化学組成が、質量で、C:0.05以上かつ0.10未満、Si:0.20以上かつ0.50以下、Mn:0.20以上かつ1.20未満、Cr:0.20以上かつ1.20以下、Mo:0.20以上かつ0.60以下、Nb:0.010以上かつ0.050以下、Ti:0.005以上かつ0.030以下、Al:0.01以上かつ0.10以下、B:0.0003以上かつ0.0030以下、V:0以上かつ0.10以下、Cu:0以上かつ0.50以下、Ca:0以上かつ0.0030以下を含有し、Ni:0.1以下、P:0.012以下、S:0.005以下、N:0.0080以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式1により定義されるPcmが0.22以下であり、下記式2により定義されるAが2.0以下であり、下部ベイナイトの組織分率とマルテンサイトの組織分率との和が90以上であり、前記下部ベイナイトの組織分率が70以上であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が2以上であり、降伏強度が885MPa以上であり、引張強度が950MPa以上かつ1130MPa以下であることを特徴とする高強度鋼板。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105×B式1A=Mn1.5×Ni/Mo1.2×V式2ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bは、それぞれ、前記化学組成中のC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量である。50nm以上のセメンタイトの個数密度が、20個/μm3以下であることを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。板厚が、6mm以上かつ25mm以下であ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。質量で、C:0.05以上かつ0.10未満、Si:0.20以上かつ0.50以下、Mn:0.20以上かつ1.20未満、Cr:0.20以上かつ1.20以下、Mo:0.20以上かつ0.60以下、Nb:0.010以上かつ0.050以下、Ti:0.005以上かつ0.030以下、Al:0.01以上かつ0.10以下、B:0.0003以上かつ0.0030以下、V:0以上かつ0.10以下、Cu:0以上かつ0.50以下、Ca:0以上かつ0.0030以下を含有し、Ni:0.1以下、P:0.012以下、S:0.005以下、N:0.0080以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式3により定義されるPcmが0.22以下であり、下記式4により定義されるAが2.0以下である化学組成を有する鋼を1100°C以上に加熱し;未再結晶温度域での累積圧下率が60以上になるように前記鋼に熱間圧延を行い;前記鋼を、オンラインで、Ar3以上の温度から450°C以下かつ300°C以上の温度まで10°C/s以上の冷却速度で加速冷却し、加速冷却の停止後放冷する;ことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105×B式3A=Mn1.5×Ni/Mo1.2×V式4ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bは、それぞれ、前記化学組成中のC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量である。本発明の目的は、建設機械や産業機械の構造部材に用いられ、溶接性に優れ、降伏強度が885MPa以上、引張強度が950MPa以上かつ1130MPa以下であり、その多くが板厚6mm以上かつ25mm以下である高強度厚鋼板およびその製造方法を、経済的に提供することにある。本発明の要旨は、下記のとおりである。1本発明の一態様に係る高強度鋼板は、その化学組成が、質量で、C:0.05以上かつ0.10未満、Si:0.20以上かつ0.50以下、Mn:0.20以上かつ1.20未満、Cr:0.20以上かつ1.20以下、Mo:0.20以上かつ0.60以下、Nb:0.010以上かつ0.050以下、Ti:0.005以上かつ0.030以下、Al:0.01以上かつ0.10以下、B:0.0003以上かつ0.0030以下、V:0以上かつ0.10以下、Cu:0以上かつ0.50以下、Ca:0以上かつ0.0030以下を含有し、Ni:0.1以下、P:0.012以下、S:0.005以下、N:0.0080以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式1により定義されるPcmが0.22以下であり、下記式2により定義されるAが2.0以下であり、下部ベイナイトの組織分率とマルテンサイトの組織分率との和が90以上であり、前記下部ベイナイトの組織分率が70以上であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が2以上であり、降伏強度が885MPa以上であり、引張強度が950MPa以上かつ1130MPa以下である。