"質量で、C:0.03~0.16、Si:0.03~0.5、Mn:0.3~2.0、Nb:0.005~0.030、Ti:0.003~0.050、Al:0.002~0.10、N:0.0020~0.0100を含有し、P:0.020以下、S:0.010以下に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ下記1、2式を満足する組成の鋼を、1100~1300°Cの温度範囲における鋳片厚中心部の冷却速度が0.1°C/s以上となるように冷却して鋳造し、表層部において円相当径で0.02~0.05μmのTi含有窒化物が1mm2当たり7.0×104個以上、中心部において円相当径で0.05~0.2μmのTi含有窒化物が1mm2当たり5.0×104個以上存在する鋳片を製造し、該鋳片を、下記3、4式を満たす条件で加熱し、900°C以上の温度で累積圧下率30以上の粗圧延を行い、さらにAr3以上880°C以下の温度で、累積圧下率40以上の仕上圧延を行い、引き続きAr3以上の温度から、板厚平均で5°C/s以上の冷却速度で550°C以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。0.32≦[C]0.15[Mn]3.8[Nb]≦0.3911.5≦[Ti]/[N]≦3.0256000/1.2-0.18×log[Nb]≦T273×{logt25}≦91000/1.9-0.18×log[Ti]3t≧304ただし、[X]:元素Xの添加量質量、T:再加熱温度°C、t:保持時間分前記加速冷却終了後、650°C以下の温度で熱処理することを特徴とする請求項1記載の厚鋼板の製造方法。さらに、前記鋼が質量で、Cu:1.5以下、Cr:0.5以下、Mo:0.5以下、Ni:2.0以下、V:0.10以下、B:0.0030以下Mg:0.0050以下、Ca:0.0030以下、REM:0.010以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の厚鋼板の製造方法。しかし、非特許文献1に記載された技術はTiN粒子を活用した一般的な技術に過ぎず、成分、粒子径、分布の制御に関する詳細な記載はないため、これだけで本発明が対象とするような大入熱溶接において良好なHAZ靭性を確保することは困難である。特許文献1に記載された方法は、REMの硫化物や酸化物を利用するものであるが、通常、硫化物や酸化物を微細に分散させることは困難である。そのため、大入熱溶接継手のHAZのγ粒径を小さくすることには限度がある。また、粗大な硫化物や酸化物が鋼中に存在すると靱性を低下させる恐れもある。一方、特許文献2に記載された技術はTi酸化物やTi酸化物とTi窒化物との複合粒子をγ粒内フェライトα変態核として活用するものである。しかしながら、大入熱溶接でγ粒が粗大化する場合には粒内変態だけでHAZ組織を微細化することには限度がある上、α変態核として有効な粒子は比較的サイズが大きく、靭性に悪影響を及ぼす可能性がある。特許文献3に記載された技術は、REMやCaの酸化物、硫化物あるいはTiN上に形成させたBNをα変態核として活用するものであるが、やはり粗大なγ粒の場合には効果が限定されるうえ、酸化物、硫化物が破壊の起点となる恐れもある。また、特許文献4に記載された技術は、通常HAZ靭性向上のために利用される酸化物粒子を、母材靭性の効率的な造り込みに利用するものであるが、粗大な酸化物が存在するとHAZ靭性が低下する可能性がある。本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、大型構造用鋼として適用可能な、母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。本発明は、鋳片に生成するTi含有窒化物および熱間圧延の加熱条件に着目し、母材の微細化およびHAZの粒径の粗大化の抑制に寄与するTi含有窒化物を制御する方法であって、母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を得るための製造方法を提供するものである。厚鋼板の強度は、例えば、降伏強度315MPa以上580MPa以下、引張強さ440MPa以上720MPa以下である。降伏強度を500MPa以下、引張強さを490MPa以上又は620MPa以下としてもよい。板厚は、例えば、10~100mmであり、その下限を12mmまたは20mmに、特に好ましくは30mmにしてもよい。