"質量で、C:0.10~0.25、Si:0.05~1.5、Mn:0.5~2.0、Cr:0.3~2.2、Mo:0.2~1.4、V:0.001~0.024、Al:0.005~0.1、N:0.0005~0.006、P:0.02以下、S:0.005以下およびB:0.0003~0.003を含有し、かつ下記1式の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、体積分率で95以上がマルテンサイト組織で、かつ該マルテンサイト組織における旧オーステナイト粒の平均粒径が円相当径で20μm以下の鋼組織を有し、引張強さが1150MPa以上であることを特徴とする曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板。記0.60≦Cr0.6Mo-9.5V≦1.301但し、Mは、M元素の鋼中含有量質量前記鋼板の鋼組織における板厚1/4位置での{111}面の集積度が0.8~1.3で、かつ板厚1/4位置での{100}面の集積度が0.7~1.2であることを特徴とする請求項1に記載の曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板。前記鋼板が、質量で、さらにNb:0.05以下、Ti:0.1以下、Cu:2以下およびNi:4以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高張力鋼板。前記鋼板が、質量で、さらにCa:0.01以下、REM:0.02以下およびMg:0.01以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1乃至3のいずれかに記載の高張力鋼板。質量で、C:0.10~0.25、Si:0.05~1.5、Mn:0.5~2.0、Cr:0.3~2.2、Mo:0.2~1.4、V:0.001~0.024、Al:0.005~0.1、N:0.0005~0.006、P:0.02以下、S:0.005以下およびB:0.0003~0.003を含有し、かつ下記1式の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧延により熱延板としたのち、Ac3点以上の温度に再加熱し、ついで2°C/s以上の平均冷却速度で300°C以下の温度まで冷却したのち、300~600°Cの温度域で焼戻し処理を施すことを特徴とする、引張強さが1150MPa以上で曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板の製造方法。記0.60≦Cr0.6Mo-9.5V≦1.301但し、Mは、M元素の鋼中含有量質量前記焼戻し処理後の鋼組織について、板厚1/4位置での{111}面の集積度を0.8~1.3とし、かつ板厚1/4位置での{100}面の集積度を0.7~1.2とすることを特徴とする、請求項5に記載の曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板の製造方法。前記鋼片が、質量で、さらにNb:0.05以下、Ti:0.1以下、Cu:2以下およびNi:4以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項5または6に記載の高張力鋼板の製造方法。前記鋼片が、質量で、さらにCa:0.01以下、REM:0.02以下およびMg:0.01以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項5乃至7のいずれかに記載の高張力鋼板の製造方法。前掲した特許文献1,2の開発により、強度と加工性に優れた鋼板が得られるようになったが、これら特許文献1,2の技術をもってしても、強度レベルがさらに上昇したり、板厚がさらに増大した場合には、加工性や低温靱性の劣化が避けられなかった。また、特許文献3には、曲げ加工性に関して何ら言及されていないため、この点について発明者らが検討したところ、十分な曲げ加工性と強度を両立することはできないことが判明した。さらに、特許文献4では、曲げ加工性について考慮されておらず、また鋼の製造工程の中で焼入れのための加熱に際し、板厚中心部における平均加熱速度で5°C/s以上の加熱速度を必要とするため、特殊な設備を必要とするところに問題を残していた。上述したように、従来の技術では、建設産業機械等で要求される引張強さと板厚の鋼材に対して、十分な加工性と低温靱性を付与することができなかったため、優れた加工性と低温靱性を兼ね備える高張力鋼板の開発が要望されていた。また、最近では、加工性の中でも、特に上述した建設産業機械への適用時に主要な成形手段である曲げ加工性が重要視されるようになってきている。すなわち、高強度を保持した上で、曲げ加工性に優れること、換言すると、割れずに鋼材を曲げることができる限界半径を従来よりも小さくすることが要求されている。