質量で、C:0.025~0.050、Si:0.01~0.40、Mn:1.20~2.50、P:0.003~0.050、S:0.0004~0.0100、Cr:1.50~3.50、Mo:0.10~0.50、Al:0.010~0.050、Ti:0.005~0.050、N:0.0015~0.0060を各々含有し、Bを0.0003以下に制限し、Mn0.4Crが2.50~3.00であり、残部が鉄および不可避不純物である大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材。ただし、式中Mn、Crはそれぞれの元素の含有量質量を示す。更に、質量で、Ni:0.05~2.00、Cu:0.02~2.00、Nb:0.002~0.050、V:0.010~0.150およびCa:0.0005~0.0100のうち1種以上を含有する請求項1に記載の大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材。鋼スラブを1000°C以上1250°C以下に加熱し熱間圧延し空冷することを特徴とする請求項1または2に記載の大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。特許文献1に開示される鋼材では製鋼段階で溶鋼中の溶存酸素量をコントロールしてREMとZrを添加して鋳造することでREMとZrを含有する介在物が微細に分散した鋼を得ている。しかし溶鋼中での酸素とREM、Zrの反応速度は極めて速く、生成したREM、Zrの酸化物は凝集粗大化しやすい。したがって、望ましい形態にREMとZrを含有する介在物を分散させるには溶存酸素量ばかりでなく溶鋼温度やREMとZrを添加してから鋳造するまでの時間などを厳密にコントロールする必要があり、溶接熱影響部靭性向上に有効に作用する介在物が分散した鋼材を得ることは容易でない。また特許文献1に開示される鋼材の製造方法では熱間圧延後に、焼入れ、2相域焼入れ、焼き戻しの3段熱処理を行い、降伏比を下げているが、3回の熱処理工程を必要とし、熱処理コストおよび処理時間がかかり、製造コストを押し上げるとともに製造工期も長くなる。特許文献2に開示される製造方法では圧延後に加速冷却し、その後、2相域焼入れ、焼き戻しをしている。加速冷却では冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を正確にコントロールすることが難しく、これらの冷却条件のばらつきは鋼材の特性のばらつきにつながりやすい。また加速冷却では鋼材表面を水冷するため、鋼材表面と内部の特性に差がついてしまうほか、水冷による鋼材の冷却が冷却水量や鋼材の表面状態に影響されるため、鋼材内で特性のばらつきが出やすい。また鋼材の熱処理として熱間圧延-加速冷却後に、2相域焼入れ、焼き戻しを必要とするため熱処理コストおよび処理時間がかかる。特許文献3に開示の技術では本発明が対象としている入熱500kJ/cm以上の溶接での溶接熱影響部靭性は考慮されておらず、入熱150kJ/cmまでの溶接熱影響部靭性しか考慮していない。また特許文献3に開示の製造方法では降伏比を低減するため鋼材を熱間圧延後に加速冷却し必要に応じ焼き戻しているが、すでに述べたように加速冷却では特性のばらつきが出やすい。本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、入熱量が500kJ/cm以上の大入熱溶接を行った場合であっても溶接熱影響部靭性に優れると共に、耐震性の観点から要求される低降伏比を実現できるようなTSが590MPa以上の低降伏比鋼材を特別な加速冷却や熱処理を必要とせずに工業的に安定して提供することにある。本発明の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法とは以下を趣旨とする。1質量で、C:0.025~0.050、Si:0.01~0.40、Mn:1.20~2.50、P:0.003~0.050、S:0.0004~0.0100、Cr:1.50~3.50、Mo:0.10~0.50、Al:0.010~0.050、Ti:0.005~0.050、N:0.0015~0.0060を各々含有し、Bを0.0003以下に制限し、Mn0.4Crが2.50~3.00であり、残部が鉄および不可避不純物である大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材。ただし、式中Mn、Crはそれぞれの元素の含有量質量を示す。