質量で、C:0.04~0.08、Si:0.01~0.5、Mn:1.0~2.0、P:0.02以下、S:0.01以下、Al:0.005~0.08、Nb:0.10~0.20、Ti:0.005~0.020、を含有し、更に、Cu:0.1~0.3、Ni:0.1~0.3、B:0.0005~0.004の中から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり式1で計算されるPcm値が0.15以上0.18以下である鋼を1100~1300°Cに再加熱後、熱間圧延を開始し、950~1000°Cの温度域での累積圧下率を70以上として、900°C以上で圧延を終了し、圧延終了後800°C以上の温度域から冷却速度10~50°Csの加速冷却を開始し、600°C以下の温度で冷却を停止して以後空冷することを特徴とする溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。Pcm=CSi30Mn20Cu20Ni60Cr20Mo15V105×B1ここで、各元素記号は含有量質量を意味する。質量で、C:0.04~0.08、Si:0.01~0.5、Mn:1.0~2.0、P:0.02以下、S:0.01以下、Al:0.005~0.08、Nb:0.10~0.20、Ti:0.005~0.020、を含有し、更に、Ca:0.0005~0.004、REM:0.0005~0.02の一種または二種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり式1で計算されるPcm値が0.15以上0.18以下である鋼を1100~1300°Cに再加熱後、熱間圧延を開始し、950~1000°Cの温度域での累積圧下率を70以上として、900°C以上で圧延を終了し、圧延終了後800°C以上の温度域から冷却速度10~50°Csの加速冷却を開始し、600°C以下の温度で冷却を停止して以後空冷することを特徴とする溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。Pcm=CSi30Mn20Cu20Ni60Cr20Mo15V105×B1ここで、各元素記号は含有量質量を意味する。質量で、更に、Ca:0.0005~0.004、REM:0.0005~0.02の一種または二種を含有することを特徴とする請求項1に記載の溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。更に、加速冷却停止後、直ちに再加熱を行い、600~700°Cの温度域に到達後、空冷することを特徴とする請求項1乃至3の何れかに記載の溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。しかしながら、近年の溶接環境の苛酷化、低温靱性要求の厳格化に対し従来技術での対応が困難となってきている。例えば、特許文献1記載の技術は、低温靱性向上のためオーステナイトフェライト2相域のような低温での圧延を実施することで、鋼の延性脆性遷移温度は向上するものの、シャルピー衝撃試験における破面上にセパレーションが生じ、吸収エネルギーが著しく低下するため、高吸収エネルギーの要求を満足できない。一方、特許文献2記載の技術は、溶接性向上のために低C化する代わりに高強度を達成するため、Cu、Niといった合金元素の多量添加を必要とするので、高強度鋼の製造コストが高くなってしまう。そこで、本発明では過度な合金元素添加を行うことなく、溶接性および低温靱性に優れる高強度鋼を提供することを目的とする。発明者らは、合金元素として未再結晶域拡大効果、焼入性向上効果を発揮するNbに着目し、従来になく大量のNbを添加した場合のTMPC材の挙動について鋭意研究を行い、以下の知見を得た。1Nb添加量の増大に伴い鋳片にNb炭化物が多数晶出し、スラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する。2適正なスラブ加熱条件では、一部のNb炭化物が溶解し、未再結晶域拡大効果をもたらす。特に0.10質量以上のNb添加の際に、拡大効果が顕著で950°C以上でもオーステナイト再結晶抑制効果が認められる。3さらに、固溶Nbは加速冷却時のベイナイト変態の低温化をもたらし、NiやMoといった高価な合金元素を多量に添加したり、析出強化を目的としたCuの多量添加をしたりしなくても鋼の高強度化を容易に行うことができ、溶接割れ感受性指数Pcm値を大幅に低減できる。本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下の通りである。第一の発明は、質量で、C:0.04~0.08、Si:0.01~0.5、Mn:1.0~2.0、P:0.02以下、S:0.01以下、Al:0.005~0.08、Nb:0.10~0.20、Ti:0.005~0.020、を含有し、更に、Cu:0.1~0.3、Ni:0.1~0.3、B:0.0005~0.004の中から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり式1で計算されるPcm値が0.15以上0.18以下である鋼を1100~1300°Cに再加熱後、熱間圧延を開始し、950~1000°Cの温度域での累積圧下率を70以上として、900°C以上で圧延を終了し、圧延終了後800°C以上の温度域から冷却速度10~50°Csの加速冷却を開始し、600°C以下の温度で冷却を停止して以後空冷することを特徴とする溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。