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、及び、N:0.001~0.008を含有し、選択元素として、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種又は2種以上を含有し、下記A式の炭素当量Ceq.が0.2~0.5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、次に、板厚中心温度950~1200°Cで、累積圧下率50~95、パス数4~16パスの前段圧延を施し、次いで、板厚中心温度850~950°Cで、パス数2~8パス、各パスでの圧下率10~25、パス間時間3~25秒の後段圧延を施し、その後、板厚中心温度750°C以上から、0.5~8°C/sの冷却速度で、630~700°Cまで前段冷却を施し、続いて10~50°C/sの冷却速度で、板厚中心温度が550°C以下となるまで後段冷却を施し、板厚が10~40mm、降伏応力が315~550MPaであり、ミクロ組織が軟質相のフェライト、硬質相のパーライト、ベイナイト、マルテンサイトの1種または2種以上の混合組織であり、かつ、板厚中心部におけるフェライト面積率が70~95であり、硬質相の平均ビッカース硬さが250~500であり、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。Ceq.=CMn/6CuNi/15CrMoV/5A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、低温靭性が向上する。しかし、低温圧延を行うと、高温圧延終了後に、温度の低下を待つ時間が生じるので、圧延生産性が低下する。さらに、加速冷却時に途中空冷をする必要があり、加速冷却の生産性が低い。特許文献2に記載された製造方法は、低温圧延が必須であるので、生産性が低い。さらに、対象とする鋼板は、降伏応力600MPa以上の高強度鋼であり、本発明が対象とする降伏応力が315MPa~550MPa、板厚が10mm~40mmの厚鋼板には、ミクロ組織が異なるので、適用できない。特許文献3に記載された製造方法のように、パス間時間を30秒以上とすると、本発明者らの検討の結果、再結晶γが粗大化することが分かった。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いうえ、再結晶までの時間が規定されていないので、再結晶γ粒の微細化は得られにくい。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、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315MPa~550MPa、板厚が10mm~40mmの厚鋼板に適用が可能な、特別な設備を必要とせず、材質ばらつきの小さい、強度、伸び、及び靭性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法の提供を課題とする。具体的には、低温圧延を行わなくても、高温圧延のみで組織を微細化でき、さらに、冷却速度を段階的に変化させた加速冷却を施すことにより、フェライトを確保しつつ、第二相を硬くすることができる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、γ再結晶温度域とよばれる850~950°C程度の高温での圧延でも、γの再結晶による微細化を活用して、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、熱間圧延の後段以下後段圧延ともいう。また、熱間圧延の前段を、以下前段圧延ともいう。で、1パス当たりの圧下率を、従来の製造と比較して大きくし、パス間時間を最適化する。1パス当たりの圧下率を大きくすると、パス数が減るので、生産性は高くなる。従来のγ未再結晶温度域での低温圧延では、圧延反力が大きくなることから、圧下率は10未満に抑えられていた。しかし、本発明者らの検討によれば、γ再結晶温度域の高温圧延では、圧下率を10~25とし、さらに、パス間時間を3~25秒とすることにより、γの再結晶による微細化を活用し、組織の微細化が可能であることが分かった。さらに、圧延後の加速冷却を、冷却速度の異なる2つの段階に分け、前半の冷却以下前段冷却ともいうにおける冷却速度を遅く、後半の冷却以下後段冷却ともいうにおける冷却速度を速くする二段冷却とすることによって、フェライトを確保しつつ、第二相を硬くすることができ、強度、伸び、及び靭性に優れた厚鋼板の製造が可能であることが分かった。本発明は、上述した知見に基づき、さらに、生産性、強度、伸び、及び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、及び、N:0.001~0.008を含有し、選択元素として、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種又は2種以上を含有し、下記A式の炭素当量Ceq.が0.2~0.5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、次に、板厚中心温度950~1200°Cで、累積圧下率50~95、パス数4~16パスの前段圧延を施し、次いで、板厚中心温度850~950°Cで、パス数2~8パス、各パスでの圧下率10~25、パス間時間3~25秒の後段圧延を施し、その後、板厚中心温度750°C以上から、0.5~8°C/sの冷却速度で、630~700°Cまで前段冷却を施し、続いて10~50°C/sの冷却速度で、550°C以下の温度まで後段冷却を施し、板厚が10~40mm、降伏応力が315~550MPaであり、ミクロ組織が軟質相のフェライトと硬質相のパーライト、ベイナイト、マルテンサイト1種または2種以上の混合組織であり、かつ、板厚中心部におけるフェライトの面積率が70~95であり、硬質相の平均ビッカース硬さが250~500であり、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。Ceq.=CMn/6CuNi/15CrMoV/5A2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、低温圧延を行わないので温度待ち時間が短く、また、圧下率が大きいのでパス数が少なく、圧延生産性が高い。また、本発明の製造方法によれば、γの再結晶による微細化を活用して、γ再結晶温度域における高温圧延で組織を微細化し、さらに、圧延後の加速冷却を、前段が緩冷却、後段が急冷の二段冷却として、フェライトを確保しつつ、第二相を硬くすることにより、強度、伸び、及び靭性に優れた溶接構造用厚鋼板を製造できる。はじめに、本発明の溶接構造用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、又は冷却後に、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、オーステナイト粒が粗大化し、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、累積圧下率50~95、パス数4~16で、前段の熱間圧延前段圧延を施す。