質量で、C:0.04~0.16、Si:0.01~0.5、Mn:0.2~2.5、P:0.03以下、S:0.02以下、Al:0.001~0.10、Nb:0.003~0.02、Ti:0.003~0.05、N:0.001~0.008を含有し、下記A式の炭素当量Ceqが0.3~0.5で、残部がFe、及び不可避的不純物からなる鋼片を、1000~1200°Cに加熱し、次いで、板厚中心温度950~1200°Cで、製品板厚の1.8~2.2倍の板厚まで、粗圧延を施し、その後、板厚中心温度900超~1020°Cのオーステナイト再結晶領域で、製品板厚の1.2~1.6倍の板厚まで1次仕上圧延を施し、その後、板厚中心温度780~900°Cのオーステナイト未再結晶領域で、製品板厚まで2次仕上圧延を施し、続いて、板厚中心温度720°C以上から、1~10°C/sの板厚中心冷却速度で、550°C以下の温度まで加速冷却を施し、板厚が60~100mm、降伏応力が315~460MPaであり、ミクロ組織がフェライト、及びベイナイト、またはフェライト、パーライト、及びベイナイトの混合組織であり、かつ、板厚中心部における平均結晶粒径が5~20μmの厚鋼板とすることを特徴とする厚鋼板の製造方法。炭素当量Ceq.=CMn/6A前記鋼片が、さらに、質量で、Cu:0.03~1.5、Ni:0.03~2.0、Cr:0.03~1.5、Mo:0.01~1.0、V:0.003~0.2、B:0.0002~0.005、Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、REM:0.0005~0.01の1種または2種以上を含有し、下記B式の炭素当量Ceq.が0.3~0.5であることを特徴とする請求項1に記載の厚鋼板の製造方法。炭素当量Ceq.=CMn/6CuNi/15CrMoV/5B前記粗圧延の累積圧下率が30~80であることを特徴とする請求項1、または請求項2に記載の厚鋼板の製造方法。前記仕上1次圧延の各パスでの圧下率が5~25であり、前記仕上2次圧延の各パスでの圧下率が5~25、パス間時間が1~60秒であることを特徴とする請求項1~3のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法。前記加速冷却が終了した後、300~650°Cで焼戻しすることを特徴とする請求項1~4のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法。しかし、前記特許文献1~5には下記のような問題点があった。特許文献1に記載された製造方法は、板厚が厚い、すなわち累積圧下率が大きい所での低温圧延CRが必要である。低温圧延を施すと、結晶粒を細かくすることができ、靭性が向上する。しかし、板厚が厚い所での低温圧延は、温度の低下を待つ時間が長く、圧延生産性が著しく低下する。特許文献2に記載された製造方法は、800~900°Cで、製品板厚の2.5倍以上の板厚が厚い所での熱間圧延が必要である。この方法により、靭性の向上は期待できるが、温度の低下を待つ時間が長く、圧延生産性が著しく低下する。特許文献3に記載された製造方法は、製品板厚が薄い鋼板を対象としており、また、再結晶圧延や未再結晶圧延に必要な圧下率などを考慮していないので、極厚鋼板での、圧延生産性や靭性を向上させる製造方法に適用はできない。特許文献4に記載された製造方法は、圧延温度を表面温度で管理するため、材質ばらつきが大きく、更に、加熱抽出後の板厚が厚い所で再結晶圧延の温度待ちをする必要があるので、極厚鋼板の圧延生産性は低下する。特許文献5に記載された製造方法のように、2台の圧延機を用いてのタンデム圧延は、設備上の制約が大きく、実用的ではない。そこで、本発明は、従来技術の、板厚が厚い所での低温圧延を必要とすることによる生産性の低さを改善し、さらに、降伏応力が315~460MPa、板厚が60~100mmの極厚鋼板に適用が可能で、特別な設備を必要とせず、材質ばらつきの小さい、低温靭性に優れた溶接構造用極厚鋼板の製造方法の提供を課題とする。具体的には、高温での再結晶圧延でγ粒を微細化し、未再結晶域圧延でγ中に転位を導入することにより、さらに適切な温度、圧下率、時間を規定することにより、生産性が高く、組織を微細化でき、靭性が向上できる極厚鋼板の製造方法の提供を課題とする。本発明者らは、厚鋼板の製造方法について鋭意検討した。その結果、粗圧延後の仕上圧延において、γ再結晶温度域と呼ばれる900超~1020°Cの高温での圧延で、再結晶によりγを微細化し、さらに板厚が薄い所において、γ未再結晶温度域と呼ばれる780~900°Cの低温での圧延で、最終組織を微細化することができる製造条件を見出し、圧延生産性と低温靭性とを両立できる厚鋼板の製造方法を実現した。