"鋼板の圧延方向に応力が負荷された状態で、該鋼板の圧延直角方向へ向かって突入した脆性亀裂が、鋼板内で2方向に分岐して停止し、板厚が50mm以上であることを特徴とする厚鋼板。前記脆性亀裂の分岐方向は、圧延直角方向に対して、それぞれ45°±10°、-45°±10°の範囲であることを特徴とする請求項1に記載の厚鋼板。板厚1/2部でのベイナイト分率が80以上であり、板厚1/26mm部における圧延直角方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度が圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10°C以上高いことを特徴とする請求項2に記載の厚鋼板。板厚1/26mm部において、前記圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度が-50°C以下であることを特徴とする請求項3に記載の厚鋼板。鋼組成が、質量で、C:003~020、Si:003~05、Mn:05~22、Al:0005~008、P:003以下、S:001以下、N:00075以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式1で表される炭素当量Ceqが034以上、049未満であることを特徴とする請求項4に記載の厚鋼板。Ceq=CMn/6/15/51ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量質量である。前記鋼組成が、さらに、質量で、Ti:0005~003、Nb:0005~005、Cu:001~05、Ni:001~10、Cr:001~05、Mo:001~05、V:0001~01、B:0003以下、Ca:0005以下及びREM:001以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする請求項5に記載の厚鋼板。鋼素材を、900~1200°Cの温度に加熱した後、板厚中央部の温度がAr3点100°Cで累積圧下率が30以上、板厚中央部の温度がAr3点10~Ar3点60°Cで累積圧下率が50以上、平均パス圧下率が5以上、の条件下で圧延を行い、その後、板厚中央部の温度がAr3点以上の温度から400°C以下になるまで2°C/s以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。400°C以下になるまで冷却を行った後、Ac1点以下の温度で焼戻処理を行うことを特徴とする請求項7に記載の厚鋼板の製造方法。前記鋼素材の組成が、質量で、C:003~020、Si:003~05、Mn:05~22、Al:0005~008、P:003以下、S:001以下、N:00075以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式1で表される炭素当量Ceqが034以上、049未満であることを特徴とする請求項7又は8に記載の厚鋼板の製造方法。Ceq=CMn/6/15/51ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量質量である。前記鋼素材が、さらに、質量で、Ti:0005~003、Nb:0005~005、Cu:001~05、Ni:001~10、Cr:001~05、Mo:001~05、V:0001~01、B:0003以下、Ca:0005以下及びREM:001以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする請求項9に記載の厚鋼板の製造方法。ところで、最近の6000TEUを越える大型コンテナ船では板厚が50mm以上の厚鋼板が使用されるが、このような厚鋼板について、井上ら:厚手造船用鋼における長大脆性亀裂伝播挙動,日本船舶海洋工学会講演会論文集第3号,2006,pp359-362では、板厚65mmの鋼板の脆性亀裂伝播停止性能を評価し、母材の大型脆性亀裂伝播停止試験で脆性亀裂が停止しない結果を報告している。また、供試材のESSO試験では、使用温度-10°CにおけるKcaの値が3000N/mm3/2に満たない結果が示され、50mm以上の板厚の鋼板を適用した船体構造の場合、安全性確保が課題となることが示唆されている。さらに、上述した特許文献1~5に記載の鋼板については、製造条件や開示されている実験データから板厚が50mm程度にとどまり、50mm以上の厚肉鋼板へ適用した場合、所定の特性が得られないおそれがあるとともに、船体構造で必要な板厚方向の亀裂伝播に対しての特性については検証が行われていないのが実状であった。そこで本発明は、圧延条件を調整し、脆性亀裂の進展状態について適正化を図ることによって、鋼板の圧延直角方向に発生した脆性亀裂の伝播停止特性に優れる厚鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、上記課題の解決のため鋭意検討を行い、以下の知見を得た。A板厚が50mm以上の厚鋼板において、圧延直角方向に脆性亀裂が突入したときに、該厚鋼板内で、亀裂が所定の2方向に分岐することで、脆性亀裂先端の応力拡大係数が減少する結果、脆性亀裂伝播停止特性の向上が可能となる。Bまた、前記脆性亀裂の分岐については、前記鋼板内部に発生した靱性の異方性が大きい場合に発生することから、特定の鋼組成と、特定の板厚中央部の温度域での累積圧下率及び1パスあたりの圧下率の平均値を特定する熱間圧延条件との組合せによって、前記鋼板内部の集合組織の制御を行うことで、実現可能となる。本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。