"質量で、C:002以上007以下、Si:005以上050以下、Mn:110以上160以下、P:0015以下、S:00030以下、Nb:0005以上0030以下、Ti:0005以上0020以下、Al:0005以上0060以下、Ca:00005以上00060以下、およびN:00015以上00070以下、さらにCu、Ni、CrおよびMoから選ばれる1種または2種以上を合計で01超15未満、ならびに残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、面積率でベイナイトが10以上、残りがフェライトおよびパーライトからなる鋼組織を有し、鋼板肉厚中央部におけるNb偏析度が160未満、Mn偏析度が140未満であり、飽和H2S分圧PH2Sが001×105PaおよびpHが40の5塩化ナトリウム含有酢酸水溶液25°Cに96時間浸漬した後の割れ面積率が50以下であり、板厚が6mm以上40mm以下の鋼板についてDWTT試験を-30°Cで行ったときの延性破面率DWTT-SA-30が85以上である、ことを特徴とする、耐破壊特性および耐水素誘起割れ特性に優れる高強度鋼板。前記化学組成が質量でV:010以下をさらに含有する請求項1に記載の高強度鋼板。請求項1または2に記載された化学組成を有するスラブを下記式iの関係を満たす加熱温度T単位:°Cで加熱し、加熱されたスラブを、Ar3点-60°C以上、Ar3点以下ここでAr3点°Cは下記式iiにより算出されるの範囲の温度で最終圧延を完了させる熱間圧延に供して鋼板となし、得られた鋼板を直ちに10°C/sec以上の冷却速度で、400°C~600°Cの冷却停止温度まで冷却する、ことを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板の製造方法。677073>T≧6770273Ar3910310×C80×Mn20×Cu15×Cr55×Ni80×Mo035×上記式iおよびiiにおいて、元素記号はその元素の含有量を意味し、上記式iiにおけるtは最終圧延完了後の鋼板の厚さ単位:mmを意味する。以下に本発明に係る鋼板の化学組成、鋼組織、好ましい製造条件等について詳細に説明する。以下の説明において合金元素の含有量を示すは質量を意味する。1.化学組成C:002以上007以下一般にCは鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素として知られ、C含有量が002未満ではラインパイプなどの用途に対して必要な強度を得ることが困難となる。C含有量が007超では、連続鋳造時には鋳片の厚み中心部にマクロ偏析部が形成されやすくなり、これはHICの発生原因となる。そのため、Cの含有量の範囲を002以上007以下とする。Si:005以上050以下Siは一般に鋼の製造プロセスでは脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つであり、鋼を強化する効果もある。Siはまた、強度を高める元素としても有用である。Si含有量が005未満では、上記の効果を得ることが困難である。一方、その含有量が050を超えると、島状マルテンサイトが生成するようになり、HAZ靱性を悪化させる。このため、Si含有量を005以上050以下とする。Siは、Tiとの間に強い相互作用を有するため、TiNの構成元素でないにもかかわらずTiNの生成に影響し、Si含有量が増加するとTiNが生成しやすくなる。このTiNを核としてNb炭窒化物が析出する可能性も高いため、Si含有量が高くなると、HIC性能劣化を引き起こすおそれが高まる。したがってSi含有量は030未満とすることが好ましい。Mn:110以上160以下Mnは一般に鋼材の強度に大きな影響を与える元素である。Mn含有量が110未満では十分な強度を得ることが困難である。一方、Mn含有量が160を超えると、Mnが中心偏析部で濃化し、耐HIC性能を劣化させる。このためMn含有量の範囲を110以上160以下とする。中心偏析部での耐HIC性能の確保を確実にする観点からは、Mn含有量を150未満とすることが好ましい。P:0015以下Pは鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つであり、できるだけ低い方が好ましい。Pは凝固時の固液界面における分配係数が小さいため、著しく偏析し、中心偏析部で濃化して、耐HIC性能を劣化させる傾向がある。そのため、P含有量の上限を0015とする。