Pcm=CSi30Mn20Cu20Ni60Cr20Mo15V105×B1ここで、各成分元素は、質量を意味する。第二の発明は、質量で、C:0.04~0.08、Si:0.01~0.5、Mn:1.0~2.0、P:0.02以下、S:0.01以下、Al:0.005~0.08、Nb:0.10~0.20、Ti:0.005~0.020、を含有し、更に、Ca:0.0005~0.004、REM:0.0005~0.02の一種または二種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり式1で計算されるPcm値が0.15以上0.18以下である鋼を1100~1300°Cに再加熱後、熱間圧延を開始し、950~1000°Cの温度域での累積圧下率を70以上として、900°C以上で圧延を終了し、圧延終了後800°C以上の温度域から冷却速度10~50°Csの加速冷却を開始し、600°C以下の温度で冷却を停止して以後空冷することを特徴とする溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。Pcm=CSi30Mn20Cu20Ni60Cr20Mo15V105×B1ここで、各成分元素は、質量を意味する。第三の発明は、質量で、更に、Ca:0.0005~0.004、REM:0.0005~0.02の一種または二種を含有することを特徴とする第一の発明に記載の溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。第四の発明は、更に、加速冷却停止後、直ちに再加熱を行い、600~700°Cの温度域に到達後、空冷することを特徴とする第一乃至第三の発明の何れかに記載の溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。本発明によれば、湿潤環境での溶接が可能な、優れた低温靱性を有する引張強度700MPa級以上の高張力鋼の提供が可能となり、産業上極めて有用である。以下本発明を詳細に説明する。1.成分組成について成分におけるはすべて質量とする。C:0.04~0.08Cは加速冷却で得られるベイナイト組織において過飽和固溶することで強度上昇に寄与する。この効果を得るためには0.04以上含有することが必要であるが、0.08を超えて含有すると、低温、湿潤環境での溶接割れの危険が高まるため、C量は0.04~0.08の範囲とする。Si:0.01~0.5Siは0.01以上含有することにより変態強化によらず固溶強化するため、強度上昇に有効である。しかし、0.5を超えて含有すると靱性が著しく低下するため、Si量は0.01~0.5の範囲とする。Mn:1.0~2.0Mnは焼入性向上元素として作用し、1.0以上含有することで加速冷却中のフェライト生成を抑制し、ベイナイト組織を得ることができる。一方、2.0を超えて含有すると、中心偏析部の硬化を助長し、母材靱性の低下を引き起こすため、Mn量は1.0~2.0の範囲とする。P:0.02以下Pは鋼中に不可避不純物として存在する。特に板厚中央部やその近傍での偏析が著しい元素であり、島状マルテンサイトの増加を引き起こし、その結果、板厚中央部のシャルピー吸収エネルギーを著しく低下させるため、P量は0.02以下とする。好ましくは、0.008以下である。S:0.01以下Sもまた鋼中に不可避不純物として存在する。特に介在物として存在し、鋼の清浄度を低下させ、靭性に悪影響を及ぼすため、S量は0.01以下とする。好ましくは、0.003以下である。Al:0.005~0.08Alは脱酸元素として作用する。0.005以上含有することにより十分な脱酸効果が得られるが、0.08超えて含有すると偏析部も含めて鋼の清浄度が低下し、靭性低下の原因となるため、Al量は0.005~0.08の範囲とする。Nb:0.10~0.20Nb量の規定は本発明の根幹である。Nbを0.10以上含有することは、スラブ加熱時のオーステナイト粒成長を抑制しつつ、圧延時のオーステナイトの再結晶を遅延させる効果を有する。これにより、従来では制御圧延ができなかった950°C以上の温度域においても制御圧延の効果を得ることができる。一般に、オーステナイト単相域、例えば、900°C以上の温度域で熱間圧延を終了すれば、シャルピー試験片の破面状にセパレーションが発生しないが、低温靭性向上の観点からは必ずしも有利な条件ではなかった。しかしながら、本発明においては、上述の効果によって、シャルピー試験片の破面上にセパレーションが発生しない900°C以上での熱間圧延条件でも十分な低温靱性が得られる。一方、0.20を超えるNbを含有すると、鋳造段階で粗大なNb炭化物が晶出し、スラブ加熱時に固溶しきれずに残ったものが鋼の清浄度の劣化原因となり、靱性が低下するため、Nb量は0.10~0.20の範囲とする。