また、板厚の上限を70mm又は50mmとしてもよい。母材の靭性の目標は、例えば、vTrsで-50°C以下、若しくは-40°Cのシャルピー吸収エネルギー値で31J以上、47J以上又は100J以上の高い値を得ることである。溶接熱影響部の靭性の目標は、例えば、溶接入熱が200kJ/cm以上の溶接継手の溶接熱影響部において、vTrsで-40°C以下、若しくは-21°Cのシャルピー吸収エネルギー値で27J以上、34J以上又は70J以上の高い値を得ることである。本発明の要旨は以下のとおりである。1質量で、C:0.03~0.16、Si:0.03~0.5、Mn:0.3~2.0、Nb:0.005~0.030、Ti:0.003~0.050、Al:0.002~0.10、N:0.0020~0.0100を含有し、P:0.020以下、S:0.010以下に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ下記1、2式を満足する組成の鋼を、1100~1300°Cの温度範囲における鋳片厚中心部の冷却速度が0.1°C/s以上となるように冷却して鋳造し、表層部において円相当径で0.02~0.05μmのTi含有窒化物が1mm2当たり7.0×104個以上、中心部において円相当径で0.05~0.2μmのTi含有窒化物が1mm2当たり5.0×104個以上存在する鋳片を製造し、該鋳片を、下記3、4式を満たす条件で加熱し、900°C以上の温度で累積圧下率30以上の粗圧延を行い、さらにAr3以上880°C以下の温度で、累積圧下率40以上の仕上圧延を行い、引き続きAr3以上の温度から、板厚平均で5°C/s以上の冷却速度で550°C以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。0.32≦[C]0.15[Mn]3.8[Nb]≦0.3911.5≦[Ti]/[N]≦3.0256000/1.2-0.18×log[Nb]≦T273×{logt25}≦91000/1.9-0.18×log[Ti]3t≧304ただし、[X]:元素Xの添加量質量、T:加熱温度°C、t:保持時間分2前記加速冷却終了後、650°C以下の温度で熱処理することを特徴とする上記1記載の厚鋼板の製造方法。3さらに、前記鋼が質量で、Cu:1.5以下、Cr:0.5以下、Mo:0.5以下、Ni:2.0以下、V:0.10以下、B:0.0030以下Mg:0.0050以下、Ca:0.0030以下、REM:0.010以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする上記1又は2に記載の厚鋼板の製造方法。本発明の適用によって、引張強度が440MPa級以上、板厚が10mm以上、特に30mm以上の厚鋼板で、母材靭性および入熱が200~500kJ/cm程度の溶接を行ったときのHAZ靭性が良好な厚鋼板を、効率的な製造方法により提供することが可能になることから、産業上の効果は極めて大きい。大入熱溶接を実施すると、1400°C以上の温度に加熱された溶接熱影響部HAZではγ粒径が粗大化し、さらに、焼入れ性の高い成分系では冷却過程でマルテンサイト-オーステナイト混合物M-Aという脆化相が生成し、HAZ靭性を低下させる。したがって、HAZ靭性を向上させるためには、基本的に化学成分の調整とHAZ組織微細化のための介在物制御を組み合わせることが必要である。焼入れ性の高い成分系では、特に板厚中心部にはMnなどの合金元素が濃化しており、M-Aの生成を促進するため、靭性の確保は一層困難となる。また、全厚の破壊試験においては、板厚中心部の応力状態が最も厳しくなるため、組織制御手段を駆使して、板厚中心部の組織をできるだけ微細化しておくことが必要とされる。一方、母材靭性を向上させるためには、化学成分の調整と介在物制御に加えて、製造方法も重要であり、例えば、TMCPThermo-MechanicalControlProcess;熱加工制御が適用される。母材の製造プロセスにおいては、最も高温となる加熱工程でも高々1250°C程度であり、典型的なTMCPである制御圧延ControlledRolling;CRや加速冷却AcceleratedCooling;ACCを行うことにより、板厚中心部においてもHAZと比べれば、容易に組織を微細化することができる。しかし、鋼板の表層部は加熱工程において局部的に温度が上昇しやすく、そのような部分で生成した粗大なγ粒は、粗圧延工程で再結晶させても残存し、最終組織が不均一となり、靭性が低下する可能性がある。