鋼の化学成分が、質量で、C:0.08~0.14、Si:0.02~0.30、Mn:1.00~1.60、Al:0.001~0.030、P:0.025以下、S:0.015以下、Ti:0.005~0.015、Nb:0.001~0.004、N:0.0010~0.0060、B:0.0005~0.0020、を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなり、かつ、下記式1で示される炭素等量Ceqが、0.32≦Ceq≦0.38であることを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。Ceq=CMn/6CrMoV/5NiCu/151鋼の化学成分が、さらに、質量で、Cu:1.00以下、Cr:0.10以下、Mo:0.10以下、V:0.10以下、W:0.10以下、の1種又は2種以上を含有することを特徴とする、請求項1に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。鋼の化学成分が、さらに、質量でCa:0.0020以下、Mg:0.0020以下、の1種又は2種を含有することを特徴とする、請求項1又は請求項2に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。請求項1~3のいずれかを満足する化学成分を有する鋼スラブをAc3変態点以上、1250°C以下の温度に加熱し、950°C以下での累積圧下率が30以上の圧延を行った後、5°C/sec以上の冷却速度で200~650°Cの温度まで冷却することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板の製造方法。請求項1~3のいずれかを満足する化学成分を有する鋼スラブをAc3変態点以上、1250°C以下の温度に加熱し、950°C以下での累積圧下率が30以上の圧延を行った後、5°C/sec以上の冷却速度で室温~650°Cの温度まで冷却し、その後、500~650°Cの温度で焼き戻しすることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板の製造方法。上述した問題点に鑑み、本発明では著しいコスト増加を招くような合金元素の添加なしに、特に超大入熱溶接、更には大入熱溶接、小入熱溶接においてもHAZ靭性に優れ、かつ、引張強度が450~620MPaの高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者は、上記の課題を解決すべく、従来広く用いられている引張強度が450~620MPaの高張力厚鋼板の超大入熱溶接HAZ靭性を改善するための成分設計指針において綿密な検討を行った。その結果以下a、bに述べる知見を得た。a超大入熱HAZ靭性を改善するためには、Nbの低減が有効である。しかしながら、継手強度を確保するために、Nbの添加は必要であり、その効果を得るために、0.001~0.004とすることが有効である。b大入熱溶接HAZ靭性を改善する手段として、オーステナイト粒内からフェライトを析出させ、HAZ組織を微細フェライト化する手法が知られているが、その効果を得るために、B添加をすることにより、BN等のフェライト生成核を増加させ、粒界にBを析出させる事により、粒内からのフェライトの生成をより促進することで、HAZ組織の微細化が可能である。本発明は上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は次の通りである。1鋼の化学成分が、質量で、C:0.08~0.14、Si:0.02~0.30、Mn:1.00~1.60、Al:0.001~0.030、P:0.025以下、S:0.015以下、Ti:0.005~0.015、Nb:0.001~0.004、N:0.0010~0.0060、B:0.0005~0.0020、を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなり、かつ、下記式1で示される炭素等量Ceqが、0.32≦Ceq≦0.38であることを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。Ceq=CMn/6CrMoV/5NiCu/1512鋼の化学成分が、さらに、質量で、Cu:1.00以下、Cr:0.10以下、Mo:0.10以下、V:0.10以下、W:0.10以下、の1種又は2種以上を含有することを特徴とする、上記1に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。3鋼の化学成分が、さらに、質量でCa:0.0020以下、Mg:0.0020以下、の1種又は2種を含有することを特徴とする、上記1又は2に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。