2鋼材が、更に、質量で、Ni:0.05~2.00、Cu:0.02~2.00、Nb:0.002~0.050、V:0.010~0.150、およびCa:0.0005~0.0100のうち1種以上を含有する1に記載の大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材。3鋼スラブを1000°C以上1250°C以下に加熱し熱間圧延し空冷で冷却することを特徴とする1または2に記載の大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。本発明の鋼材では、降伏比を下げるために特別な熱処理や加速冷却を必要とせず、通常の熱間圧延を行い空冷するだけで低降伏比高張力鋼材が得られるため、鋼材の特性が安定し、鋼材歩留まりの向上や鋼材製造工期の短縮が図れ、生産性に優れる。また、本発明の鋼材を用いることで500kJ/cmを超える大入熱溶接を施した場合にも、優れた溶接熱影響部靭性を確保でき、安全性の高い建築構造物等を高能率で製造することができる。本発明者は大入熱溶接を施した場合の溶接熱影響部の靭性に優れる高張力鋼材を得るべく鋭意研究を行った。その結果、熱影響部の高靭性を安定して確保するには、Cの含有量を極力少なくして溶接熱影響部での島状マルテンサイトの生成を抑え、Mn、Cr、Ni、Si、Moなどの焼入れ性を高める元素を添加して変態温度を低下させ溶接熱影響部の全体を均一なベイナイト組織とすることが必要であることが分かった。その上で、オーステナイト生成元素Mn、Niなどとフェライト生成元素Cr、Si、Moなどを同時添加し、オーステナイト生成元素量に対してフェライト生成元素量を適正にすると、溶接熱影響部のベイナイトラス間での島状マルテンサイトの生成が少なくなり、溶接熱影響部靱性に優れるようになることが分かった。Mnは強力なオーステナイト安定化元素であり変態温度を低下させベイナイト変態を促進する。しかしMn単独で多量に添加しても、Mnはオーステナイトを過度に安定化するため、島状マルテンサイトの生成が増え、溶接熱影響部靭性は向上しない。すなわち、Mn量が過剰であると、溶接熱影響部でベイナイト変態が起こる際に、ベイナイトラス間のCが濃化した部分が、Mnによりオーステナイトが過度に安定化されているためフェライトに変態せずに残留し、この部分がさらに低温でマルテンサイト変態して島状マルテンサイトとなるのである。NiはMnに次ぐ強力なオーステナイト安定化元素であり、変態温度を低下させベイナイト変態を促進するが、その効果はMnよりは小さい。このためNi単独で添加しても多量に添加しなければその効果は十分でない。Niを単独で多量に添加した場合、溶接熱影響部は均一なベイナイト組織となり、またMn添加の場合とは異なり溶接熱影響部のベイナイトラス間に靭性に有害な島状マルテンサイトの生成がほとんどないため優れた溶接熱影響部靭性を得ることができる。しかしながら、Niが高価である上、多量の添加を必要とするため鋼材の合金コストは極めて高くなってしまう。したがって、オーステナイト生成元素としてはMnを主とし、Niは補助的に用いることが実際的である。これらのオーステナイト生成元素に加えてフェライト定化元素を添加すると、Mn添加による過度のオーステナイト安定化が緩和され、ベイナイトラス間の島状マルテンサイトは減少し、溶接熱影響部靱性が優れるようになる。特にCrは強力なフェライト生成元素であり、Mnによる過度のオーステナイト安定化を抑える上で有効である。またSiも強力なフェライト生成元素であるが、Siはセメンタイトの生成を強く抑制するため、過剰に添加するとかえって島状マルテンサイトの生成が増えてしまう。Moも強力なフェライト安定化元素であり、さらには焼き戻し脆化を防止するのに有効な元素であるが、高価であり、多量の添加はコスト増につながる。したがって、フェライト生成元素としてはCrを主とし、Si、Moは補助的に適量用いることが効果的である。上記の通り溶接熱影響部靭性を高めると共に、鋼材母材の強度や靭性等その他の特性を具備させるには、成分の含有量を下記範囲内とする必要がある。なお、成分はすべて質量である。C:0.025~0.050Cは、母材強度の確保、およびオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接熱影響部靭性を確保するのに必要な元素であり、該効果を発揮させるには、0.025以上含有させる必要がある。