中心偏析部での耐HIC性能の確保を確実にする観点から、P含有量は0008未満とすることが好ましい。S:00030以下Sも鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つであり、できるだけ低い方が好ましい。Sも凝固時の固液界面における分配係数が小さいため、著しく偏析するばかりか、偏析部でMnSを生成してHICの発生起点となる。このため、S含有量は00030以下とする。高強度鋼など、より要求レベルの厳しい条件で安定して高い耐HIC性能を確保する観点から、S含有量を0001以下とすることが好ましい。Nb:0005以上0030以下Nbは鋼中で炭窒化物を形成し鋼の強度を高めるとともに、靱性の向上にも有効な元素である。特にTMCPにおいては、固溶および析出を制御することにより鋼板のミクロ組織制御するためにNbが添加される。これらの効果を得るためには、Nbを0005以上含有させる。一方、本発明においては、加熱温度を低くして耐破壊靭性の確保するため、Nbの含有量を制限する。また、粗大なNb炭窒化物はHICの発生原因となる。したがって、Nb含有量を0030以下とする。好ましいNb含有量は0010以上0025以下である。Ti:0005以上0020以下Tiは鋼の強度を向上させる効果を有する。また、鋼中のNをTiNとして固定することでNbNやAlNの析出量を減少させるため、連続鋳造の鋳片の曲げ矯正時におけるNbNやAlNのγ粒界への動的析出に起因した鋳片表面割れを防止する効果もある。これらの効果を得るため、Tiを0005以上添加する。しかし、Ti含有量の増加は溶接靭性の低下を招く。また、TiNはHICの発生原因となる粗大なNb炭窒化物が析出する際の析出核として機能する。さらに、Ti炭窒化物自体もHICの発生原因となる。したがって、Ti含有量は0020以下とする。好ましいTi含有量は0010以上0020以下である。Al:0005以上0060以下AlもSiと同様に脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つである。この脱酸の効果を得るためにAl含有量は0005以上とする。Al含有量が0005未満となると、脱酸が不十分であることに起因して脱硫も不十分になる。また、Ca添加の歩留まりが悪化しその効果も充分に得られなくなる。このため、鋼中の硫化物やSの偏析が生じやすくなり、耐HIC特性の低下をもたらす。その一方で、Alによる脱酸に伴い生成するアルミナがHICの原因となる場合もある。このため、Al含有量は0060以下とする。Ca:00005以上00060以下CaはS濃度を低減させてMnSの生成を防止するとともに、硫化物の形態を制御することができる。このため、耐HIC鋼ではCaを添加することが多い。上記の効果を得るために00005以上Caを含有させる。しかし、00060以上添加してもその効果は飽和し、製造コストの増加を招く。そのため、Ca含有量は00005以上00060以下とする。N:00015以上00070以下Nは転炉などの大気雰囲気で溶製する場合には鋼中に不可避的に侵入する元素であり、鋼材の機械特性に影響を与えるとともに、ミクロ組織形成に影響を与える。鋼材中ではNはAlやTiなどと窒化物を形成し、これらの窒化物は、熱間加工の過程でピン留め粒子として結晶粒を微細化する効果を有する。こうしたNの好ましい効果を得るために、N含有量は00015以上とする。一方、NはHICの発生原因となる粗大Nb炭窒化物の構成元素である。また、前述のようにNbやAlの窒化物が過度に多く存在すると、連続鋳造時においてγ粒界に動的析出し、鋳片表面割れの原因となる。したがって、N含有量は00070以下とする。好ましいN含有量は00015以上00050以下である。01<CuNiCrMo<15耐HIC鋼では、MnSの発生を抑制するとともにC偏析を低減するために、CおよびMnの含有量の上限は比較的低く設定される。このため、鋼板の強度を確保する目的で、Cu,Ni,Cr,Mo等の合金元素を含有させることが多い。本発明においても、この目的でCu,Ni,CrおよびMoから選ばれる1種または2種以上を含有させ、これらの合計含有量を01超とする。しかし、これらの元素を過度に含有させると、焼き入れ性の上昇を伴い、強度上昇とともに一部組織の硬化を引き起こし、それにより耐HIC性能を劣化させる。したがって、上記元素の合計含有量を15未満とする。この合計含有量は好ましくは015以上10以下であり、上限は05であることがより好ましい。これらの各元素の役割および好ましい添加範囲は次の通りである。