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105×B式1A=Mn1.5×Ni/Mo1.2×V式2ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bは、それぞれ、前記化学組成中のC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量である。2上記1に記載の高強度鋼板では、50nm以上のセメンタイトの個数密度が、20個/μm3以下であってもよい。3上記1または2に記載の高強度鋼板では、板厚が6mm以上かつ25mm以下であってもよい。4本発明の一態様に係る高強度鋼板の製造方法は、質量で、C:0.05以上かつ0.10未満、Si:0.20以上かつ0.50以下、Mn:0.20以上かつ1.20未満、Cr:0.20以上かつ1.20以下、Mo:0.20以上かつ0.60以下、Nb:0.010以上かつ0.050以下、Ti:0.005以上かつ0.030以下、Al:0.01以上かつ0.10以下、B:0.0003以上かつ0.0030以下、V:0以上かつ0.10以下、Cu:0以上かつ0.50以下、Ca:0以上かつ0.0030以下を含有し、Ni:0.1以下、P:0.012以下、S:0.005以下、N:0.0080以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式3により定義されるPcmが0.22以下であり、下記式4により定義されるAが2.0以下である化学組成を有する鋼を1100°C以上に加熱し;未再結晶温度域での累積圧下率が60以上になるように前記鋼に熱間圧延を行い;前記鋼に、オンラインで、Ar3以上の温度から450°C以下かつ300°C以上の温度まで10°C/s以上の冷却速度で加速冷却し、加速冷却の停止後放冷する。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105×B式3A=Mn1.5×Ni/Mo1.2×V式4ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bは、それぞれ、前記化学組成中のC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量である。本発明によれば、建設機械や産業機械の構造部材に用いられ、降伏強度が885MPa以上であり、その多くが板厚6mm以上かつ25mm以下である、溶接性に優れる高強度厚鋼板を経済的に提供することができる。溶接割れ感受性を下げるためには、溶接割れ感受性指数Pcmを低くすることが有効であることが知られている。発明者らは、炭酸ガスアーク溶接において溶接施工管理が十分でなかった際に混入し得ると考えられる3.0~5.0ml/100g程度の量の拡散性水素が鋼中に含まれても、予熱なしで溶接割れを生じさせないためにはPcmをどのくらい低減させる必要があるのかを検討した。種々の化学組成を有する鋼材に対して、JISZ31581993に規定のy型溶接割れ試験1.7kJ/mmの溶接入熱を温度および湿度を調整して実施した。試験材の板厚はすべて25mmであり、必ず同一条件で2体の試験材に対して試験を実施した。このうち1体を水素分析用の試験材として使用し、試験後すぐにこの試験材からサンプルを採取してガスクロマトグラフにより拡散性水素量を測定した。分析の結果、拡散性水素量が5.0ml/100gを超えた場合のみ、残りの1体の試験材を割れ有無の評価試験に採用した。得られた結果から、図1に示す鋼材のPcmと割れ防止予熱温度との関係が得られた。すなわち、図1には、鋼材のPcmと予熱温度とが、割れ有無に与える影響を示している。この図1から、Pcmを0.22以下まで低減すれば、拡散性水素量が5.1~6.0ml/100gの範囲では、予熱なし試験温度25°Cの条件で割れが生じないことがわかる。ところで、従来100キロ鋼クラスの厚鋼板は、焼入れ焼戻しプロセスで製造され、主な組織として焼戻しマルテンサイトを含むのが一般的である。しかしながら、0.22以下という低いPcmを満足する成分組成化学組成では、主な組織が焼戻しマルテンサイトである場合に100キロ鋼の強度を得ることは容易ではない。このような低いPcmで高強度を得るための簡便なひとつの手段は、マルテンサイト組織を焼き戻さない、すなわち焼入れままのマルテンサイト組織を利用することである。