1鋼板の圧延方向に応力が負荷された状態で、該鋼板の圧延直角方向へ向かって突入した脆性亀裂が、鋼板内で2方向に分岐して停止し、板厚が50mm以上であることを特徴とする厚鋼板。2前記脆性亀裂の分岐方向は、圧延直角方向に対して、それぞれ45°±10°、-45°±10°の範囲であることを特徴とする上記1に記載の厚鋼板。3板厚1/2部でのベイナイト分率が80以上であり、板厚1/26mm部における圧延直角方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度が圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10°C以上高いことを特徴とする上記2に記載の厚鋼板。4板厚1/26mm部において、前記圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度が-50°C以下であることを特徴とする上記3に記載の厚鋼板。5鋼組成が、質量で、C:003~020、Si:003~05、Mn:05~22、Al:0005~008、P:003以下、S:001以下、N:00075以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式1で表される炭素当量Ceqが034以上、049未満であることを特徴とする上記4に記載の厚鋼板。Ceq=CMn/6/15/51ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量質量である。6前記鋼組成が、さらに、質量で、Ti:0005~003、Nb:0005~005、Cu:001~05、Ni:001~10、Cr:001~05、Mo:001~05、V:0001~01、B:0003以下、Ca:0005以下及びREM:001以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする上記5に記載の厚鋼板。7鋼素材を、900~1200°Cの温度に加熱した後、板厚中央部の温度がAr3点100°Cで累積圧下率が30以上、板厚中央部の温度がAr3点10~Ar3点60°Cで累積圧下率が50以上、平均パス圧下率が5以上、の条件下で圧延を行い、その後、板厚中央部の温度がAr3点以上の温度から400°C以下になるまで2°C/s以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。8400°C以下になるまで冷却を行った後に、Ac1点以下の温度で焼戻処理を行うことを特徴とする7に記載の厚鋼板の製造方法。9前記鋼素材の組成が、質量で、C:003~020、Si:003~05、Mn:05~22、Al:0005~008、P:003以下、S:001以下、N:00075以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式1で表される炭素当量Ceqが034以上、049未満であることを特徴とする上記7又は8に記載の厚鋼板の製造方法。Ceq=CMn/6/15/51ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量質量である。10前記鋼素材が、さらに、質量で、Ti:0005~003、Nb:0005~005、Cu:001~05、Ni:001~10、Cr:001~05、Mo:001~05、V:0001~01、B:0003以下、Ca:0005以下及びREM:001以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする上記9に記載の厚鋼板の製造方法。本発明によれば、板厚が50mm以上と厚い場合であっても、鋼板の圧延直角方向に発生した脆性亀裂の伝播停止特性に優れる厚鋼板及びその製造方法を提供することが可能となる。厚鋼板以下、図面を参照しながら本発明の厚鋼板について説明する。図1は、脆性亀裂が突入した本発明の厚鋼板について、上から見た状態を示したものであり、図2は、本発明の厚鋼板の断面を示したものである。なお、本発明での圧延方向Lとは、厚鋼板製造時における圧延の方向のことであり、圧延直角方向とは、図1に示すように、厚鋼板を上方から見たとき、前記圧延方向Lと直角に交わる方向Vのことをいう。本発明による厚鋼板は、図1に示すように、鋼板の圧延方向Lに応力が負荷された状態で、鋼板1の圧延直角方向Vに脆性亀裂2が突入したとき、鋼板1内で亀裂2が2つの方向21、22に分岐することを特徴とする。前記厚鋼板1の板厚tが50mm以上と大きくなる場合、圧延直角方向Vに発生した脆性亀裂の伝播を十分に抑制することができなかったが、本発明では、鋼板1内で亀裂2が2つの方向21、22に分岐するため、前記脆性亀裂2の伝播に係る力脆性亀裂の応力拡大係数を分散できる結果、優れた脆性亀裂伝播停止能力を実現できる。また、前記分岐21、22の圧延直角方向Vに対する方向角度α、βは、それぞれ45°±10°、-45°±10°の範囲であり、板厚tが50mm以上であることが好ましい。分岐したそれぞれの脆性亀裂21、22の応力拡大係数をもっとも低減でき、前記脆性亀裂2の伝播に係る力を最も効率的に分散できるからである。前記分岐方向21、22の圧延直角方向Vに対する角度α、βが、上記範囲から外れると、前記脆性亀裂2が分裂しない場合や、前記脆性亀裂2が分岐した場合でも、各脆性亀裂21、22の応力拡大係数を十分に低減できないため、圧延方向L又は圧延直角方向Vに大きく伝播するおそれがある。