Cu:05以下Cuは鋼の焼き入れ性を向上させる。強度上昇の効果を見出すためには、01以上含有させることが好ましい。しかし、Cu含有量が05を超えると、鋼材の熱間加工性や被削性が低下する。また、連続鋳造時における表面割れカッパー割れを誘発する。したがって、Cuを02以上含有させる場合には、Cu含有量の1/3以上の含有量でNiを併せて含有させることが好ましい。Ni:10以下Niには固溶強化によって鋼の強度を向上させるとともに、靱性を改善する効果を有する。これらの効果を得るためにNiを01以上含有させることが好ましい。しかし、Niを10超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ溶接性を悪化させるという悪影響が顕在化するおそれがある。なお、CuおよびNiについては、それぞれを単独で含有させると鋼板に表面疵が生じる可能性が高まることが懸念されるため、これらは一緒に含有させることが好ましい。Cr:05以下C当量Ceq=CMn/6CrMo/5CuNi/15における係数が大きいことからも理解されるように、Crは少量の添加で強度上昇に大幅に寄与する。また、Crは鋼の靱性を高める効果も有する。このため、APIX80グレードのような高強度の仕様を満たす必要がある場合には、Crを含有させることが多い。これらの効果を得るためにはCrを005以上含有させることが好ましい。しかし、05を超えてCrを含有させると溶接割れが発生する等の問題が起こりやすくなる。溶接性を重視する場合にはCr含有量は04以下とすることが好ましい。Mo:05以下Moは鋼板の焼き入れ性を向上させ、強度上昇に寄与する。また、ミクロ偏析が生じにくい元素であるため、中心偏析に起因するHICの発生を抑制する効果を有する。こうしたMoの効果を得るためには、Moを003以上含有させることが好ましい。しかし、Moは高価な元素であるため、含有量の増加はコスト増加をもたらす。また、Mo含有量を05超とすると、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬化相が生成しやすくなり、耐HIC特性をむしろ悪化させることが懸念される。このため、Mo含有量は05以下とする。耐HIC特性の低下に及ぼす影響が他元素と比較して大きいため、Mo含有量は03以下とすることが好ましい。Moは他元素と比較して高価であるため、Moを含有させる場合には、単独で含有させるよりも他元素とともに含有させることが好ましい。本発明に係る鋼はVをさらに含有してもよい。V:001以上010以下Vは鋼中でフェライト中に固溶したり炭窒化物を形成したりすることにより鋼の強度を高める。これらの効果を得るためにはVを001以上含有させることが好ましい。しかし、V含有量が010を超えると溶接熱影響部での析出状況が変化するため、靱性に悪影響を与えることが懸念される。したがって、Vを含有させる場合には、その含有量は010以下とする。2.鋼組織本発明に係る鋼板の鋼組織は、鋼板を断面観察し、視野内における相または組織を同定することにより特定することができる。本発明に係る鋼板の鋼組織は、ベイナイト、フェライトおよびパーライトからなり、ベイナイトの面積率が10以上である。鋼板の断面観察は肉厚中心で行う。鋼組織がベイナイト、フェライトおよびパーライトから構成される均一な組織であり、マルテンサイト、残留オーステナイトなどを実質的に含まない。このため、中心偏析が軽微となって、HICの発生が抑制される。また、ベイナイトの面積率を10以上とすることで、鋼板の強度を確保することが実現される。ベイナイトの面積率の上限は特に設定されない。本発明に係る鋼板は、鋼板肉厚中央部におけるNb偏析度が160未満、かつMn偏析度が140未満である。このように偏析度が制御されていることにより、HICの発生が効率的に抑制される。本発明において、鋼板肉厚中央部における元素の偏析度は次の方法により定義される。偏析度の測定機器としてレーザーICP装置以下L-ICP装置と略記するを用いる。L-ICP装置は発光分析装置の一種であり、10mm長さの測定において約100点の測定、つまり100μm毎の測定が可能である。このため、マクロ偏析を十分に評価することができる。鋼板を圧延方向に直交する方向に切断し、得られた断面において、板厚方向の中心部分を含むように板厚方向で10mm長さの測定領域を設定する。この測定領域をL-ICP装置により測定し、得られた100点における各元素の測定データ含有量の平均値をその元素の平均含有量と定義する。