したがって、鋼板の靭性を確保するためには、表層部の粗大なγ粒の生成を抑制することが必要である。そこで、本発明者らは、大入熱溶接継手のHAZ靭性の確保のために用いられるTi含有窒化物粒子を、母材の表層部の微細化にも使えないかと考え、種々の検討を行った。なお、Ti含有窒化物粒子は、酸化物や硫化物と複合したものを含むが、以下ではTiNと記載する。TiNは、酸化物より高温域での安定性は低いものの、比較的容易に鋼中に微細に分散させることができる。また、熱履歴によってサイズ分布が変化することから、以下に説明するように、鋳片を製造する鋳造工程、および厚鋼板を製造する工程のうち特に加熱工程が極めて重要であることを見出した。まず、熱間圧延を行うための鋳片の加熱工程において、表層部の粗大なγ粒の生成を抑制し、靭性を確保するために必要なTiN分布を検討した。次に、溶接工程において、HAZの板厚中心部のγ粒成長を抑制し、靭性を確保するために必要なTiN分布を検討した。靭性はシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度vTrsで評価した。さらに、これらの結果に基づき、鋳片の表層部および板厚中心部に要求されるTiN分布について詳細な検討を行った。なお、TiNのサイズおよび密度は、鋳片、鋼板、HAZから試料を採取して抽出レプリカを作製し、透過型電子顕微鏡を用いて測定した。これらの検討結果に基づき、鋳片の表層部のTiNのサイズおよび密度と母材の表層部の靭性との関係、鋳片の板厚中心部のTiNのサイズおよび密度とHAZの板厚中心部の靭性との関係を評価した。その結果を図1および図2に示す。図1に示すように、鋳片の表層部例えば、鋳片表面から鋳片厚の1/20の位置において円相当径で0.02~0.05μmのTiNが1mm2当たり7.0×104個以上とすれば、母材の表層部の靭性が良好となる。鋳片の表層部で、円相当径で0.02~0.05μmのTiNの密度に注目したのは、0.02μm未満では熱間圧延の加熱時に固溶し、0.05μm超ではピンニング効果が小さく、粒成長を抑制する効果が不十分になるためである。鋳片の表層部のTiNの個数密度の上限は特に規定しないが、あまりに大きすぎると表層部では表面欠陥が発生する恐れがある。そのため表層部における0.02~0.05μmのTiNは1mm2当たり4.0×105個以下が好ましい。また、図2に示すように、鋳片の鋳片厚中心部において円相当径で0.05~0.2μmのTiNが1mm2当たり5.0×104個以上とすれば、板厚中心部のHAZの靭性が良好となる。鋳片の板厚中心部で、円相当径で0.05~0.2μmのTiNの密度に注目したのは、0.05μm未満では溶接時の熱影響で固溶して粒成長を抑制する効果が不十分になり、0.2μmを超えると母材の靭性が低下するためである。鋳片の板厚中心部のTiNの個数密度の上限も特に規定しないが、あまりに大きすぎると母材の板厚中心部の靭性が低下する恐れがある。そのため、板厚中心部における0.05~0.2μmのTiNは1mm2当たり3.0×105個以下が好ましい。このようなTiN分布を実現するためには、鋳造工程の冷却速度を制御する必要がある。本発明者らはさらに検討を行い、TiとNのそれぞれの含有量massの比Ti/Nを1.5~3.0とし、析出ノーズに相当する1100~1300°Cの温度範囲における鋳片の中心部の冷却速度を0.1°C/s以上とすることが必要であるという知見を得た。図3に示すように、鋳片の中心部の冷却速度を0.1°C/s以上にすれば、鋳片の表層部では円相当径で0.02~0.05μmのTiNを7.0×104個/mm2以上、鋳片の板厚中心部では円相当径で0.05~0.2μmのTiNを5.0×104個/mm2以上とすることができる。ただし、TiNの分布はスラブ鋳片の幅方向や長手方向で必ずしも均一ではなく、個数密度の測定方法によりばらつきが生じる可能性もある。そのため、冷却速度が0.1°C/s以下であっても、表層部または板厚中心部いずれかのTiNの個数密度が規定を満たすことがある。冷却速度を高める具体的な手段としては、連続鋳造機内の冷却帯の高圧化および高水量化、鋳型厚みの減厚化、鋳片未凝固層の圧下によるスラブ厚減少等が挙げられる。冷却速度の上限については特に規定しないが、スラブ厚鋳造厚、装置の制約から1°C/s超とすることは困難である。鋳造時のスラブ厚について特に指定しないが、厚鋼板の製造時の鋳造厚の殆どは、150mm以上400mm以下の範囲にある。