JP2002020835A - 脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 少なくとも鋼材表層領域の組織改質を行っ
て、板厚方向の破壊特性を確保しつつアレスト性能を向
上させた鋼材及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 所定成分を有する鋼材で、表層から板厚
の少なくとも５％以上の領域において、平均粒径３μｍ
以下の等軸フェライト粒が面積率にして２０％以上有
し、しかも伸長フェライト粒を主体とし、平均短軸粒径
が２〜５μｍの集合組織コロニーを有し、かつ（１０
０）面強度比が１．５〜４．０を有する、脆性き裂伝播
停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材。その製造方
法は、Ａｃ3 〜１２００℃の鋼片を、表面より鋼片厚中
心方向に鋼片厚の少なくとも５％以上の表層領域がＡｒ
3 以下となるまで２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した
後、該表層領域を復熱させる過程において、Ａｃ1 〜Ａ
ｃ1 ＋７０℃の温度域での累積圧下率が３０〜７０％と
なる圧延を施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、脆性破壊が生じた
場合のき裂伝播停止特性が優れた鋼材とその製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年の鋼構造物の大型化に伴って、使用
される鋼材に対する要求は一段と厳しくなっている。そ
のため強度・靱性と共に、脆性き裂伝播停止（アレス
ト）特性を併せもつことが強く望まれ、種々の技術が提
案されているが、必ずしも期待に応えられていないのが
実状である。アレスト特性を向上させる手段として、特
開昭５９−４７３２３号公報等に記載されているよう
に、未再結晶域で十分に圧下する製造方法、あるいは積
極的に脆性破壊を生じやすい第二相粒子を微細分散させ
て脆性き裂先端にマイクロクラックを多数発生せしめ、
き裂先端の応力状態を緩和させ、かつマイクロクラック
と主き裂間の合体時に生じる延性破壊により、き裂停止
を容易にさせる方法が提案されている。

【０００３】この技術は、全厚にわたる組織改質によっ
てアレスト特性を確保するものである。しかるに、適用
板厚に関する記述はないものの、組織を微細なフェライ
ト（α）とマルテンサイト（Ｍ）にすることことから、
相当の低温強圧下・強水冷が必要であり、おのずと板厚
の上限があることが推定される。すなわち、現状の設備
では厚手材の板厚中心部のαを微細化しつつ、微細Ｍを
確保することは困難であるため、アレスト性能向上にも
限度がある。

【０００４】また特開平０６−８８１６１号公報には、
集合組織の発達によるアレスト性向上が記載されてお
り、集合組織コロニーの平均短軸径が５μｍ以下で、圧
延面に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以
上と規定している。この方法によれば、圧延方向に直角
な方向（幅方向）の脆性き裂に対しては良好なアレスト
性能を示すものの、建築構造物の柱材における柱梁接合
部のように、板厚方向に大きな力が加わって圧延面に平
行な脆性き裂が発生した場合のアレスト性能は不十分で
ある。したがって、適用部位はおのずと限定されてしま
う。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、少なくとも
鋼材表層領域の組織改質を行って、板厚方向の破壊特性
を確保しつつアレスト性能を向上させることを目的とす
る。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は上記のような従
来の欠点を有利に排除しうる、脆性き裂伝播停止特性と
板厚方向の破壊特性の優れた鋼材に関するものであり、
その要旨とするところは次の通りである。 （１） 質量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００２〜０．１０％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．０１％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
材で、表層から板厚の少なくとも５％以上の領域におい
て、平均粒径３μｍ以下の等軸フェライト粒が面積率に
して２０％以上有し、しかも伸長フェライト粒を主体と
し、平均短軸粒径が２〜５μｍの集合組織コロニーを有
し、かつ（１００）面強度比が１．５〜４．０を有する
脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼
材。