しかしながら、焼入れままのマルテンサイト組織は、可動転位が多いため、降伏比降伏強度/引張強度が低いという特徴があり、規格で規定された降伏強度を確保しようとすると、どうしても引張強度が高くならざるを得ない。JIS規格における100キロ鋼の強度の規格値では、降伏強度が885MPa以上であり、引張強度が950MPa以上かつ1130MPa以下である。上記規格値に製造上の品質強度のばらつき等を考慮して、降伏強度の下限の目標値を915MPa、引張強度の上限の目標値を1100MPaに設定すると、降伏比降伏強度/引張強度は83以上であることが必要条件であると考えられる。焼入れままのマルテンサイト組織では、この降伏比を得ることは難しい。発明者らは、組織と強度との関係を種々検討した結果、焼入れままで高い降伏比を得るためには、焼入れ組織を下部ベイナイト主体の組織に制御し、マルテンサイト組織の分率を低くすることが有効であると結論した。さらに、発明者らは、C量が0.05以上かつ0.10未満であり、Pcmが0.22以下である種々の成分組成を有する鋼材の組織分率と強度及び降伏比との関係を詳細に調査した。その結果、まず、885MPa以上の降伏強度を確保するためには、下部ベイナイトの組織分率下部ベイナイト分率とマルテンサイトの組織分率マルテンサイト分率との和が90以上上部ベイナイトおよびフェライトの組織分率が10未満であることが必要であることが明らかになった。さらに、83以上の降伏比を満たすためには、鋼板の組織が下部ベイナイトを主体とする組織下部ベイナイト単相組織または下部ベイナイトとマルテンサイトとの混合組織であること、具体的には、鋼板の組織に含まれる下部ベイナイトの組織分率が70以上であること、が必要であるという知見を得た図2。なお、図2及び後述の図3では、板厚が6~25mmで、下部ベイナイト分率とマルテンサイト分率との和が90以上である鋼板を使用しており、この鋼板では、水冷を300~450°Cで停止して組織を制御している。次に、発明者らは、鋼板の組織を安定的に下部ベイナイト主体の組織に制御する手段について検討した。例えば、焼入れ時の冷却速度を一定範囲に制御すれば下部ベイナイトを得ることができるが、下部ベイナイトが得られる冷却速度範囲は概して狭いため、このような冷却速度の制御は、工業的には得策ではない。下部ベイナイト主体の組織を安定的に、かつ簡便に得る製造プロセスとしては、焼入れの際に、室温まで加速冷却するのではなく、冷却の途中の適切な温度で水冷を停止し、それ以降では放冷により冷却速度を遅くすることが有効である。水冷停止温度水冷から放冷に移行する鋼板温度を300°Cより低くすると、マルテンサイト分率が高くなりすぎる。逆に、水冷停止温度が450°Cより高いと、上部ベイナイトが生成しやすくなる。したがって、水冷停止温度が300°C以上かつ450°C以下であるのが望ましい。発明者らは、C量が0.05以上かつ0.10未満であり、Pcmが0.22以下である種々の成分組成の鋼種に対して、板厚が6~25mm、水冷停止温度が300°C以上かつ450°C以下の条件で鋼板を製造し、下部ベイナイトの組織分率とマルテンサイトの組織分率との和が90以上であった鋼材について、強度と組織分率との関係を詳細に調査した。その結果、MnおよびNiは、下部ベイナイト変態を抑制する作用があるため、特に水冷を途中で停止するプロセスにおいては、下部ベイナイトの組織分率を低下させ、水冷停止温度が低い時にはマルテンサイトの組織分率を高め、水冷停止温度が高い時には上部ベイナイトの組織分率上部ベイナイト分率を高める傾向が強いことが明らかとなった。また、MoおよびVは、フェライトや上部ベイナイトの生成を抑制して、下部ベイナイトの組織分率を高める傾向が強いことも確かめられた。したがって、水冷を途中で停止するプロセスにおいて下部ベイナイト主体の組織を安定的に得やすくするためには、Mn及びNiの量を抑制し、Mo及びVの量を増加させることが非常に有効であることを知見した。具体的には、C量が0.05以上かつ0.10未満であり、下記式5により定義されるPcmが0.22以下である成分組成の条件に加えて、下記式6により定義されるAA値を2.0以下に調整すれば、マルテンサイトの組織分率と下部ベイナイトの組織分率との和が90以上の場合には下部ベイナイト分率が70以上である組織が確実に得られることを知見した図3。このような下部ベイナイト主体の組織を得ることにより、降伏比が83以上になるので、降伏強度の下限885MPaと、引張強度の上限1130MPaとを、ある程度の強度のばらつきを考慮して、安定的に満足させることができる。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105×B式5A=Mn1.5×Ni/Mo1.2×V式6ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bは、それぞれ、化学組成中のC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量である。