4上記1~3のいずれかを満足する化学成分を有する鋼スラブをAc3変態点以上、1250°C以下の温度に加熱し、950°C以下での累積圧下率が30以上の圧延を行った後、5°C/sec以上の冷却速度で200~650°Cの温度まで冷却することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板の製造方法。5上記1~3のいずれかを満足する化学成分を有する鋼スラブをAc3変態点以上、1250°C以下の温度に加熱し、950°C以下での累積圧下率が30以上の圧延を行った後、5°C/sec以上の冷却速度で室温~650°Cの温度まで冷却し、その後、500~650°C以下の温度で焼き戻しすることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板の製造方法。本発明の厚鋼板は、溶接条件に制約されることなく溶接熱影響部の靭性、及び、強度を優れたものとすることができ、そして、その厚鋼板の製造方法では、生産性の低下を招いたり、成分コストを著しく増加させることなく、また、製造上の制約なしに、安定して製造する事が可能となるという顕著な効果を奏する。以下、本発明を詳細に説明する。本発明者は、引張強度が450~620MPaの高張力厚鋼板について、著しいコスト増加を招くような合金元素の添加なしに、超大入熱溶接のHAZ靭性を向上させることについて鋭意研究をした。その結果、比較的安価なNbとBの添加量によって、HAZ靭性が特段によくなることを見出した。その試験結果について説明する。図1は、継手靭性におよぼすNb添加量の影響を調査したものである。添加成分は、C:0.08~0.12、Si:0.20~0.30、Mn:1.30~1.60、Al:0.020~0.030、P:0.025以下、S:0.015以下、Ti:0.005~0.010、N:0.0020~0.0040、B:0.0005~0.0010、Ceq:0.32~0.36に固定し、Nb添加量を種々変化させ、継手靭性値FL20°Cを調査した。その結果、Nb添加量を0.001~0.004にすることにより、超大入熱の継手靭性FL20°Cは著しく向上した。このため、超大入熱溶接を実施した際、継手靭性はNbを0.005以上含有させると、シャルピー値は急激に悪化するため、0.004以下とする事が必要であることが分かった。図2は、継手強度におよぼすNb添加量の影響を調査したものである。添加成分は、C:0.08~0.12、Si:0.20~0.30、Mn:1.30~1.60、Al:0.020~0.030、P:0.025以下、S:0.015以下、Ti:0.005~0.010、N:0.0020~0.0040、B:0.0005~0.0010、Ceq:0.32~0.36に固定し、Nb添加量を種々変化させ、継手強度を調査した。上記成分範囲で、Nbを0.001以上添加する事により継手強度は、目的とする450~620MPaを満足した。このため、継手強度を満足するためにはNbを0.001以上含有させる事が必要であることが分かった。また、B添加をすることにより、BN等のフェライト生成核を増加させ、粒界にBを析出させる事により、粒内からのフェライトの生成をより促進することで、HAZ組織の微細化が可能で、大入熱溶接HAZ靭性を改善できるものと推定される。本発明では、これらの試験結果に基づいて、溶接熱影響部の靭性に優れた引張強度が450~620MPaの高張力厚鋼板の成分設計を行なったもので、成分限定理由は以下の通りである。ここで、成分についてのは、質量を意味する。C:0.08~0.14Cは鋼材の強度確保の為に有用な元素であるが、この効果を有効に発揮させるためには、0.08以上含有させる必要がある。過剰に添加すると母材、及び、溶接部の靭性の劣化を招くため上限を0.14とする。好ましくは0.09~0.12とする。Si:0.02~0.30Siは脱酸に必要な元素であるが、その効果を有効に発揮させるためには、0.02以上含有する必要がある。過剰に添加すると、溶接部の靭性の劣化を招くため上限を0.30とする。好ましくは0.10~0.20とする。好ましくは0.10~0.20とする。Mn:1.00~1.60Mnは強度と母材靭性の向上を目的として添加するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、1.00以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に添加すると、溶接部の靭性を劣化させるため上限を1.60とする。好ましくは1.20~1.50とする。Al:0.001~0.030AlはSiと同様、脱酸の為に必要であり、結晶粒を微細化して靭性向上に寄与するが、その効果を有効に発揮させるためには、0.001以上含有する事が必要である。過剰に添加すると靭性劣化を生じるため、上限を0.030とする。好ましくは0.005~0.020とする。