Ti:0.005~0.020Tiは窒化物を形成し、鋼中の固溶N量低減に有効であるほか、析出したTiNがピンニング効果を発揮しオーステナイト粒の粗大化を抑制防止することにより、母材の靱性向上にも寄与する。十分なピンニング効果を得るためには0.005以上含有することが必要であるが、0.020を超えて含有すると炭化物を形成するようになり、その析出硬化で靱性が著しく劣化するため、Ti量は0.005~0.020の範囲とする。以上が本発明の基本成分組成であるが、更に強度を向上させる場合は、Cu、Ni、Bの中から選ばれる一種または二種以上を、靱性を向上させる場合は、Ca、REMの一種または二種以上を添加することが可能である。強度と靭性との両方を向上させる場合には、Cu、Ni、Bの中から選ばれる一種または二種以上、および、Ca、REMの一種または二種以上を添加することが可能である。Cu:0.1~0.3Cuは0.1以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のMn添加の代替とすることができる。しかし、0.3を超えて含有しても効果が飽和し、さらに鋼板表面でのCu割れの原因にもなるため、Cuを含有する場合、その量は0.1~0.3の範囲とすることが好ましい。Ni:0.1~0.3Niもまた、焼入性向上元素として作用するほか、添加しても靱性劣化を起こさないため、有用な元素である。この焼入性向上効果を得るために、0.1以上含有することが好ましいが、高価な元素であるため、Niを含有する場合は、その量は、0.1~0.3の範囲とすることが好ましい。B:0.0005~0.004Bはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、強度低下防止に寄与する。この効果を得るためには、0.0005以上含有することが好ましいが、0.004を超えて含有してもその効果は飽和するため、Bを含有する場合、その量は0.0005~0.004の範囲とすることが好ましい。Ca:0.0005~0.004Caは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、0.0005以上含有することで靱性に有害なMnSの生成を抑制する。しかし、0.004を超えて含有すると、CaO-CaSのクラスターを形成し、かえって靱性を劣化させるので、Caを含有する場合は、その量は0.0005~0.004の範囲とすることが好ましい。REM:0.005~0.02REMもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、0.005以上含有することで靱性に有害なMnSの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、かつ0.02を超えて含有しても効果が飽和するため、REMを含有する場合は、その量は0.005~0.02の範囲とすることが好ましい。Pcm:0.15~0.18式1で計算されるPcmは溶接時の割れ感受性を示すものである。特に、高張力鋼において、溶接環境が気温10°C、湿度90といった過酷な環境下でも予熱なしで割れ発生を防止するためには、Pcmを0.18以下とする必要がある。一方、Pcmが0.15を下回るような低合金設計の場合には、母材強度の確保が難しくなるため、Pcmは、0.15~0.18の範囲とする。Pcm=CSi30Mn20Cu20Ni60Cr20Mo15V105×B1ここで、元素記号Mは元素Mの含有量質量を示し、元素Mが無添加の場合は、0として計算する。なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避不純物からなる。2.製造条件について上記した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊~分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。また、連続鋳造法によるスラブの鋼片加熱炉への装入は熱片、温片、冷片のいずれも用いることができる。その後、性能所望の形状に圧延し、圧延中または圧延後に、冷却および加熱を行う。1加熱温度:1100~1300°C熱間圧延を行う際、鋼片をオーステナイト化するとともに、添加したNbの一部を固溶状態とするために1100°C以上に加熱する。一方、1300°Cを超える温度まで鋼片を加熱すると、TiNでピンニングを行っていても、オーステナイト粒成長が著しく、最終的に得られる鋼板の母材靱性が劣化するため、加熱温度の範囲は1100~1300°Cとする。2圧延終了温度:900°C以上本発明では、900°C未満まで圧延を行うと、セパレーションの発生によりシャルピー吸収エネルギーの低下を招くため、圧延終了温度は900°C以上とする。3950~1000°Cの温度域での累積圧下率:70以上本発明では、前述のようにNb含有量を多くすることによって、オーステナイト未再結晶温度域が従来よりも高温側に広がっており、950~1000°Cの温度域まではオーステナイト未再結晶域での圧延が可能である。特に良好な低温靭性として、-100°C以下のvTrsを得るためには、累積圧下率は70以上とする。