以下、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板について詳細に説明する。まず、本実施形態の鋼成分の限定理由を述べる。なお、以下では、は、質量を意味する。Cは、下部ベイナイトを主体とする組織を有する本実施形態の鋼の強度に大きく影響する重要な元素である。885MPa以上の降伏強度を得るために、C量は、0.05以上であることが必要であり、0.055以上又は0.060以上であることが好ましい。しかしながら、C量が0.10以上では引張強度が過剰に高くなる。そのため、C量は、0.10未満、望ましくは0.095以下又は0.090以下である。Siは、後述の水冷を途中で停止するプロセスにおいては、水冷停止後の徐冷中におけるセメンタイトの粗大化を抑えるので、高い強度を得るためにはSi量を高くするほうが有利である。そのため、Si量は、0.20以上、望ましくは0.25以上又は0.30以上である。しかしながら、Siを過剰に鋼中に添加すると靭性を阻害する恐れがあるため、Si量の上限は、0.50、望ましくは0.45又は0.40である。Mnは、焼入性を高め、強度を向上させるために有効な元素である。そのため、Mn量は、0.20以上、望ましくは0.30以上又は0.50以上である。しかしながら、Mnには、下部ベイナイト変態を抑制する作用があるため、特に水冷を途中で停止するプロセスにおいては、下部ベイナイトの組織分率を低下させ、水冷停止温度が低い時にはマルテンサイトの組織分率を高め、水冷停止温度が高い時には上部ベイナイト分率を高める傾向が強い。特に、Mn量が1.20以上であると、83以上の降伏比を得にくくなるので、Mn量は、1.20未満、望ましくは1.00又は0.90以下である。Crは、焼入性を向上させ、強度向上に有効であることから、Cr量は、0.20以上、望ましくは0.25以上又は0.30以上である。しかしながら、Crを鋼中に過剰に添加すると溶接性が低下することがあるため、Cr量は、1.20以下、望ましくは1.10以下又は1.00以下である。Moは、フェライトの生成を抑制し、後述の水冷を途中で停止するプロセスにおいて下部ベイナイトを安定的に生成させるために有効である。そのため、Mo量は、0.20以上であることが必要であり、0.25以上又は0.30以上であることが好ましい。しかしながら、Moを鋼中に多く添加すると溶接性が損なわれることがあり、Moが高価な元素でもある。そのため、Mo量は、0.60以下、望ましくは0.58以下又は0.55以下である。Niも、Mnと同様に下部ベイナイト変態を抑制する作用があるため、特に水冷を途中で停止するプロセスにおいては、下部ベイナイトの組織分率を低下させ、水冷停止温度が低い時にはマルテンサイトの組織分率を高め、水冷停止温度が高い時には上部ベイナイトの分率が高める傾向が強い。そのため、Niを鋼中に添加すると、83以上の降伏強度を得にくくなる。したがって、Niを鋼中に意図的に添加せず、不可避的に鋼中に含まれる範囲内にNi量を抑制する。具体的には、Ni量の上限は、0.1、望ましくは0.05又は0.04である。Ni量の下限は、特に制限する必要がなく、0である。なお、選択元素としてCuを鋼中に添加する場合には、Ni量を上記のNi量以下に制限しながら、Cuの0.5倍以上のNiを鋼中に添加してもよい。Nbは、圧延中に微細炭化物を生成し未再結晶温度域を広げて制御圧延効果を高め、結晶粒微細化によって靭性を高める。そのため、Nb量は、0.010以上、望ましくは0.015以上又は0.020以上である。しかし、Nbを鋼中に過剰に添加すると溶接性が阻害されることがあるため、Nb量は、0.050以下、望ましくは0.045以下又は0.040以下である。本実施形態では、下部ベイナイト組織を得るための適切な焼入性を確保するためにBを利用する。この適切な焼入性を得るためには、直接焼入れ時にフリーBを確保することが必要である。Nは、BNを生成してフリーBを低下させるので、BNが生成しないように適量のTiを鋼中に添加し、NをTiNとして固定する。Tiは、NをTiNとして固定するために鋼中に含有させる。すなわち、鋼中において、Ti量は、0.005以上であり、望ましくは0.010又は0.012以上である。しかしながら、Tiの過剰な添加は溶接性を低下させる場合があるので、Ti量の上限は、0.030、望ましくは0.025又は0.020である。Bは、鋼の焼入性を高める効果を有し、この効果を発揮するには、B量は、0.0003以上であることが必要であり、0.0005以上又は0.0010以上であることが好ましい。しかしながら、0.0030を超えるBを鋼中に添加すると溶接性や靭性が低下することがある。そのため、B量は、0.0030以下、望ましくは0.0025以下又は0.0020以下である。