板厚中心温度が1200°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。累積圧下率が50未満になると、再結晶が十分進まず、再結晶γ粒を微細にすることができない。累積圧下率が95を超えると、圧延負荷が大きくなり、生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、60~90である。パス数が4未満になると、再結晶γ粒を微細にすることができない。パス数が16を超えると、生産性が低下する。好ましいパス数は、5~14である。次いで、板厚中心温度850~950°Cで、1パス当たりの圧下率10~25、パス間時間3~25秒、パス数2~8パスの後段の熱間圧延後段圧延を施す。板厚中心温度が950°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850°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870~930°Cである。1パス当たりの圧下率が10未満になると、パス数が増加するので、生産性が低下する。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。1パス当たりの好ましい圧下率は、13~22である。各パスでの圧下率を10以上とし、生産性を向上させるためには、パス間時間が重要な要素となる。1パス当たりの圧下率が10~25の範囲で、パス間時間が3秒未満になると、再結晶の核生成に要する潜伏期間内、又は、再結晶初期段階のうちに次のパスに進むので、再結晶が十分に進行しない。パス間時間が25秒を超えると、次のパスに進む前に、一次再結晶が完了し、粒界エネルギーを駆動力とした二次再結晶が開始するので、再結晶γ粒が粗大化する。すなわち、パス間時間が3~25秒の範囲になければ、本発明の課題である、高温圧延での組織の微細化は達成できない。好ましいパス間時間は、5~23秒である。パス数が2未満になると、再結晶γ粒を微細にすることができない。パス数が8を超えると、生産性が低下する。好ましいパス数は、3~7である。上記の熱間圧延に続いて、板厚中心温度750°C以上から0.5~8°C/sの冷却速度で、板厚中心温度が630~700°Cの範囲となるまで前段冷却を施し、続いて、10~50°C/sの冷却速度で、550°C以下の温度まで後段冷却を施す。冷却開始時の板厚中心温度が750°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。前段冷却における冷却速度が0.5°C/s未満になると、微細組織を得られず、冷却速度が8°C/sを超えると、70以上のフェライト面積率を得られない。後段冷却における冷却速度が10°C/s未満になると、硬質相の硬さが平均ビッカース硬度で250以上にならず、50°C/sを超えると、硬質相の硬さが平均ビッカース硬度で500以下にならない。冷却停止温度が550°Cを超えると、硬質相の硬さが平均ビッカース硬度で250以上にならない。好ましい加速冷却の条件は、前段冷却開始時の板厚中心温度770°C以上、冷却速度1~7°C/s、前段冷却の終了温度640~690°Cで、後段冷却の冷却速度15~45°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10~40mm、降伏応力が315~550MPaの鋼板の製造に適用可能である。特に、船体構造用の降伏応力315MPa級、355MPa級又は390MPa級鋼板の製造に適用可能である。板厚が10mm未満の鋼板に対しては、板形状が劣化するため、加速冷却が適用できない。板厚が40mmを超える鋼板に対しては、靭性を確保するために、低温圧延が必須となるので、生産性との両立はできない。降伏応力が315MPa未満の鋼板の製造では、加速冷却が不要であるので、本発明を適用する必要がない。降伏応力が550MPaを超える鋼板の製造では、靭性を確保するために低温圧延が必須となるので、生産性との両立はできない。上記の製造条件によれば、γの再結晶による微細化を活用し、高温圧延でも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、低温圧延を行う必要がないので、温度待ち時間が短く、圧下率の大きい圧延であるので、パス数も少なく、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、伸び、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。母材の強度確保のため、Cの含有量の下限を0.06又は0.08に制限してもよい。また、HAZ靭性の向上のため、Cの含有量上限を0.15又は0.14に制限してもよい。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の添加量は0.5以下とする。脱酸を確実に行うため、Siの含有量の下限を0.05又は0.10に制限してもよい。また、HAZ靭性の向上のため、Siの含有量の上限を0.40又は0.34に制限してもよい。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。母材の強度と靭性の向上のため、Mnの含有量の下限を0.6又は0.8に制限してもよい。中心偏析による材質の劣化を防止するために、Mnの含有量の上限を2.0、1.8又は1.6に制限してもよい。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。HAZ靭性の向上のため、Pの含有量を0.02以下又は0.015以下としてもよい。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。母材の特性及びHAZ靭性の向上のため、Sの含有量を0.01以下又は0.008以下としてもよい。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の添加量は0.10以下とする。脱酸を確実に行うために、Alの含有量の下限を0.01又は0.015としてもよい。粗大酸化物の生成等を抑制するために、Alの含有量の上限を0.08又は0.06としてもよい。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。Nbによる細粒化効果をより発揮させるため、Nbの含有量の下限を0.005としてもよい。HAZ靭性や溶接性を向上させるため、Nbの含有量の上限を、0.015又は0.012としてもよい。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。HAZ靭性を向上させるため、Tiの含有量の上限を、0.03又は0.02としてもよい。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。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種又は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。