具体的には、熱間仕上圧延の前段以下1次仕上圧延ともいう。のγ再結晶温度域で、製品板厚の1.8~2.2倍の板厚から圧延を施す。これにより効率良く再結晶γ粒を微細化できる。さらに、熱間仕上圧延の後段以下2次仕上圧延ともいう。のγ未再結晶温度域で、製品板厚の1.2~1.6倍の板厚から圧延を施す。これにより、転位の回復や再結晶を抑制し、効率良く転位密度を大きくすることができ、最終組織を微細化できる。それぞれの仕上圧延では、組織微細化効果の発現が可能な範囲で、圧延開始時の板厚を薄く限定しているので、温度待ち時間が短く、生産性も高めることができる。従来は、粗圧延で再結晶γ粒の微細化が行われ、製品板厚の約2倍以上の板厚で温度の低下を長時間待って、低温での仕上圧延が行われていたが、極厚鋼板では、温度待ち時間が長いと、著しくγ粒が粗大化したり、板表面が低温でも板内部は高温となっており、仕上圧延で導入した転位が回復、または再結晶するなどしたりして、最終組織を微細化できない上に生産性が著しく低くなる問題があった。しかし、本発明者らの検討によれば、1次仕上圧延、2次仕上圧延ともに、適正な温度範囲と板厚にすることにより、生産性を損なわず最終組織の微細化が可能であることを知見した。本発明は、上述した知見に基づき、さらに、生産性、及び、低温靭性に優れた鋼の成分組成を考慮してなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。1質量で、C:0.04~0.16、Si:0.01~0.5、Mn:0.2~2.5、P:0.03以下、S:0.02以下、Al:0.001~0.10、Nb:0.003~0.02、Ti:0.003~0.05、N:0.001~0.008を含有し、下記A式の炭素当量Ceqが0.3~0.5で、残部がFe、及び不可避的不純物からなる鋼片を、1000~1200°Cに加熱し、次いで、板厚中心温度950~1200°Cで、製品板厚の1.8~2.2倍の板厚まで、粗圧延を施し、その後、板厚中心温度900超~1020°Cのオーステナイト再結晶領域で、製品板厚の1.2~1.6倍の板厚まで1次仕上圧延を施し、その後、板厚中心温度780~900°Cのオーステナイト未再結晶領域で、製品板厚まで2次仕上圧延を施し、続いて、板厚中心温度720°C以上から、1~10°C/sの板厚中心冷却速度で、550°C以下の温度まで加速冷却を施し、板厚が60~100mm、降伏応力が315~460MPaであり、ミクロ組織がフェライト、及びベイナイト、またはフェライト、パーライト、及びベイナイトの混合組織であり、かつ、板厚中心部における平均結晶粒径が5~20μmの厚鋼板とすることを特徴とする厚鋼板の製造方法。炭素当量Ceq.=CMn/6A2前記鋼片が、さらに、質量で、Cu:0.03~1.5、Ni:0.03~2.0、Cr:0.03~1.5、Mo:0.01~1.0、V:0.003~0.2、B:0.0002~0.005、Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、REM:0.0005~0.01の1種または2種以上を含有し、下記B式の炭素当量Ceq.が0.3~0.5であることを特徴とする前記1に記載の厚鋼板の製造方法。炭素当量Ceq.=CMn/6CuNi/15CrMoV/5B3前記粗圧延の累積圧下率が30~80であることを特徴とする前記1、または2に記載の厚鋼板の製造方法。4前記仕上1次圧延の各パスでの圧下率が5~25であり、仕上2次圧延の各パスでの圧下率が5~25、パス間時間が1~60秒であることを特徴とする前記1~3のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法。5前記加速冷却が終了した後、300~650°Cで焼戻しすることを特徴とする前記1~4のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法。本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法は、仕上圧延時の板厚が小さいので温度待ち時間が短く、圧延生産性が高い。さらに、本発明の製造方法によれば、γの再結晶による微細化とγ中の転位密度の増加を活用して、最終組織を微細化することにより、低温靭性に優れた溶接構造用極厚鋼板を製造できる。以下本発明の好ましい実施の形態について説明する。はじめに、本発明の厚鋼板の好ましい製造方法について説明する。まず、所望の成分組成に調整した溶鋼を、転炉等を用いた公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の公知の鋳造方法で鋼片とする。