Nは、鋼中に過剰に含有されると上述のようにBNを生成してBの焼入性向上効果を阻害し、かつ靱性を低下させる。そのため、N量を0.0080以下、望ましくは0.0060以下又は0.0050以下に抑制する。また、Nは、不可避的に鋼中に含まれるため、N量の下限は、特に制限する必要がなく、0である。Alは、脱酸材として鋼中に添加され、この鋼中では、Al量は、通常0.01以上である。しかしながら、Alの過剰な添加は靭性を低下させる場合があるので、Al量の上限は、0.10、望ましくは0.08又は0.05である。Pは、靭性を低下させる有害な元素である。したがって、P量を0.012以下、望ましくは0.010以下又は0.008以下に抑制する。また、Pは、不可避的不純物であるため、P量の下限は、特に制限する必要がなく、0である。Sは、MnSを形成して曲げ加工性を低下させる有害な元素であるので、S量を極力低下させることが望ましい。したがって、S量を0.005以下、望ましくは0.004以下又は0.003以下に抑制する。また、Sは、不可避的不純物であるため、S量の下限は、特に制限する必要がなく、0である。以上の元素は、本実施形態における鋼の基本成分基本元素であり、この基本元素を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本組成に加え残部Feの一部の代わりに、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の元素選択元素を含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。すなわち、選択元素として上記基本成分の他に、V、Cu、Caのうち一種以上を鋼中に添加することができる。Vは、焼入性を向上させ、焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織中での析出強化効果もあり、強度向上に有効であることから、必要に応じてVを添加してもよい。しかしながら、多量のVの添加は溶接性を阻害する場合があり、高価な元素でもあるため、V量は、0.10以下、望ましくは0.090以下又は0.080以下である。また、合金コストの低減のためには、Vを意図的に鋼中に添加する必要がなく、V量の下限は0である。Cuは、固溶強化により強度を向上させる元素であり、必要に応じてCuを添加してもよい。例えば、Cu量が0.05以上になるようにCuを鋼中に添加することができる。しかしながら、Cuを多量に添加すると、固溶強化による強度向上の効果が限界に達する。そのため、Cu量は、0.50以下、望ましくは0.40以下又は0.30以下である。また、Cuは、高価な元素であるので、合金コストを低減するために、Cuを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Cu量の下限は0である。Caは、鋼板の硫化物を球状化して、MnSによる曲げ加工性の低下を軽減する効果があり、必要に応じてCaを鋼中に添加してもよい。なお、この目的のためにCaを鋼中に添加して、0.0001以上のCaを鋼中に含有させてもよい。しかし、Caの多量の添加は溶接性を低下させることがあるので、Ca量の上限は、0.0030以下、望ましくは0.0020以下または0.0010以下である。また、合金コストの低減のためには、Caを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ca量の下限は0である。以上のように、本実施形態の高強度鋼板は、上述の基本元素を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも1種とを含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。以上の各元素の量の範囲の条件に加え、上述したように、十分な溶接性を確保するため、上記式5により定義されるPcmが0.22以下になるように成分組成を調整する。上述したように、Pcmが0.22以下の条件のもとで83以上の降伏比を満たすためには、鋼板の組織におけるマルテンサイト分率と下部ベイナイト分率との和が90以上であり、このうち下部ベイナイトの分率が70以上であることが必要である。この下部ベイナイト主体の組織を安定的に得やすくするために、上記式6により定義されるAA値が、2.0以下になるように、成分組成を調整する。なお、選択元素であるV及びCuが鋼中に含まれない場合、Pcm及びAは、それぞれ、下記式7及び式8により定義される。これらの式7及び式8は、それぞれ、上記式5及び式6に対応している。Pcm=CSi/30Mn/20Ni/60Cr/20Mo/155×B式7A=Mn1.5×Ni/Mo式8なお、上記式5~式8において、式中の各変数に対応する元素例えば、V、Cu、Niが鋼中に含まれない場合には、その変数に0を代入する。