【０００７】（２） 質量％でさらに、 Ｃｕ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０１〜１０．０％、 Ｃｒ：０．０１〜１０．０％、 Ｍｏ：０．０１〜３．０％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００３０％ の１種または２種以上を含有する前記（１）記載の脆性
き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材。 （３） 質量％でさらに、 Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、 Ｖ ：０．００５〜０．２０％ の１種または２種以上を含有する前記（１）または
（２）記載の脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性
の優れた鋼材。 （４） 質量％でさらに、Ｍｇ：０．０００４〜０．０
１％を含有する前記（１）〜（３）のいずれか１項に記
載の脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた
鋼材。 （５） 質量％でさらに、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１
０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％の１種また
は２種を含有する前記（１）〜（４）のいずれか１項に
記載の脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れ
た鋼材。

【０００８】（６） 前記（１）〜（５）のいずれか１
項に記載の成分からなる鋼片を、Ａｃ3 〜１２００℃に
加熱した後、表面より鋼片厚中心方向に鋼片厚の少なく
とも５％以上の表層領域がＡｒ3 以下となるまで２℃／
ｓ以上の冷却速度で冷却した後、該表層領域を復熱させ
る過程において、Ａｃ1 〜Ａｃ1 ＋７０℃の温度域での
累積圧下率が３０〜７０％となる圧延を施す脆性き裂伝
播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材の製造方
法。 （７） 圧延終了後、引き続き板厚平均で２℃／ｓ以上
の冷却速度で加速冷却を行う前記（６）記載の脆性き裂
伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材の製造方
法。 （８） 加速冷却終了後、Ａｃ１以下の温度で焼戻しす
る前記（７）記載の脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破
壊特性の優れた鋼材の製造方法。

【０００９】

【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。前記特開平０６−８８１６１号公報に示されてい
るように、集合組織を発達させた鋼材ではセパレーショ
ンという圧延面に平行な割れが生じるために、脆性き裂
先端の応力状態が緩和され、伝播を抑制することができ
る。このセパレーションは、（１００）および（１１
１）集合組織が発達している鋼に応力が負荷された場
合、それに応じた歪みが結晶方位により異なるため、
（１００）と（１１１）集合組織コロニーの界面でずれ
が生じ、き裂の芽が発生した結果生成されることが知ら
れている。

【００１０】しかしながら、集合組織を過度に発達させ
ると、板厚方向に応力が負荷された場合のように、圧延
面に平行なき裂に対してはほとんど伝播抵抗となり得な
い。このように、アレスト性能と板厚方向破壊特性は両
立し得ないものであったため、高アレスト性能を有する
鋼材の用途は極めて限られたものであった。

【００１１】そこで本発明者らはこの課題を解決すべ
く、アレスト性能と板厚方向破壊特性を両立するための
必要組織について、実験を通じて鋭意検討してきた。そ
の結果、鋼材表層部の混粒組織化が有効であることを明
らかにした。すなわち、集合組織を適度に発達させた伸
長α粒（本質的には同一結晶方位を有するコロニー）に
よってアレスト性能を確保すると共に、結晶方位のラン
ダムな等軸微細α粒を一定量以上混在させることで、板
厚方向に力が加わったときの破壊特性を大幅に改善する
ものである。

【００１２】ここで、アレスト性能については、従来の
ＥＳＳＯ試験で評価することができるが、板厚方向の破
壊特性については適切な評価手法がなかった。そのため
本発明者らは、図５に示すような建築柱材の柱梁接合部
を模擬した広幅引張試験を考案した。即ち、中心に柱材
となる供試鋼１を立てて、その両側に裏当て金３を置い
て、梁フランジに相当する板２を溶接する。４は溶接部
を示している。裏当て金３は梁フランジ２に全面隅肉溶
接する。５がその溶接部である。梁フランジ２として
は、供試鋼１と同等の強度を有する板を使用する。

【００１３】試験温度は０℃とし、図５に示す太線矢印
の方向に引張応力を負荷する。裏当て金３と供試鋼１の
間がノッチとなっているため、そこに応力が集中し、き
裂が発生する。破断したときの荷重と梁断面積から応力
σを算出し、供試鋼の通常の引張試験（圧延方向と直角
に試験片採取）から求めた引張強度ＴＳで除した値（σ
／ＴＳ）にて板厚方向破壊特性を評価する。σ／ＴＳが
１に近い値であれば梁の降伏が先に起こるため問題ない
が、σ／ＴＳが０．７以下であると梁降伏の前に柱が破
壊することになり、柱材への適用はできない。