本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、引張強さが1150MPa以上で、板厚が7~50mm程度の鋼板に対して、優れた曲げ加工性と低温靱性を付与した高張力鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。さて、発明者らは、曲げ加工性に優れた鋼材を得るため、主に製造条件が曲げ加工性に及ぼす影響について鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。a高強度を得る目的に対しては有効な手段であるとされる制御圧延と直接焼入れの組合せによる製造方法は、集合組織の発達をもたらすため、曲げ加工性に対してはむしろ劣化させる原因となる。しかしながら、直接焼入れに代えて焼入れ焼戻しによる調質処理を採用することにより、曲げ加工性を大幅に向上させることができる。さらに、良好な曲げ特性を実現するためには、その集合組織を適正な範囲に制御することが好ましい。b一方で、焼入れ焼戻しによる製造では、直接焼入れに比べると高強度が得難くなるが、この点については、成分を厳格に制御することにより、高強度と曲げ加工性の両立が可能となる。本発明は、上記の知見にさらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。1.質量で、C:0.10~0.25、Si:0.05~1.5、Mn:0.5~2.0、Cr:0.3~2.2、Mo:0.2~1.4、V:0.001~0.024、Al:0.005~0.1、N:0.0005~0.006、P:0.02以下、S:0.005以下およびB:0.0003~0.003を含有し、かつ下記1式の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、体積分率で95以上がマルテンサイト組織で、かつ該マルテンサイト組織における旧オーステナイト粒の平均粒径が円相当径で20μm以下の鋼組織を有し、引張強さが1150MPa以上であることを特徴とする曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板。記0.60≦Cr0.6Mo-9.5V≦1.301但し、Mは、M元素の鋼中含有量質量2前記鋼板の鋼組織における板厚1/4位置での{111}面の集積度が0.8~1.3で、かつ板厚1/4位置での{100}面の集積度が0.7~1.2であることを特徴とする、前記1に記載の曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板。3.前記鋼板が、質量で、さらにNb:0.05以下、Ti:0.1以下、Cu:2以下およびNi:4以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする前記1または2に記載の高張力鋼板。4.前記鋼板が、質量で、さらにCa:0.01以下、REM:0.02以下およびMg:0.01以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする前記1乃至3のいずれかに記載の高張力鋼板。5.質量で、C:0.10~0.25、Si:0.05~1.5、Mn:0.5~2.0、Cr:0.3~2.2、Mo:0.2~1.4、V:0.001~0.024、Al:0.005~0.1、N:0.0005~0.006、P:0.02以下、S:0.005以下およびB:0.0003~0.003を含有し、かつ下記1式の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧延により熱延板としたのち、Ac3点以上の温度に再加熱し、ついで2°C/s以上の平均冷却速度で300°C以下の温度まで冷却したのち、300~600°Cの温度域で焼戻し処理を施すことを特徴とする、引張強さが1150MPa以上で曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板の製造方法。記0.60≦Cr0.6Mo-9.5V≦1.301但し、Mは、M元素の鋼中含有量質量6前記焼戻し処理後の鋼組織について、板厚1/4位置の{111}面の集積度を0.8~1.3とし、かつ板厚1/4位置での{100}面の集積度を0.7~1.2とすることを特徴とする、前記5に記載の曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板の製造方法。7.前記鋼片が、質量で、さらにNb:0.05以下、Ti:0.1以下、Cu:2以下およびNi:4以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする前記5または6に記載の高張力鋼板の製造方法。8.