必要に応じて、Cuの含有量の上限を1.0、0.5又は0.3に、Niの含有量の上限を1.0、0.5又は0.3に、Crの含有量の上限を1.0、0.5又は0.3に、Moの含有量の上限を0.3、0.2又は0.1に、Vの含有量の上限を0.1、0.07又は0.05に、Bの含有量の上限を0.003、0.002又は0.001に制限してもよい。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。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種又は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、HAZ靭性が向上する。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、前記A式により求められる炭素当量を、0.2~0.5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。炭素当量が0.2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伸び、靭性、及び溶接性を満足できない。強度確保のため、炭素等量の下限を0.25、0.28又は0.30に制限してもよい。HAZ靭性や溶接性の改善のため、炭素等量の下限を0.43、0.4又は0.38に制限してもよい。本発明の溶接構造用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、軟質相のフェライト、硬質相のパーライト、ベイナイト、及びマルテンサ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、伸び、及び靭性が確保される。本発明の溶接構造用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フェライト面積率は70~95であり、硬質相のビッカース硬さは平均で250~500であり、平均結晶粒径は、5~20μmである。その結果、本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法により製造される鋼板に要求される靭性を満足するものとなる。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10~40mmの厚鋼板とし、続いて、厚鋼板を水冷した。試験No.25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い、降伏強度が315MPa~550MPaの厚鋼板を製造した。表1~2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ることを示す。表2の括弧書きは、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、ビッカース硬さは、JISZ22442009年に準拠し、試験荷重10gfで、硬質相を20点測定し、その平均値を求めた。機械的性質のうち、降伏応力、伸びは全厚、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1B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3~8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、全伸び20以上、破面遷移温度-60°C以下、圧延時間200s以下を良好と規定した。表3~8の下線は、条件が本発明の範囲外であること、又は、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.13は、本発明の条件を全て満足する本発明例であり、強度、伸び、靭性、生産性とも良好である。試験NO.14~NO.37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。試験NO.14は、前段、及び後段の圧延パス数が多く、後段圧延の終了温度が低いので、圧延時間が長く生産性が低かった。試験NO.15は、前段の冷却速度が速すぎたので、フェライト面積率が小さく、強度が高く、伸び、及び靭性が低かった。試験No.16は、後段の冷却速度が速すぎたので、硬質相の硬さ、及び強度が高く、伸び、及び靭性が低かった。試験NO.17は、スラブ加熱温度が高すぎたので、フェライト面積率が小さく、平均結晶粒径が大きく、伸び、及び靭性が低く、さらに、圧延時間が長く生産性が低かった。試験NO.18は、前段の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.19は、後段圧延のパス数が少ないので、フェライト面積率が小さく、平均結晶粒径が大きく、硬質相の硬さ、伸び、及び靭性が低かった。試験NO.20は、後段圧延のパス間時間が短いので、フェライト面積率が小さく、平均結晶粒径が大きく、硬質相の硬さ、伸び、及び靭性が低かった。試験NO.21は、前段圧延の累積圧下率が小さいので、フェライト面積率が小さく、平均結晶粒径が大きく、硬質相の硬さ、伸び、及び靭性が低く、さらに、圧延時間が長く生産性が低かった。試験NO.22は、後段の冷却終了温度が高すぎたので、平均結晶粒径が大きく、硬質相の硬さ、強度、及び靭性が低かった。試験NO.23、31、32は、後段圧延のパス間時間が長いので、フェライト面積率が小さく、平均結晶粒径が大きく、硬さ、伸び、及び靭性が低く、さらに、試験NO.32は、圧延時間が長く生産性が低かった。試験No.24は、後段の冷却速度が低いので、平均結晶粒径が大きく、硬質相の硬さ、及び靭性が低かった。試験NO.25は、空冷による冷却なので、平均結晶粒径が大きく、硬質相の硬さ、及び靭性が低かった。試験NO.26~30は、成分範囲が本発明の範囲から外れるので、フェライト面積率、硬質相の硬さ、強度、伸び、又は靭性が、本発明で製造した鋼に要求される要件を満たさなかった。試験NO.33~35は、後段圧延の各パスでの圧下率が小さいので、フェライト面積率が小さく、平均結晶粒径が大きく、硬質相の硬さ、伸び、及び靭性が低かった。No.34、35については、パス間時間が規定の範囲内ではあるがやや長めであり、かつ、各パスでの圧下率が小さすぎるので、圧延時間も長く生産性が低かった。試験NO.36は、前段冷却の終了温度が低いので、硬質相の硬さ、及び強度が低かった。試験NO.37は、前段冷却の終了温度が高いので、フェライト面積率が小さく、平均結晶粒径が大きく、硬質相の硬さ、伸び、及び靭性が低かった。以上の実施例から、本発明の製造方法によれば、γの再結晶による微細化を活用して、γ再結晶温度域での高温圧延で組織を微細化し、さらに、圧延後の加速冷却を、前段が緩冷却、後段が急冷の二段冷却として、フェライトを確保しつつ、第二相を硬くすることにより、強度、伸び、及び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。