"質量で、C:0.001~0.015Si:0.01~0.80Mn:1.0~2.0P:0.020以下S:0.0050以下Al:0.005~0.10Mo:0.30~1.5B:0.0003~0.0050Ti:0.010~0.050N:0.0060~0.0100Nb:0.01以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつTi0.5×Nb/N≦3.40ここでの各元素は含有量、質量の条件を満足する成分組成を有し、融点-10°C以下、1400°C以上の温度域に加熱された際、鋼中に粒子径が0.01~0.10μmの、TiNおよびTi,NbN析出物が1.0×105個/mm2以上存在することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼。さらに、質量でCu:0.10~0.60、Ni:0.10~1.0、Cr:0.10~0.80、V:0.02~0.10、W:0.05~0.50のうちから選んだ1種または2種以上を含有する請求項1に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。さらに、質量でCa:0.0005~0.0050、Mg:0.0005~0.0050、Zr:0.001~0.02、REM:0.001~0.02のうちから選んだ1種または2種以上を含有する請求項1または請求項2に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。請求項1~3のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を950~1250°Cに加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率:50以上、圧延終了温度:650~800°Cの条件で熱間圧延を施し、その後1.0°C/s以上の冷却速度で580°C以下まで冷却することを特徴とする請求項1~3のいずれか一項に記載の高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。本発明は、入熱量300kJ/cm以上の大入熱溶接を施した際、高HAZ強度および高HAZ靭性が得られ、かつ引張強さが590N/mm2以上である高靭性大入熱溶接用鋼およ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、引張強さが590N/mm2以上の高強度鋼に関して、母材靭性の改善および入熱量300kJ/cm以上の大入熱溶接を施したときの溶接熱影響部の強度特性と低温靭性を向上すべく鋭意検討を行い、以下の知見を得た。1.大入熱HAZ靭性を改善するには、特許文献3に記載されているように、HAZ組織をベイナイトとすることが有効である。さらに、Cを0.015以下までより低減することによって、靭性を阻害する島状マルテンサイトMAの生成がほとんど認められなくなり、HAZ靭性が向上する。2.さらに、溶接熱影響部にTiNおよびTi,NbN析出物が存在すると、オーステナイト粒のピンニングに有効で、その効果は、これら析出物の粒子径が0.01~0.10μmで、鋼中に1.0×105個以上/1mm2が存在した場合、最も有効である。上記分散状態は成分組成をTi0.5×Nb/N≦3.40各元素は含有量、質量を満足するように調整することで可能である。3.大入熱溶接を施した際のHAZ軟化が、ベイナイトの回復再結晶現象に起因し、Moを0.30以上添加することで回復再結晶を抑制してHAZ強度が向上する。4.大入熱溶接熱影響部特性に優れ、かつ引張強さが590N/mm2以上の鋼の母材靭性を改善するには、鋼成分のPとSをP:0.020以下およびS:0.0050以下とすることが有効である。また、上記の鋼素材を、950°C~1250°Cに加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率:50以上、圧延終了温度:650~800°Cの条件で熱間圧延を施し、その後1.0°C/s以上の冷却速度で580°C以下まで冷却することによっても母材靭性を向上することができる。本発明は、上記知見をもとに、さらに検討をくわえてなされたものであり、その要旨は以下の[1]~[4]のとおりである。[1]質量で、C:0.001~0.015、Si:0.01~0.80、Mn:1.0~2.0、P:0.020以下、S:0.0050以下、Al:0.005~0.10、Mo:0.30~1.5、B:0.0003~0.0050、Ti:0.010~0.050、N:0.0060~0.0100、Nb:0.01以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつTi0.5×Nb/N≦3.40各元素は含有量、質量の条件を満足する成分組成を有し、融点-10°C以下、1400°C以上の温度域に加熱された際、鋼中に粒子径が0.01~0.10μmの、TiNおよびTi,NbN析出物が1.0×105個/mm2以上存在することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼。[2]さらに、質量でCu:0.10~0.60、Ni:0.10~1.0、Cr:0.10~0.80、V:0.02~0.10、W:0.05~0.50のうちから選んだ1種または2種以上を含有する[1]に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。[3]さらに、質量でCa:0.0005~0.0050、Mg:0.0005~0.0050、Zr:0.001~0.02、REM:0.001~0.02のうちから選んだ1種または2種以上を含有する[1]または[2]に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。[4][1]~[3]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を950~1250°Cに加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率:50以上、圧延終了温度:650~800°Cの条件で熱間圧延を施し、その後1.0°C/s以上の冷却速度で580°C以下まで冷却することを特徴とする[1]~[3]のいずれかに記載の高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。本発明によれば、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの入熱量が300kJ/cm以上の大入熱溶接で優れた溶接熱影響部の強度靱性バランスを安定的に確保し、引張強さが590N/mm2以上である鋼が得られ、産業上極めて有用である。以下、本発明を詳細に説明する。はじめに、本発明の鋼の成分組成について説明する。組成についてのは、断らない限り、質量とする。C:0.001~0.015母材およびHAZ組織を島状マルテンサイトのほとんど認められないベイナイト組織とするためには、C含有量を0.015以下に抑制する必要がある。また、大量生産工程においては、Cを0.001未満まで低減することは生産性の著しい低下を招くので、Cは0.001~0.015の範囲に限定した。Si:0.01~0.80Siは固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、590MPa以上の引張強さを確保するために、0.01以上を添加する。しかしながら、0.80以上を超えて含有させると、溶接性を損ない、また母材およびHAZ靱性が低下するなどの悪影響が生じるため、Siは0.01~0.80の範囲に限定した。Mn:1.0~2.0Mnは極低炭素域での鋼のフェライト変態を抑制し、鋼材の組織をベイナイト化することで強度を増大させる効果を有している。溶接入熱が300kJ/cm以上の大入熱溶接時においても、HAZのフェライト変態を抑制し、ベイナイト単一組織とするためには、1.0以上のMn含有を必要とする。一方、2.0を超えて含有すると、母材およびHAZ靭性が低下するため、Mnは1.0~2.0の範囲に限定した。P:0.020以下S:0.0050以下PとSは、極低炭素化とともに本発明の重要な元素である。これらの不純物元素は、不可避的に混入する元素で、0.020を超えてのP含有および0.0050を超えてのS含有は母材の靭性を著しく低下させる。Pは、Feの結晶粒界に偏析してFe原子間の結合力を弱め、Feの低温域での脆性破壊を助長する。Sは、Pと同様の粒界偏析、ならびに硫化物の生成が母材の靭性を低下させる。以上のことから、P:0.020以下、S:0.0050以下の範囲に限定した。Al:0.005~0.10Alは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素であり、十分な脱酸効果を得るためには0.005以上の添加を必要とする。しかしながら、0.10を超えると鋼の清浄度が低下し、母材およびHAZ靭性が低下するため、Alは0.005~0.10の範囲に限定した。Mo:0.30~1.5Moの添加は、極低炭素化とともに本発明の重要な元素である。Moは、組織のベイナイト化あるいはマルテンサイト化を促進する元素であり、Nbを低減させながら母材およびHAZ組織をベイナイト化あるいはマルテンサイト化するに当たって必須の元素である。このような効果を発現させるためには、少なくとも0.30のMoを添加する必要があるが、1.5を超えると効果が飽和する。さらに、Moは、大入熱溶接の際のベイナイトあるいはマルテンサイトの回復再結晶を抑制する効果を有しており、HAZ軟化を抑制してHAZ強度を向上するのに有効に作用する。この効果についても、0.30以上のMo添加が必要である。