前記鋼片が、質量で、さらにCa:0.01以下、REM:0.02以下およびMg:0.01以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする前記5乃至7のいずれかに記載の高張力鋼板の製造方法。本発明によれば、引張強さが1150MPa以上で、しかも曲げ加工性、さらには低温靱性に優れる高張力鋼材を得ることができ、産業上極めて有用である。以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発明において、鋼材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について述べる。なお、以下の説明においてで示す単位は、特に記載がある場合を除き全て質量である。C:0.10~0.25Cは、焼入れによってマルテンサイト主体の組織とし、強度を確保するために添加するが、含有量が0.10未満ではその効果が不十分であり、一方0.25を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するだけでなく、溶接性を著しく低下させるため、C量は0.10~0.25の範囲に限定する。好ましくは0.12~0.25の範囲である。Si:0.05~1.5Siは、製鋼段階の脱酸剤および強度向上元素として有効に寄与するが、含有量が0.05未満ではその効果が不十分であり、一方1.5を超えると溶接性を著しく低下させるため、Si量は0.05~1.5の範囲に限定する。好ましくは0.15~1.0の範囲である。Mn:0.5~2.0Mnは、焼入性を高め、マルテンサイト主体の組織を得て、高強度を得るために必須の元素であり、0.5以上含有させる必要があるが、2.0を超える添加は、靭性および溶接性を著しく低下させるため、Mn量は0.5~2.0の範囲に限定する。Cr:0.3~2.2Crは、強度および靭性の向上に有用な元素である。従って、マルテンサイト主体の組織とし、高強度化する場合に積極的に添加し、特に引張強さ1150MPa以上の特性を得るためには0.3以上含有させる必要がある。より好ましくは0.55以上である。しかしながら、Cr含有量が2.2を超えると、溶接性が低下するので、Cr量の上限は2.2とする。Mo:0.2~1.4Moは、焼入れ性および強度の向上に有効に寄与するだけでなく、炭化物を形成することによって拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる効果があるので、引張強さ1150MPa以上を得るために0.2以上含有させる。好ましくは0.3以上である。しかしながら、Mo含有量が1.4を超えるとその効果は飽和に達し、むしろコストの面で不利となるので、Mo量の上限は1.4とする。V:0.001~0.024Vは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる作用があるため、0.001以上含有させる。好ましくは0.005以上である。しかしながら、本発明の焼戻し温度では、過剰のV添加は母材の強度上昇への寄与が小さく、一方で溶接性の劣化を招く。また、1150MPa級の高張力鋼の溶接継手部において、Vの炭化物や窒化物は溶接時の加熱によって粗大化し、溶接部靭性を劣化させるため、V量の上限は0.024とする。Al:0.005~0.1Alは、脱酸剤として、また結晶粒径の微細化元素として有効に寄与するが、含有量が0.005未満の場合にはその効果が十分でなく、一方0.1を超えて含有させると鋼板の表面疵が発生し易くなるため、Al量は0.005~0.1の範囲に限定する。N:0.0005~0.006Nは、TiやNbなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する。また、析出物および/または介在物の生成量に影響を及ぼし、材料の加工性に影響を及ぼす。しかしながら、含有量が0.0005未満では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方0.006を超えると析出物および/または介在物を増加させて加工性を損なうため、N量は0.0005~0.006の範囲に限定する。P:0.02以下不純物元素であるPは、焼戻し処理時に旧オーステナイト粒界等の結晶粒界に偏析しやすく、含有量が0.02を超えると隣接する結晶粒の相互の接合強度を低下させ、低温靭性や耐遅れ破壊特性を劣化させるため、P量は0.02以下に限定する。S:0.005以下不純物元素であるSは、非金属介在物であるMnSを生成しやすく、含有量が0.005を超えると、介在物の量が多くなりすぎて引張試験など延性破壊の強度が低下し、加工性を劣化させるため、S量は0.005以下に限定する。好ましくは0.002以下である。B:0.0003~0.003Bは、焼入性を高め、強度を向上させる作用を有しているので、0.0003以上含有させる。