一方、C量が過剰になると島状マルテンサイトが増大するため溶接熱影響部靭性は劣化する。したがって、C量は0.050以下とする。Si:0.01~0.40Siは、製鋼時の脱酸に必要な元素であるが、脱酸の目的を達すれば、添加量は少なくとも良い。脱酸のためには0.01以上の添加が必要である。またSiは強力なフェライト生成元素でありMnによるオーステナイトの過度の安定化を抑制して島状マルテンサイトの生成を抑制する効果があるが、Siはセメンタイトの生成を強力に抑制するため、過剰の添加ではかえって島状マルテンサイトが増大して溶接熱影響部靭性が劣化するため0.40以下とする。より好ましいSiの添加量は0.03~0.20である。Mn:1.20~2.50Mnは強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。母材の強度を確保するため1.20以上含有させる。しかしMnが過剰になると、オーステナイトが過度に安定化されベイナイトラス間に島状マルテンサイトが析出し、溶接熱影響部靭性が劣化する。よってMn量は、2.50以下とする。より好ましいMnの添加量は1.65~2.10である。P:0.003~0.050Pは鋼材の靭性を損ねるため少ないほど好ましい。このため0.050以下とする。しかしながら、製鋼プロセスでの脱りんコストも考慮して0.003以上とする。S:0.0004~0.0100Sは鋼材の靭性を損ねるため少ないほど好ましい。このため0.0100以下とする。しかしながら、製鋼プロセスでの脱硫コストも考慮して0.0004以上とする。Cr:1.50~3.50Crは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素であるとともにフェライト安定化元素であり、Mn添加によるオーステナイトの過度の安定化を防止し、島状マルテンサイトの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるには、1.50以上含有させる。しかし、Crが過剰に存在すると、溶接熱影響部の硬度が増大して溶接熱影響部靭性が劣化する。よってCrは3.50以下とする。より好ましいCrの添加量は1.70~2.40である。Mo:0.10~0.50Moは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素であるとともにフェライト安定化元素であり、Mn添加によるオーステナイトの過度の安定化を防止し島状マルテンサイトの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるには、0.10以上含有させる。しかし、Moが過剰に存在すると、溶接熱影響部の硬度が増大して溶接熱影響部靭性が劣化する。よってMoは0.50以下とする。Al:0.010~0.050Alは製鋼時の脱酸に必要な元素であるが、脱酸の目的を達すれば添加量は少なくとも良い。脱酸のためには0.010以上添加する。しかしAlが過剰になると、アルミナ等の粗大介在物が増加し、母材靭性が劣化する。加えて島状マルテンサイトが増加し、溶接熱影響部靭性も劣化するため、0.050以下とする。Ti:0.005~0.050TiはNと結合しTiNを形成する元素であり、このTiNは溶接熱影響部のオーステナイト粒の成長を抑制し溶接熱影響部靭性の向上に有効に寄与する。この効果を発揮させるには、Tiを0.005以上添加する。一方、Tiが過剰になるとTiNが粗大化し、母材靭性、溶接熱影響部靭性が共に劣化するので、0.050以下とする。より好ましいTiの添加量は0.010~0.025である。N:0.0015~0.0060NはTiと結合しTiNを形成する元素であり、このTiNは溶接熱影響部のオーステナイト粒の成長を抑制し溶接熱影響部靭性の向上に有効に寄与する。この効果を発揮させるには、Nを0.0015以上含有させる。一方、Tiが過剰になるとTiNが粗大化し、母材靭性、溶接熱影響部靭性が共に劣化するので、0.0060以下とする。より好ましいNの含有量は0.0025~0.0050である。B:0.0003以下Bは極微量であってもオーステナイト粒界に偏析してオーステナイトからフェライトへの変態を強力に抑制する。より詳しくはオーステナイト粒界でのフェライトの核発生を抑制する。このため通常はベイナイト変態を促進する元素として取り扱われることもあるが、本発明のようにMnとCrを多量に含有し、通常よりも極めて焼入れ性の高い鋼種では過度にオーステナイトを安定化し、ベイナイトラス間に島状マルテンサイトが析出するようにするため、極微量であっても母材靭性、溶接熱影響部靭性を共に劣化させる。