鋳造時の冷却途中、または冷却後に、鋼片を1000~1200°Cの温度に加熱する。鋼片の加熱温度が1000°C未満では、溶体化が不十分となる。加熱温度が1200°Cを超えると、加熱γ粒が粗大化し、その後の圧延過程で微細化することが困難となり、さらに、高温圧延の開始までの間に、温度の低下を待つ時間が生じるので、生産性が低くなる。好ましい加熱温度の範囲は、1050~1150°Cである。次いで、板厚中心温度950~1200°Cで、製品板厚の1.8~2.2倍の板厚まで、粗圧延を施す。板厚中心温度が1200°Cを超えると、その後の仕上圧延でも再結晶γ粒を微細にすることができない。板厚中心温度が950°C未満となると、生産性が低下する。好ましい板厚中心温度は1000~1150°Cである。製品板厚の1.8倍未満の板厚までの粗圧延では、その後の仕上圧延での圧下率が不足するので、組織を微細化することができない。製品板厚の2.2倍超の板厚までの粗圧延では、その後の仕上圧延での温度待ち時間が長くなるため、生産性が低下する。好ましい板厚は、製品板厚の1.9~2.1倍である。粗圧延の累積圧下率は、特に30~80とすることが好ましい。累積圧下率が30未満になると、ポロシティが残存し、内部割れや延性、及び靭性の劣化が発生する可能性がある。累積圧下率が80を超えると、パス数が増加して生産性が低下する傾向にある。好ましい累積圧下率は、35~75である。次いで、板厚中心温度900超~1020°Cのオーステナイトγ再結晶領域で、製品板厚の1.2~1.6倍の板厚まで、1次仕上圧延を施す。板厚中心温度が1020°Cを超えると、再結晶γ粒を微細にすることができない。板厚中心温度が900°C以下となると、生産性が低下する。好ましい板厚中心温度は920~1000°Cである。製品板厚の1.2倍未満の板厚までの1次仕上圧延では、その後の2次仕上圧延での圧下率が不足するので、組織を微細化することができない。製品板厚の1.6倍超の板厚までの1次仕上圧延では、その後の2次仕上圧延での温度待ち時間が長くなるため、生産性が低下する。好ましい板厚は、製品板厚の1.25~1.55倍である。1次仕上圧延の1パス当たりの圧下率は、5~25とすることが好ましい。1パス当たりの圧下率が5未満になると、再結晶γ粒を微細化することが困難となり、また、パス数が多くなるため、生産性が低下する傾向となる。1パス当たりの圧下率が25を超えると、圧延機の負担が極めて大きくなるため、実現が困難である。好ましい1次仕上圧延の1パス当たりの圧下率は、7~23である。次いで、板厚中心温度780~900°Cで、2次仕上圧延を施す。板厚中心温度が900°Cを超えると、未再結晶領域に十分入らず、転位の増加が抑制され、組織を微細にすることができない。板厚中心温度が780°C未満となると、生産性が低下する。好ましい板厚中心温度は800~880°Cである。2次仕上圧延の1パス当たりの圧下率は、5~25とすることが好ましい。1パス当たりの圧下率が5未満になると、転位の回復が生じる傾向があり、組織の微細化が難しく、また、パス数が増加するので、生産性が低下する傾向となる。1パス当たりの圧下率が25を超えると、圧延機の負担が大きくなるために好ましくない。また、この2次仕上圧延の1パス当たりの圧下率は、好ましくは、7~23である。更に、パス間時間は、1~60秒とすることが好ましい。このパス間時間が60秒を超えると、転位の回復や再結晶が起り易くなるので、組織の微細化が難しくなり、また、生産性も低下する傾向になる。パス間時間は短いほど良いが、短すぎると復熱による温度変化が大きくなり、温度制御が困難となるので、下限は1秒とする。好ましいパス間時間は、2~28秒である。さらに好ましくは、4~20秒である。上記の熱間圧延に続いて、板厚中心温度720°C以上から、1~10°C/sの板厚中心冷却速度で、550°C以下の温度まで加速冷却を施す。冷却開始時の板厚中心温度が720°C未満になると、フェライト変態が進行するので、フェライト細粒組織が得られにくい。板厚中心冷却速度が1°C/s未満になると、微細組織を得るのが困難になる。板厚中心冷却速度が10°C/sを超えることは、板厚60mm以上の鋼板では実現できないので、これを上限とする。加速冷却の冷却停止温度が550°Cを超えると、微細組織を得ることと強度を確保することが困難になる。好ましい加速冷却の条件は、冷却開始時の板厚中心温度740°C以上、冷却速度2~8°C/s、冷却停止温度500°C以下である。なお、鋼板の板厚中心温度を用いて製造を制御するのも、本発明の鋼板の製造方法の特徴である。