2.0％以下、sol.Al：大于0.005％且在0.10％以下、N：0.0005％以上且在0.008％以下，残余部由Fe以及不可避免的杂质构成。

4.根据权利要求1或2所述的耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，含有C：0.01％以上且在0.10％以下、Si：0.03％以上且在0.60％以下、Mn：0.3％以上且在2.0％以下、sol.Al：大于0.005％且在0.10％以下、N：0.0005％以上且在0.008％以下、B：0.0003～0.0030％，残余部由Fe以及不可避免的杂质构成。

5.根据权利要求3所述的耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，还含有由Cu：低于0.7％、Ni：3.0％以下、Cr：低于1.0％、Mo：0.80％以下、W：0.05～0.50％组成的群内的1种以上，并且满足下式(4)，

0.01≤C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(4)。

6.根据权利要求4所述的耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，还含有由Cu：低于0.7％、Ni：3.0％以下、Cr：低于1.0％、Mo：0.80％以下、W：0.05～0.50％组成的群内的1种以上，并且满足下式(4)，

0.01≤C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(4)。

7.根据权利要求5所述的耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，还含有由Nb：0.005％以上且在0.08％以下、Ti：0.005％以上且在0.03％以下、V：0.005％以上且在0.080％以下组成的群内的1种以上，并且满足下式(3)，

0.01≤C/(Mn+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(3)。

8.根据权利要求6所述的耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，还含有由Nb：0.005％以上且在0.08％以下、Ti：0.005％以上且在0.03％以下、V：0.005％以上且在0.080％以下组成的群内的1种以上，并且满足下式(3)，

0.01≤C/(Mn+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(3)。

9.根据权利要求5所述的耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，还含有由Ca：0.007％以下、Mg：0.007％以下、REM：0.05％以下组成的群内的1种以上。

10.根据权利要求6所述的耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，还含有由Ca：0.007％以下、Mg：0.007％以下、REM：0.05％以下组成的群内的1种以上。

说明书

技术领域

本发明涉及一种作为船体、土木建筑物、建筑机械、水压铁管、海洋结构物、管线用管等结构用材料使用的厚钢板等的钢材，特别是490MPa级的耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材及其制造方法。

背景技术

近年来，焊接结构物大型化的倾向越来越显著，希望其高强度化和轻量化。但是，在使用高强度钢时因为设计应力上升，所以从焊接部容易发生疲劳破坏变，其改善成为重要的问题。在结构用钢材等的厚钢板中，一般为了实施焊接施工，如果能使自焊接部发生、进展的疲劳龟裂在钢材中停滞，则对延长结构物的疲劳寿命十分有效。因此，纷纷提出了具有疲劳龟裂进展控制效果的钢板。
在特開平7-90478号公报中，公开了一种耐疲劳龟裂进展性良好的钢板及其制造方法。此钢板，具有延伸存在于轧制方向的带状的硬质的第二相，以面积率计5～50％的比率散布于软质的母相内的组织。
还有软质相作为母相存在，并且硬质的第二相呈带状，延伸存在于钢板轧制方向，可以抑制龟裂进展。可是在此方法中，疲劳龟裂的进展的抑制效果仅限于板厚方向，对其他方向的进展抑制效果小。
还有，在特開平6-271985号公报中公开了一种耐疲劳龟裂传播特性优异的钢板，其组织主要由铁素体、珠光体、贝氏体的1种或者2种以上构成，此外使平均存在间隔为20μm以下、并且平均扁平比5以上的形状的岛状马氏体，以体积率0.5～5％的比率存在。但是，在高强度钢中，若平均偏平比大的岛状马氏体存在，则会导致韧性劣化。
在特開平7-242992号公报中公开了一种具有疲劳龟裂抑制效果的钢板，其中组织由硬质部的基体，和分散于此基体的软质部构成，此2部分的硬度差以维氏硬度计在150以上。但是，在作为得到硬度差150以上的薄壁的原料等中，需要将强度稳定在490MPa级而进行控制，这并不容易。