この点を考慮し、添加は行わないが、不純物として混入してくる場合にも0.0003以下とする。Mn0.4Cr:2.50~3.00Crの添加量はMnの添加量に応じて決定すべきであるが、Mn0.4Cr≧2.50式中Mn、Crはそれぞれの元素の含有量質量を示すのCr添加でMnによるオーステナイトの過度の安定化を防止して島状マルテンサイトの発生を抑制し、また溶接熱影響部を適度な硬さを持った微細ベイナイト組織にするため溶接熱影響部靱性が優れるようになる。しかしCrが過剰になりMn0.4Cr>3.00となると、溶接熱影響部の硬さが硬くなりすぎて溶接熱影響部靱性が低下するので、Mn0.4Cr≦3.00とする。以上が本発明の基本成分であり、残部はFeおよび不可避的不純物である。さらに本発明では上記基本成分に加え、必要に応じ、選択的に下記の元素を添加することができる。Ni:0.05~2.00Niは強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。さらにマトリックスの靭性を高めることにより母材および溶接熱影響部の靭性を高める。このため、添加する場合には0.05以上添加することが好ましい。しかし高価な元素であるため、合金コストの観点から2.00以下とすることが好ましい。Cu:0.02~2.00Cuは、鋼を固溶強化させる元素である。この目的のため0.02以上添加することが好ましい。しかし2.00を超えて含有させると、母材の靭性を低下させるため、Cuは2.00以下とすることが好ましい。Nb:0.002~0.050以下Nbは再結晶を抑制して組織の微細化に寄与し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上する元素である。この目的のため0.002以上添加することが好ましい。しかし0.050を超えると組織が微細化し過ぎて降伏比が高くなるため、Nbは0.050以下にすることが好ましい。V:0.010~0.150Vは炭化物を生成し強度を上げる元素である。この目的のため0.010以上添加することが好ましい。しかし0.150を超えると溶接性が悪化すると共に、母材の靭性が劣化するため、Vは0.150以下とすることが好ましい。Ca:0.0005~0.0100Caは、介在物の形態を制御して具体的には、MnSを球状化して靭性が向上する。この目的のため0.0005以上添加することが好ましい。しかし過剰に添加すると、粗大な酸化物を形成し、靭性が却って劣化する。従ってCaは0.0100以下とすることが好ましい。次に、本発明の鋼材の製造方法について述べる。上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉など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などの鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造方法については上記の方法に限定されるものではない。上述した組成成分を有するスラブを1000~1250°Cに加熱し、通常の熱間圧延を行い、空冷することでTSが590MPa以上で、降伏比が80以下の鋼材が得られる。通常、TSが590MPa以上の鋼材は焼入れ焼き戻しまたは加速冷却を必要とするが、本発明の鋼材はMn、Cr量が多く、焼入れ性が高いため、熱間圧延後、空冷してもTSが590MPa以上の鋼材が得られる。また、C量が極めて少ないため熱間圧延後、空冷するとYSがTSに比較して低く、低YRが実現する。なお、本発明において、加熱温度、圧延仕上げ温度などは、スラブまたは鋼材鋼板、形鋼など。以下、鋼板とするの表面温度より板厚、熱伝導率などを考慮して計算により求めたスラブまたは鋼板の平均温度である。以下にスラブ加熱温度および熱間圧延後の冷却条件の限定理由を述べる。スラブ加熱温度:1000~1250°C加熱温度が1000°C未満では変形抵抗が大きく、その後の熱間圧延が困難となり、1250°Cを超えると結晶粒が粗大化して母材の靭性が低下する。このため、熱間圧延前のスラブ加熱温度は1000~1250°Cとする。熱間圧延後の冷却:空冷鋼板を水冷などの手段で加速冷却すると、鋼板の強度が上昇するが、引張強度の上昇に比べ、降伏強度の上昇が大きく、降伏比が80を超えてしまう。このため、熱間圧延後の冷却は空冷とする。