4加速冷却の冷却開始温度:800°C以上熱間圧延後、加速冷却を開始する温度が低いと、その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し、母材強度低下の原因となるため、加速冷却を開始する温度は800°C以上とする。5加速冷却の冷却速度:10~50°C/s引張強度700MPa以上の高強度を得るには、ミクロ組織をベイナイト主体の組織にする必要がある。このため、熱間圧延後加速冷却を行う。冷却速度が10°Cs未満では、比較的高温で変態開始するので、十分な強度を得ることができない。一方、50°Csを超えた冷却速度の場合、高冷却速度化による強度上昇効果が飽和するため、加速冷却の冷却速度は、10~50°C/sの範囲とする。6加速冷却の冷却停止温度:600°C以下冷却停止温度が600°Cを超える場合、ベイナイト変態が不十分となり、その後、未変態オーステナイトが残ったまま空冷されてしまい、強度が低い中間変態組織となるので、強度確保の観点から冷却停止温度は600°C以下とする。好ましくは、350°C以上500°C以下である。7冷却停止後の再加熱温度:600~700°C加速冷却後、直ちに再加熱することで、変態生成したベイナイト中に微細なNb炭化物を析出させ、さらに強度を上昇させることができる。再加熱温度が600°C未満では、Nb炭化物の析出開始温度に満たないため強度上昇効果が認められないことから、再加熱温度は600°C以上とするのが好ましい。一方、再加熱温度が700°Cを超えると、加速冷却で変態させたベイナイトが再びオーステナイト化してしまい十分な強度が得られないため、冷却停止後に再加熱を実施する場合には再加熱温度を600°C以上700°C以下とするのが好ましい。再加熱において、鋼板の昇温速度は特に機械的性質に大きく影響しないが、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化することから、昇温速度は0.5°C/s以上とすることが好ましい。特に温度保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程においては、冷却速度によらずNb炭化物が得られるため、再加熱後の冷却は特に規定しないが、基本的には空冷とするのが好ましい。ここで、冷却停止後、直ちに再加熱するとは、加速冷却により鋼板温度が600°Cを下回ってから2分以内に上述の再加熱処理を実施することを指すものとする。なお上記した鋼板の温度は板厚方向平均温度とする。鋼板の板厚方向平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより算出できる。また、冷却速度は前記板厚方向平均温度をもとに計算される値とする表1に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で250mm厚のスラブ鋼素材とし、表2に示す熱間圧延条件、加速冷却、再加熱条件により15~30mm厚の鋼板を作成した。表1において、鋼種I、J、K、Lは本発明の範囲外である。得られた鋼板の板厚方向中央部より圧延方向と直交する方向にJISZ2201に記載の4号引張試験片と、JISZ2202に記載のシャルピーVノッチ試験片を採取し、鋼板の引張試験、および試験温度:-20°Cにおけるシャルピー衝撃試験を実施して、強度と靱性を評価した。また、別途JISZ3158に記載のy形溶接割れ試験板を採取し、JISZ3158の要領に従って試験板を作製した。このy形溶接試験板について、溶接環境を30°C×60RHRHは相対湿度を指す、以下同じ湿度、20°C×80RH、および10°C×90RHの3水準とした恒温恒湿試験槽内で、それぞれ予熱なし、50°C予熱、100°C予熱を行ってから繰り返し3体ずつ試験溶接を行った。なお、溶接方法は被覆アーク溶接法とし、溶接棒はJISZ3212記載の低水素系溶接棒を、各溶接環境に設定した恒温恒湿試験槽内に1時間放置してから使用した。試験溶接部の割れ判定は、JISZ3158に従い、溶接部5断面を観察した。そして、予熱条件各3体ずつの試験板について5断面全ての断面割れ率が0であった、最も低い予熱条件の温度を割れ防止予熱温度とした。なお、予熱なしでも溶接割れが発生しなかった場合は割れ防止予熱温度は0°Cと表示される。母材のミクロ組織の画像解析結果および強度、靱性、溶接性調査結果をまとめて表3に示す。発明例であるNo.1~8は成分組成、圧延、加速冷却、再加熱条件が発明の範囲内であり、目標とする引張強度:700MPa以上、-20°Cにおけるシャルピー吸収エネルギーvE-20:350J以上、かつ、延性脆性破面遷移温度vTrs:-100°C以下を満足し、溶接環境を30°C×60RH、20°C×80RH、および10°C×90RHのいずれの条件でも割れ防止予熱温度が0°Cであった。一方、比較例であるNo.9は累積圧下率が不足し、No.10は圧延終了温度が900°C未満であること、No.11は冷却停止温度が600°Cを超えていること、No.12~No.15は成分組成が発明の範囲外であることより、強度、靱性、溶接性のいずれか1以上が目標を満足しなかった。