しかしながら、含有量が0.003を超えると、靭性を劣化させるので、B量の上限は0.003とする。0.60≦Cr0.6Mo-9.5V≦1.301上掲した1式は、特に強度に関する指標である。本発明で規定した引張強さ1150MPaの高強度を得るためには、Cr0.6Mo-9.5Vを0.60以上とする必要があるが、1.30を超えると溶接性および溶接部靭性の著しい低下を招くことから、Cr0.6Mo-9.5Vは0.60~1.30の範囲に限定した。好ましくは0.70~1.20の範囲である。以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明の効果を発現させるには、成分を所定の範囲に調整するだけでは不十分で、鋼組織を以下のように調整することが重要である。体積分率で95以上がマルテンサイトからなるマルテンサイト主体組織であり、マルテンサイトの平均粒径旧オーステナイト平均粒径が円相当径で20μm以下鋼組織は、体積分率で95以上がマルテンサイト組織であることが必要である。というのは、マルテンサイト組織の体積分率が95未満の場合には、鋼の強度や靱性が不足するからである。なお、マルテンサイト以外の組織の体積分率は少ない程良く、その体積分率が低い場合には影響を無視することができる。具体的には、例えば、ベイナイトやパーライト、セメンタイトなどのマルテンサイト以外の組織の合計の体積分率が5以下であれば許容できる。より好ましくは体積分率で3以下である。さらに、該マルテンサイト組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径が円相当径で20μm以下であることが必要である。この理由は、焼入れ前の組織であるオーステナイト粒が円相当径として求めた平均粒径で20μmを超える粗大粒であると、変態後のマルテンサイト組織における靱性が劣化するためである。前記焼入れ前のオーステナイト粒の形態は、その後の熱処理後、オーステナイト粒界を優先的に腐食する腐食液で腐食して、金属組織を観察することにより、いわゆる旧オーステナイト粒界として観察することができる。よって、この組織観察結果から線分法や画像処理などの方法により求められる、旧オーステナイト粒の円相当径を以って、前記加熱時のオーステナイト粒径を把握することができる。本発明では、上記した基本成分の他、所望特性に応じて、さらにNb、Ti、Cu、Ni、Ca、REMおよびMgのうちから選んだ一種または二種以上を適宜含有させることができる。Nb:0.05以下Nbは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる作用がある。このような効果を発揮させるためには、0.005以上含有させることが好ましい。一方、0.05を超える添加は強度の向上効果が小さいことに加え、溶接熱影響部の靭性劣化を招く。従って、Nbを含有させる場合には、0.05以下で含有させるものとした。Ti:0.1以下Tiは、圧延加熱時あるいは溶接時にTiNを生成してオーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させるだけでなく、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。このような効果を発揮させるためには、0.004以上含有させることが好ましい。しかしながら、0.1を超える含有は溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、Tiを含有させる場合には、0.1以下で含有させるものとした。Cu:2以下Cuは、固溶強化および析出強化によって強度を向上する作用を有している。このような効果を発揮させるためには、0.04以上含有させることが好ましい。しかしながら、Cu含有量が2を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れが生じやすくなるため、Cuを含有させる場合には、2以下で含有させるものとした。Ni:4以下Niは、靭性および焼入性を向上する作用を有している。このような効果を発揮させるためには、0.04以上含有させることが好ましい。しかしながら、Niは高価な元素であり含有量が4を超えると、実用鋼としての経済性が低下するので、Niを含有させる場合には、4以下で含有させるものとした。また、Niを過剰に含有させると、鋼板の板厚1/4位置での{111}面の集積度を0.8~1.3、板厚1/4位置での{100}面の集積度を0.7~1.2にすることが困難となるため、集合組織の観点からも、Niを含有させる場合にはその含有量を4以下とすることが好ましい。Ca:0.01以下Caは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、0.0005以上含有させることが好ましい。