【００１４】種々の表層部組織を有する鋼材を製造し、
広幅引張試験と温度勾配型ＥＳＳＯ試験を実施した。Ｅ
ＳＳＯ試験の結果は０℃におけるＫｃａ（Ｋｃａ(0℃)
）の値で表す。試験結果を図１〜４に基づいて説明す
る。図１は（１００）面強度比とσ／ＴＳ、Ｋｃａ(0
℃) の関係である。（１００）面強度比が１．５未満で
あるとＫｃａ(0℃) が低く、十分なアレスト性が確保で
きない。一方、（１００）面強度比が４．０超になる
と、広幅引張試験では極めて低い応力（σ／ＴＳが０．
４程度）で脆性破壊してしまう。従って、アレスト性と
板厚方向破壊特性を両立させるためには、（１００）面
強度比を１．５〜４．０とする必要がある。

【００１５】図２は、集合組織コロニーの短軸径とσ／
ＴＳ、Ｋｃａ(0℃) の関係であり、やはりアレスト性と
板厚方向破壊特性両立のためには、短軸径を２〜５μｍ
とする必要がある。一般に集合組織コロニーの短軸径
は、集合組織の発達度（Ｘ線回折により測定した面強
度）とある程度相関があり、独立には変化しない。しか
しながら、短軸径が２μｍ未満になると、集合組織形成
過程で導入される転位によってαの塑性変形能自体が顕
著に低下するために、板厚方向の応力により発生したセ
パレーションが容易に脆性き裂に転化してしまい、板厚
方向の破壊特性が低下してしまう。一方、短軸径が５μ
ｍを超えると実質的に集合組織が形成されず、さらに脆
性破壊の基本的単位が大きくなるために、き裂に対する
抵抗が小さくなり、アレスト性が劣化する。

【００１６】図３、４は等軸α粒径、等軸α面積率とσ
／ＴＳの関係であり、板厚方向の破壊特性を満足させる
ためには粒径３μｍ以下、面積率２０％以上とする必要
がある。これは（１００）および（１１１）集合組織コ
ロニーの間に存在する様々な結晶方位の等軸微細α粒
が、板厚方向に力が加わった場合の局所的な塑性変形を
緩和することにより、集合組織の塑性異方性に起因する
脆性き裂の芽の発生を抑制するためであると考えられ
る。

【００１７】以上から、（１００）面強度比を１．５〜
４．０、集合組織コロニーの平均短軸径を２〜５μｍ、
かつ平均粒径３μｍ以下の等軸α面積率を２０％以上と
することが必要と判明した。

【００１８】次に、表層部組織の必要厚みについて説明
する。実際に脆性き裂アレストに大きな影響を及ぼすの
は、板厚表層部の組織状態である。これは、脆性き裂伝
播時に板厚表層部はシアリップと呼ばれる塑性変形を示
し、伝播する脆性き裂が有する運動エネルギーを吸収す
るため、特に板厚表層部の結晶粒の微細化、あるいは集
合組織の形成によって優れたアレスト性を示すものであ
る。そこで表層部組織の厚みを変化させてシアリップ形
成挙動を調査した結果、板厚の５％以上の厚みがあれば
シアリップが形成されることがわかった。表層部組織の
厚みの上限は特に規定する必要はない。

【００１９】本発明鋼の製造方法および原理は次の通り
である。Ａｃ3 〜１２００℃の温度範囲にある鋼片の表
層部をＡｒ3 以下になるまで冷却し、表層領域を復熱さ
せる過程において、Ａｃ1 〜Ａｃ1 ＋７０℃の温度域で
の累積圧下率が３０〜７０％となる圧延を施す。これに
より冷却過程と比べてαが高温でも安定化することに加
えて、オーステナイトが少量存在する状態で加工を受け
るため、αへの歪み集中、γ／α界面積増加により適度
に回復・再結晶が進行する。その結果、所定のサイズ、
分率の伸長αと等軸αの混粒組織化が達成され、所定の
集合組織が得られる。

