massで、C:0.20~0.30、Si:0.05~1.0、Mn:0.40~1.2、P:0.010以下、S:0.005以下、Cr:0.40~1.5、Mo:0.05~1.0、Nb:0.005~0.025、Ti:0.005~0.03、Al:0.1以下、N:0.0015~0.0060、B:0.0003~0.0020を含有し、1式で示されるDIが45以上で、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。DI=33.85×0.1×C0.5×0.7×Si1×3.33×Mn1×0.35×Cu1×0.36×Ni1×2.16×Cr1×3×Mo1×1.75×V1×1.5×W111式において、各元素記号は含有量mass。鋼組成に、massでさらに、W:0.05~1.0を含有することを特徴とする請求項1記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。鋼組成に、massでさらに、Cu:1.5以下、Ni:2.0以下、V:0.1以下の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記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。鋼組成に、massでさらに、REM:0.008以下、Ca:0.005以下、Mg:0.005以下の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乃至3のいずれか一つに記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。表面硬度がブリネル硬さで400HBW10/3000以上を有する請求項1乃至4のいずれか一つに記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。請求項1乃至5のいずれか一つに記載の鋼板で、焼入れ性指数DIが180以下の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。請求項1乃至6のいずれか一つに記載の鋼板で、2式を満足する多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。CMn/4-Cr/310P≦0.4722式において、各元素記号は含有量mass。ところで、板厚が4mm以上の鋼板による溶接継手の場合、多層盛溶接されることが多いが、溶接部において、先行する溶接パスによるボンド部が、後続の溶接により再加熱されて、靱性が顕著に劣化する領域が出現し、特に、耐磨耗鋼板では、1層目の溶接によるボンド部が、後続の溶接により300°C前後に再加熱された場合、低温焼戻し脆化により顕著に靭性が劣化する。低温焼戻し脆化は、マルテンサイト中の炭化物の形態変化と、不純物元素等の粒界偏析の相乗作用によるものと考えられ、結晶粒が粗大で、かつ固溶Nを多量に含有するボンド部においては顕著となる。このような低温焼戻し脆化温度に再加熱された領域においては、遅れ破壊が発生しやすいことも指摘されている。特許文献1、2には耐磨耗鋼において溶接部の靭性を向上させることは記載されておらず、特許文献3、4も母材の靭性向上を目的にミクロ組織を規定するものである。特許文献5は溶接性、溶接部の耐磨耗性については検討されているが、溶接部靭性の向上を目的とするものではなく、特許文献1~5等で提案されている耐磨耗鋼では、多層盛溶接部の靱性と耐遅れ破壊特性の双方を改善するには至っていない。そこで、本発明は、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことなく、多層盛溶接部の靱性と耐遅れ破壊特性に優れる耐磨耗鋼板を提供することを目的とする。本発明者らは、上記課題を達成するため、耐磨耗鋼板を対象に、多層盛溶接部の靱性と耐遅れ破壊特性を確保するため、鋼板の化学成分、製造方法およびミクロ組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。1.優れた耐磨耗特性を確保するためには、鋼板の基地組織をマルテンサイトとすることが必須である。このためには、鋼板の化学組成を厳格に管理し、焼入れ性を確保することが重要である。2.優れた多層盛溶接部靱性を達成するためには、溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制することが必要であり、このためには鋼板中に微細な析出物を分散し、ピンニング効果を活用することが有効である。このためにはTi、Nの管理が重要である。3.初層のボンド部における、固溶Nを低減することは、後続の溶接による低温焼戻し脆化の抑制に有効である。このためには、固溶NをBNとして固定するためにBを厳格に管理することが重要である。4.溶接熱影響部の低温焼戻し脆化温度域で優れた靱性を確保し、遅れ破壊を抑制するためには、C、Mn、Cr、Mo、Pなどの合金元素量を適正に管理することが重要である。本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、1.massで、C:0.20~0.30、Si:0.05~1.0、Mn:0.40~1.2、P:0.010以下、S:0.005以下、Cr:0.40~1.5、Mo:0.05~1.0、Nb:0.005~0.025、Ti:0.005~0.03、Al:0.1以下、N:0.0015~0.0060、B:0.0003~0.0020を含有し、1式で示されるDIが45以上で、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。