上記各元素の量の範囲と、Pcm及びAの条件とを満足する成分組成が、本実施形態における成分組成である。次に、本実施形態の鋼の組織について説明する。上述したように、通常の溶接施工管理に必要とされる溶接性を確保しながら83以上の降伏比を満たすためには、マルテンサイト分率と下部ベイナイト分率との和が90以上であり、このうち下部ベイナイトの分率が70以上であることが必要である。ここで、下部ベイナイトには、多量の微細なセメンタイトが、フェライトラスの界面やフェライトラス内に存在している。この微細なセメンタイトは降伏強度を高め、特に直径円相当径が1~10nm程度のセメンタイトの降伏強度向上効果が大きいといわれており、このような微細なセメンタイトが多いことが望ましい。しかしながら、数nmのセメンタイトを精度良く測定することは容易ではない。一方、C量等の製造条件に応じて一定量のセメンタイトが鋼中に生成することを考慮すると、微細なセメンタイトが多くなるほど、粗大なセメンタイトが少なくなる傾向がある。そこで、本発明者らは、降伏強度とセメンタイトの大きさ、個数密度について詳細に調査した結果、具体的には、鋼板組織中の直径円相当径50nm以上の比較的粗大なセメンタントの個数密度が、20個/μm3以下であることが、微細なセメンタイトを多く含み降伏強度を顕著に向上させるための好ましい条件であることを知見した。鋼板組織中にこのような微細なセメンタイトを多く含むことにより、83以上の降伏比を容易に達成することができる。なお、このセメンタントの個数密度の下限は、0個/μm3である。なお、抽出レプリカ法により所定体積の鋼板の素地を電解により溶出させてセメンタイトを抽出したサンプルを作製し、このサンプルを透過型電子顕微鏡TEMにより観察して50nm以上の円相当径を有するセメンタイト50nm以上のセメンタイトの単位体積当りの個数個数密度を得ることができる。さらに、後述のように旧オーステナイト旧オーステナイト粒のアスペクト比が2以上である。旧オーステナイトのアスペクト比は、旧オーステナイトの短軸長に対する長軸長の比軸比であり、各旧オーステナイト粒の軸比の平均値である。そのため、このアスペクト比の下限は、1である。さらに、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。上記実施形態の成分組成の条件を満足するように添加等により鋼中の成分組成が調整されたスラブ鋼から、以下の方法を用いて高強度鋼板を製造した。なお、図4に、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法の概略を示す。制御圧延効果を高めるNbや、焼入性に寄与するMoなどの合金元素の炭化物あるいは炭窒化物を十分に鋼中に固溶させるために、上記スラブを1100°C以上の温度加熱温度に加熱するS1。この加熱温度の上限は、特に制限されないが、生産性が低下したり、加熱時のオーステナイトの粒径が極端に大きくなったりするため、1300°Cであることが好ましい。、この加熱されたスラブに対して未再結晶温度域での累積圧下率が60以上になるように目標の板厚まで熱間圧延を行うS2。熱間圧延されたスラブ、すなわち、鋼板鋼では、その板厚の多くは6~25mmであるが、必ずしもこの板厚に限定されない。ここで、未再結晶温度域での累積圧下率が60以上であると、十分な加工歪を鋼中に導入することができ、鋼板の強度特性を適切に制御できる。なお、未再結晶温度域は、Ar3以上かつ960°C以下の温度域であり、この温度域では、圧延後の再結晶加工歪の減少を防止することができる。また、Ar3Ar3変態点は、冷却時にフェライト変態が開始する温度であり、富士電波工機製の熱間加工再現試験装置THERMECMASTOR-Zを用いて測定できる。このAr3の測定では、鋼サンプルを、1200°Cまで加熱して10分間保持した後、2.5°C/分で冷却して、冷却時の体積変化を測定し、この体積変化に基づいてAr3を決定する。なお、未再結晶温度域での累積圧下率は、100未満である。熱間圧延により得られた鋼板鋼に対して、熱間圧延に引き続きオンラインで、Ar3以上の温度水冷開始温度から加速冷却水冷を行う。オンラインで加速冷却を行うことで焼入れ性を高めることができ、Pcmの低減に有利である。加速冷却開始温度をAr3以上の温度にするのは、Ar3未満の温度から加速冷却を開始すると、フェライトや上部ベイナイトが生成して鋼板の強度が大きく低下するためである。加速冷却を開始した後、300°C以上かつ450°C以下の温度水冷停止温度でこの加速冷却を停止し、その後放冷を行うS3。水冷停止温度が450°C超では、上部ベイナイトが生成しやすく、降伏強度および引張強度が低下する傾向が強い。また、水冷停止温度が300°C未満では、マルテンサイトの組織分率が高くなり、降伏比が低下するので、降伏強度の下限と引張強度の上限との両立が難しくなる。