質量で、C:0.01~0.08、Si:0.01~0.3、Mn:1.0~2.0、P:0.012以下、S:0.005以下、Cu:0.8~2.0、Ni:0.1~2.5、Cr:0.01~0.5、Ti:0.005~0.03、Al:0.001~0.050及びN:0.001~0.01を含有し、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のNb:0.001以下、B:0.0003以下、O:0.003以下である化学組成を有し、板厚中心部における結晶粒径20μm以下のフェライト分率が60以上、板厚中心部における島状マルテンサイト組織の面積率が4.0以下、板厚中心部における介在物量が、JISG0555における点算法にて0.020以下、板厚中心部におけるC含有量が0.12以下であることを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が400MPa以上の靱性に優れた高張力鋼板。Feの一部に代えて、質量で、Mo:0.5以下、V:0.05以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高張力鋼板。Feの一部に代えて、質量で、Sn:0.50以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高張力鋼板。Feの一部に代えて、質量で、Ca:0.005以下、Mg:0.005以下、REM:0.005以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする請求項1から3までのいずれかに記載の高張力鋼板。請求項1から4までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、900~1180°Cの温度域に加熱し、700~800°Cの温度域で累積圧下率50以上の熱間圧延をし、700°C以上の温度で圧延を終了し、650°C以上の温度域から水冷を開始し、500°C以下まで、板厚の1/4の位置での平均冷却速度5°C/sec以上で水冷し、その後、550~670°Cの温度域に再加熱することを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が400MPa以上の靱性に優れた高張力鋼板の製造方法。本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、高度の安全性が要求される海洋構造物などの大形鉄鋼構造物用途に好適な、降伏強度400MPa以上、CTOD値0.3mm以上、板厚40mm以上の靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供することである。本発明者らは、海洋構造物に適した溶接性と靱性に優れた厚肉高強度鋼板を開発することを目的に、鋼成分およびその製造方法について種々の実験を行なった結果、以下の~に示す知見を得た。化学成分の調整全厚のCTOD特性を安定化させるには、添加合金成分の調整が重要である。特に、海洋構造物用鋼材においては、極小入熱時のHAZ硬化が課題となる。これを解消するため、C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni等の添加量調整により焼入性を最適化することが重要であるが、特に、Nb、Bの低減が重要であることを明らかにした。Nbは制御圧延時の細粒化に有効な元素であり、Bは大入熱溶接時の溶接熱影響部靭性の特性安定化に有効であるが、極小入熱時の特性安定化のためには、積極添加を避けるのみならず、それぞれを不純物としても極力低減することが重要である。板厚中心部の組織、偏析、非金属在物の制御全厚のCTOD特性を安定化させるには、添加合金成分の調整のみでは不十分であり、板厚中心部における偏析、介在物の制御が不可欠である。これは、構造用鋼に一般的に適用される連続鋳造においては最終凝固部である板厚中心部に偏析および非金属介在物が形成され、これが破壊の起点になる多めに全厚のCTOD特性が不安定となるためである。このため、鋼材の添加化学成分の調整に加え、板厚中心部における組織、C偏析、M-A量、非金属在物の制御の制御が必要である。上記およびを満たす鋼材において、40mm以上の厚肉材で板厚中心部まで降伏強度が400MPa以上の高強度と全厚のCTOD特性を満足するには、鋼材の製造方法も重要となる。Nb、Bを含有しない成分系での高強度高靭性確保には厳格な制御圧延が必要となる。すなわち、板厚中心部までできるだけ多くの微細フェライトを分散させた上で、強度確保のためにε-Cu粒子を時効析出させることで高強度化を図る手段が有効である。このために加熱圧延条件および水冷条件を厳格に制御する必要がある。本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記~に示す高張力鋼板及びに示す高張力鋼板の製造方法にある。