以上のことから、Moは0.30~1.5の範囲に限定した。B:0.0003~0.0050Bは、フェライト変態を抑制し、組織をベイナイト化する作用を有する。この効果は、B含有量が0.0003以上で発現するが、0.0050を超えると効果が飽和し、冷却中のBNの析出によって逆にフェライト変態を促進する場合があるので、Bは0.0003~0.0050の範囲に限定した。Ti:0.010~0.050Tiは、鋼中に微細なTiNやTi,NbN析出物として分散し、大入熱溶接時のHAZのオーステナイト粒成長をピンニング効果によって抑制し、靭性を向上させる作用を有する。また、鋼中のNをTiNとして固定することにより、前述のBの作用を促進する効果がある。このような効果を得るためには、0.010以上のTi添加を必要とするが、0.050を超えるとTiNの粗大化により靭性が低下する。このため、Tiは0.010~0.050の範囲に限定した。N:0.0060~0.0100Nは、TiNやTi,NbN析出物を析出してオーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、0.0060以上含有させるが、一方、0.0100を超えて含有すると、溶接熱サイクルによってTiNやTi,NbN析出物が溶解する温度領域で固溶N量が増加して靭性が低下するようになるので、0.0060~0.0100の範囲に限定した。Nb:0.01以下Nbは、Mnと同様に、極低炭素域での鋼材の組織をベイナイト単一組織とする作用を有する。しかし、Nb含有量が多いと、大入熱溶接時の冷却過程でNbC,Nが析出し、靭性低下を生じる。このため、Nbは0.01以下に極力低減する。Ti0.5×Nb/N≦3.40ここでの各元素は含有量、質量本パラメータは、TiNおよびTi,NbN析出物の粒子径と分布状態を規定するもので、オーステナイト粒のピンニングに有効となるように、本発明では3.40以下に規定する。Ti0.5×Nb/Nが3.40を超えると、これら析出物によるオーステナイト粒のピンニング効果が低下し、靭性に悪影響を及ぼすため、3.40以下とする。Cu:0.10~0.60、Ni:0.10~1.0、Cr:0.10~0.80、V:0.02~0.10、W:0.05~0.50のうちから選んだ1種または2種以上Cu、Ni、Cr、V、Wはいずれも、主に固溶強化によって鋼の強度を上昇させる有用元素であり、必要に応じて添加する。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその添加効果が乏しく、一方上限を超えると溶接性が低下し、また合金添加コストが増加してしまうので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。Ca:0.0005~0.0050、Mg:0.0005~0.0050、Zr:0.001~0.02、REM:0.001~0.02のうちから選んだ1種または2種以上Ca、Mg、Zr、REMはいずれも、酸化物、硫化物を形成して鋼中に分散し、ピンニング効果によって大入熱溶接HAZのオーステナイト粒径を微細化する効果があり、必要に応じて添加する。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその添加効果が乏しく、一方上限を超えると粗大な酸化物、硫化物が増加し、かえって靭性を低下させてしまうので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。次に、本発明の鋼のミクロ組織について説明する。1400°C以上の温度域に再加熱した際のミクロ組織を、粒子径0.01~0.10μmのTiNおよびTi,NbN析出物が鋼中に1.0×105個/1mm2以上本発明では、上記成分組成の鋼を、融点-10°C以下、1400°C以上の温度域に加熱した際のミクロ組織を、粒子径0.01~0.10μmの、TiNおよびTi,NbN析出物が、鋼中に1.0×105個/1mm2以上存在するミクロ組織とする。TiNおよびTi,NbN析出物の粒子径が0.01μm未満では、上記熱サイクルを受けると固溶し、一方、0.10μmを超えると分散状態が粗く、粒子相互の間隔が広くなり過ぎるために、有効なピンニング効果を発揮できず、粗大なオーステナイト粒となるため0.01~0.10μmの範囲とする。そして、この範囲内の粒子径であっても1.0×105個/1mm2に満たない場合は有効なピンニング効果が得られないため、TiNおよびTi,NbN析出物を含有する析出物は鋼中に均一に1.0×105個/1mm2以上を分散させる。次に本発明の製造条件の限定理由について説明する。なお、鋼素材は、上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉等の通常公知の方法で溶解したのち、連続鋳造等の通常公知の方法で鋳造して製造すれば良い。