板厚中心温度を用いることにより、鋼板の表面温度を用いる場合と比べ、板厚が変化した場合などにも、適切に製造条件を制御することができ、材質のばらつきが小さい、品質のよい鋼板を効率よく製造することができる。圧延工程では、通常、加熱から圧延までの間、鋼板の表面温度等を測定しながら鋼板内部の温度分布を計算し、その温度分布の計算結果から圧延反力などを予測しながら、圧延の制御を行っている。このように、圧延中に鋼板中心温度を容易に求めることができる。加速冷却を行う場合も、同様に板厚内部の温度分布を予測しながら、加速冷却の制御を行っている。加速冷却を施した後、必要に応じて300~650°Cで焼戻しを行ってもよい。300°C未満での焼戻しでは、焼戻しの効果が得られにくい。焼戻し温度が650°Cを超えると、軟化量が大きくなり、強度の確保が困難になる。好ましい焼戻し温度は、400~600°Cである。本発明の製造方法は、板厚が60~100mm、降伏応力が315~460MPaの鋼板の製造に適用可能である。特に、船体、及び海洋構造物用の降伏応力315MPa級、355MPa級または390MPa級鋼板の製造に適用可能である。板厚が60mm未満の鋼板、及び降伏応力が315MPa未満の鋼板に対しては、通常公知の製造方法での製造が容易であり、本発明を適用する必要がない。板厚が100mmを超える鋼板、及び降伏応力が550MPaを超える鋼板に対しては、生産性と靭性を両立することができない。上記の製造条件によれば、1次仕上圧延で、再結晶によりγを微細化し、さらに2次仕上圧延で、γ中の転位密度を増加することで、最終組織を微細化することができる。さらに、本発明の製造方法は、各仕上圧延時の板厚を薄くすることで、温度待ち時間が短く、圧延生産性に優れた製造方法である。本発明の製造方法を適用する厚鋼板の成分組成は、強度、靭性、溶接熱影響部HAZ靭性、及び溶接性等を考慮して、以下のとおりとする。Cは、母材の強度と靭性を確保するために0.04以上添加する。Cの含有量が0.16を超えると、良好なHAZ靭性を確保することが困難になるので、Cの含有量は、0.16以下とする。好ましくは、0.05~0.15、さらに好ましくは、0.06~0.14である。Siは、脱酸元素、及び強化元素として有効であるので、0.01以上添加する。Siの含有量が0.5を超えると、HAZ靭性が大きく劣化するので、Siの含有量は0.5以下とする。好ましくは、0.05~0.4、さらに好ましくは、0.1~0.35である。Mnは、母材の強度と靭性を確保するために0.2以上添加する。Mnの含有量が2.5を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の母材とHAZの靭性が劣化するので、Mnの含有量は、2.5以下とする。好ましくは、0.6~1.8、さらに好ましくは、0.8~1.6である。Pは、不純物元素である。HAZ靭性を安定的に確保するためには、Pの含有量を0.03以下に低減する必要がある。好ましくは、0.02以下、さらに好ましくは、0.015以下である。Sは、不純物元素である。母材の特性、及びHAZ靭性を安定的に確保するためには、Sの含有量を0.02以下に低減する必要がある。好ましくは、0.01以下、さらに好ましくは、0.008以下である。Alは、脱酸を担い、不純物元素であるOを低減するために必要な元素である。Al以外に、MnやSiも脱酸に寄与する。しかし、MnやSiが添加される場合でも、Alの含有量が0.001未満では、安定的にOを低減することはできない。ただし、Alの含有量が0.10を超えると、アルミナ系の粗大酸化物やそのクラスターが生成し、母材とHAZ靭性が損なわれるので、Alの含有量は0.10以下とする。好ましくは、0.01~0.08、さらに好ましくは、0.015~0.06である。Nbは、0.003以上添加することにより、母材の強度、及び靭性の向上に寄与する。ただし、Nbの含有量が0.02を超えるとHAZ靭性や溶接性が低下するので、Nbの含有量は、0.02以下とする。好ましくは、0.005~0.025、さらに好ましくは、0.008~0.018である。Tiは、添加することによりTiNが形成され、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する。オーステナイト粒径が大きくなると、変態後の結晶粒径も大きくなり、靭性が低下する。靭性を低下させないために必要な大きさの結晶粒径を得るためには、Tiを0.003以上添加する必要がある。しかし、Tiの含有量が0.05を超えると、TiCが形成されHAZ靭性が低下するので、Tiの含有量は0.05以下とする。好ましくは、0.005~0.02、さらに好ましくは、0.007~0.016である。