P:0.025以下Pは、鋼中では不可避不純物として存在する元素であり、0.025を超えて多量に含有させると、母材靭性、及び、溶接部靭性を低下させるため、上限を0.025とする。好ましくは0.020以下とする。S:0.015以下Sは鋼中に硫化物として存在する元素であり、0.015を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるため、上限を0.015とする。好ましくは、0.010以下とする。Ti:0.005~0.015Tiは鋼中にTiNとして微細分散する事により、継手靭性を改善する。その効果は、Ti0.005以上で効果があるが、過剰にTiを添加すると、継手靭性の劣化を招くので上限を0.015とする。好ましくは0.007~0.012とする。N:0.0010~0.0060Nは、TiNとして鋼中に微細分散する事により、継手靭性を改善する。添加量は、0.0010以上で効果があるが、添加しすぎると、微細分散した粒子の粗大化を招くため上限を0.0060とする。好ましくは、0.0020~0.0040とする。Nb:0.001~0.004Nbの低減は本発明の特徴の一つである。継手強度確保に有効な元素であるため、下限を0.001とする。但し、溶接部の硬化による、HAZ靭性の低下を引き起こすため上限を0.004とする。B:0.0005~0.0020Bは溶接熱影響部でTiNの溶解によるNをBNとして固定し、溶接部靭性の劣化を抑制する。更に、粒界に固溶Bを偏析させることにより、粒内からのフェライト変態を促進し、HAZ部の組織を微細化する。固溶Bを確保し、粒界に偏析させるためには、0.0005以上添加する事が必要であり、0.0020以上添加してもその効果は飽和するため上限を0.0020とする。好ましくは0.0010~0.0015とする。以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、鋼のHAZ靭性を劣化させることなく、強度を改善する成分として、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。Cu:1.00以下0を含まない、Cr:0.10以下0を含まない、Mo:0.10以下0を含まない、V:0.10以下0を含まない、W:0.10以下0を含まないのうちから選んだ、1種、または、2種以上を含有させることができる。Cu、Cr、Mo、V、及び、Wはいずれも、主に固溶強化によって強度を上昇させる元素であり、必要に応じて添加する。しかしながら、目的とする、強度レベルが450MPa~620MPaであることから、積極的に含む必要はなく、夫々の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するので、それぞれ上記の範囲で添加させるのが好ましい。更に上限を超えて添加することにより、島状マルテンサイトMAの生成が認められるため、HAZ靭性の低下に繋がる事が懸念される。Ca:0.0020以下、Mg:0.0020以下の1種又は2種Ca、Mgは、酸化物、硫化物を形成して、鋼中に分散して、ピンニング効果によってHAZのオーステナイト粒径を微細化する効果があるが、0.0020を超えて添加することにより、酸化物、硫化物が粗大化し、HAZ靭性を低下させるため、夫々の上限を0.0020とする。炭素当量Ceq:0.32~0.38炭素当量Ceqは母材強度、継手強度を確保するために有効であり、目的とする母材強度、継手強度を満足するために下限を0.32とする。但し、0.38を超えると継手靭性の著しい劣化を招くので炭素当量Ceqの範囲を0.32~0.38とする。なお、炭素当量Ceqは、公知の下記式1にしたがって求めたものである。Ceq=CMn/6CrMoV/5NiCu/151上記式中に記載の成分元素は、鋼板中に添加して含有されている各成分の質量であり、添加されていない成分元素は0としたが、Niは不可避元素の質量である。本発明は、引張強さが450MPa以上で、超大入熱HAZ靭性に優れた高張力鋼を対象にしているが、入熱量が小さい鋼板においても同じく優れた特性を得る事が可能である。なお、本発明における厚鋼板とは、板厚が10mm以上を対象とするが、50mm以下であることが好ましい。また、溶接熱影響部の靭性に優れたとは、vTrsが-40°Cを満足し、更に継手特性は、継手引張強度450MPa以上を有し、継手靭性は-20°Cにおけるシャルピー吸収エネルギーが100J以上を満足するものを意味する。本発明の厚鋼板の製造方法は、上記範囲に調整した成分の溶鋼を、転炉等の方法で溶製した後、連続鋳造等により鋳造して製造すればよい。その後、加熱炉にて加熱し、粗圧延機により粗圧延し、仕上げ圧延機により仕上げ圧延し、冷却設備により冷却すればよい。HAZ靭性は、一旦造り込んだ組織においても、溶接により高温とすることで組織がリセットされるため、製造条件は、その時に目的とする母材強度、母材靭性レベルにより、適宜変更すればよく好ましい条件は以下とする。