上記のTiN分布を有する鋳片を用いて熱間圧延を行う際には、スラブの加熱温度および保持時間を制御する必要がある。そのためには、未再結晶温度を高めることなどの作用により高強度化に寄与するNbを十分固溶させつつ、鋳片表層部のTiNを確保できる加熱温度、保持時間とすることが必要である。本発明者らは、Nb、Tiの析出挙動について、種々の実験と熱力学計算を行い、その結果に基づいて下記の3式および4式を導出した。56000/1.2-0.18×log[Nb]≦PH≦91000/1.9-0.18×log[Ti]3ただし、PH=T273×{logt25}t≧304ただし、[X]:元素Xの添加量質量、T:加熱温度°C、t:保持時間分PHの関数形は、焼戻しの温度および時間の換算に用いられる焼戻しパラメータを参考にしている。また、不等式の左辺は、Nb量に応じて変化する加熱条件の下限であり、不等式の右辺は、Ti量に応じて変化する加熱条件の上限である。各係数は、粗大γが生成する限界条件、固溶Nb量を確保するための限界条件から実験的に定めた。保持時間は30分以上としたが、これはNb等の微量合金元素を均一に固溶させるためである。なお、保持時間とは設定した炉温に対して20°C低い温度に達してから抽出するまでの時間とし、加熱温度とはその間の平均温度と定義する。スラブを高温に加熱しすぎると、非常に厚いスケールが生成し、鋼板の表面疵となる場合もある。このため、スラブの加熱温度を1300°C以下、1250°C以下、1200°C以下又は1180°C以下に制限してもよい。保持時間の上限を特に設ける必要はないが、長時間保持による生産性の低下を避けるために、500分、400分又は300分を保持時間の上限としてもよい。図4にNb:0.02、Ti:0.01の場合のNb固溶、γ粗大化状況と加熱条件範囲を示す。この条件を満たす範囲でスラブ加熱を行えば、γ粒の粗大化を抑制しつつ固溶Nbを最大限活用できるため、熱間圧延、加速冷却などの後工程の製造負荷をあまり大きくすることなく母材靭性を向上させることができる。続いて加熱以降の工程における製造条件の限定理由を説明する。本発明では、容易に再結晶が進行する900°C以上で行う熱間圧延を粗圧延と定義し、再結晶が抑制され、組織の微細化が顕著になる880°C以下で行う熱間圧延を仕上圧延と定義する。このため、粗圧延を粗圧延機で行う必要はなく、仕上圧延を仕上圧延機で行う必要はない。例えば、粗圧延と仕上圧延をすべてひとつの仕上圧延機で行ってもよい。880°C超、900°C未満で熱間圧延を行ってもよいが、組織や機械特性に及ぼす影響は顕著ではない。粗圧延は900°C以上の温度、30以上の累積圧下率で行う。これは、温度が900°C未満、累積圧下率が30未満であると、γの再結晶が十分進行せず混粒組織となり、材質が不均一になることがあるためである。粗圧延の温度の上限は規定せず、鋳片の加熱温度、仕上圧延の開始温度に応じて適宜決定する。また、累積圧下率の上限も規定せず、鋳片の板厚、鋼板の板厚、仕上圧延の累積圧下率に応じて適宜決定する。仕上圧延はAr3以上880°C以下の温度、40以上の累積圧下率で行う。温度がAr3未満となると加工フェライトが生成して靭性が低下する恐れがある。温度が880°C超、累積圧下率が40未満の場合には、転位密度を高めることが難しくなり、組織が十分微細化できず靭性が低下してしまう。仕上圧延完了後はAr3以上の温度から、板厚平均で5°C/s以上の冷却速度で、550°C以下の温度まで加速冷却を行う。冷却速度が5°C/s未満、あるいは冷却停止温度が550°Cよりも高いと、強度が不足するだけでなく、組織の微細化が不十分となり、母材靭性が低下してしまう。本発明の厚鋼板では、加速冷却の冷却速度を高めても靭性を損なう低温変態組織は生成しないため、冷却速度の上限は規定しない。ただし、冷却速度は厚鋼板の板厚や装置の能力に応じて限界があり、100°C/s超とすることは困難である。冷却速度の上限を、75°C/s、50°C/s又は30°C/sに制限してもよい。また、冷却停止温度の下限についても本発明では限定する必要はなく、厚鋼板の要求特性によって決定すればよい。結晶粒および析出物の成長を抑制し、生産性を向上させるためには、加速冷却の冷却停止温度を550°C以下にすることが好ましい。また、加速冷却を200°C未満で停止すると、加速冷却に要する時間が長くなり、生産性を損なうことがあるため、冷却停止温度を200°C以上にすることが好ましい。強度向上などのため、冷速停止温度の下限を300°C、400°C又は450°Cとしてもよい。