そして、各元素について、測定データのうちの最高値最高含有量を平均含有量で除して得られる数値を、その元素の偏析度とする。レーザーのビーム径は約1mm程度であるため、各測定点において測定される含有量はこのビーム径の範囲の平均値となる。一方、介在物の大きさは通常は数μm程度、大きいとされるものでも数10μm程度である。したがって、各測定点において測定された含有量には、その測定点における介在物の存在密度の影響が十分に反映されている。それゆえ、上記の偏析度を評価することにより、介在物の偏析の程度を定量的に把握することができる。Nbの偏析度が160以上の場合には、粗大なNb炭窒化物が相当量形成されている可能性が高い。このため、HICの発生が懸念される。一方、Mnの偏析度が140以上の場合には、MnSが相当量形成されている可能性が高い。このため、この場合もHICの発生が懸念される。それぞれの偏析度の下限は設定されない。10に近ければ近いほど好ましい。3.その他の特性本発明に係る鋼板は、次の耐HIC特性および耐破壊特性を有する。1耐HIC特性一般的に、耐HIC特性の評価には、NACEStandardTM0284に規定される05酢酸5NaClの1バールH2S飽和溶液pH:約3、25°C以下、NACE溶液と呼ばれるが使用される。しかし、このNACE溶液を用いた試験条件NACE条件と呼ばれるは、実腐食環境とは大きく異なる。実腐食環境は、NACE条件よりずっと穏やかであり、具体的にはpHがより高く、H2Sを溶液に含有させるために飽和するまで溶液に供給される気体に含まれるH2Sの分圧本発明において、飽和H2S分圧ともいうがより低い。腐食環境が異なる場合には腐食現象そのものが相違することもあるため、実腐食環境に近い試験条件で評価を行うことが望ましい。耐HIC特性の評価において、実腐食環境と同じ腐食現象が起こる腐食条件は、図1に示されるMildSour領域領域IIIおよびTransition領域領域IIである。従って、この領域IIおよび領域IIIの範囲内の条件で耐HIC特性を評価することが望ましい。上記領域IIとIIIとを合体させた領域は、飽和H2S分圧PH2SおよびpHが下記式A~Cを満たす領域である:0003×105Pa<PH2S<001×105Pa、かつ35≦pH≦60A、001×105Pa≦PH2S<1×105Pa、35≦pH≦60、かつpH≧logPH2S105Pa55B、1×105Pa<PH2S≦10×105Pa、かつ55≦pH≦60C。より詳しく説明すると、図1に示したMildSour領域領域IIIは、実腐食環境における条件と想定される条件をほぼ含んでいる。従って、この領域IIIの範囲内の試験条件でNACE試験に使用されると同様の塩化ナトリウム含有酢酸水溶液中に96時間25°C浸漬した試料の割れ面積率を測定し、その面積率が50以下であれば、実腐食環境において求められる耐HIC特性を有していると判断することができる。一方、図1に示したTransition領域領域IIは、実腐食環境よりはやや厳しい条件であるものの、腐食現象は実腐食環境とほぼ同一であると想定される領域である。この領域IIの範囲内の試験条件において上と同様の試験を行ったときにも割れ面積率が50以下であれば、実腐食環境において求められる耐HIC特性を安定的に有していると判断される。これに対し、図1に示されるSour領域領域Iは、実腐食環境より腐食性が厳しいだけでなく、割れの発生をもたらす腐食現象が実腐食環境でみられるものとは異なる可能性が高くなる。そのような腐食現象が実腐食環境と相違している条件で試験しても、実際の耐HIC特性を適切に判定することができない。図1に示すように、pHが3付近5NaCl-05酢酸水溶液、飽和H2S分圧が1バール=105PaであるNACE条件は、領域Iに含まれる。また、同じ飽和H2S分圧の人工海水を用いるBP条件NACETM0284SolutionBも、やはり領域Iに含まれる。つまり、従来の試験条件であるNACE条件やBP条件は、領域I内に含まれ、実腐食環境での耐HIC特性を評価するという目的に対しては適当ではない。以上の知見に基づいて、本発明では、領域II内において比較的腐食性が厳しい条件である、飽和H2S分圧PH2Sが001×105PaおよびpHが40図1の点Aという試験条件を採用する。即ち、飽和H2S分圧PH2Sが001×105PaおよびpHが40の5塩化ナトリウム含有酢酸水溶液25°Cに96時間浸漬した後の割れ面積率により耐HIC特性を評価する。水溶液のpHは酢酸濃度により40に調整される。