"C:0.03~0.1mass、Si:0.01~0.15mass、Mn:1.2~2.0mass、P:0.01mass以下、S:0.0005~0.0040mass、Al:0.005~0.1mass、Ni:0.1~0.6mass、Nb:0.005~0.02mass、Ti:0.005~0.02mass、N:0.0035~0.0070mass、Ca:0.0005~0.0030mass、B:0.0003~0.0025massを含有し、かつ、上記成分が下記式で定義されるCeq:0.36以下、ACR:0~1を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が200kJ/cmを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率が1未満である板厚が40mm以下の大入熱溶接用鋼材。記Ceq=CMn/6CrMoV/5CuNi/15ACR={Ca-0.18130×Ca×O}/1.25×Sここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量massを表す。上記成分組成に加えてさらに、Cr:0.1~0.5mass、Mo:0.01~0.3mass、V:0.01~0.2massおよびCu:0.1~0.5massのうちから選ばれる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に記載の大入熱溶接用鋼材。上記成分組成に加えてさらに、Mg:0.005mass以下、Zr:0.02mass以下、Ta:0.02mass以下およびREM:0.01mass以下のうちから選ばれる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または2に記載の大入熱溶接用鋼材。C:0.03~0.1mass、Si:0.01~0.15mass、Mn:1.2~2.0mass、P:0.01mass以下、S:0.0005~0.0040mass、Al:0.005~0.1mass、Ni:0.1~0.6mass、Nb:0.005~0.02mass、Ti:0.005~0.02mass、N:0.0035~0.0070mass、Ca:0.0005~0.0030mass、B:0.0003~0.0025massを含有し、かつ、上記成分が下記式で定義されるCeq:0.36以下、ACR:0~1を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を加熱後、Ar3変態点以上850°C以下の温度域での累積圧下率を40以上、圧延終了温度をAr3変態点以上とする熱間圧延し、その後、Ar3変態点-30°C以上の温度から10°C/s以上の平均冷却速度で500~600°Cの温度範囲まで加速冷却する大入熱溶接用鋼材の製造方法。記Ceq=CMn/6CrMoV/5CuNi/15ACR={Ca-0.18130×Ca×O}/1.25×Sここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量massを表す。上記成分組成に加えてさらに、Cr:0.1~0.5mass、Mo:0.01~0.3mass、V:0.01~0.2massおよびCu:0.1~0.5massのうちから選ばれる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4に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。上記成分組成に加えてさらに、Mg:0.005mass以下、Zr:0.02mass以下、Ta:0.02mass以下およびREM:0.01mass以下のうちから選ばれる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4または5に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。特許文献5の技術は、引張強さTSが590MPa以上の鋼材を対象としているため、合金元素の積極添加により残留オーステナイトを生成させることで一様伸びの改善を図ることができる。しかし、本発明が対象とする引張強さTSが510MPaクラスの鋼材では、残留オーステナイトを生成させるほど多くの合金元素を添加しないため、上記技術を利用することはできない。また、特許文献6や特許文献7の技術は、特許文献5に開示された技術のように多量に合金元素を添加することはないものの、多くの残留オーステナイトを生成させるために特殊な2段冷却工程や熱処理工程を必要としており、製造安定性や製造コスト面での課題が残る。本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強さTSが510MPaクラスで、200J/cm以上の大入熱溶接を行っても溶接部靭性に優れ、かつ、板厚が40mm以下で、母材の伸び特性に優れる大入熱溶接用鋼材とその製造方法を提案することにある。発明者らは、上記課題を解決するために、先ず、200kJ/cmを超える大入熱溶接を行っても溶接部靭性に優れる大入熱溶接用鋼材の開発に向けて検討を行った。