发明内容

本发明所做是为解决这些课题，其目的在于提供一种耐疲劳龟裂进展抑制特性优异的钢材及其制造方法，是作为船体，土木建筑物，建筑机械，水压铁管，海洋结构物，管线用管等结构用材料使用的钢材。
本发明者们，就钢的结晶组织和疲劳龟裂进展抵抵抗性的关系，反复进行种种研究的结果，得出如下的认识。
即，硬质相(贝氏体、马氏体、回火马氏体等)的组织中的位错密度影响疲劳龟裂进展速度，特别是，所述位错密度很高时，在具有以硬质相为主体的组织的钢中，也能得到疲劳龟裂进展抵抗性高，耐疲劳性优异的高强度的钢材。在具有如此以硬质相为主体的组织的钢中，疲劳龟裂进展抵抗性也很优异，这被认为是在钢接受反复变形的过程中，位错密度高的硬质相的硬度降低，由此有助于降低疲劳龟裂前端的开口载荷。
此位错密度高的组织可以在低温由相变组织而获得。并且，因为在低温相变的位错密度高的组织大量含有晶格应变，在进行X射线衍射试验时的衍射强度分布中，峰值的宽度变大。因此，充分的疲劳龟裂进展抵抗性，在由X射线衍射试验所得到衍射强度的半值宽度(强度在峰值强度的1/2的分布宽度，单位“度”)在一定值以上时能够获得。
本发明以这些成果为基础而完成，其要点包括，下述(1)～(8)记载的疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，以及(9)～(13)记载的相关制造方法。
(1)耐疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其特征在于，其组织主要以铁素体和贝氏体构成，珠光体的面积率在10％以下，并且，自(110)面的X射线衍射强度的半值宽度在0.13度以上。
(2)耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材，其特征在于，其组织主要以铁素体和贝氏体构成，珠光体的面积率在10％以下，并且，钢的成份(质量％)满足下述(1)、(2)式。
6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30  …(1)
0.01≤C/Mn≤0.10…(2)
(3)耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材，其特征在于，其组织主要以铁素体和贝氏体构成，珠光体的面积率在10％以下，从(110)面的X射线衍射强度的半值宽度在0.13度以上，并且，钢的成份(质量％)满足下述(1)、(2)式。
6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30  …(1)
0.01≤C/Mn≤0.10           …(2)
(4)根据上述(1)～(3)任一记载的耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，含有C：0.01％以上且在0.10％以下、Si：0.03％以上且在0.60％以下、Mn：0.5％以上且在2.0％以下、sol.Al：大于0.005％且在0.10％以下、N：0.0005％以上且在0.008％以下，残余部由Fe以及不可避免的杂质组成。
(5)根据上述(1)～(3)任一记载的耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材，其特征在于，钢的化学组成，以质量％计，含有C：0.01％以上且在0.10％以下、Si：0.03％以上且在0.60％以下、Mn：0.3％以上且在2.0％以下、sol.Al：大于0.005％且在0.10％以下、N：0.0005％以上且在0.008％以下、B：0.0003～0.0030％，残余部由Fe以及不可避免的杂质组成。
(6)根据上述(4)或(5)记载的耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材，其钢的化学组成，以质量％计，还含有Nb：0.005％以上且在0.08％以下、Ti：0.005％以上且在0.03％以下、V：0.005％以上且在0.080％以下组成的群内的1种以上，并且满足下式(3)。
0.01≤C/(Mn+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(3)
(7)根据上述(4)～(6)任一记载的耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材，其钢的化学组成，以质量％计，还含有Cu：低于0.7％、Ni：3.0％以下、Cr：低于1.0％、Mo：0.80％以下、W：0.05～0.50％组成的群内的1种以上，并且满足下式(4)。
0.01≤C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(4)
(8)根据上述(4)～(7)任一记载的耐疲劳龟裂进展特性优异的钢材，其钢的化学组成，以质量％计，还含有Ca：0.007％以下、Mg：0.007％以下、REM：0.05％以下组成的群内的1种以上。
(9)疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材的制造方法，其特征在于，具有：将具有上述(4)～(8)任一记载的化学组成的铸造扁坯加热到1000℃～1250℃的加热工序；对被加热的所述扁坯实施热轧的热轧工序；对实施所述热轧的钢材实施冷却的冷却工序；在所述冷却工序中，以5～25℃/s作为650℃～400℃之间的平均冷却速度进行加速冷却，在400℃以下的温度停止该加速冷却，此后，使复热温度幅度处于70℃以下，结束冷却。
(10)疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材的制造方法，其特征在于，具有：将具有所述(4)～(8)任一记载的化学组成的铸造扁坯加热至1000℃～1250℃的加热工序；对被加热的所述扁坯实施热轧的热轧工序；此后不进形加速冷却的放置冷却的工序；再加热到Ac1点+50℃以上的加热工序；对被再加热的所述钢材实施冷却的冷却工序；在所述冷却工序中，以5～25℃/s作为650℃～400℃之间的平均冷却速度实施加速冷却，在400℃以下的温度停止该冷却，此后，使复热温度幅度处于70℃以下，结束冷却。
(11)疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材的制造方法，其特征在于，将由
(10)记载的再加热、冷却工序进行2次以上。
(12)疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材的制造方法，其特征在于，在由
(9)记载的制造方法中，具有：在结束冷却之后再加热到Ac1点+50℃以上的加热工序；对所述被再加热的钢材实施冷却的冷却工序；在所述冷却工序中，将5～25℃/s作为650℃～400℃之间的平均冷却速度实施加速冷却，在400℃以下的温度停止该冷却，此后，使复热温度幅度处于70℃以下，结束冷却。
(13)疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材的制造方法，其特征在于，除(9)～(12)任一记载的制造方法外，再加热到Ac1点以下的温度进行回火。
本发明的疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材的性能，没有特别限定，但作为优选性能，疲劳龟裂进展速度应在3×10-5mm/cycle以下。并且，在钢材韧性被强调时，在冲击试验中兼备吸收能量在vE-20在100J以上的特性。