DI=33.85×0.1×C0.5×0.7×Si1×3.33×Mn1×0.35×Cu1×0.36×Ni1×2.16×Cr1×3×Mo1×1.75×V1×1.5×W111式において、各元素記号は含有量mass。2.鋼組成に、massでさらに、W:0.05~1.0を含有することを特徴とする1記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。3.鋼組成に、massでさらに、Cu:1.5以下、Ni:2.0以下、V:0.1以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする1または2記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。4.鋼組成に、massでさらに、REM:0.008以下、Ca:0.005以下、Mg:0.005以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする1乃至3のいずれか一つに記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。5.表面硬度がブリネル硬さで400HBW10/3000以上を有する1乃至4のいずれか一つに記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。6.1乃至5のいずれか一つに記載の鋼板で、焼入れ性指数DIが180以下の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。7.1乃至6のいずれか一つに記載の鋼板で、2式を満足する多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。CMn/4-Cr/310P≦0.4722式において、各元素記号は含有量mass。本発明によれば、多層盛溶接部で優れた靱性および耐遅れ破壊特性を有する耐磨耗鋼板が得られ、鋼構造物作製時の製造効率や安全性の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。本発明では成分組成とミクロ組織を規定する。[成分組成]以下の説明においてはmassとする。C:0.20~0.30Cは、マルテンサイトの硬度を高め、優れた耐磨耗性を確保するために重要な元素でその効果を得るため、0.20以上の含有を必要とする。一方、0.30を超えて含有すると溶接性が劣化するだけでなく、多層盛溶接部におけるボンド部の低温焼戻しにより靱性が劣化する。このため、0.20~0.30の範囲に限定する。好ましくは、0.20~0.28である。Si:0.05~1.0Siは、脱酸材として作用し、製鋼上、必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高硬度化する効果を有する。さらに、多層盛溶接部におけるボンド部の低温焼戻しによる靱性劣化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、0.05以上の含有を必要とする。一方、1.0を超えて含有すると、多層盛溶接部の靱性が顕著に劣化するため、0.05~1.0の範囲に限定する。好ましくは、0.07~0.5である。Mn:0.40~1.2Mnは、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、母材の硬度を確保するために0.40以上は必要である。一方、1.2を超えて含有すると、母材の靭性、延性および溶接性が劣化するだけでなく、Pの粒界偏析を助長し、遅れ破壊の発生を助長する。このため、0.40~1.2の範囲に限定する。好ましくは、0.40~1.1である。P:0.010以下Pが0.010を超えて含有すると、粒界に偏析し、遅れ破壊の発生起点になるとともに、多層盛溶接部の靱性を劣化させる。このため、0.010を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。尚、過度のP低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.002以上とすることが望ましい。S:0.005以下Sは母材の低温靭性や延性を劣化させるため、0.005を上限として低減することが望ましい。Cr:0.40~1.5Crは本発明において重要な合金元素であり、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有するとともに、多層盛溶接部におけるボンド部の低温焼戻しによる靱性劣化を抑制する効果を有する。これは、Crの含有により、鋼板中でのCの拡散が遅延され、低温焼戻し脆化の発生する温度域に再加熱された時に、マルテンサイト中の炭化物の形態変化が抑制されるためである。このような効果を有するためには、0.40以上の含有が必要である。一方、1.5を超えて含有すると、効果が飽和し、経済的に不利になるとともに、溶接性が低下する。このため、0.40~1.5の範囲に限定する。好ましくは、0.40~1.2である。Mo:0.05~1.0Moは、焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。さらに、多層盛溶接部におけるボンド部の低温焼戻しによる靱性劣化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、0.05以上とする。