その結果、大入熱溶接熱影響部の靭性は、特許文献5に開示された技術を用いることで確保することとした。この技術は、大入熱溶接した溶接熱影響部の靭性を向上させるため、硫化物の形態制御に必要なCaを適正量添加して鋼を溶製し、凝固させる段階でCaSを晶出させるものであり、CaSは、酸化物と比べて低温で晶出するため、微細に分散させることができる。そして、この技術で特に重要なことは、Ca,Sの含有量および鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御し、CaS晶出後の固溶S量を確保すれば、晶出したCaSの表面上にMnSが析出することを見出したところにある。MnSは、それ自身がフェライト核生成能をもっているほか、その周囲にMnの希薄帯を形成するため、フェライト変態を促進する作用を有する。また、MnS上には、さらにTiNやBN,AIN,VN等のフェライト生成核が析出するため、よりフェライト変態が促進される。これらの複合効果によって、大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライトの組織とし、溶接部の高靭性化を図ることが可能となる。次いで、発明者らは、上記特許文献5の大入熱溶接熱影響部の靭性向上技術を基本とし、これに炭素当量Ceqを0.36以下に制限した合金成分系のもとで、大入熱溶接用鋼材における母材強度-伸びバランスの向上を図ることを検討した。その結果、母材の伸びを確保するためには、Nbを微量添加して母材強度の向上を図った上で、熱間圧延後の加速冷却における停止温度を500~600°Cと従来よりも高めに制御してやることが効果的であること、また、上記Nbの添加は、大入熱溶接熱影響部の靭性を劣化させるが、これは島状マルテンサイトの生成に起因するものであり、この生成を抑制するには、SiとPの含有量を低く抑えてやることが有効であることを見出し、本発明を完成させた。上記知見をもとに完成した本発明は、C:0.03~0.1mass、Si:0.01~0.15mass、Mn:1.2~2.0mass、P:0.01mass以下、S:0.0005~0.0040mass、Al:0.005~0.1mass、Ni:0.1~0.6mass、Nb:0.005~0.02mass、Ti:0.005~0.02mass、N:0.0035~0.0070mass、Ca:0.0005~0.0030mass、B:0.0003~0.0025massを含有し、かつ、上記成分が下記式;Ceq=CMn/6CrMoV/5CuNi/15ACR={Ca-0.18130×Ca×O}/1.25×Sここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量massを表す。で定義されるCeq:0.36以下、ACR:0~1を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が200kJ/cmを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率が1未満である板厚が40mm以下の大入熱溶接用鋼材である。本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Cr:0.1~0.5mass、Mo:0.01~0.3mass、V:0.01~0.2massおよびCu:0.1~0.5massのうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする。また、本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Mg:0.005mass以下、Zr:0.02mass以下、Ta:0.02mass以下およびREM:0.01mass以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする。また、本発明は、C:0.03~0.1mass、Si:0.01~0.15mass、Mn:1.2~2.0mass、P:0.01mass以下、S:0.0005~0.0040mass、Al:0.005~0.1mass、Ni:0.1~0.6mass、Nb:0.005~0.02mass、Ti:0.005~0.02mass、N:0.0035~0.0070mass、Ca:0.0005~0.0030mass、B:0.0003~0.0025massを含有し、かつ、上記成分が下記式;Ceq=CMn/6CrMoV/5CuNi/15ACR={Ca-0.18130×Ca×O}/1.25×Sここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量massを表す。で定義されるCeq:0.36以下、ACR:0~1を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を加熱後、Ar3変態点以上850°C以下の温度域での累積圧下率を40以上、圧延終了温度をAr3変態点以上とする熱間圧延し、その後、Ar3変態点-30°C以上の温度から10°C/s以上の平均冷却速度で500~600°Cの温度範囲まで加速冷却する大入熱溶接用鋼材の製造方法である。