附图说明

图1是用于说明X射线衍射的半值宽度测定法的模式图。图1(a)、(b)是表示在各自(110)面的衍射强度的曲线图。
图2(a)是表示伺服脉冲发生器疲劳试验装置的概要的模式图，图2(b)是表示疲劳试验片的形状的模式图。

具体实施方式

限定本发明的钢材的组织和化学组成的理由如下所述。
组织：本发明的钢材，为了容易取得高强度，该组织主要由铁素体和贝氏体构成。所述贝氏体含有上部贝氏体、下部贝氏体、针状铁素体、粒状贝氏体等的组织。
“主要”的意义，意味着在钢的组织中，铁素体和贝氏体的组织的构成比率以合计面积率在90％以上。残余的组织没有特别限定，珠光体、准珠光体组织等，通常所观察的组织均可。
X射线衍射的半值宽度：半值宽度，是在X射线衍射强度的分布中，将衍射强度成为峰值强度的1/2部分的分布宽度，由衍射角度表示的值。在高温生成，位错密度小的组织半值宽度也越小。半值宽度大的组织位错密度越大，疲劳龟裂进展抵抗性也越优异。
进行X射线衍射的结晶面，从最一般的能够使用的理由出发，以(110)面作为对象。由本发明规定的半值宽度，为了得到良好的疲劳龟裂进展抵抗性，将(110)面的衍射强度的半值宽度设为0.13度以上。490MPa的钢的情况，从强度等的平衡的观点出发，优选设为0.13～0.24度。
图1是对X射线衍射强度的数据的半值宽度的解析法进行说明的模式图。图1(a)，(b)是表示在各自(110)面的衍射强度的曲线图。如图1(a)所示，半值宽度，是在衍射强度的峰值中，将衍射强度为最高的强度值的1/2处的分布的宽度以角度进行表示。如图1(b)所示，当峰值被分成2个时，取高的一方的峰值的1/2的值。
上述半值宽度，由衍射谱Kα1和Kα2的峰值独立出现时，由Kα1和Kα2的值重叠出现时合计的宽度测定Kα1的值。再者，上述半值宽度的测定，在厚度方向从钢材表面进入1mm的内部的部位中，在与轧制面平行的面进行。
式(1)的值：6以上且30以下
式(1)表示作为硬质相的贝氏体组织的比率，式(1)的值低于6时，铁素体+贝氏体组织中的贝氏体的比率不充分，即使在本发明的制造条件中制造钢板，也不能得到适当的半值宽度，从而无法得到良好的疲劳强度进展抵抗性。
反之式(1)的值大于30时，为了使强度成为490MPa级，不得不使铁素体+贝氏体组织中的铁素体组织增加，此时也不能得到良好的疲劳强度进展抵抗性。
式(2)，(3)，(4)：0.01以上且0.10以下
这些式表示贝氏体组织的硬度，该值低于0.01时，贝氏体组织的硬度变得不充分，无法得到良好的疲劳强度进展抵抗性。反之大于0.10时，对相变的过程的冷却速度依赖性变大，在钢板整体中很难得到均衡的疲劳强度进展抵抗性。
在本发明的优选方式中钢的化学组成更具体的限定理由如下。
C：是对提高钢的强度有效的元素，为得到钢的强度，而使其含有0.01％以上。然而若使其含有超过0.10％，则韧性会劣化，所以为了避免此情况，将C的含量设在0.10％以下。优选在0.03～0.07％。
Si：是对钢的脱氧有效的元素，为得到此效果而使其含有0.03％以上。但是，若使其含有超过0.60％，则促进M-A组织的形成。在此，M-A组织为形成于贝氏体组织中的岛状马氏体的一种，是含有残留奥氏体的M-A相变生成物。由于M-A组织硬度非常高，容易使韧性劣化的问题众所周知。因此为避免韧性劣化，将Si含量设在0.60％以下。优选设在0.3％以上且在0.5％以下。
Mn：是对提高淬火性有效的元素，为了使强度上升和提高疲劳龟裂进展抵抗性，使其含有0.5％以上。另一方面，因为若超过2.0％则韧性会劣化，所以将Mn含量设在2.0％以下。
但是，若如后所述在含有B时，可设为Mn：0.3％以上、2.0以下。