【００２０】以下に、各製造条件の限定理由を詳細に述
べる。本発明では鋼片または鋼板の初期温度をＡｃ3 〜
１２００℃とした。これは、鋼片を加熱する場合、その
温度がＡｃ3 以下では溶体化が十分に行われず、１２０
０℃を超えると加熱γ粒径が極端に粗大になって、その
後の圧延でもαの微細化が困難になるおそれがあるから
である。この鋼片は、γ単相状態であるならば、鋳造ま
まであってもかまわない。加熱した鋼片または熱片まま
の鋼片は、γの細粒化を目的にγ高温域での再結晶域圧
延を行ってもよいが、圧延なしのままでもかまわない。

【００２１】引き続き行う冷却から復熱段階での仕上圧
延が、本発明の最も重要な部分である。すなわち、鋼片
表面から鋼片厚の少なくとも５％以上の領域がＡｒ3 以
下となるまで２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してから、
復熱過程においてＡｃ1 〜Ａｃ1 ＋７０℃の温度域での
累積圧下率が３０〜７０％となる圧延を施す。

【００２２】冷却時の停止温度がＡｒ3 よりも高い場合
には、表層部でもフェライトが生成しないため通常の二
相域圧延組織となり、等軸フェライト分率２０％以上を
確保できず、板厚方向破壊特性が劣化してしまう。冷却
速度が２℃／ｓ未満では、表層部と内部の温度差が小さ
くなり、αの回復・再結晶に必要なＡｃ1 以上の温度域
まで復熱させることができなくなるため、等軸フェライ
ト分率２０％以上を確保できない可能性があることに加
えて、集合組織コロニーの短軸径が２μｍ未満、または
（１００）面強度比が４．０超となり、板厚方向の破壊
特性が劣化してしまう。

【００２３】表層冷却領域を５％以上と規定するのは、
冷却時にＡｒ3 になった部分が、復熱・圧延過程を経て
最終的に本発明で規定した組織状態になるためである。
復熱過程における圧延ではＡｃ1 〜Ａｃ1 ＋７０℃の圧
下が本質的に重要であり、圧下率３０％未満では集合組
織コロニーの短軸径が５μｍ超、あるいは（１００）面
強度比が１．５未満となり、アレスト特性が向上しな
い。一方、圧下率が７０％超になると過度の集合組織発
達により、短軸径が２μｍ未満、または（１００）面強
度比が４．０超となり、板厚方向破壊特性が劣化する。
３０〜７０％の圧下率で圧延しても、圧延温度がＡｃ1
未満であればオーステナイトが存在しないために回復・
再結晶が不十分で、前述した通り板厚方向破壊特性が劣
化してしまう。

【００２４】圧延温度がＡｃ1 ＋７０℃超の場合は、等
軸フェライト粒が３μｍ超に粗大化すると同時に、（１
００）面強度比１．５以上を確保するのが困難となるた
め、アレスト特性、板厚方向破壊特性ともに劣化する。
なお、圧延開始温度はＡｃ1未満でも構わないが、Ａｃ1
〜Ａｃ1 ＋７０℃での累積圧下率３０〜７０％とする
ために、通常Ａｃ1 −３０℃以上から行う。

【００２５】仕上圧延が終了した後は空冷してもよい
が、板厚中心部の強度・靭性を高めるため、引き続き２
℃／ｓ以上の冷却速度で水冷してもよい。また水冷後は
Ａｃ1以下の温度まで焼戻してもよい。上記の製造方法
によれば、圧延途中に外部から加熱するような煩雑な工
程なく、アレスト性と板厚方向破壊特性に優れた鋼材を
効率的かつ確実に提供することが可能となる。

【００２６】次に、本発明の成分限定理由について説明
する。Ｃは安価に強度を向上する有効な成分として０．
０２％以上添加するが、０．２０％を超えると溶接部の
靭性が損なわれる。

【００２７】Ｓｉは安価な脱酸元素であり、強度を向上
するのに効果的な元素であるので０．０１％以上添加す
るが、１．０％を超えると溶接性を劣化させ鋼の表面性
状を損なう。