この場合の好ましい冷却速度は800°Cから500°Cまでの平均冷却速度として2°C/s以下である。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。表1に示す成分組成の鋼を溶製しスラブとした後、1200°Cに加熱し、仕上げ温度950°C、板厚15mmまで熱間圧延を行った。熱間圧延後の冷却は空冷とした。このようにして得られた鋼板を用いて、下記の通り母材強度、靭性の測定と溶接熱影響部靭性の評価を行った。[母材強度、靭性の測定]各鋼板の1/2厚み位置で圧延方向から丸棒試験片平行部;直径6.0mm×長さ30mm、標点間距離25mmを採取して、JISZ2241の要領で引張試験を行い、降伏強度;YSMPa、引張強度;TSMPa、伸び;ELを測定した。そして、引張強度が590MPa以上で降伏比;YR=YS/TSが80以下のものを低降伏比で高張力であると評価した。また、母材の靭性の評価としてシャルピーVノッチ試験片を圧延方向に垂直に3本採取して、JISZ2242の要領でシャルピー衝撃試験を行い試験温度0°Cでの吸収エネルギー;vE0Jおよび脆性破面率を測定した。吸収エネルギーの3本の平均が70J以上で、3本の最低値が50J以上のものを靭性に優れると評価した脆性破面率は特に基準を設けない参考値である。これらの結果を表2に示す。[溶接熱影響部靭性の評価]スキンプレート材50mm厚とダイアフラム材50mm厚を組合せ、溶接入熱が550kJ/cmのエレクトロスラグ溶接を行った場合のスキンプレートのボンド近傍の熱影響部に相当する熱履歴を模擬し、圧延方向から採取した12mm厚さ×12mm幅の角棒状試験片を加熱して1420°Cで1秒間保持し800~500°Cの冷却時間が510秒のサイクルで、高周波誘導加熱装置により熱処理を施した。そして、溶接熱履歴を模擬した熱処理を施した試験片からJISZ2202のVノッチ試験片を3本採取して、JISZ2242の要領でシャルピー衝撃試験を行い、試験温度0°Cでの吸収エネルギー;vE0Jおよび脆性破面率を測定した。吸収エネルギーの3本の平均が70J以上で、3本の最低値が50J以上のものを、溶接熱影響部の靭性に優れると評価した脆性破面率は特に基準を設けない参考値である。また、吸収エネルギーの3本の平均が100J以上で、3本の最低値が70J以上のものが溶接熱影響部の靭性が特に優れるとした。これらの結果を表3に示す表1において、鋼種A1~A3、A5、A8、A14、A18~A21、A26はCrまたはおよびMn0.4Cr値が本発明の範囲以外の比較例である。鋼板A4、A6、A7、A10~A13、A16、A17、A22~A25、A28からA32は本発明例である。鋼種A27は本発明では0.0003以下に制限しているBを0.0017添加した本発明の範囲外の比較例である。表2から本発明例の鋼板は全てTS≧590MPaを満足しており、母材の靭性にもすぐれていることがわかる。鋼板B14、B20は成分組成が本発明の範囲外の比較例であるが、YRが80を超えている。鋼板B27は本発明では0.0003以下に制限しているBを0.0017添加した例であるが、母材の靭性が低下している。表3から明らかなように本発明例はいずれも吸収エネルギーの3本の平均が70J以上で、3本の最低値が50J以上で溶接熱影響部の靭性に優れている。しかし、比較例はいずれも溶接熱影響部の靭性が十分でない。本発明の成分範囲である表1の鋼種A4およびA12と同じ成分組成のスラブを、1200°Cに加熱し、仕上げ温度950°Cで板厚15mmまで熱間圧延を行った。熱間圧延後の冷却を空冷および水冷霧状のシャワーによるミスト冷却と、高密度高圧水流による高密度水冷の2条件とし冷却速度の違いによる特性の違いを調べた。水冷は熱間圧延完了後、鋼板の温度が940°Cになったときから100°C以下になるまで行った。このようにして得られた鋼板を用いて、実施例1と同様にして母材強度、靭性の測定と溶接熱影響部靭性の評価を行った。母材強度、靭性の結果を表4に溶接熱影響部靭性の結果を表5に示す。鋼板C1、C4は熱間圧延完了後、特に冷却を行わず空冷とした本発明例である。これらの本発明例はYR≦80かつTS≧590MPaを満足しており。母材の靭性にもすぐれていることが表4からわかる。これに対し、熱間圧延完了後、水冷を行った比較例鋼板C2、C3、C5、C6はYRが80を超えている。しかし、表5から明らかなように熱間圧延完了後の水冷の有無は溶接熱影響部靭性にはほとんど影響を与えず、いずれも優れた溶接熱影響部靭性を示した。