しかし、1.0を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、1.0以下とする。このため、0.05~1.0の範囲に限定する。好ましくは、0.1~0.8である。Nb:0.005~0.025Nbは、炭窒化物として析出し、母材および多層盛溶接部のミクロ組織を微細化するとともに、固溶Nを固定して、多層盛溶接部の靱性改善と、遅れ破壊の発生抑制の効果を兼備する重要な元素である。このような効果を得るためには、0.005以上の含有が必要である。一方、0.025を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがある。このため、0.005~0.025の範囲に限定する。好ましくは、0.007~0.023である。Ti:0.005~0.03Tiは、固溶Nを固定してTiNを形成することにより、多層盛溶接部のボンド部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶N低減による低温焼戻し温度域における靱性劣化と遅れ破壊の発生を抑制する効果を有する。これらの効果を得るためには、0.005以上の含有が必要である。一方、0.03を超えて含有すると、TiCを析出し母材靱性を劣化する。このため、0.005~0.03の範囲に限定する。好ましくは、0.007~0.025である。Al:0.1以下Alは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中の固溶Nを固定してAlNを形成することにより、多層盛溶接部のボンド部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶N低減による低温焼戻し温度域における靱性劣化と遅れ破壊の発生を抑制する効果を有する。一方、0.1を超えて含有すると、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、0.1以下に限定する。好ましくは、0.01~0.07である。N:0.0015~0.0060NはTiと結合してTiNとして析出して、HAZでのオーステナイト粒の粗大化を抑制し高靭化に寄与する。このような効果を有するTiNの必要量を確保するために、0.0015以上のNを含有する必要がある。一方、0.0060を超えて含有すると、溶接時にTiNが溶解する温度まで加熱される領域では、固溶N量が増加し、低温焼戻し温度域における靱性劣化が顕著になる。このため、Nは0.0015~0.0060に限定する。好ましくは、0.0020~0.0055である。B:0.0003~0.0020Bは、微量の添加で焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。さらに、溶接時にTiNが溶解する温度まで加熱される領域では、固溶NをBNとして固定し、後続の溶接による低温焼戻し温度域における靱性劣化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、0.0003以上とすることが好ましいが、0.0020を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、0.0020以下とする。好ましくは、0.0005~0.0018である。残部はFe及び不可避的不純物である。本発明では、更に特性を向上させるため、上記基本成分系に加えて、W、Cu、Ni、V、REM、Ca、Mgの1種または2種以上を含有することができる。W:0.05~1.0Wは、焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、0.05以上とすることが好ましいが、1.0を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、1.0以下とする。Cu、Ni、Vは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて適宜含有できる。Cu:1.5以下Cuは、焼入れ性を増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、0.1以上とすることが好ましいが、1.5を超えると効果が飽和し、熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるため、1.5以下とする。Ni:2.0以下Niは、焼入れ性を増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、0.1以上とすることが好ましいが、2.0を超えると効果が飽和し、経済的に不利になるため、2.0以下とする。V:0.1以下Vは、焼入れ性を増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、0.01以上とすることが好ましいが、0.1を超えると、母材靭性および延性を劣化させるため、0.1以下とする。REM、CaおよびMgは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて選択して添加する。REMを添加する場合は、0.002以上とすることが好ましいが、0.008を超えても効果が飽和するため、0.008を上限とする。Caを添加する場合は、0.0005以上とすることが好ましいが、0.005を超えても効果が飽和するため、0.005を上限とする。