加速冷却後は、強度および靭性を調整するために、650°C以下の温度で熱処理焼戻し処理を行ってもよい。温度が650°Cを超えるとセメンタイトや結晶粒が粗大化して脆性破壊の発生を助長し、母材の靭性が低下することがある。また、厚鋼板の靭性を高めるためには、熱処理の温度を400°C以上にすることが好ましい。靭性の一層の改善のため、490°C以上としてもよい。上述したようなTiN分布を有する鋳片を用いて所定の条件で製造した鋼板は、表層部の靭性が良好であり、大入熱溶接を行った場合でもHAZの板厚中心部のTiNは完全には溶けきらず、γ粒成長を効果的に抑制可能な0.05μm以下のTiNが多数残存する。したがって、大入熱溶接継手のHAZの板厚中心部の組織の粗大化をある程度抑制することができる。一方、母材の表層部のTiNは微細であるため、大入熱溶接の熱影響によって多くが固溶してしまうが、冷却過程で再析出するTiNとMnSの複合析出物などの効果により粒内変態が促進される。その結果、板厚中心部ではHAZ組織の粗大化は抑制され、表層部のHAZ組織は微細化されるため、実用上十分なレベルの大入熱溶接継手のHAZ靭性が確保される。次に、本発明の成分限定理由について説明する。ここで、成分についてのは質量を意味する。Cは、強度を高めるのに不可欠な元素であり、0.03以上を添加する。一方、添加量が増えるとHAZ靭性確保が困難となるため、0.16をC量の上限とする。強度向上のため、Cの下限を0.05、0.06又は0.07としてもよい。HAZ靭性の向上のため、Cの上限を0.14、0.13又は0.12としてもよい。Siは、安価な脱酸元素であり、固溶強化にも寄与するため、0.03以上を添加する。一方、Si量が0.5を超えると溶接性とHAZ靭性を劣化させるため上限を0.5とする。確実な脱酸を行うため、Siの下限を0.05、0.08又は0.12としてもよい。溶接性とHAZ靭性の向上のため、Siの上限を0.40、0.35又は0.30としてもよい。Mnは、母材の強度および靭性を向上させる元素として有効であるため0.3以上添加する。焼入れ性を向上させるためには、Mn量の下限は0.5又は0.7とすることが好ましい。より好ましくは、0.9以上又は1.0以上を添加する。一方、Mnを過剰に添加するとHAZ靭性、溶接割れ性を劣化させるため2.0を上限とする。Mn量を1.8以下とすることが好ましく、1.6以下とすることがより好ましい。P、Sは、不可避的不純物である。母材及びHAZの靭性向上のため、Pは0.020、Sは0.010を上限とする。一層の靭性向上のため、Pの上限を0.017又は0.015と、Sの上限を0.008、0.006又は0.004としてもよい。PおよびSの含有量は少ないほど望ましいが、工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、Pは0.001、Sは0.0001を下限としてもよい。Nbは、微量の添加により組織の微細化、変態強化、析出強化に寄与する元素である。本発明では、母材の強度を確保するために、0.005以上のNbを添加する。強度の一層の向上等のため、0.008以上又は0.010以上としてもよい。一方、Nbを過剰に添加するとHAZが硬化し、靭性を劣化させるため0.030以下を上限とする。Nb量のより好ましい上限は、0.020である。Alは、重要な脱酸元素であるため0.002以上を添加する。確実に脱酸を行うため、0.008以上又は0.012以上としてもよい。しかし、Alを過剰に添加するとスラブの表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため0.10を上限とする。Al量の好ましい上限は、0.07又は0.05である。Tiは、本発明では極めて重要な元素であり、微量の添加により組織の微細化、析出強化、微細TiN生成により母材の強度および靭性、HAZ靭性の向上に有効であるため、0.003以上添加する。Ti量の好ましい下限値は0.005以上であり、より好ましくは0.008以上のTiを添加する。一方,Tiを過剰に添加するとHAZ靭性を著しく劣化させるため0.050を上限とする。Ti量の好ましい上限は0.040である。その上限を0.030、0.025又は0.020としてもよい。Nは、Tiと共に窒化物を形成しHAZ靭性を向上させるため0.0020以上を添加する。N量の好ましい下限値は0.0030以上であり、より好ましくは0.0035以上とする。一方、Nを過剰に添加すると固溶Nによる脆化が生じるため0.0100以下に限定する。