加熱温度:Ac3変態点~1250°C圧延前の組織を均一な整粒オーステナイと組織にするためには、Ac3変態点例えば950°C以上とする事が好ましく、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Ac3変態点~1250°Cの範囲が好ましい。950°C以下での累積圧下率:30以上950°C以下オーステナイト未再結晶域で十分な圧下率の圧延を施すことは、低Nbの条件下で、組織の粗大化による、母材靭性劣化を抑制するために、重要である。そのためには、オーステナイト未再結晶域における累積圧下率は少なくとも30以上、望ましくは50以上が好ましい。累積圧下率の上限は特に限定するものではないが、95を上限とするのが現実的である。なお、本発明のオーステナイト未再結晶温度域は、概ね700~950°Cの範囲である。なお、本発明による、圧延終了温度は、650~850°Cが好ましい。それは、850°Cを超えると母材靭性の劣化を招くこととなり、650°C未満に低くなると、変態点を割るために、生成したフェライト、又は、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。そのため、圧延終了温度は650~850°Cが好ましい。また、圧延後の冷却開始温度は、特段温度待ちをさせる必要はなく、圧延終了後速やかに冷却開始する事が好ましい。特に、目的とする強度レベルに合わせて開始温度は決定するが好ましくは600~850°Cとする。冷却速度5°C/sec以上、冷却停止温度:200~650°C冷却停止温度は、目標とする強度レベルに応じて変更すればよいが、強度確保の効果を十分に発揮させるためには5°C/sec以上の冷却速度で650°C以下とする事が好ましい。なお、冷却速度の上限は特に限定するものではないが500°C/secとすることがさらに好ましい。冷却停止温度が200°C未満となると、ベイナイト-ラス間に島状マルテンサイトMA相を形成し、母材靭性が著しく低下するため、冷却速度5°C/sec以上での冷却停止温度の下限は200°Cとする。冷却速度5°C/sec以上、冷却停止温度:室温~650°C、焼き戻し温度:500~600°C冷却停止温度は、目標とする強度レベルに応じて変更すればよいが、強度確保の効果を十分に発揮させるためには5°C/sec以上の冷却速度で650°C以下~室温焼き戻し処理をする場合とすることが好ましい。なお、冷却速度の上限は特に限定するものではないが500°C/secとすることがさらに好ましい。上記した冷却処理の後、更に焼き戻し処理を施す。この焼き戻し処理は、冷却時に生成した島状マルテンサイトMA相の分解、または、ベイナイトの強度、靭性の調整により、靭性を向上させるために施すものであるが、処理温度が500°Cに満たないと上記効果が認められず、一方650°Cを超えると強度が著しく低下してしまうので、焼き戻し温度は500~650°Cとする事が好ましい。上記の工程により、引張強さが450~620MPaであり、超大入熱HAZ靭性に優れた厚鋼板を得る事できる。この時、加熱条件、圧延条件、冷却条件は、目的とする、強度、靭性レベルに合わせて調整する事が好ましい。以下、実施例に基づいて本発明の効果を説明する。表1に示す種々の成分組成からなる溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊に鋳造した。その後、表2に示す条件で、加熱処理、圧延処理、及び、冷却処理を施して、板厚20~50mmの厚鋼板とした。こうして得られた厚鋼板の母材特性について調査した結果を表3に示す。また、併せて、表3に超大入熱1パス継手溶接、及び、多層盛りCO2継手溶接を行ったときの、溶接熱影響部HAZの靭性について調査した結果を示す3本試験した中のmin値、FL20°C。表3に示すように、発明鋼No.1~12は、いずれも母材強度450~620MPaを有し、また、vTrsが-40°Cを満足する。更に継手特性は、継手引張強度450MPa以上を有し、継手靭性は-20°Cにおけるシャルピー吸収エネルギーが100J以上と極めて良好な結果が得られた。これに対して、表1に示すように比較鋼No.13~28は、本発明の成分範囲の要件を満たしておらず、比較鋼No.29、30は、本発明の炭素当量Ceqの範囲外である。本発明鋼と比較鋼とを対比すると、表3に示すように、母材特性の靭性vTrsについては、比較鋼No.14、20、22、30が劣っていて、太径EGW溶接継手特性の継手引張強さMPaについては、比較鋼No.13、22、30が劣り、太径EGW溶接継手特性のHZA靭性FLについては、比較鋼No.14~21、23~30が劣っていた。さらに、多層盛りCO2溶接継手特性については、比較鋼No.16、18、25が劣っていた。以上の実施例に示すように、本発明によれば、著しいコスト増加を招くような合金元素の添加なしに、特に超大入熱継手溶接や多層盛りCO2継手溶接においてもHAZ靭性に優れ、かつ、引張強度が450~620MPaの高張力厚鋼板を得ることができた。