質量で、C:0.01~0.08、Si:0.01~0.3、Mn:1.0~2.0、P:0.012以下、S:0.005以下、Cu:0.8~2.0、Ni:0.1~2.5、Cr:0.01~0.5、Ti:0.005~0.03、Al:0.001~0.050及びN:0.001~0.01を含有し、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のNb:0.001以下、B:0.0003以下、O:0.003以下である化学組成を有し、板厚中心部における結晶粒径20μm以下のフェライト分率が60以上、板厚中心部における島状マルテンサイト組織の面積率が4.0以下、板厚中心部における介在物量が、JISG0555における点算法にて0.020以下、板厚中心部におけるC含有量が0.12以下であることを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が400MPa以上の靭性に優れた高張力鋼板。Feの一部に代えて、質量で、Mo:0.5以下、V:0.05以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする上記の高張力鋼板。Feの一部に代えて、質量で、Sn:0.50以下を含有することを特徴とする上記またはの高張力鋼板。Feの一部に代えて、質量で、Ca:0.005以下、Mg:0.005以下、REM:0.005以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする上記~のいずれかの高張力鋼板。上記~のいずれかの化学組成を有するスラブを、900~1180°Cの温度域に加熱し、700~800°Cの温度域で累積圧下率50以上の熱間圧延を施し、700°C以上の温度で圧延を終了し、650°C以上の温度域から水冷を開始し、500°C以下になるまで、板厚の1/4の位置における平均冷却速度5°C/sec以上で水冷し、その後、550~670°Cの温度域に再加熱することを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が400MPa以上の靱性に優れた高張力鋼板の製造方法。本発明によれば、降伏強度400MPa以上、CTOD値0.3mm以上、板厚40mm以上の靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供することができる。以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明を上記のような鋼成分に限定した理由を述べる。A鋼板の化学組成C:0.01~0.08Cは、鋼材の強度確保に有効な元素である一方、多すぎると島状マルテンサイトを生成して母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このため添加量を0.01~0.08とした。C含有量の好ましい下限は0.02であり、C含有量の好ましい上限は0.05である。Si:0.01~0.3Siは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、セメンタイト中に固溶しないため、多量に添加されると未変態オーステナイト粒がフェライト粒とセメンタイトに分解するのを阻害し、島状マルテンサイトの生成を助長する。これらの理由から、Siの添加量は、0.01~0.3とする。Si含有量の好ましい下限は0.05であり、Si含有量の好ましい上限は0.2である。Mn:1.0~2.0Mnは強度確保に必要な元素であるとともに、脱酸剤としても有効な元素である。しかし、Mnの過剰な添加は、焼入れ性を過剰に増加させ溶接性およびHAZ靱性を劣化させる。さらに、Mnは中心偏析を助長する元素としてしられているので、中心偏析抑制の観点からはその含有量を抑制する必要がある。したがってMnの含有量は1.0~2.0とする。Mn含有量の好ましい下限は1.3であり、Mn含有量の好ましい上限は1.8である。P:0.012以下Pは鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界偏析元素であるためにHAZにおける粒界割れの原因となる。さらに母材靱性、溶接金属部とHAZの靱性を向上させ、スラブ中心偏析も低減させるためには、その含有量は0.012以下とする。好ましくは0.010以下である。S:0.005以下Sは多量に存在する場合、溶接割れ起点となるMnS単体の析出物を生成し、特に最終凝固部である板厚中心部の清浄度を劣化させる。このため含有量を0.005以下とする。好ましくは0.002以下である。Cu:0.8~2.0Cuは鋼材の強度および靱性を高める効果があるが、HAZ靱性に対する悪影響も少ない。特に、時効処理時のε-Cu析出による強度上昇効果を期待する上で0.8以上必要である。