ここでは、加速冷却水冷は、上記冷却停止温度以上かつAr3以下の温度域において鋼板の1/4t部の平均冷却速度が10°C/s以上である冷却であり、この加速冷却の平均冷却速度の上限は、特に制限されない。また、放冷大気中に保持は、室温以上かつ上記冷却停止温度未満の温度域において鋼板の1/4t部の平均冷却速度が1°C/s以下である冷却であり、この放冷の平均冷却速度の下限は、特に制限されない。なお、鋼板の1/4t部は、鋼板の表面から板厚中心深さ方向に板厚の1/4の距離離れた部分であり、この1/4t部の冷却速度は、温度解析を行って得られた温度変化から求めた。また、上記の加速冷却後の放冷により、70以上の下部ベイナイトが得られ、十分に微細なセメンタイトを確保することができる。この場合、得られる鋼板の多くについて、50nm以上の比較的粗大なセメンタントの個数密度が、20個/μm3以下である。本実施形態により製造された鋼板では、下部ベイナイト分率とマルテンサイト分率との和が90以上、下部ベイナイト分率が70以上、オンライン加速冷却で製造した鋼板の組織の特徴として旧オーステナイトのアスペクト比が2以上になる。また、本実施形態では、焼戻しを行うことなく、885MPa以上の降伏強度と、950MPa以上かつ1130MPa以下の引張強度とを達成することができる。一方、鋼板に対して、オンラインで加速冷却を行わず冷却完了後に再加熱と焼入れとを行った場合には、鋼板の旧オーステナイトのアスペクト比は、2.0未満になる。この場合には、降伏比を確保するために焼戻しが必要であるため、工程数及び工程所要時間が増加し、工業的にはコストが高くなる。また、加速冷却後に鋼板を巻き取り、コイルの状態で鋼板を放置した場合、放冷時の冷却速度が非常に小さくなり、50nm以上の比較的粗大なセメンタイトの個数密度が、20個/μm2を超えてしまう。そのため、コイルの状態の鋼板に対して加速冷却後の放冷を行うことは望ましくなく、鋼板の温度が250°C以下になるまで鋼板一枚毎に放置して空冷を行うことが望ましい。すなわち、鋼板の温度が250°C以下になるまで、鋼板を重ねることなく例えば鋼板の表面が空気と接触できるように放冷することが望ましい。鋼板の温度が250°C以下に到達した後では、鋼板を重ねて放冷してもよい。加えて、熱間圧延後、加速冷却を行うことにより得られた鋼板を高温で焼戻すと、セメンタイトが粗大化しやすく、十分に微細なセメンタイトを確保することが困難である。表1及び表2に示す成分組成を有する鋼組成No.A~APの鋼を溶製して得られた鋼片から、表3及び表4に示す製造条件により、板厚6~25mmの鋼板No.1~55を製造した。表1及び表2において、Cu、Ni、V、Caを鋼中に意図的に添加していない場合には、これら化学成分の量に括弧を付与している。また、表3及び表4では、加速冷却水冷を停止した後、鋼板の温度が250°Cになるまでは、鋼板を巻き取ることなく鋼板1枚毎に放冷した。これらの鋼板No.1~55について、以下に示す方法により、下部ベイナイトおよびマルテンサイトの組織分率、50nm以上のセメンタイトの個数個数密度、旧オーステナイトのアスペクト比、y型溶接割れ試験での溶接金属の拡散性水素量を測定し、降伏強度、引張強度、溶接性、靭性を評価した。これらの測定及び評価により得られた鋼板の組織及び特性を表5及び6に示す。鋼板断面を鏡面研磨した後ナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡SEMで、鋼板断面の上記1/4t部付近を観察した。ここで、倍率は、3000倍であり、25μm×20μmの範囲の視野を15視野選択している。この観察により得られた画像から、下部ベイナイトおよびマルテンサイトの面積を測定し、それぞれの組織分率面積率を求めた。また、これらの画像と同じ方法で1/4t部付近における鋼板の圧延方向長手方向に平行な断面L断面、板厚中心方向に垂直な断面を観察して得られた画像から、旧オーステナイトの長軸長と短軸長とを測定し、長軸長を短軸長により除してアスペクト比を求めた。加えて、抽出レプリカ法により鋼板No.1~55から所定体積の鋼板の素地を電解により溶出させてセメンタイトを抽出したサンプルを作製し、このサンプルを透過型電子顕微鏡TEMにより観察して50nm以上の円相当径を有するセメンタイトの個数密度を求めた。個数測定にあたっては、EDXによりセメンタイト以外の析出物を区別したが、鋼板No.1~55では、セメンタイト以外の50nm以上の析出物はほとんど存在しなかった。また、Ar3Ar3変態点は、富士電波工機製の熱間加工再現試験装置THERMECMASTOR-Zを用いて測定され、このAr3の測定では、鋼サンプルを、1200°Cまで加熱して10分間保持した後、2.5°C/分で冷却して、冷却時の体積変化を測定し、この体積変化に基づいてAr3を決定した。