本発明の製造方法における鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Cr:0.1~0.5mass、Mo:0.01~0.3mass、V:0.01~0.2massおよびCu:0.1~0.5massのうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする。また、本発明の製造方法における鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Mg:0.005mass以下、Zr:0.02mass以下、Ta:0.02mass以下およびREM:0.01mass以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする。本発明によれば、引張強さTSが510MPaクラスで、200kJ/cmを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影響部靭性を有し、かつ、板厚が40mm以下で、母材強度-伸びバランスに優れる鋼材を安価にかつ安定して製造することが可能となる。したがって、本発明は、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の鋼構造物の品質向上や安全性の向上に寄与するところ大である。まず、本発明の大入熱溶接用鋼材の成分組成を限定する理由について説明する。C:0.03~0.1massCは、鋼の強度向上に有効な元素であり、本発明では、構造用鋼材として必要な強度を確保するために0.03mass以上含有させる。一方、0.1massを超える添加は、溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成量が増加するので、上限を0.1massとする。Si:0.01~0.15massSiは、脱酸材としてまた鋼の強化元素として添加する元素であり、0.01mass以上が必要である。しかし、0.15massを超えると、母材の勒性が低下するほか、大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を促進して、靭性を低下させる。よって、Siは0.01~0.15massの範囲に制限する。Mn:1.2~2.0massMnは、母材の強度を確保するために必要な元素であり、1.2mass以上の添加を必要とする。一方、2.0massを超える添加は、溶接部の靭性を低下させる。よって、Mnは1.2~2.0massの範囲とする。P:0.01mass以下Pは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、特に0.01massを超えると、溶接熱影響部の組織中への島状マルテンサイトの生成を促進し、靭性を低下させる。よって、Pは0.01mass以下に制限する。S:0.0005~0.0040massSは、溶接部の靭性向上に必要なCaSおよびMnSを構成する重要な元素であり、それらの必要量を確保するためには0.0005mass以上含有させる必要がある。しかし、0.0040massを超えて添加すると、却って、母材の靭性が低下するようになる。よって、Sは0.0005~0.0040massの範囲とする。Al:0.005~0.1massAlは、鋼の脱酸に必要な元素であり、0.005mass以上の添加が必要である。好ましくは0.01mass以上である。しかし、0.1massを超えて添加すると、母材の靭性を低下させると同時に、溶接金属の靭性を低下させる。よって、Alは0.005~0.1massの範囲とする。Ni:0.1~0.6massNiは、母材の高強度化、高靭性化に有効な元素であり、それらの効果を得るには0.1mass以上の添加が必要である。しかし、0.6massを超える添加は、合金コストの上昇を招く。よって、Niは0.1~0.6massの範囲とする。Nb:0.005~0.02massNbは、母材の強度や靭性および溶接継手の強度を確保するのに必要な元素である。特に本発明においては、母材の強度-伸びバランスを向上するための元素としても重要である。すなわち、母材の伸び向上のためには、熱間圧延後の冷却における停止温度を高める必要がある。しかし、冷却停止温度の高温度化は母材強度の低下を招く。そこで、本発明では、必要な母材強度を確保するためにNbの添加が必須となる。Nbの添加量が0.005mass未満では強度向上効果が小さく、一方、0.02massを超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性の低下を招く。よって、Nbは0.005~0.02massの範囲とする。Ti:0.005~0.02massTiは、鋳造した鋼が凝固する際にTiNとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化を抑制したり、フェライト変態核となって、溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。上記効果は、0.005mass以上の添加で得られるが、0.02massを超えて添加すると、TiN粒子の粗大化によって所期した効果が得られなくなる。