しかし、Cu含有量が高くなると溶接高温割れ感受性が高くなり、予熱などの溶接施工が複雑になるため、その含有量は2.0以下とする。Cu含有量の好ましい下限は0.9であり、Cu含有量の好ましい上限は1.2である。Ni:0.1~2.5NiはCuと同様に鋼材の強度および靱性を高め、さらにHAZ靱性を高めるための有効な元素であるが、過剰に添加してもコストアップに見合うだけの効果を得ることができないため、Niの含有量を0.1~2.5とした。Ni含有量の好ましい下限は0.2であり、Ni含有量の好ましい上限は1.5である。Cr:0.01~0.5Crは、鋼材の強度を高める効果があるが、過剰に添加すると母材靱性や溶接性の劣化を招く。したがって、含有量を0.01~0.5とした。Cr含有量の好ましい下限は0.1であり、Cr含有量の好ましい上限は0.3である。Ti:0.005~0.03Tiは、オーステナイト粒の微細化のために不可欠な元素である。また、連続鋳造鋳片の横ひび割れを防止する上でもその添加が不可欠である。しかし、過剰に添加すると母材靱性やHAZの靱性が著しく損なわれる。したがって、Tiの含有量を0.005~0.03とした。Ti含有量の好ましい下限は0.01であり、Ti含有量の好ましい上限は0.015である。Al:0.001~0.050Alは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、過剰に添加すると島状マルテンサイトの生成を助長するため母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。このため添加量を0.001~0.05とする。Al含有量の好ましい下限は0.01であり、Al含有量の好ましい上限は0.03である。N:0.001~0.010Nは、窒化物を形成することで組織の細粒化に寄与するが、過剰に添加した場合には窒化物の凝集を通じて靭性を劣化させる。従って含有量を0.001~0.010とする。N含有量の好ましい下限は0.003であり、N含有量の好ましい上限は0.008である。本発明に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部がFeおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味するものであるが、本発明においては、特に、不純物中のNb、B及びO酸素について、次のとおりに規定する。Nb:0.001以下Nbは、オーステナイトの低温域で微細なNb炭窒化物を形成することによりオーステナイト粒を微細化する作用を有する。更に、析出したNb炭窒化物は圧延などによる加工を受けた未再結晶オーステナイト粒の回復、再結晶を抑制する効果を有しており、母材靱性の確保に有効である。しかしながら、極小入熱溶接におけるCTOD特性を劣化させることから、本発明においては可能な限り含有量を低減させる。このため、Nb含有量を0.001以下とした。B:0.0003以下Bは、極微量で鋼材の強度を上昇させる元素であるが、極小入熱溶接におけるCTOD特性を劣化させることから、本発明においては可能な限り含有量を低減させる。このため、B含有量を0.0003以下とした。O:0.003以下Oは多量に存在すると清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびHAZともに実用的な靱性確保が困難となる。そこで、0.003以下とする。好ましくは0.002以下である。本発明に係る鋼板には、必要に応じて、次の第1群から第3群までの少なくとも1群から選んだ成分の1種以上を含有させることができる。以下、これらの群に属する成分について述べる。第1群:Mo、VMo:0.5以下Moは、必要に応じて含有させることができる。Moを含有させると、鋼材の焼入れ性を増し、強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が0.5を超えると、溶接金属部およびHAZを硬化させ溶接低温割れ感受性を増大させるので、その含有量の上限は0.5とする。好ましい上限は0.3である。なお、Moによる強度向上効果を得たい場合には、Moを0.03以上含有させるのが望ましい。V:0.05以下Vは、必要に応じて含有させることができる。Vを含有させると、Moと同様に、鋼材の焼入れ性を増し、強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が0.05を超えると、溶接金属部およびHAZを硬化させ溶接低温割れ感受性を増大させるので、その含有量の上限は0.05とする。好ましい上限は0.04である。なお、Vによる強度向上効果を得たい場合には、Vを0.01以上含有させるのが望ましい。第2群:SnSn:0.50以下Snは、必要に応じて含有させることができる。