Nは、TiNを形成し、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制するので、0.001を以上添加する。Nの含有量が0.008を超えると、鋼材が脆化するので、Nの含有量は、0.008以下とする。好ましくは、0.0015~0.065、さらに好ましくは、0.002~0.006である。上述した添加元素のほかに、必要に応じて添加することができる選択元素として、質量で、Cu:0.03~1.5、Ni:0.03~2.0、Cr:0.03~1.5、Mo:0.01~1.0、V:0.03~0.2、B:0.0002~0.005の1種または2種以上を含有してもよい。これらの元素を添加することにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。ただし、これらの元素の含有量が多すぎると、HAZ靭性や溶接性が悪化するため、含有量の上限を上記のとおりに規定する。また、これらの元素の含有量が少なすぎると、十分なHAZ靭性や溶接性が得られなくなるので、下限を上記のとおりに規定することが好ましい。なお、必要に応じて、Cuの含有量の上限を1.0、0.5または0.3に、Niの含有量の上限を1.0、0.5または0.3に、Crの含有量の上限を1.0、0.5または0.3に、Moの含有量の上限を0.3、0.2または0.1に、Vの含有量の上限を0.1、0.07または0.05に、Bの含有量の上限を0.003、0.002または0.001に制限してもよい。さらに、その他の選択元素として、質量で、Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、REM:0.0005~0.01の1種または2種以上を含有してもよい。これらの元素の下限値以上を添加することにより、HAZ靭性が向上する。しかし、上限値を超えて添加しても効果が飽和し、かえってHAZ靭性や溶接性を悪化させる。母材の強度、及び靭性向上などのために、これらの選択元素を意図的に添加することができる。しかし、合金コスト低減などのために、これらの選択元素を何ら添加しなくても差し支えない。これらの元素は、意図的に添加しない場合であっても、不可避的不純物として、Cu:0.05以下、Ni:0.05以下、Cr:0.05以下、Mo:0.03以下、V:0.01以下、B:0.0004以下、Ca:0.0008以下、Mg:0.0008以下:REM:0.0008以下を、鋼中に含有し得る。これらの元素が、鋼中に不可避的不純物として、含有された場合であっても、本発明の厚鋼板の製造方法には、なんら影響しない。本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法で製造する鋼板は、下記A、及びB式により求められる炭素当量を、0.3~0.5とする。選択元素が不可避的不純物として含有された場合は、その含有量を代入して、炭素当量を求める。炭素当量Ceq.=CMn/6A炭素当量Ceq.=CMn/6CuNi/15CrMoV/5B炭素当量Ceq.が0.3未満になると、本発明の製造方法により製造する鋼板に要求される強度を満足できない。炭素当量が0.5を超えると、本発明の製造方法により製造する鋼板に要求される靭性、及び溶接性を満足できない。好ましくは、炭素当量Ceq.が0.31~0.44、さらに好ましくは、0.32~0.42、0.33~0.40である。本発明の厚鋼板の製造方法により製造される鋼板のミクロ組織は、フェライト、及びベイナイト、またはフェライト、パーライト、及びベイナイトの混合組織である。このような組織となることにより、本発明の製造方法により製造する鋼板に要求される強度、及び靭性が確保される。本発明の厚鋼板の製造方法により製造される鋼板の板厚中心部における平均結晶粒径は、5~20μmである。その結果、本発明の厚鋼板の製造方法により製造される鋼板に要求される強度、及び靭性を満足するものとなる。以下、実施例に基づいて更に詳細に説明する。製鋼工程において溶鋼の成分組成を調整し、その後、連続鋳造によって鋼片を製造した。次いで、この鋼片を再加熱し、さらに、厚板圧延を施して厚さが60~100mmの厚鋼板とし、続いて、厚鋼板を水冷した。試験No.31の鋼板では、水冷の代わりに空冷を行った比較例。その後、必要に応じて熱処理を行った。表1に各厚鋼板の成分組成を示す。表1の下線は、含有量が本発明の範囲外であり、括弧書きは、不可避的不純物として含まれた量の分析値を示す。製造した各厚鋼板について、ミクロ組織相分率、平均結晶粒径、及び機械的性質を測定した。ミクロ組織相分率は、光学顕微鏡により板厚中心位置を500倍の倍率でミクロ組織を撮影し、画像解析により求めた全視野領域に対する各相の面積率の平均値とした。