よって、Tiは0.005~0.02massの範囲とする。N:0.0035~0.0070massNは、上述したTiNを生成させるために必要な元素であり、必要なTiN量を確保するためには0.0035mass以上含有させる必要がある。しかし、0.0070massを超えると、溶接熱サイクルによってTiNが溶解する領域での固溶N量が増加し、靭性の著しい低下を招く。よって、Nは0.0035~0.0070massの範囲とする。Ca:0.0005~0.0030massCaは、Sを固定することによって靭性を改善する元素である。この効果を得るには少なくとも0.0005massの添加が必要である。しかし、0.0030massを超えて添加しても効果が飽和する。このため、本発明では、Caは0.0005~0.0030massの範囲とする。B:0.0003~0.0025massBは、溶接熱影響部でBNを形成して、固溶N量を低減する効果がある。また、形成したBNはフェライト変態核として作用する。このような効果を得るには0.0003mass以上の添加が必要である。しかし、0.0025massを超えて添加すると、焼入れ性が増して靭性が劣化するようになる。よって、Bは0.0003~0.0025massの範囲とする。さらに、本発明の溶接用鋼材においては、上記各成分は上記組成範囲を満たしていることに加えてさらに、以下に説明する炭素当量CeqおよびACRを満たして含有していることが必要である。炭素当量Ceq:0.36mass以下本発明は、引張強さTSが510MPaクラスで、大入熱溶接を行っても溶接部靭性に優れるとともに、母材の強度-伸びバランスにも優れる溶接用鋼材の開発を目的としている。ここで、下記式;Ceq=CMn/6CrMoV/5NiCu/15式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量massを表す。で定義される炭素当量Ceqは、高くなるほど鋼強度は上昇するが、伸びは低下する。また、Ceqは、溶接熱影響部の靭性の指標ともなり、0.36massを超えると、大入熱溶接熱影響部の靭性が低下する。そのため、本発明では、Ceqは0.36mass以下に制限する。ACR:0~1.0先述したように、本発明では、溶接部の靭性を改善するため、CaS上にMnSが析出した複合硫化物を形成させ鋼中に微細分散させてやる必要がある。そのためには、本発明の鋼材におけるCa,SおよびOは、下記式;ACR={Ca-0.18130×Ca×O}/1.25×Sここで、式中のCa,S,Oは、各元素の含有量massを表す。で定義されるACRAtomicconcentrationratioの値が0~1.0を満たすよう含有している必要がある。ACRの値が0未満では、CaSが晶出しないため、SはMnSとして単独で析出する。このMnSは、熱間圧延で伸長されて母材の靭性の低下を引き起こすとともに、溶接熱影響部では溶融してしまうため、本発明が主眼としているフェライト生成核となるMnSの微細分散が達成できない。一方、ACRの値が1.0を超えると、ほとんどのSがCaによって固定されてしまい、フェライト生成核として働くMnSが、CaS上に析出しなくなり、十分な核生成機能が得られなくなるからである。本発明の溶接用鋼材は、上記成分に加えてさらに、強度向上などを目的として、Cr,Mo,VおよびCuのうちから選ばれる1種または2種以上を下記の範囲で添加することができる。Cr:0.1~0.5massCrは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るには0.1mass以上添加するのが好ましい。しかし、0.5massを超えると、靭性に悪影響を与えるようになるので、上限は0.5massとするのが好ましい。Mo:0.01~0.3massMoは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るには0.01mass以上添加するのが好ましい。しかし、多量に添加すると、靭性に悪影響を与えるようになるため、上限は0.3massとするのが好ましい。V:0.01~0.2massVは、母材の高強度化に有効な元素であるとともに、VNを形成してフェライト生成核としても働く元素である。これらの効果を得るためには0.01mass以上の添加が好ましい。一方、多量の添加は、靭性に悪影響を及ぼすようになるので、上限は0.2massとするのが好ましい。Cu:0.1~0.5massCuは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るためには0.1mass以上添加するのが好ましい。しかし、0.5massを超えると、靭性に悪影響を及ぼすようになるので、上限は0.5massとするのが好ましい。本発明の溶接用鋼材は、上記に加えてさらに、第2の添加成分として、Mg,Zr,TaおよびREMのうちから選ばれる1種または2種以上を下記の範囲で添加することができる。Mg:0.005mass以下Mgは、MgOを形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、靭性を向上させる効果がある。