【００２８】Ｍｎは母材の強度・靭性を向上させる元素
として有効であるが、０．３０％未満の含有量では十分
な効果が得られない。一方、２．０％超添加すると溶接
割れ性を促進させるおそれがある。

【００２９】Ａｌは脱酸元素として有効であり、γ粒の
微細化にも有効であるため添加する。０．００２％未満
の含有量ではその効果がなく、０．１０％を超えると材
質にとって有害な介在物を生成する。

【００３０】ＮはＡｌと共に窒化物を生成しγ粒の微細
化に有効であるが、過量に添加すると溶接部靭性が損な
われるので０．００１〜０．０１％に限定する。

【００３１】ＰおよびＳは、母材の靭性と板厚方向の破
壊特性確保のため、ともに０．０１％以下とする。

【００３２】選択的に添加するＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｇ，Ｒｅｍ，Ｃａは、下記
の理由により添加することが好ましい。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏは、いずれも焼入れ性を向上させる元素として
知られており、鋼の強度を上昇させることができるが、
過度の添加は効果が飽和しコスト上昇につながるばかり
でなく溶接性を損なうため、Ｃｕは２．０％以下、Ｎｉ
およびＣｒは１０．０％以下、Ｍｏは３．０％以下に限
定する。また添加量が少なすぎると効果がないため、添
加量の下限をいずれの元素についても０．０１％とす
る。

【００３３】Ｂは焼入れ性を向上させる元素であり、そ
の添加により鋼の強度を高めるのに有効であるが、過度
の添加はＢの析出物を増加させ鋼の靭性を損ねるので、
その含有量の上限を０．００３０％とする。また添加量
が少なすぎると効果がないため、下限を０．０００２％
とする。

【００３４】Ｔｉ、Ｎｂは、いずれも微量の添加により
再加熱γ粒の粗大化抑制、圧延・冷却時の析出強化の面
で有効に機能する。しかし過量に添加すると溶接部靭性
が劣化するので、Ｔｉは０．１０％以下、Ｎｂは０．０
５％以下とする。また両者とも添加量が少なすぎると効
果がないため、その下限を０．００２％とする。

【００３５】Ｖは析出強化による強度上昇に有効である
ため、０．００５％以上添加するが、０．２０％超添加
すると溶接部の靭性が損なわれる。

【００３６】Ｍｇは溶鋼段階で微細な酸化物を形成し、
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるため、０．００
０４％以上添加する。一方、過量の添加は溶接性や低温
靭性を損なうため、０．０１％以下に制限する。

【００３７】ＲｅｍとＣａはＳの無害化に有効である
が、添加量が少ないとＳが有害のまま残り、過度の添加
は靭性を損なうため、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０
％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％の範囲で添加
する。

【００３８】

【実施例】実施例に用いた供試鋼の化学成分を表１、製
造条件を表２、供試鋼の表層部組織状態、及び機械的性
質を表３に示す。なお等軸αの平均粒径、面積率は鋼板
断面のＳＥＭ写真、光学顕微鏡写真を用いて測定し、集
合組織コロニーの平均短軸径はテンパーカラー法により
現出させた組織の光学顕微鏡写真から測定した。集合組
織の（１００）面強度は、表層部から圧延面に平行に採
取したサンプルを用いて、Ｘ線正極点図法及び逆極点図
法により求めた。板厚方向の破壊特性は、広幅引張試験
における破断応力を供試鋼の引張強度で除した値（σ／
ＴＳ）で表し、アレスト性能は温度勾配型ＥＳＳＯ試験
における０℃での値（Ｋｃａ(0℃) ）で表した。