鋼素材の加熱温度:950°C~1250°C圧延前の組織を均一な整粒オーステナイト組織にするためには、鋼素材は950°C以上の温度に加熱する必要があるが、加熱温度が1250°Cを超えると組織が著しく粗大化するため、加熱温度は950°C~1250°Cの範囲に限定した。オーステナイト未再結晶域での累積圧下率:50以上熱間圧延でのオーステナイト未再結晶域における圧下量の増加は、オーステナイト粒から変態するベイナイトのパケットサイズを微細にし、ベイナイト組織の靭性を向上させる。また、未再結晶域における圧下量の増加は、オーステナイト粒内に蓄積される転位の密度を増加させる。これにより、変態時に転位の一部が変態後のベイナイト組織に受け継がれ、さらに強度を増加させる。このような効果は、950°C以下のオーステナイト未再結晶域における累積圧下量が50以上で顕著となる。圧延終了温度:650~800°C熱間圧延の圧延終了温度の低下も、再結晶微細オーステナイト粒からの変態によるベイナイト組織の微細化およびベイナイト組織の高転位密度化の効果によって鋼材の強度靭性が向上するため、圧延終了温度の上限は800°Cとする。しかし、圧延終了温度を650°C未満にまで低下させると、オーステナイト→フェライトまたはオーステナイト→ベイナイト変態が開始し、生成したフェライトあるいはベイナイトが加工される結果、靭性の低下や異方性の増大といった問題が生じるため、圧延終了温度の下限は650°Cとする。熱間圧延後の冷却速度:1.0°C/s以上母材の強度を確保するためには、圧延後加速冷却プロセスを適用し、1.0°C/s以上の冷却速度で冷却する。1.0°C/s未満であると、母材の強度が低下する。冷却停止温度:580°C以下冷却停止温度が580°Cを超えると、未変態オーステナイトへの元素の激化が生じ、硬化相が生成しやすくなる。この硬化相が靭性を低下させるため、冷却停止温度は580°C以下に限定した。本発明では、上記した冷却処理の後、さらに焼戻し処理を施してもよい。この焼戻し処理は、冷却時に生成したベイナイトの強度靭性の調整およびベイナイトラス間に生成した島状マルテンサイトを分解して靭性を向上させるために施すものであるが、処理時間が500°Cに満たないと上記の効果が認められず、一方650°Cを超えると強度が著しく低下してしまうので、焼戻し処理温度は500~650°C程度とすることが好ましい。表1に示す種々の成分組成になる溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。これらのスラブ板厚300mmを素材として、表2に示す条件で、加熱処理、圧延処理および冷却処理を施して、板厚:50~60mmの厚鋼板とした。得られた厚鋼板の引張特性、母材靭性について調査した結果を表3に示す。また、表3には、大入熱1パス継手溶接を行った際の溶接熱影響部HAZの強度、靭性および粒子径:0.01~0.1μmの析出物の個数について調査した結果も併せて示す。なお、各特性と析出物の個数は次のようにして評価した。1引張特性各厚鋼板の板厚中心部から、平行部14φ×85mm、標点間距離70mmの丸棒引張試験片を試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取して引張試験を実施し、降伏強度0.2耐力と引張強さを測定した。2母材靭性各厚鋼板の板厚中心部から、2mmVノッチシヤルピー試験片を試験片長手方向が圧延方向と一致するように採取し、母材の脆性破面遷移温度vTrsを求めた。3溶接熱影響部HAZの強度および靭性大入熱溶接350~400kJ/cmのエレクトロガス溶接EGWによって継手を作製した後、HAZ強度は、板厚中心部を溶接金属からHAZおよび母材に向かって1mmピッチで硬度測定荷重:98Nを行い、HAZ硬さの最小値で評価した。HAZ靭性は、ボンド部から1mmの箇所にノッチを入れたシャルピー試験片を用いて、試験温度-40°Cでの吸収エネルギーvE-403本平均値により評価した。4析出物の粒子径および個数の測定上記の溶接条件を模して1450°Cに再加熱した後急冷し、透過型電子顕微鏡TEM観察を行った。顕微鏡の倍率を6万~2万倍として合計5視野観察し、粒子径が0.01~0.1μmとなる析出物について測定を行い、平均粒子径と1mm2当たりの個数を算出した。粒子径は粒子を円近似して各粒子の面積から求めた直径とする。表3から、本発明例のNo.1~7ではいずれも引張強さが590N/mm2以上で脆性破面遷移温度も-45°C以下と優れた母材特性を有していることが確認された。また、本発明鋼は、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー値試験温度-40°C、3本の平均値が100J以上で、なおかつHAZ硬さ最小値が175HV以上であり、溶接熱影響部の強度靭性にも優れている。一方、化学成分や製造条件の少なくとも1つ以上が本発明範囲を外れる比較例のNo.8~23は、上記のいずれか1つ以上の特性が劣っている。"