脆化を防止するため、0.0080以下又は0.0060以下としてもよい。C、Mn、Nbは焼入れ性に寄与する元素であり、添加量については、母材強度とHAZ靭性確保の観点から、次の1式を満たす必要がある。0.32≦[C]0.15[Mn]3.8[Nb]≦0.391上式の[C]、[Mn]、[Nb]は、各元素の添加量質量であり、係数は焼入れ性への寄与から実験的に求めた。[C]0.15[Mn]3.8[Nb]が0.32未満であると、強度が不十分になる。一方、特に、Mn、Nbは、中心偏析を抑制することが難しい元素であり、[C]0.15[Mn]3.8[Nb]が0.39を超えると中心偏析が顕著になり、大入熱溶接継手のHAZ靭性が低下してしまう。HAZ靭性の改善のため、0.38又は0.37を上限としてもよく、強度向上のため0.33を下限としてもよい。TiN粒子をHAZ靭性確保に活用する際には、Ti、N単独の添加量だけでなく、バランスも考慮する必要がある。すなわち、下記2式に示すように、TiとNの添加量の比を1.5~3.0の範囲に制御しておくことが必要である。これらの比Ti/Nが1.5未満であると、固溶N量が過剰となり、HAZ靭性が低下する。一方、Ti/Nが3.0を超えると過剰なTiが粗大な酸化物や硫化物を形成、あるいはTiC析出により強度が上昇するために、HAZ靭性が低下してしまう。1.5≦[Ti]/[N]≦3.02上式の[Ti]、[N]は、各元素の添加量質量である。さらに、強度、靭性を向上させるために、Cu、Cr、Mo、Ni、V、B、Mg、Ca、REMの1種または2種以上を添加してもよい。一方、合金コストの削減のためには、これらの元素の添加を避けた方が好ましい。Cu、Cr、Moは、いずれも焼入れ性を向上させる元素である。Cu、Cr、Moは、母材を高強度化し、HAZの軟化を防止するために、0.05以上を添加してもよい。一方、過度の添加はHAZ靭性を低下させるため、Cuは1.5以下、CrおよびMoは0.5以下を上限とする。HAZ靭性の劣化を避けるため、Cuの上限を0.5、0.35又は0.20に、Crの上限を0.3、0.2又は0.1に、Moの上限を0.2、0.1、0.08に制限してもよい。Niは、強度確保とアレスト性、HAZ靭性向上に有効であるため0.05以上添加してもよい。一方、Ni量の増加は合金コストを上昇させるため、上限は2.0とする。合金コストの上昇を避けるため、Niの上限を0.8、0.6又は0.4としてもよい。Vは、析出強化により強度上昇に寄与するため0.005以上添加してもよい。一方、Vを過剰に添加するとHAZ靭性を低下させるため、0.10以下を上限とすることが好ましい。より好ましくは0.080以下、さらに好ましくは0.05以下がよい。Bは、焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高めるために、0.0002以上を添加してもよい。一方、Bを過度に添加すると溶接性を損ねるため、Bの上限は、0.0030とする。0.0020又は0.0015としてもよい。Mg、Ca、REMは、微細な酸化物や硫化物を形成しHAZ靭性向上に寄与する元素であり、Mgは0.0003以上、Caは0.0005以上、REMは0.0005以上を添加してもよい。一方、これらを過度に添加すると、介在物が粗大化し、靭性を低下させるため、Mg量の上限は0.0050以下、Ca量の上限は0.0030以下、REMの上限は0.010以下が好ましい。なお、REMとはLa、Ce等の希土類金属のことである。表1の化学成分を有するスラブ鋳片を用いて、表2および3に示す製造条件により板厚30~70mmの鋼板を製造した。なお、表1のCeq’は、[C]0.15[Mn]3.8[Nb]の計算値である。また、表2鋳造の冷却速度は、1100~1300°Cの範囲の冷却速度、MLは、56000/1.2-0.18×log[Nb]の計算値であり、PHは、T273×{logt25}の計算値であり、MUは、91000/1.9-0.18×log[Ti]の計算値である。表2および3におけるAr3°Cは、次の式により求めた。Ar3=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo0.350.35t-8ここで、tは板厚mmである。また、表4および5に鋳片のTiN個数密度、母材の強度および靭性、HAZ靭性を示す。