Snを含有させると、Sn3となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制することができる。。また、Fe3を速やかに還元させ、酸化剤としてのFe3濃度を低減することにより、Fe3の腐食促進作用を抑制するので、飛来塩分量が多い環境下での耐候性を向上させることができる。さらに、Snには鋼のアノード溶解反応を抑制するので、耐食性を向上させることもできる。しかし、その含有量が0.50を超えると脆化を起こす原因となるので、Snの含有量は0.50以下とする。好ましくは0.20以下である。なお、Snによるこれらの効果を得たい場合には、Snの含有量は0.03以上とするのが望ましい。第3群:Ca、Mg、REMCa:0.005以下Caは、必要に応じて含有させることができる。Caを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、Ca含有量が0.005を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、Caの含有量は0.005以下とする。好ましくは0.0035以下である。なお、Caによるこの効果を得たい場合には、Caの含有量は0.001以上とするのが望ましい。Mg:0.005以下Mgは、必要に応じて含有させることができる。Mgを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、Mg含有量が0.005を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、Mgの含有量は0.005以下とする。好ましくは0.0035以下である。なお、Mgによるこの効果を得たい場合には、Mgの含有量は0.001以上とするのが望ましい。REM:0.005以下REMは、必要に応じて含有させることができる。REMを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、REM含有量が0.005を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、REMの含有量は0.005以下とする。好ましくは0.0035以下である。なお、REMによるこの効果を得たい場合には、REMの含有量は0.001以上とするのが望ましい。ここで、REMとは、ランタノイドの15元素にYおよびScを合わせた17元素の総称であり、これらの元素のうちの1種または2種以上を含有させることができる。なお、REMの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。B鋼板の組織B-1板厚中心部における結晶粒径20μm以下のフェライト分率が60以上上記成分系にて、板厚中心部まで充分な強度と全厚CTOD特性を両立するには、板厚中心部まで均一な微細フェライトを一定量以上分散させた上で、ε-Cu粒子を時効析出させる必要がある。結晶粒径20μm以下の微細フェライトを体積で60以上分散させることを実現すれば、板厚中心部にて降伏強度400MPa以上と板厚40mm以上の極厚材の全厚CTOD特性を両立させることが可能となる。板厚中心部における旧オーステナイト粒を規定する理由は、板厚の1/2の位置にある板厚中心部は板厚表裏面および板厚の1/4の位置に比べ特性の確保が困難なためであり、かつ全厚の特性が板厚の1/2の位置の特性に律速されるためである。B-2板厚中心部におけるM-A組織が4.0以下本発明でいうM-A組織は、いわゆる島状マルテンサイトであり、ベイナイトのラス状組織の間又は旧オーステナイト粒界に存在するマルテンサイトを指す。M-A組織は脆性破壊の原因となるため、板厚中心部におけるM-A組織を面積で4.0以下とする。このM-A組織は少ないことが好ましい。ここで、板厚中心部におけるM-A組織を規定する理由は、中心偏析の影響により、特に板厚中心部でM-Aが生成しやすく、かつ全厚のCTOD特性は最脆化部の特性に支配されるためである。優れたCTOD特性を得るには、このM-A組織を4.0以下に抑制する必要がある。このM-A組織は少ない方が好ましい。ただし、本発明方法で製造した場合には、少なくとも0.5のM-A組織が形成されてしまう。なお、M-A組織の割合は、透過型電子顕微鏡の倍率を10000倍として合計10視野観察し、各視野において求めた島状マルテンサイトが占める割合を算術平均して求めればよい。B-3板厚中心部における介在物量がJISG0555における点算法にて0.020以下厚肉材の低温CTOD特性をさらに安定化するには、板厚中心部の介在物を低減することが有効である。特に、MnSを代表とするA系介在物を低減できれば、低温CTOD特性はさらに安定化する。具体的には、JISG0555で規定された点算法で測定したときの非金属介在物量がd60×400測定視野数が60、倍率が400倍で0.020以下とする。