なお、本発明による厚鋼板は、鋼板内に突入した脆性亀裂が2方向好ましくは、圧延方向に対して、45°±10°、-45°±10°の範囲に分岐し、停止するという特性を有するものであれば、その他の構成要件については特に限定はされない。上記特性を有する厚鋼板として、例えば、板厚1/2部でのベイナイト分率が80以上であり、板厚1/26mm部における圧延直角方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度が圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10°C以上高い厚鋼板が挙げられる。ここで、前記シャルピー破面遷移温度とは、鉄鋼材料の靭性を評価するための指標であり、切り欠きのはいった角柱状の試験片シャルピー試験片に対して高速で衝撃を与えることで該試験片を破壊し、破壊するのに要したエネルギー温度のことをいう。なお、前記板厚1/26mm部おけるシャルピー破面遷移温度については、図2に示すように厚鋼板1の断面を見たとき、前記厚鋼板1の厚さtの1/2の部分1/2tよりも6mmだけ鋼板表面側に位置する部分1/2t6mmが、試験片の中央部になることをいう。また、前記圧延直角方向及び圧延直角方向±45°のシャルピー破面遷移温度については、図3に示すように、長手方向が圧延直角方向と平衡になる試験片1a、及び、長手方向が圧延直角方向±45°の方向と平衡になる試験片1bを切り出した後、それぞれの試験片1a、1bについてシャルピー衝撃試験を行うことで算出することができる。板厚1/26mm部における圧延方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度を圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10°C以上、より好ましくは30°C以上高くするのは、前記鋼板内で脆性亀裂が分岐する方向圧延方向±45°の方向の靱性値が、脆性亀裂の進展する方向圧延直角方向の靱性値に比べて低くなるようにするためである。また、板厚1/26mm部における圧延方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度と、圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度との差を10°C以上としたのは、10°C未満の場合、それぞれの方向の靱性値の差が十分ではないため、発生した脆性亀裂が2方向に分岐しないおそれがあるからである。前記シャルピー破面遷移温度の測定位置、つまりシャルピー試験片の採取位置を、前記厚鋼板の板厚1/26mm部としたのは、中心偏析による靱性値のバラツキによる影響を避けるためである。具体的には、前記板厚1/26mm部において、前記圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度を-50°C以下とし、前記圧延方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度を-40°C以上とすることができる。これによって、鋼板内で発生した脆性亀裂が2方向圧延方向に対して、45°±10°、-45°±10°に分岐するという特性を有することが可能となる。また、前記ベイナイト分率を80以上としたのは、前記圧延方向±45°の方向の靱性値を低くするためには、前記圧延方向に対して45°の方向の面に劈開面である{100}面を集積させることが必要となるが、前記ベイナイト分率が80未満の場合、フェライト-バーライト組織が多くなるため、回復などの影響によって、目的となる靱性の異方性を得ることができないおそれがあるからである。また、本発明による厚鋼板の鋼組成は、良好な強度、溶接性又は靱性等の特性を確保できる点から、質量で、C:003~020、Si:003~05、Mn:05~22、Al:0005~008、P:003以下、S:001以下、N:00075以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式1で表される炭素当量Ceqが034以上、049未満であることが好ましい。Ceq=CMn/6/15/51ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量質量である。C:003~020Cは鋼の強度を向上する元素であり、本発明では、所望の強度を確保するためには003以上の含有を必要とするが、020を超えると、溶接性が劣化するばかりか靭性にも悪影響がある。このため、Cは、003~020の範囲に規定した。なお、好ましくは005~015である。Si:003~05Siは脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効であるが、003未満の含有量ではその効果がない。一方、05を越えると鋼の表面性状を損なうばかりか靭性が極端に劣化する。従ってその添加量を003以上、05以下とする。Mn:05~22Mnは、強化元素として添加する。05より少ないとその効果が十分でなく、20を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、05以上、20以下とする。Al:0005~008Alは、脱酸剤として作用し、このためには0005以上の含有を必要とするが、008を超えて含有すると、靭性を低下させるとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させる。このため、Alは、0005~008の範囲に規定した。なお、好ましくは、002~004である。