上述したように、領域II内に含まれるこの条件で試験した時の割れ面積率が50以下であれば、実腐食環境において求められる耐HIC特性を安定的に有していると判断することができる。本発明に係る鋼板の上記条件で測定した割れ面積率は、好ましくは30以下、より好ましくは20以下、さらにより好ましくは10以下である。割れ面積率が0であれば、最も好ましい。2耐破壊特性本発明に係る鋼板は、板厚が6mm以上40mm以下の鋼板についてDWTT試験を-30°Cで行ったときの延性破面率DWTT-SA-30が85以上である。この板厚の範囲内で上記の特性を有することにより、優れた耐破壊特性を備え、厚肉のラインパイプを寒冷地域向けに提供することが実現される。この延性破面率は、好ましくは90以上、より好ましくは95以上、最も好ましくは100である。上記1および2の特性評価のための試験材を鋼板から採取する位置は特に限定されない。しかし、鋼板の圧延方向および鋼板の幅方向の端部はその他の主要な部分とは若干機械特性が異なる場合もあるため、これらの部分から試験材を採取しないことが好ましい。その一方で、耐HIC特性の評価では、最も偏析が生じやすい部分、すなわち鋼板の中心部を含むように試験材を採取することが好ましい。4.製造方法本発明に係る好ましい製造方法について説明する。製鋼過程においては、C、PおよびSの含有量を十分に低下させるとともに、酸化物の含有量やその形態を適切に制御するために、IRInjectionRefiningおよびCa添加による介在物処理を行うことが好ましい。得られた溶鋼からスラブを得るために連続鋳造を行う際には、水冷条件、圧下条件、鋳込み速度を適正な値に保つことにより、鋳込み時に偏析の発生を抑制することが好ましい。得られたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る。本発明に係る製造方法では、熱間圧延鋼板において、スラブ加熱、最終圧延、およびその後の冷却を次のように制御することにより、本発明に係る鋼板を安定的に得ることを実現している。1スラブ加熱連続鋳造により得られたスラブを、下記式iの関係を満たす加熱温度T単位:°Cで加熱する。677073>T≧6770273ここで、上記式iにおける各元素記号は質量でのその元素の含有量を意味する。この範囲の温度Tでスラブを加熱することにより、耐HIC特性を低下させるNb系炭窒化物を固溶することと、耐破壊特性を低下させるオーステナイトの粒径の粗大化を抑制することとが両立される。スラブの加熱温度がこの温度域より低いと、Nb系炭窒化物の残留が顕著となるため、耐HIC特性の低下が懸念される。一方、この温度域を超えた温度でスラブを加熱すると、オーステナイトの粒径の粗大化が顕著となるため、耐破壊特性の低下が懸念される。スラブの加熱時間は特に限定されないが、過度に短い場合にはNb系炭窒化物の残留が懸念され、過度に長い場合にはオーステナイトの粒径の粗大化が懸念される。したがって、スラブの加熱時間は180分間以上480分間以下とすることが好ましい。2最終圧延上記の加熱により得られたスラブについて、スケール除去機により表面についたスケールを除去した後、熱間圧延を開始する。本発明では、Ar3点-60°C以上、Ar3点以下の温度範囲で最終圧延を完了させる熱間圧延を行う。Ar3点°Cは次の式iiにより定義される。Ar3910310×C80×Mn20×Cu15×Cr55×Ni80×Mo035×ii上記式iiにおいて、各元素記号は質量でのその含有量を意味し、tは最終圧延完了後の鋼板の厚み単位:mmを意味する。最終圧延を[Ar3点-60°C]以上、Ar3点以下の温度域で完了させると、鋼組織を二相組織とすることが実現される。このため、鋼板の耐破壊特性が向上する。これに対し、最終圧延を完了させたときの温度以下、最終圧延完了温度というがAr3点超になると、最終圧延が完了した段階でもオーステナイト単相となっているため、その後の冷却過程においてオーステナイトの粒径が過度に成長することが懸念される。一方、最終圧延完了温度がAr3点-60°C未満では、Mnが偏析することが懸念される。なお、圧延率は特に限定されない。一般的には60以上100以下であり、過度に圧延率が高い場合には圧延能率の低下が懸念される。3最終圧延後の冷却上記の最終圧延が完了したら、得られた鋼板を直ちに10°C/sec以上の冷却速度で冷却する。このように急速冷却することで、CやPなどの合金元素の拡散が抑制される。それゆえ、偏析の生成が抑制され、耐HIC特性の劣化が抑制される。ここで、直ちにとは、おおむね1秒間以内を意味する。