sol.Al：Al与Si同样是脱氧所必要的元素，为了得到此效果使其含有超过0.005％的sol.Al。另一方面，若sol.Al含量超过0.10％，则M-A比率(M-A组织的存在比率)增加，韧性劣化。为避免此情况，将sol.Al含量设在0.10％以下。
N：与Al和Ti结合而成为析出物，有助于奥氏体粒的细化，具有改善韧性的作用。为得到此效果，使其含有N为0.0005％以上。另一方面，N含量若超过0.008％，则M-A比率增加，从而韧性劣化。为了避免此情况，将N含量设在0.008％以下。
B：不是必需元素，但B有显著地提高淬火性的作用，对使强度上升和提高疲劳强度进展抵抗性有效。因此，为了得到上述这些效果，也可以使其含有。为了得到所述效果，使其含有0.0003％以上为有效。但是，因为若使其含有B超过0.0030％，则韧性将劣化，所以其上限希望为0.0030％。在含有B时，Mn的下限可设为0.3％。
Nb：不是必需元素，但其具有通过颗粒细化作用使韧性提高的作用。并且，因增加淬火性所以对强度提高和疲劳龟裂进展控制有效。因此，为得到此效果也可以使其含有。此时，希望使其含有Nb为0.005％以上。另一方面，因为若此含量超过0.08％则韧性会劣化，所以其上限为0.08％。进一步优选为0.06％以下。
Ti：不是必需元素，但因对强度的提高和疲劳龟裂进展的控制有效，所以为得到这些效果也可以使其含有。为了得到所述效果希望使其含有0.005％以上。另一方面，因为若超过0.03％则韧性会劣化，所以其上限希望设为0.03％。
V：不是必需元素，但因对强度的提高有效，所以为得到此效果也可以使其含有。在含有时，为得到所述效果，希望使其含有在0.005％以上。另一方面，因若超过0.080％则韧性会劣化，所以其上限希望设为0.080％。
Cu：不是必需元素，但因有提高钢的强度的作用，所以由此目的也可以使其含有。为了得到此效果希望使其含有0.3％％以上。但是，因为若其含量达到0.7％以上，则钢的韧性会劣化，所以使其含有时，其上限设为低于0.7％。优选为低于0.5％。
Ni：不是必需元素，但有提高钢的强度的作用，并且，对疲劳龟裂进展控制也有效。因此，为得到这些效果也可以使其含有。为了得到此效果希望使其含有0.2％以上。但是，若其含量超过3.0％，则因为与成本上升相应的高强度化和疲劳龟裂进展控制效果不明显，所以在使其含有时其上限也设为3.0％。
Cr：不是必需元素，但有提高钢的强度的作用，并且，对疲劳龟裂进展控制也有效。因此，为得到这些效果也可以使其含有。此情况下希望使其含有0.3％以上。但是，因若使其过量含有则韧性会劣化，所以在使其含有时也希望低于1.0％。
Mo：不是必需元素，但有提高钢的强度的作用，并且，对疲劳龟裂进展控制也有效。因此，为得到这些效果也可以使其含有。此情况下希望其含有为0.3％以上。然而，因若使其过量含有则韧性会劣化，所以含有时希望设为0.80％以下。
W是用于提高母材强度使其提高耐腐蚀性的有效的元素。为得到此效果而添加为0.05％以上。但是若超过0.5％会导致韧性的劣化。
Ca通过细化组织而有助于韧性改善。但是，若含有超过0.007％，则Ca夹杂物的量变得过量反而会使韧性劣化。因此Ca的量设为0.007％以下。并且希望添加量的范围在0.0015％以上且在0.0030％以下。
Mg通过细化组织而有助于韧性改善。但是，若含有超过0.007％，则Mg夹杂物的量变得过量反而会使韧性劣化。因此Mg的量设为0.007％以下。并且希望添加量的范围在0.0005％以上且在0.0030％以下。
Ce通过细化组织而有助于韧性改善。但是，若含有超过0.007％，则Ce夹杂物的量变得过量反而会使韧性劣化。因此Ce的量设为0.007％以下。并且希望添加量的范围在0.0005％以上且在0.0030％以下。