Mgを添加する場合は、0.001以上とすることが好ましいが、0.005を超えても効果が飽和するため、0.005を上限とする。DI=33.85×0.1×C0.5×0.7×Si1×3.33×Mn1×0.35×Cu1×0.36×Ni1×2.16×Cr1×3×Mo1×1.75×V1×1.5×W11各元素記号は含有量質量とする。本パラメータ:DI焼入れ性指数は上述した成分組成の範囲内で、母材の基地組織をマルテンサイトとし、優れた耐磨耗性を有するために規定するもので、本パラメータの値を45以上とする。45未満の場合、板厚表層からの焼入れ深さが10mmを下回り、耐磨耗鋼としての寿命が短くなる。本パラメータの値が180を超えるようになると母材の基地組織はマルテンサイトで耐磨耗性は良好であるが、溶接部の低温靭性が劣化するようになるので、180以下とすることが好ましい。より好ましくは、50~160の範囲とする。CMn/4-Cr/310P≦0.472各元素記号は含有量質量とする。母材の基地組織をマルテンサイトとし、溶接施工を行ったときにボンド部および低温焼戻し脆化域のいずれのおいても優れた靭性を有する成分組成とする場合、上述した成分組成の範囲内で、本パラメータ:CMn/4-Cr/310Pの値を0.47以下とする。0.47を超えても、母材の基地組織はマルテンサイトで耐磨耗性は良好であるが、溶接部の靭性が、顕著に劣化するようになる。好ましくは、0.45以下である。[ミクロ組織]本発明では、耐磨耗特性を向上させるため、鋼板のミクロ組織の基地相をマルテンサイトに規定する。マルテンサイト以外のベイナイト、フェライトなどの組織は、耐磨耗性が低下するため出来るだけ混合しないほうが好ましいが、面積分率が10未満であれば、その影響が無視できる。また、鋼板の表面硬度がブリネル硬さで400HBW10/3000未満の場合には、耐磨耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、表面硬度をブリネル硬さで400HBW10/3000以上とすることが望ましい。なお、本発明に係る開発鋼では、溶接熱影響部のボンド部のミクロ組織は、マルテンサイトおよびベイナイトの混合組織である。マルテンサイトおよびベイナイト以外のフェライトなどの組織は、耐磨耗性が低下するため出来るだけ混合しないほうが好ましいが、面積分率が20未満であれば、その影響が無視できる。さらに、本発明に係る開発鋼では、ボンド部の靭性を確保するためには、NbおよびTiの炭窒化物は1μm以下の平均粒径のものが1000個/mm2以上存在し、旧オーステナイトの平均結晶粒径が200μm未満であり、かつ傾角が15°以上の大角粒界で囲まれた下部組織の平均結晶粒径が70μm未満であることが好ましい。本発明に係る耐磨耗鋼は以下の製造条件で製造することが可能である。説明において、温度に関する°C表示は、板厚の1/2位置における温度を意味するものとする。上記した組成の溶鋼を、公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊-分塊圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。次いで、得られた鋼素材を、冷却することなく直後に、または冷却した後に950~1250°Cに加熱した後、熱間圧延し、所望の板厚の鋼板とする。熱間圧延直後に水冷し、あるいは、再加熱して焼入れを行う。その後、必要に応じて、300°C以下での焼戻しを実施する転炉-取鍋精錬-連続鋳造法で、表1に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブを、1000~1250°Cに加熱した後、熱間圧延を施し、一部の鋼板には圧延直後に焼入れDQをし、その他の鋼板については、圧延後空冷し、再加熱後焼入れRQを行った。得られた鋼板について、表面硬度測定、母材靭性測定、耐磨耗性評価、T形すみ肉溶接割れ試験耐遅れ破壊特性評価、溶接部再現熱サイクル試験、実継手の溶接部靭性試験を下記の要領で実施した。表面硬度1表面硬度測定はJISZ22431998に準拠し、表層下の表面硬度表層のスケールを除去した後に測定した表面の硬度を測定した。測定は直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重は3000kgfとした。母材靭性1各鋼板の板厚1/4位置の圧延方向と垂直な方向から、JISZ22021998年の規定に準拠してVノッチ試験片を採取し、JISZ22421998年の規定に準拠して各鋼板について各温度3本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度0°Cでの吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度0°Cは温暖地域での使用を考慮して選定した。試験温度0°Cでの吸収エネルギーvE0と言う場合がある。の3本の平均値が30J以上を母材靭性に優れるもの本発明範囲内とした。耐磨耗性1耐磨耗性は、ASTMG65の規定に準拠し、ラバーホイール試験を実施した。試験片は10mmtt:板厚×75mmww:幅×20mmLL:長さ板厚が10mmt未満の場合は、t板厚×75mmw×20mmLとし、磨耗材に100SiO2磨耗砂を使用して実施した。試験前後での試験片重量を測定し、磨耗量を測定した。試験結果は、軟鋼板SS400の磨耗量を基準1.0として、耐磨耗比:軟鋼板の磨耗量/各鋼板の磨耗量で評価した。耐磨耗比が大きいほど、耐磨耗性に優れていることを意味し、本発明範囲では、耐磨耗比4.0以上を耐磨耗性に優れるものとした。