この効果を得るには、0.0001mass以上添加するのが好ましい。しかし、0.005massを超えて添加すると、却って母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるため、上限は0.005massとするのが好ましい。Zr:0.02mass以下Zrは、Tiと同様、窒化物を形成し、溶接時における熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、溶接熱影響部の靭性改善に有効な元素である。このような効果を得るためには、0.001mass以上添加するのが好ましい。しかし、0.02massを超えて添加すると、却って母材靭性や溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は0.02massとするのが好ましい。Ta:0.02mass以下Taは、Nbと同様、炭窒化物を形成し、溶接時における熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、溶接熱影響部の靭性改善に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、0.001mass以上添加することが好ましい。しかし、0.02massを超えて添加すると、却って母材靭性や溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は0.02massとするのが好ましい。REM:0.01mass以下REMは、Caと同様、溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する元素である。また、REMは、MnSの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御により異方性を低減する作用があり、溶接熱影響部の靭性を向上させる。このような効果を発現させるためには、0.0005mass以上添加することが好ましい。しかし、0.01massを超えると、却って母材勒性および溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は0.01massとするのが好ましい。本発明の溶接用鋼材は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。しかし、本発明の効果を害さない範囲内であれば、他の成分の添加を拒むものではない。次に、本発明の大入熱溶接用鋼材の製造方法について説明する。本発明の鋼材の製造方法は、本発明に適合する成分組成に調整した鋼素材スラブを、以下に説明する条件で熱間圧延した後、冷却することを特徴とする。したがって、鋼の溶製方法、鋼素材の製造方法については、常法のプロセスで行えばよい。以下、熱間圧延条件、冷却条件について説明する。熱間圧延条件:圧延終了温度がAr3変態点以上で、Ar3変態点~850°Cの温度域での累積圧下率が40以上本発明の製造方法においては、熱間圧延後の変態組織を十分に微細化して靭性を向上させるため、熱間圧延における圧延終了温度は、Ar3変態点以上とする必要がある。圧延終了温度が、Ar3変態点未満では、加工フェライトに起因して靭性が低下する場合があり、好ましくない。また、上記熱間圧延は、オーステナイトの未再結晶温度域であるAr3変態点~850°Cの温度域での累積圧下率を40以上とする必要がある。この温度域における累積圧下率を40以上として、加工歪を導入することで、オーステナイト-フェライト変態後のフェライト粒径を微細化し、靭性の向上を図ることができるからである。なお、熱間圧延前の鋼素材の加熱温度は、上記熱間圧延条件が確保できればよく、特に制限はない。ここで、上記Ar3変態点は、実測して求めてもよいが、下記計算式で求めることもできる。また、他の計算式を用いてもよい。Ar3変態点°C=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Moここで、各元素記号は、それぞれの元素の含有量massを表す。熱間圧延後の冷却条件:Ar3変態点-30°C以上の温度から10°C/s以上の平均冷却速度で500~600°Cの温度範囲まで加速冷却熱間圧延後の鋼材の冷却条件は、本発明の目的とする強度引張強さTSが510MPa以上を確保するため、Ar3変態点-30°C以上の温度から10°C/s以上の平均冷却速度で500~600°Cの温度範囲の冷却停止温度まで加速冷却することが必要である。冷却開始温度は、低いほど強度が低下し、特にAr3変態点-30°C未満になると、本発明の目的とする強度が得られなくなる。また、加速冷却速度は、遅いほど強度が低下し、特に鋼材の平均冷却速度が10°C/秒未満では、目標とする強度が得られなくなる。また、加速冷却の停止温度度は、低いほど強度が向上するが、逆に伸びは低下する傾向となる。したがって、本発明では、十分な伸びを確保するため、冷却停止温度を500°C以上とする。しかし、冷却停止温度が600°Cを超えると、目標とする強度が得られなくなる。よって、冷却停止温度は500~600°Cの範囲とする。