Y通过细化组织而有助于韧性改善。但是，若含有超过0.5％，则Y夹杂物的量成为过量反而韧性劣化。因此Y的量设为0.5％以下。并且希望添加量的范围在0.01％以上且在0.05％以下。
Nd通过细化组织而有助于韧性改善。但是，若含有超过0.5％，则Nd夹杂物的量成为过量反而韧性劣化。因此Nd的量设为0.5％以下。并且希望添加量的范围在0.01％以上且在0.05％以下。
REM通过细化组织而有助于韧性改善。但是，若含有超过0.5％，则Nd夹杂物的量成为过量反而韧性劣化。因此REM的量设为0.5％以下。并且希望添加量的范围在0.005％以上且在0.03％以下。
在本发明中的化学组成的残余部是Fe以及不可避免的杂质。作为杂质的1种P，S被示例，但P，S分别优选限制在0.015％以下，0.005％以下。
本发明的疲劳龟裂进展抵抗性优异的钢材，其制造的方法没有特别限定，只要能得到所期待的特性，可以使用众所周知的热轧设备，或者众所周知的热轧设备和众所周知的热处理设备进行制造。但是，其制造条件以以下叙述的方法为宜。
将具有本发明的化学组成的铸造扁坯加热至1000℃～1250℃后，实施热轧。接着在对其冷却时，在所得到的热轧钢材的冷却工序中，以5℃/s以上作为650℃～400℃之间的平均冷却速度进行加速冷却，优选为大于5℃/s且在25℃/s以下，在400℃以下的温度停止该加速冷却，此后，使复热温度幅度处于70℃以下并结束冷却。
此处，所谓复热温度幅是停止冷却时的到达温度，和由冷却停止后的钢板内部的热量提升的表面温度的稳定时的温度的差。具体地说，是金属板在离开水冷装置随即测定的温度，和此后根据板厚在20～50秒的时候对其测定的温度的差。
铸造扁坯的加热温度在不足1000℃时，铁素体率变高，龟裂的进展速度变快。在超过1250℃时组织变得粗大，韧性劣化。
热轧后根据本发明进行加速冷却，但此时的冷却过程之内的650℃～400℃之间的平均冷却速度在低于5℃/s时，铁素体率变高，同样龟裂的进展速度变快。优选为25℃/s以下。加速冷却停止温度若超过400℃时，铁素体率变高，进展速度变快。优选为350℃以上。
到加速冷却停止后冷却结束为止之间的复热温度幅在超过70℃时，位错密度减小而进展速度变快。为了减小复热温度幅，优选为减小冷却中的钢板表层与中心部的温度差，并且在冷却结束时，至少使表层部的相变结束。
再者，加速冷却，也可以在热轧后，先自然冷却一下在进行再加热。
此处，为了减小钢板表层与中心部的温度差，与冷却带的前段相比，可以加大后段的冷却速度。还有，为了在加速冷却停止时使表层部的相变完成，加速冷却的停止温度优选为400℃以下。
根据本发明的优选方式，加速冷却后的冷却结束之后，或是不进行加速冷却而结束自然冷却之后，再加热到Ac1点+50℃以上，进行加速冷却。此时再加热到Ac1点+50℃以上，是因为低于Ac1点+50℃，奥氏体相变不能充分发生，在此后的冷却中相变组织分率降低，不能充分得到疲劳特性优异的组织。因此，把再加热温度定为Ac1点+50℃。优选加热温度在Ac3点以上。
关于冷却条件如上所述。此条件对在线加速冷却和以离线加速冷却均不变。
还有回火温度若超过Ac1点，则产生奥氏体相变，引起反复软化的降低和强度，韧性的降低。因此，回火温度设为Ac1点以下。还有，回火温度优选为550℃以下。
并且，再加热到Ac1点+50℃以上，进行冷却的工序，根据需要可以进行2次以上。进行对Ac1点+50℃以上的再加热和冷却的工序，反复进行2次以上，由此，冷却后的组织变得微细，强度和韧性被改善。
本发明是这样的一种钢材，不过，作为此时的钢材是板材，当然也含有管材、棒材、型材、线材等多种形态的材料。
实施例
将表1表示的化学组成的钢进行实验室的真空熔炼，作为厚度100～160mm的扁坯，以各种的条件实施热轧后，以各种的条件进行冷却作为厚度12～40mm的厚钢板。热轧条件和冷却条件如表2所示。