遅れ破壊1T形溶接割れ試験は、図1の通りにT形に組み立てた試験体を被覆アーク溶接にて拘束溶接を実施した後、室温25°C×湿度60もしくは、100°Cに予熱した後、試験溶接を実施した。溶接方法は、被覆アーク溶接溶接材料:LB52UL4.0mmΦで、入熱17kJ/cmとし、3層6パスの溶接を実施した。試験後、48時間室温で放置した後、試験板の溶接部断面観察サンプルビード長200mmを5等分を5枚採取し、溶接熱影響部での割れの発生の有無を投影機および光学顕微鏡により調査した。予熱なし、および、予熱100°Cとも、採取した各5枚の断面サンプルにおいて、溶接熱影響部で割れの発生が全くないものを耐遅れ破壊特性に優れるとして評価した。溶接部靭性1-1溶接再現熱サイクル試験は、溶接入熱17kJ/cmの2層炭酸ガスアーク溶接を行った場合の溶接熱影響部のボンド部の低温焼戻しを模擬した。1層溶接初層のボンド部を1400°Cで1秒間保持し、800~200°Cの冷却速度を30°C/sとし、次に2層溶接後続の溶接による低温焼戻しとして、300°Cで1秒間保持し、300~100°Cを5°C/sで冷却する熱サイクルを施した。圧延方向から採取した角棒状試験片に高周波誘導加熱装置で上述した熱サイクルを付与した後、JISZ22421998年に準じてVノッチシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験は試験温度を0°Cとして各鋼板について各温度3本の試験片で行った。吸収エネルギーvE0の3本の平均値が30J以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの本発明範囲内とした。溶接部靭性1-2さらに、実継手の靭性を確認するため、被覆アーク溶接入熱17kJ/cm、予熱150°C、パス間温度150°C、溶接材料:LB52UL4.0mmΦで多層盛溶接継手レ開先を作製した。溶接継手から、シャルピー衝撃試験片を表面下1mmの位置より採取した。ノッチ位置は、レ開先で鋼板表面に垂直な開先側のボンドとした。このようにして採取した試験片を用い、JISZ22421998年に準じてVノッチシャルピー衝撃試験を行った。図2にシャルピー衝撃試験片の採取位置、ノッチ位置を示す。実継手のVノッチシャルピー衝撃試験は試験温度を0°Cとして3本の試験片で行った。吸収エネルギーvE0の3本の平均値が30J以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの本発明範囲内とした。表2に供試鋼板の製造条件を、表3に上記各試験の結果を示す。本発明例鋼No.1~5は、表面硬度が400HBW10/3000以上を有し、耐磨耗性に優れ、0°Cの母材靭性が30J以上を有し、さらに、T形すみ肉溶接割れ試験で割れが発生せず、また、溶接部再現熱サイクル試験および実溶接継手靭性においても優れた靭性を有し、多層盛溶接部靭性に優れていることが確認された。一方、成分組成が本発明範囲外の比較例No.6~19は、表面硬度、耐磨耗性、T形溶接割れ試験、母材靭性、再現熱サイクルシャルピー衝撃試験、実継手シャルピー衝撃試験のいずれか、あるいはその複数が目標性能を満足できないことが確認された。転炉-取鍋精錬-連続鋳造法で、表4に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブを、1000~1250°Cに加熱した後、熱間圧延を施し、一部の鋼板には圧延直後に焼入れDQをし、その他の鋼板については、圧延後空冷し、再加熱後焼入れRQを行った。得られた鋼板について、表面硬度測定、母材靭性測定、耐磨耗性評価、T形すみ肉溶接割れ試験耐遅れ破壊特性評価、溶接部再現熱サイクル試験、実継手の溶接部靭性試験を下記の要領で実施した。表面硬度2表面硬度測定はJISZ22431998に準拠し、表層下の表面硬度表層のスケールを除去した後に測定した表面の硬度を測定した。測定は直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重は3000kgfとした。母材靭性2各鋼板の板厚1/4位置の圧延方向と垂直な方向から、JISZ22021998年の規定に準拠してVノッチ試験片を採取し、JISZ22421998年の規定に準拠して各鋼板について各温度3本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度0°Cおよび-40°Cでの吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度0°Cは温暖地域での使用を、試験温度-40°Cは寒冷地域での使用を考慮して選定した。試験温度0°Cでの吸収エネルギーvE0と言う場合がある。の3本の平均値が30J以上でかつ、試験温度-40°Cでの吸収エネルギーvE-40と言う場合がある。の3本の平均値が27J以上を母材靭性に優れるもの本発明範囲内とした。なお、板厚が10mm未満の鋼板に関しては、サブサイズ5mm×10mmのVノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、3本の吸収エネルギーvE0の平均値が15J以上でかつ、3本の吸収エネルギーvE-40の平均値が13J以上を母材靭性に優れるもの本発明範囲内とした。耐磨耗性2耐磨耗性は、ASTMG65の規定に準拠し、ラバーホイール試験を実施した。試験片は10mmtt:板厚×75mmww:幅×20mmLL:長さ板厚が10mmt未満の場合は、t板厚×75mmw×20mmLとし、磨耗材に100SiO2磨耗砂を使用して実施した。