最終圧延完了から冷却開始までの時間が長くなると、この間に合金元素の拡散が進行し、偏析の生成が促進されることが懸念される。冷却速度の上限は設定されない。冷却速度が過度に高くなると設備負荷が過大となるため、一般的には200°C/sec程度を上限とすることが好ましい。冷却停止温度は400°C以上600°C以下の範囲とする。冷却停止温度が過度に低いとマルテンサイトなどの硬化相の形成が懸念され、過度に高いと合金元素の拡散に基づく偏析の促進が懸念される。なお、冷却方法は限定されないが、水冷が一般的である。こうして得られた本発明に係る鋼板から任意の適当な製管法により鋼管に成形された鋼管は、高強度で、耐破壊特性および耐水素誘起割れ特性に優れているので、ラインパイプとして使用することができる。本発明に係る鋼板の厚みは特に制限されないが、いわゆる厚板すなわち、板厚6mm超を対象とする。板厚は好ましくは15mm以上であり、より好ましくは25mm以上である。板厚の上限は特に制限されないが、一般には40mm程度である。板厚25mm以上の厚板の鋼管は、一般には継目無鋼管またはUOE鋼管である。本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。表1に示す化学組成を有する溶鋼を、厚さ300mm、幅1300~2300mmの垂直曲げ型スラブ連続鋳造機を用いて06~10m/minの鋳造速度で連続鋳造してスラブを得た。表1における-との表示は、当該元素の積極的な添加は行わず、それゆえ不純物レベルの含有量であることを意味する。得られたスラブを、表2に示す温度まで加熱して300分間保持し、この加熱保持が終了したスラブに対して、表2に仕上温度として示す仕上圧延完了温度で熱間熱延を行った。圧延率は70以上100以下であった。圧延完了後、直ちに水冷を行って、10°C/sec以上40°C/sec以下の冷却速度で400°C以上600°C以下の範囲に冷却した。その後、室温まで放冷した。圧延完了後の鋼板の厚さは表2に示したとおりであった。こうして得られた鋼板を圧延方向に直交する方向で切断し、耐HIC特性の評価、耐破壊特性の評価、引張強度の測定、および偏析度の測定のために、それぞれ適切な形状の試験片を採取した。なお、これらの試験片の採取にあたっては、断面部が測定領域となり、かつ鋼板の板厚方向中心部が含まれるように採取し、中心偏析部の影響を確認できるようにした。得られた試験片を用いて、耐HIC特性の評価、耐破壊特性の評価、引張強度TSの測定、および偏析度の測定を行った。耐HIC特性の評価では、pHが40で、H2S分圧が001×105Pa残部:窒素の気体で飽和させた、5のNaClを含有する酢酸水溶液25°Cに96時間浸漬させたのち、割れ面積率CAR、crackingarearatioを測定した。CARが5以下の場合を良好と判断した。耐破壊特性の評価では、DWTT試験を-35°Cで行った。破断面の観察を行い、延性破面率を測定した。延性破面率が85以上の場合を良好と判断した。引張強度は520MPa以上の場合を良好と判断した。NbおよびMnの偏析度は、上述のL-ICP装置島津社製ICPV-1017を用いた測定方法により測定した。なお、測定範囲は中心偏析部を挟んだ10mmであり、測定点数は100、各測定点における測定領域は直径1mmの円形である。Nbについては偏析度が16未満である場合に、Mnについては偏析度が14未満である場合に良好と判断した。鋼組織の評価方法は次のとおりである。圧延方向に直交する方向の断面の中心点を、走査型電子顕微鏡を用いて500倍で観察し、組織の構成を特定した。また、この観察により得られた観察画像について画像処理することにより、ベイナイトの面積率を求めた。評価結果を表2に示す。なお、表1および2において、化学組成、製造条件および鋼板の特性を示す数値に下線が付されたものは、本発明の範囲外であることを意味している。実施例1から7に示される本発明の鋼板については、耐破壊特性および耐HIC特性の双方が良好であって、しかも520MPa以上の強度を有する好適な結果が得られた。実施例8に示される比較材の鋼板については、スラブの加熱温度が高すぎるためオーステナイト粒径が肥大化し、耐破壊特性が劣化した。実施例9に示される比較材の鋼板については、仕上圧延完了温度が高すぎるためオーステナイト粒径が肥大化し、耐破壊特性が劣化した。実施例10および11に示される比較材の鋼板については、それぞれNbおよびTiの含有量が高すぎるため、結果的に偏析度が上昇し、HICが発生した。"