由以下的方法，对所得到的钢板的组织、X射线衍射的半值宽度、抗拉强度、韧性以及疲劳龟裂进展速度进行了调查。
钢的组织，对从相当于板厚的1/4的部分采取的试验片的断面进行研磨，利用2％的硝酸乙醇腐蚀液对表面实施蚀刻，通过光学显微镜观察在1试验片中进行10视野的测量，以10个的测定值的平均数决定该钢板的组织。
X射线衍射的半值宽度，采取25mm角状试验片，以厚度方向对从表面1mm内侧的与轧制面平行的表面进行电解研磨作为测定面。
X射线测定，使用理学电机(社)制造的RU-200进行。使用钴辐射源，输出功率是30kV、100mA。在25mm角状的试验片之内，假定直径20mm的范围。
抗拉试验片是从板厚度的中心部与轧制方向平行采取JIS 14A号抗拉试验片，供于抗拉试验。韧性，从板厚中心部平行于轧制方向采取JIS-Z2202所规定的4号摆锤冲击试验片，进行摆锤冲击试验，求出冲击吸收能量(vE-20，单位J)。
疲劳龟裂进展速度，使用图2(a)所示的伺服脉冲发生器装置，和图2(b)所示的CT试验片1，通过疲劳试验法进行测定。在图2(a)所示的装置中，参照号码分别表示为1：CT试验片、2：试验溶液槽、3：溶液循环泵、4：测力仪、5：液压缸、6：液压动力源、7：伺服阀、8：波形发生器、9：负荷控制器、10a以及10b：负荷棒。在图2(b)所示CT试验片1(60×62.5mm，厚度12.5mm)上施有2.5mm的切口10，负荷棒10a以及10b安装于其上下的孔部12中。
根据本装置，在试验溶液槽2中，在试验片1中由自液压缸5经由负荷棒10a以及10b对切口前端部负荷反复应力。试验片在厚度方向从板厚中心的部分采取，使切口的纵长方向与轧制垂直方向平行。
疲劳试验条件如下。
f(反复速度)＝20Hz
R(应力比)＝0.1
T(试验温度)＝室温
试验气氛是在大气中。
疲劳破裂进展试验的结果，对任一的试验片，均进行了中ΔK领域(ΔK：在应力扩大系数范围的最大应力扩大系数与最小应力扩大系数的差)的疲劳破裂进展速度的评价。本实验的中ΔK领域相当于(15～30MPa_m)疲劳破裂进展的第II领域。
Paris则[Trans.ASTM，Ser.D.85.523(1963)]，即
da/dN＝C(ΔK)m，但ΔK：kN/mm3/2，
da/dN：mm/cycle
判明成立。
据此，在本发明中，疲劳龟裂进展特性在此中ΔK领域的ΔK＝20MPa_m中，以龟裂进展速度da/dN(mm/cycle)进行了评价。
在表3中表示上述的调查、测定以及疲劳实验的结果。在表3中，成为主体的组织(以面积比计占90％以上的组织)栏的符号B表示贝氏体、M是马氏体、F是铁素体、P是珠光体。
表3
如表3所示，组织和半值宽度满足本发明规定条件的试验No.1～17的钢板，疲劳龟裂进展速度缓慢在4×10-5mm/cycle以下，具有极优异的龟裂进展抵抗性。对此，试验No.18～35的钢板，强度达到490MPa级以上(TS≥620MPa，YS≥500MPa)，吸收能量未满100J。作为主体组织和X射线衍射的半值宽度在本发明的规定范围之外的，疲劳龟裂进展速度超过4×10-5mm/cycle，无法得到预期的疲劳龟裂进展抵抗性。
工业上的利用的可能性
本发明的钢材，除了疲劳龟裂进展抵抗性良好，因为以硬质的组织为主体，所以容易提高钢的强度。并且，通过化学组成的调整也能使其具备优异的韧性。因此，适用于对作为船体、土木建筑物、建筑机械、水压铁管、海洋结构物、管线用管等结构用材料而使用的任意的厚度的厚钢板。此外，因为本发明的钢材能够通过热轧后的冷却控制易于制造，所以工业上的价值很大。