ここで、本発明の溶接用鋼材の製造方法において重要なことは、上記冷却停止温度を500~600°Cという高温度に設定できる理由は、母材の強度-伸びバランスを向上する元素としてNbを添加しているからである。すなわち、母材の伸び向上のためには冷却停止温度を高める必要があるが、単に冷却停止温度を高めるだけでは、強度を確保することができない。そこで、本発明は、適正量のNbを添加し、母材強度を確保した上で、冷却停止温度を高めて、母材の強度-伸びバランスの向上を図っている。上記のようにして得られる本発明の溶接用鋼材は、板厚が40mm以下で、優れた母材の伸び特性を有しており、例えば、日本海事協会の鋼船規則K編に規定された全厚引張試験片NK-U1引張試験片の伸び基準値を大きく上回る値が得られる。具体的には、板厚が30mmで、降伏点YPが390MPa以上、引張強さTSが510~650MPaクラスにおける伸び基準値18を大きく上回る値が得られる。また、上記のようにして得られる本発明の溶接用鋼材は、入熱量が200kJ/cmを超える大入熱溶接を施したとき、溶接部のボンド近傍の熱影響部組織における島状マルテンサイトの面積分率は1未満であることが必要である。このボンド近傍の熱影響部とは、溶接時に熱影響部の中で最も高温に曝されるため、オーステナイト粒が特に粗大化する領域であり、図1に点線で示したボンド部近傍の熱影響部のことをいう。前述したように、Ceqが0.36massを超える鋼の場合には、大入熱溶接の熱影響部の靭性が大きく劣化するが、それは上記ボンド近傍の溶接熱影響部に、脆化相である島状マルテンサイトが生成することが一因である。また、Ceq:0.36mass以下の場合でも、Nbを含む成分系の場合には、島状マルテンサイトの生成が促進され易い。そこで、Nbの添加を必須としている本発明では、Ceqを0.36mass以下に規制すると同時に、SiとPの含有量を低く抑えることで、島状マルテンサイトの面積分率を1未満に抑えている。好ましくは0.5以下である。これによって、本発明の溶接用鋼材は、入熱量が200kJ/cmを超える大入熱溶接を施したときでも、溶接部靭性に優れる特性を有するものとなる。表1に示した成分組成を有するA~Xの鋼を転炉、真空脱ガス等を経る通常の製錬プロセスで溶製し、連続鋳造し、鋼スラブとした。この鋼スラブを再加熱後、熱間圧延して厚さが100mmの薄スラブとし、さらに、この薄スラブを1150°Cに2時間加熱後、再結晶温度域であるオーステナイト域で60mmまで熱間圧延した後、未再結晶温度域であるAr3変態点~850°Cの温度域での累積圧下率を変化させて熱間圧延した後、上記圧延後の鋼材を冷却開始温度、平均冷却速度、冷却停止温度を変えて加速冷却し、板厚が30mmの厚鋼板とした。なお、鋼Cについては、比較例として、Ar3変態点~850°C間の累積圧下率、仕上板厚、冷却開始温度、平均冷却速度および冷却停止温度を変化させた厚鋼板も製造した。なお、熱間圧延条件、冷却条件の詳細は表2に示した。次いで、上記のようにして得た各厚鋼板について以下の評価試験に供した。<母材の特性評価>引張試験各厚鋼板の圧延直角方向から、NK-U1号全伸引張試験片原点距離:200mm、試験片幅:25mmを採取し、母材の降伏点YP、引張強さTSおよび全伸びElを測定した。なお、目標とする引張特性は、引張強さTSが510MPa以上、全伸びElが18以上とした。衝撃試験各厚鋼板から、長さ方向を圧延方向とする2mmVノッチシャルピー試験片を採取し、-90~-40°Cの温度範囲でシャルピー衝撃試験を行って脆性破面率を測定し、脆性破面が50となる遷移温度vTrsを求めた。なお、目標とする母材の靭性特性は、vTrsで-60°C以下とした。<溶接熱影響部の特性評価>衝撃試験大入熱溶接により熱サイクルを受けた後の溶接熱影響部の靭性特性を評価するため、各厚鋼板No.25~29を除くから幅80mm×長さ80mm×厚さ15mmの試験片を採取し、1450°Cに加熱後、800~500°Cを1°C/sで冷却する溶接熱サイクル入熱量450kJ/cmのエレクトロガス溶接をしたときの溶接熱影響部の冷却速度に相当を付与した後、母材と同様にして、長さ方向を圧延方向とする2mmVノッチシャルピー試験片を採取し、0°C~-80°Cの温度範囲でシャルピー衝撃試験を行い、遷移温度vTrsを求めた。なお、目標とする溶接部の靭性特性は、vTrsで-30°C以下とした。島状マルテンサイト分率上記溶接熱サイクル相当の熱処理を施した鋼板の断面を、2段エッテング法で島状マルテンサイトを現出させた後、SEMで撮影した2000倍の写真をトレースし、画像解析することにより、島状マルテンサイトの面積分率を測定した。なお、目標とする島状マルテンサイトの面積分率は1未満とした。表2に、上記母材の機械的特性引張特性、靭性と溶接熱影響部の靭性、島状マルテンサイトの分率の測定結果を併記した。この結果から、本発明に適合する発明例の鋼材は、いずれも良好な母材強度と伸びが得られているとともに、大入熱溶接後の溶接熱影響部も良好な靭性特性が得られている。これに対し、化学成分組成、Ceq、ACRおよび熱間圧延条件、冷却条件のいずれか1以上が本発明の範囲を外れる比較例の厚鋼板では、母材特性および溶接熱影響部特性のいずれかが劣っていることがわかる。"