P:003以下、S:001以下P、Sは、鋼中の不可避不純物であるが、Pは003を超え、Sは001を超えると靭性が劣化するため、それぞれ、003以下、001以下が望ましく、それぞれ、002以下、0005以下がさらに望ましい。N:00075Nは、鋼中のAlと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化するが、00050を超えると靭性が劣化するため、00050以下とする。炭素当量Ceq:034以上、049未満上記式1で示される炭素当量Ceqについては、構造用鋼としての溶接性を確保するため、034以上、049未満であることが好ましい。また、前記厚鋼板の鋼組成は、上記特性をより向上させる点から、質量で、Ti:0005~003、Nb:0005~005、Cu:001~05、Ni:001~10、Cr:001~05、Mo:001~05、V:0001~01、B:0003以下、Ca:0005以下及びREM:001以下のうちの1種以上をさらに含有することが好ましい。Ti:0005~003Tiは微量の添加により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して母材靭性を向上させる効果を有する。その効果は0005以上の添加によって得られるが、003を超える含有は、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので、Tiは、0005~003の範囲にするのが好ましい。Nb:0005~005Nbは、NbCとしてフェライト変態時あるいは再加熱時に析出し、高強度化に寄与する。また、オーステナイト域の圧延において未再結晶域を拡大させる効果をもち、フェライトの細粒化に寄与するので、靭性の改善にも有効である。その効果を得るためには0005以上の添加が必要であるが005を超えて添加すると、粗大なNbCが析出し逆に、靭性の低下を招くのでその上限は005とするのが好ましい。Cu:001~05、Ni:001~10、Cr:001~05、Mo:001~05Cu、Ni、Cr及びMoはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度アップに直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために添加するが、過度の添加は靭性や溶接性を劣化させるため、それぞれ上限を05、10、05、05とする。逆に添加量が001未満であるとその効果が現れないため、001以上の添加とする。V:0001~01Vは、Vとして析出強化により、鋼の強度を向上する元素であり、0001以上含有してもよいが、010を超えて含有すると、靭性を低下させる。このため、Vは、0001~010の範囲の添加とする。B:0003以下Bは微量で鋼の焼き入れ性を高める元素として添加してもよい。しかし、0003を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるので、Bは0003以下の添加とする。Ca:0005以下、REM:001以下Ca、REMは溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させ、添加しても本発明の効果が損なわれることはないので必要に応じて添加してもよい。しかし、過度に添加すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、添加量の上限をそれぞれ0005、001とすることが好ましい。製造条件本発明による厚鋼板の製造方法は、鋼素材を、900~1200°Cの温度に加熱した後、板厚中央部の温度がAr3点100°Cで累積圧下率が30以上、板厚中央部の温度がAr3点10~Ar3点60°Cで累積圧下率が50以上、平均パス圧下率が5以上、の条件下で圧延を行い、その後、板厚中央部の温度がAr3点以上の温度から2°C/s以上の冷却速度で400°C以下になるまで冷却を行うことを特徴とする。ここで、平均パス圧下率とは、1パスを通しての圧下率の平均値のことをいう。上記構成を採用することで、板厚が50mm以上と厚く、所望の脆性亀裂伝播停止特性を有する厚鋼板を製造できる。最近のコンテナ船やバルクキャリアーなど船体外板に用いられるようになった板厚50mm以上の厚肉材で、構造安全性を確保する上で目標とされるKca―10°C≧8000N/mm3/2の脆性亀裂伝播停止性能を得る場合は、まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材スラブとする。鋼素材の組成については、良好な強度、溶接性又は靱性等の特性を確保する点から、上述した組成であることが好ましい。本発明の製造方法では、次いで、前記鋼素材を、900~1200°Cの温度に加熱してから熱間圧延を行う。加熱温度が900°C未満では、オーステナイト再結晶温度域における圧延を行う時間が十分に確保できず、また、1200°C超えではオーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となり、歩留が低下するので、加熱温度は900~1200°Cとする。靭性の観点から好ましい加熱温度の範囲は1000~1150°Cであり、より好ましくは1000~1050°Cである。本発明の熱間圧延では、まず、板厚中央部の温度がAr3点100°C以上で、且つ累積圧下率が30以上の圧延を行う。累積圧下率が30未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で靭性が向上しない。前記Ar3変態点°Cを求める式は特に規定しないが、例えばAr3=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo、とすることができる。