しかしながら、0.01を超えるCaの添加は、清浄度を低下させ、曲げ試験片の表面に微小な割れを発生させるようになるので、Caを含有させる場合には、0.01以下で含有させるものとした。REM:0.02以下REMRareEarthMetalの略、希土類は、鋼中でREMO,Sとして硫化物を生成することにより、結晶粒界における固溶S量を低減して靭性を改善する有用元素である。このような効果を発揮させるためには、0.0005以上含有させることが好ましい。しかしながら、含有量が0.02を超えると、沈殿晶帯にREM硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招くので、REMを含有させる場合には、0.02以下で含有させるものとした。Mg:0.01以下Mgは、溶銑脱硫剤として使用する場合がある。その場合には、0.0003以上含有させることが好ましい。しかしながら、0.01を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Mgを含有させる場合には、0.01以下で含有させるものとした。次に、本発明鋼板の好適な鋼組織集合組織について説明する。本発明において、集合組織は、鋼板の板厚1/4位置での{111}面の集積度が0.8~1.3で、かつ板厚1/4位置での{100}面の集積度が0.7~1.2であることが好ましい。ここで、鋼板の板厚1/4位置での{111}面の集積度とは、鋼板表面に平行な{111}面のX線回折のランダム強度比ランダムな集合組織を有する材料によるX線回折強度を1とした場合の相対比の値のことを意味し、{100}面の集積度についても同様である。鋼板の板厚1/4位置での{111}面の集積度が1.3超え、あるいは板厚1/4位置での{100}面の集積度が1.2超えの場合には、曲げ加工性が低下するので好ましくない。また、鋼板の板厚1/4位置での{111}面の集積度が0.8未満、あるいは板厚1/4位置での{100}面の集積度が0.7未満の場合には、たとえば{110}面など、{111}面や{100}面以外の面の集合組織が発達し、鋼板内の劈開破面に異方性が生じることとなり、やはり、曲げ加工性を低下させるため、好ましくない。次に、本発明の製造方法について説明する。本発明では、前記した好適成分組成に調整した鋼片を、熱間圧延し、得られた熱延板に対して焼入れ焼き戻し処理を施す。すなわち、熱延板を、Ac3点以上の温度に再加熱し、ついで2°C/s以上の平均冷却速度で300°C以下の温度まで冷却する焼入れ処理を施したのち、300~600°Cの温度域で焼戻し処理を施す。以下、各製造工程の限定理由について説明する。熱間圧延条件熱間圧延条件については特に制限はなく、常法に従って行えばよい。但し、本発明では、熱延鋼板の板厚については7~50mm程度の鋼板を対象とする。焼入れ条件焼入れ温度をAc3点以上とし、平均冷却速度:2°C/s以上で300°C以下まで冷却する焼入れ処理によって、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を完了させることにより、母材の靱性が向上する。本発明において、焼入れ処理は、熱間圧延直後の高温状態から焼入れる直接焼入れではなく、熱間圧延後の鋼をAc3点以上の温度に再加熱してから焼入れる。このいわゆる再加熱焼入れ本明細書においては、単に焼入れとも記す処理による製造プロセスを採用することによりにより、直接焼入れの場合に比べて圧延集合組織の発達が抑制され、曲げ加工性が向上することに加え、オーステナイト粒径の微細化が可能となり、高い強度と優れた靭性を両立することができる。ここに、焼入れ温度がAc3点未満では、焼入れ前のオーステナイト化が十分ではないため、目標とするマルテンサイト主体組織が得られず、鋼板の強度や靭性が十分でなく、また平均冷却速度が2°C/s未満では、マルテンサイト変態前にベイナイトなどのマルテンサイト変態温度より高温で変態する組織が生成し、目標とするマルテンサイト主体組織が得られず、鋼板の強度や靭性が低下するという問題が生じる。なお、焼入れ温度が高くなるほど変態前のオーステナイト粒径が粗大になるため、焼入れ温度はAc390°C以下とすることが好ましい。さらに、冷却停止温度が300°Cを上回っていると特に鋼板内部でのマルテンサイト変態が完了せず、鋼板の強度や靭性が低下するので、冷却停止温度は300°C以下とした。上記した冷却条件の規定において、平均冷却速度は板厚方向での冷却速度の平均値、冷却停止温度は復熱完了直後の鋼板表面の温度とする。また、Ac3点は、例えば次式によって算出することができる。Ac3=854-179.4C44.4Si-13.9Mn-17.8Ni-1.7Cr但し、Mは、M元素の鋼中含有量質量焼戻し条件冷却後、強度と靭性を調整するため、焼戻し処理を行う。この焼戻し処理において、焼戻し温度が600°Cを超えるとマルテンサイト組織の回復により強度の低下を招くと共に靭性の低下を招き、一方300°Cに満たないと本来の焼戻しの効果が得られないので、焼戻し温度は300~600°Cの範囲とする。