また、鋼板No.1~55からJISZ22011998に規定の1A号引張試験片を採取して、JISZ22411998に規定の引張試験により降伏強度及び引張強度を測定した。この引張試験の結果、降伏強度が885MPa以上、引張強度が950MPa以上かつ1130MPa以下である場合に、それぞれ、鋼板の降伏強度及び引張強度を合格と評価した。JISZ31581993に規定のy型溶接割れ試験で鋼板No.1~55の溶接性を評価した。このy型溶接割れ試験では温度および湿度の調整を行い、入熱15kJ/cmで炭酸ガスアーク溶接を行い、評価に供した鋼板の板厚は25mmであった。この試験の結果、予熱なし室温25°Cでルート割れ率が0であった場合に、鋼板の溶接性を合格と評価した。また、板厚が6mm~16mmの鋼板No.2、4、7、9、18は、類似の成分を有する鋼板No.1、3、6、8、17と同様の溶接性を有すると考えられることから、これらの鋼板No.2、4、7、9、18については、y型溶接割れ試験を省略した。また、y型溶接割れ試験では、2体の試験材のそれぞれに対して温度および湿度や入熱などの条件を同一に設定した溶接を行い、このうち1体を溶接後すぐにサンプルを採取し、JISZ31182007に規定のガスクロマトグラフ法により溶接金属の拡散性水素量を測定した。分析の結果、拡散性水素量が5.0ml/100gを超えた場合のみ、残りの1体の試験材を上記溶接性割れ有無の評価試験に採用した。JISZ22011998に規定の4号シャルピー試験片を板厚中心部から圧延方向に垂直な方向に採取し、-40°Cにおける衝撃試験の吸収エネルギーを測定し、3本の試験片の吸収エネルギーの平均値vE-40から靭性を評価し、27Jを靭性の目標値に設定した。なお、板厚が6mmおよび9mmの鋼板については、5mmサブサイズのシャルピー試験片を採取し、1cm2あたりの吸収エネルギー値が27J以上であることを靭性の目標値に設定した。なお、表1及び表2中で下線を付した化学成分の量、Pcm、およびAの値は、本発明の鋼板の組成条件を満足していない。同様に、表3及び表4中で下線を付した数値は、本発明の製造条件を満足しない。表5及び表6中で下線を付した数値は、本発明の鋼板の組織を満足していない、あるいは鋼板の特性が不十分である。表2中の鋼板No.1~18では、すべて、下部ベイナイト分率とマルテンサイト分率との和下部ベイナイト分率マルテンサイト分率が90以上であり、かつ下部ベイナイト分率が70以上であり、降伏強度、引張強度、降伏比、溶接性、靭性が、上記の目標値を満足していた。ここで、溶接性の評価のため実施したy型溶接割れ試験において溶接金属中の拡散性水素の量が5.1~6.0ml/100gの範囲であったことから、この範囲では溶接割れが生じないことが確認できた。したがって、炭酸ガスアーク溶接において、拡散性水素量が溶接施工管理がやや不十分であった際に混入し得ると考えられる3.0~5.0ml/100g程度であれば、この拡散性水素量は上記範囲の拡散性水素量より低いわけであるから溶接割れが生じないとみなせる。ここで、鋼板No.1~18に対して500°Cでの焼戻しをさらに行った場合には、50nm以上の比較的粗大なセメンタイトの個数密度が増加し、焼戻しを行わない場合に比べて降伏強度が低下した。また、例えば、鋼板No.7の製造条件のうち未再結晶温度域での累積圧下率を60未満に変更した場合には、十分な加工歪を鋼中に導入できないため、強度特性の何れか例えば、靭性が鋼板No.7に比べて低下した。これに対し、表1及び表2中の下線で示す各化学成分の量が本発明の条件を満足しない鋼板No.19~42では、本発明の製造条件を満足しているにもかかわらず、降伏強度、引張強度、溶接性、靭性のうちひとつ以上が目標値に満たない。鋼板No.43~49では、各化学成分の量が本発明の条件を満足していた。しかしながら、Pcmの値が本発明の条件を満足していない鋼板No.43~45では、溶接性が不合格であった。同様に、Aの値が本発明の条件を満足していない鋼板No.46~47では、降伏強度が不合格であった。また、Pcm値とA値とがいずれも本発明の条件を満足していない鋼板No.48~49では、溶接性と降伏強度とがいずれも不合格であった。鋼板No.50~55では、各化学成分の量、Pcm、Aの値がいずれも本発明の条件を満足していた。しかしながら、鋼板No.50~55では、製造条件のいずれかひとつが本発明の条件を満足していなかった。そのため、鋼板No.50~55では、鋼板の組織の条件下部ベイナイトマルテンサイト分率、下部ベイナイト分率のうちひとつ以上が本発明の条件を満足しないことに加え、降伏強度、引張強度、靭性のうち少なくともひとつが不合格であった。なお、鋼板No.54では、鋼片を圧延して鋼板を製造し、放冷を行った後、鋼板を、930°Cに再加熱して810°Cから350°Cまでの温度域を40°C/sの冷却速度で冷却した。そのため、例えば鋼板No.52と比べると、鋼板No.54では、製造コストが増加した。