なお、前記Ar3変態点の算出式において各元素は鋼中含有量massとする。次に、板厚中央部の温度がAr3点60°C以下、Ar3点10°C以上の温度域で、且つ累積圧下率50以上の圧延を行う。Ar3点60°C以下、Ar310°C以上の温度域は未再結晶オーステナイト域であり、この温度域での累積圧下率が50以上でなければ集合組織の発達が小さくなるため、目的とする圧延直角方向±45°の方向のシャルピー靱性値を得ることができないからである。板厚中央部の温度がAr3点60°C以下、Ar3点10°C以上の温度域の熱間圧延における平均パス圧下率を5以上としているが、これは、前記厚鋼板の板厚中央部における靱性の異方性をさらに大きくするためである。前記平均パス圧下率が5未満の場合、目的とする圧延直角方向±45°の方向のシャルピー靱性値を得ることができない。ここで、平均パス圧下率とは、板厚中央部の温度がAr3点60°C以下、Ar3点10°C以上の温度域の圧延における各パスの圧下率の平均値である。なお、本発明の熱間圧延では規定した温度域外での圧延を制限するものではない。規定された温度域において規定の累積圧下がおこなわれていれば、所望の組織が得られる。ここで、未再結晶オーステナイト域での圧延で形成された集合組織を保持するため、板厚中央部の温度がAr3点以上の温度域にて圧延を終了することが好ましい。圧延が終了した鋼板は2°C/s以上の冷却速度にて400°C以下まで冷却する。所望のミクロ組織を得るためである。冷却速度が2°C/s未満では所望の集合組織が得られないばかりか、得られた厚鋼板の強度も低下するため200°C/s以上とする。冷却停止温度は400°Cより高いと冷却停止後にも再結晶が進行して所望の集合組織が得られないため、冷却停止温度は400°C以下とする。なお、400°C以下まで冷却した厚鋼板に対して、焼戻処理を行なうことができる。焼戻処理を行う場合には、焼戻温度をAc1点以下とする必要がある。これはAc1点を超えた温度で焼戻処理を行うと、鋼組織の一部がオーステナイトに逆変態するため、最終的に得られる組織が変化してしまうからである。前記Ac1変態点°Cを求める式は特に規定しないが、例えばAc1点=751-266C176Si-116Mn-169Al-23Cu-23Ni241Cr225Mo233Nb-397V-57Ti-895B、とすることができる。なお、前記Ac1変態点の算出式において各元素は鋼中含有量massとし、含有しない場合は0とする。上述したところは、この発明の実施形態の一例を示したにすぎず、特許請求の範囲の記載内容に応じて種々の変更を加えることができる。本発明の実施例について説明する。サンプル1~26表1に示す各組成の溶鋼鋼記号A~Tを、転炉で溶製した後、連続鋳造法で鋼素材スラブ280mm厚とし、板厚50~75mmに熱間圧延を行った後、冷却することで、サンプル1~26の供試鋼板を得た。表2に熱間圧延条件と冷却条件を示す。なお、Ar3変態点°Cは、次式により計算した。Ar3°C=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Moただし、各元素は鋼中含有量massとする。評価以上のようにして得られた厚鋼板のサンプル1~26について、板厚1/4部が試験片の中央部となるようにJIS14A号試験片を切り出して採取し、以下の条件で、1降伏強度YS及び2引張強さTSを測定した。表3に測定結果を示す。1降伏強度YSの測定JISZ2241に準拠した手法によって、降伏強度の測定を行った。2引張強さTSの測定JISZ2241に準拠した手法によって、引張強さの測定を行った。3シャルピー破面遷移温度vTrsの測定また、得られた厚鋼板のサンプル1~26について、板厚1/26mm部からJIS4号衝撃試験片を、試験片の長手方向が圧延方向Lと平行となる方向、及び、試験片の長手方向が圧延直角方向V45°となる方向で、それぞれ採取した後、JISZ2242の条件でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー破面遷移温度vTrsを測定した。表3に測定結果を示す。4ベイナイト分率の測定また、得られた厚鋼板のサンプル1~26について、板厚中央部の断面について光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析によってベイナイト分率の測定を行った。測定結果を表3に示す。5脆性亀裂の伝播停止特性の評価得られた厚鋼板のサンプル1~26について、脆性亀裂の伝播停止特性を評価するため、大型混成ESSO試験を行った。ESSO試験に用いた試験体10の形状を図4に示す。図4は正面図、図4は側面図である。試験は応力235MPa、温度-10°Cの条件にて実施した。大入り熱溶接部50のボンドに設けた窓枠型の機械ノッチ60に打撃を与えて脆性亀裂を発生させ、溶接金属20を貫通した脆性亀裂が、評価対象となるサンプル1~26の厚鋼板30で停止するか否かを調査した。脆性亀裂の伝播停止特性の評価については、前記厚鋼板30に進入した脆性亀裂の分裂の有無、及び、脆性亀裂が前記厚鋼板30を貫通したか否かを観察することで行った。観察結果を表3に示す。表3の結果から、本発明の範囲である実施例のサンプル1~13は、脆性亀裂が途中で圧延直角方向に対して約±45°の角度で2方向に分岐していることがわかった。また、各実施例のサンプルは、比較例のサンプル14~26に比べて、降伏強度YS、引張強さTS及び脆性亀裂の伝播停止特性のいずれの項目についても、バランスよく良好な結果であることがわかった。"