平均結晶粒径は、EBSPElectronBackScatteringPattern法により、500μm×500μmの領域を1μmピッチで測定し、隣接粒との結晶方位差が15°以上の境界を結晶粒界と定義し、そのときの結晶粒径の平均値とした。機械的性質のうち、降伏応力、シャルピー破面遷移温度vTrsは板厚中心部から採取した試験片を用いて試験を行い、その結果を各鋼板の代表値とした。引張試験は、JISZ22411998年の金属材料引張試験方法に準拠し、各2本を試験測定し、その平均値を求めた。引張試験片は、JISZ22011998年の4号試験片とした。シャルピー破面遷移温度vTrsは、2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を用いて、JISZ22422005年の金属材料のシャルピー衝撃試験方法に準拠し、1温度につき各3本を5温度で試験し、50脆性破面率のときの温度を測定した。各厚鋼板のこれらの測定結果を、製造方法と合わせて、表2~4に示す。なお、製造方法における温度や冷却速度は、板厚中心位置の値であり、実測の表面温度から、公知の差分法による熱伝導解析により求めた。本実施例では、破面遷移温度-40°C以下、圧延時間1000s未満を良好と規定した。表2~4の下線は、条件が本発明の範囲外であること、または、鋼板の特性、生産性が、上記の良好と規定した値を外れていることを示す。試験No.1~No.20は、本発明の条件を全て満足する本発明例であり、強度、靭性、生産性とも良好である。この内、試験No.16~No.20は、本発明例であるが、粗圧延の累積圧下率、1次仕上圧延の1パス当たりの圧下率、2次仕上圧延の1パス当たりの圧下率、及びパス間時間、焼戻し温度が、本発明の好ましい条件を外れているので、強度、靭性、及び生産性が、試験No.1~No.15に比べ、若干劣っていた。試験No.21~No.40は、下線部の条件が本発明の範囲から外れる比較例である。それら比較例の試験の内、試験No.21~25は、成分範囲が本発明の範囲から外れるので、靭性が低かった。試験No.26は、スラブ加熱温度が高すぎたので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低いうえ、圧延時間が長く生産性が低かった。試験No.27は、1次仕上圧延開始時の板厚が大きすぎたので、圧延時間が長く、生産性が低かった。試験No.28は、1次仕上圧延開始時の板厚が小さすぎたので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。試験No.29は、1次仕上圧延温度が高すぎたので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。試験No.30は、1次仕上圧延温度が低すぎたので、圧延時間が長く、生産性が低かった。試験No.31は、空冷による冷却なので、平均結晶粒径が大きく、強度、及び靭性が低かった。試験No.32は、2次仕上圧延開始時の板厚が大きすぎたので、圧延時間が長く、生産性が低かった。試験No.33は、2次仕上圧延開始時の板厚が小さすぎたので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。試験No.34は、2次仕上圧延温度が高すぎたので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。試験No.35は、2次仕上圧延温度が低すぎたので、圧延時間が長く、生産性が低かった。試験No.36は、冷却開始温度が低すぎたので、平均結晶粒径が大きく、強度、及び靭性が低かった。試験No.37は、冷却速度が小さすぎたので、平均結晶粒径が大きく、強度、及び靭性が低かった。試験No.38は、冷却終了温度が高すぎたので、平均結晶粒径が大きく、強度、及び靭性が低かった。試験No.39は、1次仕上圧延、及び2次仕上圧延開始時の板厚が大きすぎたので、圧延時間が長く、生産性が低かった。試験No.40は、1次仕上圧延、及び2次仕上圧延開始時の板厚が小さすぎたので、圧延時間が長く、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。以上の実施例の試験結果から、本発明の製造方法によれば、1次仕上圧延で、再結晶によりγを微細化し、さらに2次仕上圧延で、γ中の転位密度を増加することで、最終組織を微細化することにより、低温靭性に優れた厚鋼板が得られることが確認された。なお、本発明は上述した実施形態に限定されるものではない。本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。