【００３９】実施例番号１〜８は本発明例であり、成
分、製造条件、表層部組織が所定の条件を満足している
ため、優れたアレスト性能と板厚方向破壊特性を示す。

【００４０】一方、番号９〜１６は比較例であり、表の
下線部が本発明範囲を満足していないため、アレスト性
能と板厚方向破壊特性の少なくともどちらかが劣下して
いる。すなわち、比較例９、１５は圧延温度が低いか圧
下率が過大であるため、集合組織が過度に発達し、板厚
方向破壊特性が劣下する。比較例１０は表層部組織の厚
みが不足しているためアレスト性能が劣る。比較例１１
は冷却停止温度が高く板厚方向の温度差が小さいため、
通常の二相域圧延のように等軸α面積率が小さく、板厚
方向特性が劣下している。比較例１２，１３，１４は圧
延温度が高いか、所定の温度域での圧下率が小さいため
に、等軸α粒径が大きいか、または集合組織の発達が不
十分であり、アレスト性能が劣る。比較例１６はＣが本
発明の範囲から外れているため、両特性ともに劣ってい
る。

【００４１】

【表１】

【００４２】

【表２】

【００４３】

【表３】

【００４４】

【発明の効果】本発明によれば、優れたアレスト特性と
板厚方向破壊特性を有する鋼材を効率的かつ確実に提供
することができる。その結果、高アレスト鋼の建築、橋
梁、海洋構造物等への適用拡大が可能となる。また、本
発明で得られた鋼板を用いた鋼管、コラム等の二次加工
品、あるいは形鋼への適用も可能である。さらに、適用
される大型鋼構造物の安全性の向上等、産業上の効果は
極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】（１００）面強度比とアレスト特性、板厚方向
破壊特性との関係を示す図である。

【図２】集合組織コロニーの平均短軸径とアレスト特
性、板厚方向破壊特性との関係を示す図である。

【図３】平均等軸α粒径と板厚方向破壊特性との関係を
示す図である。

【図４】等軸α面積率と板厚方向破壊特性との関係を示
す図である。

【図５】板厚方向破壊特性を評価するための広幅引張試
験体の形状、寸法を示す図である。

フロントページの続き (72)発明者 大谷 潤 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 (72)発明者 井上 健裕 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA19 AA20 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 CA01 CA02 CB01 CB02 CC02 CC03 CD02 CF01 CF02

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００２〜０．１０％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．０１％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
   材で、表層から板厚の少なくとも５％以上の領域におい
   て、平均粒径３μｍ以下の等軸フェライト粒が面積率に
   して２０％以上有し、しかも伸長フェライト粒を主体と
   し、平均短軸粒径が２〜５μｍの集合組織コロニーを有
   し、かつ（１００）面強度比が１．５〜４．０を有する
   ことを特徴とする脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊
   特性の優れた鋼材。
2. 【請求項２】 質量％でさらに、 Ｃｕ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０１〜１０．０％、 Ｃｒ：０．０１〜１０．０％、 Ｍｏ：０．０１〜３．０％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００３０％ の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記載の脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の
   優れた鋼材。
3. 【請求項３】 質量％でさらに、 Ｔｉ：０．００２〜０．１０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、 Ｖ ：０．００５〜０．２０％ の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または２記載の脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破
   壊特性の優れた鋼材。
4. 【請求項４】 質量％でさらに、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０１％ を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１
   項に記載の脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の
   優れた鋼材。
5. 【請求項５】 質量％でさらに、 Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０％、 Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
   〜４のいずれか１項に記載の脆性き裂伝播停止特性と板
   厚方向破壊特性の優れた鋼材。
6. 【請求項６】 請求項１〜５のいずれか１項に記載の成
   分からなる鋼片を、Ａｃ3 〜１２００℃に加熱した後、
   表面より鋼片厚中心方向に鋼片厚の少なくとも５％以上
   の表層領域がＡｒ3 以下となるまで２℃／ｓ以上の冷却
   速度で冷却した後、該表層領域を復熱させる過程におい
   て、Ａｃ1 〜Ａｃ1 ＋７０℃の温度域での累積圧下率が
   ３０〜７０％となる圧延を施すことを特徴とする脆性き
   裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材の製造
   方法。
7. 【請求項７】 圧延終了後、引き続き板厚平均で２℃／
   ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行うことを特徴とする請
   求項６記載の脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性
   の優れた鋼材の製造方法。
8. 【請求項８】 加速冷却終了後、Ａｃ1 以下の温度で焼
   戻しすることを特徴とする請求項７記載の脆性き裂伝播
   停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材の製造方法。