B-4板厚中心部におけるCが0.12以下連続鋳造により製造した厚鋼板においては、板厚中心部での中心偏析による成分濃化部が生じやすく、これが硬化組織を形成すると破壊の起点になり、全厚CTOD特性が不安定となる。これを抑制するには、特に島状マルテンサイト生成に支配的なC量の偏析度規定が有効である。板厚中心部のC量を測定するためには、レーザICP分析法を用いることができる。レーザICP分析法にて、板厚中心部を挟んだ8mm以上の範囲を分析し、次の式に基づいて、板厚中心部のC含有量を算出することができる。板厚中心部のC量=製品分析値のC量×レーザICP分析C量の平均値/レーザICP分析C量の最大値。優れたCTOD特性を得るには、この板厚中心部のC量を質量で0.12以下とする必要がある。望ましくは0.10以下に抑制するとよい。以上、本発明の組織について示したが、本発明の鋼板のミクロ組織は主としてフェライトとベイナイトの混合組織でる。上記のB項で示すような組織を有する鋼板とするには、前記のA項に記載の化学組成を有するスラブを用いて、たとえば、次のC項で述べる条件で鋼板を製造することができる。C鋼板の製造条件ここでは、加熱温度は炉内雰囲気温度、圧延終了温度は表層温度、水冷停止温度は板厚中心部の計算値とし、圧延、再加熱時の加熱、冷却速度についてはすべて板厚中心部の値とする。C-1スラブの加熱温度スラブの加熱温度は900~1180°Cとするのがよい。スラブの加熱温度が900°C未満では加熱時に均一なオーステナイト粒が得られない場合がある。一方、1180°Cを超えて加熱するとオーステナイト粒が著しく大きくなって母材靱性が劣化する場合がある。したがって、鋼の加熱温度は900~1180°Cとする。好ましい加熱温度下限は950°Cであり、上限は1050°Cである。なお、スラブの作製方法は問わないが、連続鋳造法により、溶鋼の温度を凝固温度50°C以内に管理して作製することが好ましい。こうすることで、スラブ中の介在物や組成の中央偏析を小さくすることができる。C-2熱間圧延鋼板の組織を適正化するために、未再結晶温度域で適正量の圧下加工を加えるのがよい。オーステナイトの再結晶温度域での圧下ではオーステナイト粒内に格子欠陥が蓄積され難く、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じ難い。また、未再結晶温度域で圧下してもその累積圧下量が少ないと、オーステナイト粒内に蓄積される格子欠陥が少なくなって、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じ難い。このため、700~800°Cの温度域で累積圧下率50以上の熱間圧延を行う。このとき、圧延は700°C以上で終了させる。700°C未満で圧下するとスラブ温度低下にともなうスラブ硬化により十分な圧下ができないだけでなく、圧延機に負荷がかかるため好ましくない。C-3冷却工程熱間圧延後は650°C以上の温度域から500°C以下まで水冷を実施する。このとき、所望の組織を得るためには、板厚の1/4の位置において5°C/sec以上の平均冷却速度で鋼板を水冷する。冷却速度の上限は特に規定しないが、設備的に得られる上限値であってもよい。熱間圧延後水冷された鋼は、その後再加熱し、550~670°Cの温度で時効処理を行う。時効処理によりCuを析出させ、鋼板を析出硬化させることができる。この際、時効処理の目的温度-100°Cまでの昇温速度、および500°Cまでの冷却速度については制御を行うことが望ましい。昇温/冷却速度の制御を行えば、Cu粒子の分散を均一化させることができる。十分なCu粒子の分散均一化を図るためには、具体的には、再加熱の際の目標温度-100°Cまでの平均昇温速度を1~50°C/分、目標温度での保持時間を1時間以上、冷却の際の500°Cまでの平均冷却速度を1°C/分以上とするのが好ましい。表1に示す化学組成を有する鋼No1~44及び鋼NoX1~X10の供試鋼から連続鋳造法にてスラブを作製した。表1における鋼No1~44は化学組成が本発明で規定する範囲内にある例であり、そして、鋼NoX1~X10の供試鋼はいずれかの成分が本発明で規定する範囲から外れた例である。スラブは溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、その差が50°C以内になるように管理をしながら、凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行った。ただし、鋼No35および36はこの管理を行わずに製造した。次いで、これらの鋼を通常の方法で厚さ160mmの鋼片とした後、表2に記載の各種条件で熱間圧延、冷却して鋼板とした。なお、表2には記載していないが、すべての鋼について、再加熱の際に、再加熱温度-100°Cまでの平均昇温速度を5°C/分、再加熱温度での保持時間を2時間、冷却の際の500°Cまでの平均冷却速度を5°C/分として制御した。