試験前後での試験片重量を測定し、磨耗量を測定した。試験結果は、軟鋼板SS400の磨耗量を基準1.0として、耐磨耗比:軟鋼板の磨耗量/各鋼板の磨耗量で評価した。耐磨耗比が大きいほど、耐磨耗性に優れていることを意味し、本発明範囲では、耐磨耗比4.0以上を耐磨耗性に優れるものとした。遅れ破壊2T形溶接割れ試験は、図1の通りにT形に組み立てた試験体を被覆アーク溶接にて拘束溶接を実施した後、室温25°C×湿度60もしくは、100°Cに予熱した後、試験溶接を実施した。溶接方法は、被覆アーク溶接溶接材料:LB52UL4.0mmΦで、入熱17kJ/cmとし、3層6パスの溶接を実施した。試験後、48時間室温で放置した後、試験板の溶接部断面観察サンプルビード長200mmを5等分を5枚採取し、溶接熱影響部での割れの発生の有無を投影機および光学顕微鏡により調査した。予熱なし、および、予熱100°Cとも、採取した各5枚の断面サンプルにおいて、溶接熱影響部で割れの発生が全くないものを耐遅れ破壊特性に優れるとして評価した。溶接部靭性2-1溶接再現熱サイクル試験は、溶接入熱17kJ/cmの2層炭酸ガスアーク溶接を行った場合の溶接熱影響部のボンド部の低温焼戻しを模擬した。1層溶接初層のボンド部を1400°Cで1秒間保持し、800~200°Cの冷却速度を30°C/sとし、次に2層溶接後続の溶接による低温焼戻しとして、300°Cで1秒間保持し、300~100°Cを5°C/sで冷却する熱サイクルを施した。圧延方向から採取した角棒状試験片に高周波誘導加熱装置で上述した熱サイクルを付与した後、JISZ22421998年に準じてVノッチシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験は試験温度を0°Cおよび-40°Cとして各鋼板について各温度3本の試験片で行った。吸収エネルギーvE0の3本の平均値が30J以上でかつ、吸収エネルギーvE-40の3本の平均値が27J以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの本発明範囲内とした。なお、板厚が10mm未満の鋼板に関しては、サブサイズ5mm×10mmのVノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvE0の3本の平均値が15J以上でかつ、吸収エネルギーvE-40の3本の平均値が13J以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの本発明範囲内とした。溶接部靭性2-2さらに、実継手の靭性を確認するため、被覆アーク溶接入熱17kJ/cm、予熱150°C、パス間温度150°C、溶接材料:LB52UL4.0mmΦで多層盛溶接継手レ開先を作製した。溶接継手から、シャルピー衝撃試験片を表面下1mmの位置より採取した。ノッチ位置は、レ開先で鋼板表面に垂直な開先側のボンドとした。このようにして採取した試験片を用い、JISZ22421998年に準じてVノッチシャルピー衝撃試験を行った。図2にシャルピー衝撃試験片の採取位置、ノッチ位置を示す。実継手のVノッチシャルピー衝撃試験は試験温度を0°Cおよび-40°Cとして各試験温度について3本の試験片で行った。吸収エネルギーvE0の3本の平均値が30J以上でかつ、吸収エネルギーvE-40の3本の平均値が27J以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの本発明範囲内とした。なお、板厚が10mm未満の鋼板に関しては、サブサイズ5mm×10mmのVノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvE0の3本の平均値が15J以上でかつ、吸収エネルギーvE-40の3本の平均値が13J以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの本発明範囲内とした。表5に供試鋼板の製造条件を、表6に上記各試験の結果を示す。本発明例鋼No.20~22但し、No.22は板厚8mmは、表面硬度が400HBW10/3000以上を有し、耐磨耗性に優れ、0°Cの母材靭性が30J以上を有し、かつ-40°Cの母材靭性が27J以上を有し、さらに、T形すみ肉溶接割れ試験で割れが発生せず、また、溶接部再現熱サイクル試験および実溶接継手靭性においても優れた靭性を有し、多層盛溶接部靭性に優れていることが確認された。一方、成分組成は本発明範囲内であるが、DIが180を超える鋼No.23の場合、表面硬度、耐磨耗性、母材靭性、T形溶接割れ試験は良好であるが、溶接部再現熱サイクル試験および実溶接継手靭性が目標性能の下限に近く、他の発明例と比較して劣っていた。鋼No.24は、成分組成のうち、Siが本発明範囲外のため、表面硬度、耐磨耗性、母材靭性は良好であるが、T形溶接割れ試験、溶接部再現熱サイクル試験結果および実溶接継手靭性が目標性能を満足できなかった。鋼No.25は成分組成は本発明範囲内であるが、2式の左辺のパラメータ:CMn/4-Cr/310Pの値が047を超えるため、溶接部再現熱サイクル試験結果および実溶接継手靭性が目標性能の下限に近く、他の発明例と比較して劣っていた。なお、表4、5、6の記載において鋼No.23は成分組成は請求項3の本発明範囲内だが、DIの値が請求項6の本発明範囲外のため比較例とした。鋼No.25は成分組成は請求項1の本発明範囲内だが、2式を満足せず、請求項7の本発明範囲外のため比較例とした。