なお、焼戻し温度域での保持時間は、特に規定しないが、生産性の観点から30min以下とすることが望ましい。上記した焼戻し条件の規定において、焼戻し温度は、鋼板表面温度測定値から伝熱計算によって求めた板厚中心部の温度とする。また、焼戻し処理の際の加熱方式としては、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射加熱および雰囲気加熱などいずれもが有利に適合する。表1に示す成分組成になる鋼鋼A~Pを溶製後、スラブに鋳造し、ついで加熱炉で加熱したのち、熱間圧延に供して種々の板厚の熱延鋼板とした。これらの熱間圧延では、スラブ加熱温度を1100~1150°C、圧延仕上温度を900~950°Cとし、圧延後は放冷とした。鋼A~Gは、本発明の成分組成範囲を満足する適合鋼であり、鋼H~Pは、本発明の成分組成範囲を逸脱した比較鋼である。ついで、得られた熱延鋼板に対し、表2に示す条件で焼入れ処理および焼戻し処理を行った。また、比較のため、直接焼入れ焼戻し処理も行った。そのときのスラブ加熱温度は1125°C、圧延仕上げ温度は800°C、直接焼入れ開始温度は770°Cとした。なお、焼戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部における温度は、放射温度計による表面の逐次における温度測定結果から、伝熱計算によって求めた。鋼組織は、鋼板のミクロ組織は、板厚方向1/2の位置から圧延方向断面を観察面として、組織観察用試験片を採取して観察した。マルテンサイトの体積分率は、ナイタール液で組織を現出し、光学顕微鏡で観察した視野250×200μm2について画像処理により測定した。また、マルテンサイト組織における旧オーステナイト粒の粒径は、同様に採取した組織観察用試験片に対してオーステナイト粒界を優先的に腐食する腐食液による腐食処理を実施後、光学顕微鏡で観察した視野500×400μm2について旧オ-ステナイト粒径円相当径の平均値を線分法にて測定した。引張試験は、JISZ2241に準拠して行い、丸棒引張試験片により降伏強度および引張強度を測定した。靭性は、シャルピー衝撃試験によって得られる-40°Cでの吸収エネルギー値で評価した。引張強さの目標値は1150MPa以上、吸収エネルギーの目標値は3本の平均値が70J以上である。また、曲げ加工性は、以下の基準により、○、×で評価した。曲げ特性はJISZ2204の1号曲げ試験片を用い、JISZ2248に準拠した曲げ試験を行った。このときの曲げ半径を板厚の15倍、曲げ角度を90°としたときの割れの有無で評価した。○:割れなし×:割れありさらに、溶接部靭性は、溶接入熱:3kJ/mmをシミュレートした再現熱サイクル試験片を作製し、シャルピー衝撃試験によって得られる-40°Cでの吸収エネルギー値で評価した。目標値は、吸収エネルギーの目標値は3本の平均値が50J以上とした。集合組織の測定は、鋼板の板厚1/4位置から板面に平行な面を切り出し、機械研磨後、化学研磨により試料表面の加工組織を除去した後、X線回折及びデータ解析をインバース法で実施した。なお、前述のように、{111}面の集積度とは、ランダムな集合組織を有する試料におけるX線回折強度を1としたときの相対的な強度比であり、{100}面の集積度についても同様である。表2に、鋼板の製造条件、組織および機械的特性を示す。表2に示したとおり、成分組成および製造条件が本発明の適正範囲を満足するNo.1~4、6~9、12、14、15、17に示した発明例はいずれも、強度、靭性、曲げ特性およびHAZ溶接熱影響部靭性のいずれもが目標値を満足している。これに対し、No.5の平均冷却速度が下限に満たない比較例は、マルテンサイト主体の組織が得られず、強度および靱性とも目標値に達しなかった。No.10,11,18に示した直接焼入れ焼戻しにより製造した比較例はいずれも、曲げ特性が目標値を満足しなかった。No.13の比較例は、焼戻し温度が低いため強度は高かったものの、靭性が目標値を満足しなかった。No.16の比較例は、焼戻し温度が高いため、強度が目標値を満足していない。No.19~27の比較例はいずれも、成分組成が本発明の適正範囲外であるため、いずれかの特性が目標値から外れていた。なお、集合組織と曲げ特性との関係については、次のとおりであった。すなわち、本発明で好適範囲として規定した、鋼板の板厚1/4位置での{111}面の集積度が0.8~1.3で、かつ板厚1/4位置での{100}面の集積度が0.7~1.2を満足した場合No.1~4、6~9、12、14、15、17、19、21、23、25はいずれも、目標の曲げ加工性を満足した。これに対し、集合組織が上記した好適範囲を満足しなかった場合No.10、11、18、27はすべて、曲げ特性が目標を満足しなかった。"