また、このとき、板厚は、海洋構造物用途を意識して、80mm以上とした。このようにして得た各鋼板の板厚中心部から、JIS4号引張試験片を圧延方向と平行な方向に採取し、母材の機械的性質引張特性を調査した。次に、BS7448規格に準拠し、全厚の3点曲げ試験片を圧延方向に直角の方向から試験片を採取して、CTOD試験を-40°Cで行った。また、溶接継ぎ手部は、BS7448に準拠し、K開先加工した鋼板突き合わせ部に1.0kJ/mmのFCAW溶接を実施し、CTOD試験片の疲労ノッチがレ開先のストレート部側の溶接線となるよう加工し、CTOD試験を40°Cにて実施した。さらに、各鋼板のうち一部の鋼板試験番号No8、16、X3については、得られた試験片をSAESocietyofAutomotiveEngineersJ2334試験により耐食性を評価した。SAEJ2334試験は、湿潤50°C、100RH、6時間、塩分付着:0.5NaCl、0.1CaCl2、0.075NaHCO3水溶液浸漬、0.25時間および乾燥60°C、50RH、17.75時間を1サイクル合計24時間とした加速試験であり、腐食形態が大気暴露試験に類似しているとされている長野博夫、山下正人、内田仁著:環境材料学、共立出版2004、p.74。本試験は、飛来塩分量が1mddを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。SAEJ2334試験120サイクル終了後、各試験片の表面のさび層を除去し、板厚減少量を測定した。なお、腐食減量は、試験片の平均の板厚減少量であり、試験前後の重量減少と試験片の表面積を用いて算出したものである。一方、各鋼板の組織は以下のように測定を行った。フェライトについては、光学顕微鏡を用いて観察によって得られた像を画像解析した。粒径を算出する場合には、短径と長径を測定し、その和の1/2から粒径を求めた。このようにして100視野観察して求めた個々の粒子の粒径について、算術平均したものを平均粒径と規定した。また、フェライト分率は、100視野観察分の面積に対するフェライトの面積割合を算出することによって求めた。また、島状マルテンサイトM-A分率についても同様である。板厚中心部におけるCはレーザICP分析にて、板厚中心部を挟んだ8mm以上の範囲を分析し、板厚中心部のC量=製品分析値のC量×として算出した。板厚中心部における介在物はJISG0555に準拠し、点算法による顕微鏡試験方法によって測定した。すなわち、試験片を圧延方向又は鍛錬方向に平行に、その中心線を通って切断採取し、その面を検鏡面とし、琢磨仕上げによって鏡面とした後、縦横20本の格子線が入った接眼レンズを用い、ノーエッチングの状態で400倍で、60視野をランダムに観察し、介在物によって占めた格子点中心の数nを数える。そして、下記の式によって算出される清浄度dが非金属介在物の量である。d={n/p×f}×100ここで、d:清浄度、p:視野内の総格子点数、f:視野数、n:f個の視野における介在物によって占められる格子点中心の数を表す。表3に鋼板組織の観察結果を示す。表4に機械的特性の試験結果を示す。ここで、鋼材の母材強度の目標はYSで400MPa以上であり、母材および溶接部のCTOD値の目標はいずれも0.3mm以上である。表4において、鋼の化学組成および組織等の要件が本発明で規定する範囲内にある試験No1~34本発明鋼は、いずれも母材の強度とCTOD値の目標をそれぞれ満足する。これに対して、試験No35は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部における介在物量が本発明鋼の規定より外れるため、母材のCTOD値は目標に達していない。試験No36は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部におけるC含有量が本発明鋼の規定より外れるため、母材のCTOD値は目標に達していない。試験No37~44は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部における結晶粒径20μm以下のフェライト分率および島状マルテンサイト組織の面積率が本発明鋼の規定より外れるため、母材のCTOD値は目標に達していない。さらに、試験No37および38については、いずれもYSが目標に達していない。そして、試験NoX1~X10は、鋼の化学組成が本発明鋼の規定より外れるため、母材および溶接部のCTOD値はいずれかまたは両方が目標に達していない。なお、上述したとおり、一部の鋼板鋼No8、16、X3に関しては、SAESocietyofAutomotiveEngineersJ2334試験により耐食性を評価した。その結果、試験No8および16については、Snを含有しているため、板厚減少量はともに0.1mm以下であり、高い耐食性を示した。しかし、試験NoX3については、Snが含有していないため、板厚減少量は0.8mmとなり耐食性は低かった。