TiN個数密度は鋳片の表層部、具体的には、鋳片表面から鋳片厚の1/20の位置、および鋳片厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡TEMを用いて20000~50000倍で任意に50~100視野撮影し、TiNのサイズと個数を測定することによりTiN個数密度を算出した。母材強度は、鋼板の板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取したJISZ2201の4号引張試験片を採取し、JISZ2241の要領で引張試験を行い、降伏強度YP、引張強さTSを測定することで評価した。母材靭性は、JISZ2242に準拠して、鋼板最表層、および板厚中心部から圧延方向に2mmVノッチシャルピー試験片を採取し、種々の温度でシャルピー衝撃試験を実施した後、破面遷移温度vTrsを算出することにより評価した。なお、母材靭性中心部及び表層部がvTrsで-50°C以下となることを目標とした。HAZ靭性については、入熱200~450kJ/cmの条件にてエレクトロガス溶接EGWを行い、板厚中心部の溶融線から1mm離れたHAZにノッチを入れたシャルピー試験片を採取して試験を行い、vTrsにて評価した。なお、HAZの靭性中心部がvTrsで-40°C以下となることを目標とした。表4に示すように、本発明例のNo.1~15は化学成分が所定の範囲内にあり、かつ所定の条件で製造したため、所定のTiN個数密度を満たし、いずれも引張強度440MPa以上の鋼として十分な強度を有しており、母材靭性はvTrsで-50°C以下、大入熱溶接HAZ靭性は-40°C以下であり、ともに良好であった。特に、板厚が60mm以上で溶接入熱量が大きいNo.5、7、13、14および15においても靭性が良好であることがわかる。一方、表5に示す比較例のNo.16~32は化学成分、製造条件のいずれかが本発明の範囲外であり、母材強度、母材靭性、HAZ靭性のいずれかが低下してしまった。No.16、20、25は鋳造時の冷却速度が遅かったために、TiN個数密度が不足し、母材靭性またはHAZ靭性の少なくともいずれかが低下した例である。No.16は鋳片の板厚中心部のTiNが足りずにHAZのγ粒が粗大化したため、靭性が低下した。No.20は表層部のTiNが不足したために、鋳片加熱時に粗大γが生成し、表層部の母材靭性が低下してしまった。No.25は表層部、中心部ともに所定の個数密度を満たさなかったために、母材靭性、HAZ靭性が低下した。このように、鋳造時の冷却速度が遅い場合は、ばらつきのために、鋳片の表層部、板厚中心部の双方が所定の個数密度を満たさないこと、鋳片の表層部、板厚中心部の一方が所定の個数密度を満たさないことがある。No.17、19、23は熱間圧延の加熱条件を本発明の範囲外とした比較例である。No.17はPHが上限を超えたために加熱γが粗大化し、母材靭性が低下した。No.19はPHが下限未満であったためにNbが十分に固溶せず、強度が不足するとともに、母材靭性も低下してしまった。No.23は加熱保持時間が短かったために、合金元素の溶体化が不十分となり、母材靭性が低下した。No.27は粗圧延の条件を本発明の範囲外とした比較例であり、累積圧下率が小さかったために組織が微細化せず母材靭性が低下した。No.18、21、26は仕上圧延の条件を本発明の範囲外とした比較例である。No.18は仕上圧延の開始温度および終了温度がAr3よりも低いため、加工αが生成して母材靭性、特に表層部の靭性が著しく低下した。No.21は仕上圧延の開始温度および終了温度が高すぎるために、特に板厚中心部の組織が粗大化し、靭性が低下した。No.26は仕上圧延の累積圧下率が小さい例であり、組織が粗大化して靭性が低下した。No.22、24は、熱間圧延後の加速冷却、熱処理の条件を本発明の範囲外とした比較例である。No.24は加速冷却を行わなかった例であり、組織が微細化せず靭性が低下した。No.22は熱処理温度が高すぎるために、セメンタイトと組織が粗大化し、母材靭性が低下した。No.28~32は化学成分を本発明の範囲外とした比較例である。No.28はC、Mn、Nbからなる指標Ceq’が上限値を超えたために中心偏析が顕著になり、特にHAZ靭性が低下した。No.29は指標Ceq’が下限値に満たなかったために母材強度が低下した。No.30はTi/Nが高かったために、粗大なTi酸化物が残存し、特にHAZ靭性が低下した。No.31はTiNが低かったために、固溶Nの影響で特にHAZ靭性が低下した。No.32はC量が多かったために、強度過剰となり、特にHAZ靭性が低下した。"