"質量で、C:0.03~0.16、Si:0.03~0.5、Mn:0.3~2.0、Nb:0.005~0.030、Ti:0.003~0.050、Al:0.002~0.10、N:0.0020~0.0100を含有し、P:0.020以下、S:0.010以下に制限し、C、Mn、Nbの含有量が下記1式を満足し、Ti、Nの含有量が下記2式を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋳片を下記3、4式を満たす条件で加熱した後、各圧延パスの圧延温度、圧下率およびパス間時間が下記5、6式を満たすように粗圧延を行い、引き続いて、板厚方向の平均冷却速度を5°C/s以上として加速冷却することを特徴とする溶接構造用高強度鋼の製造方法。0.32≦[C]0.15[Mn]3.8[Nb]≦0.3911.5≦[Ti]/[N]≦3.0256000/1.2-0.18×log[Nb]≦T273×{logth25}≦91000/1.9-0.18×log[Ti]330≦th472200/[76.4Aj×ln{-ln1-Rj}]-273≦Tj≦103000/[87.68.1×ln{-ln1-Rj}]-2735Bj≦tj≦Bj2700/Tj-6806ただし、Aj=8{25×Rj-0.25}×{1-exp-160×[Nb]}、Bj=6.45×10-12×{-ln1-Rj}-1.4×exp{32800/Tj273}×exp73.1×[Nb]、であり、[X]:元素Xの添加量質量、T:加熱温度°C、th:保持時間分Tj:j番目の圧延パスの圧延温度°C、tj:j番目の圧延パスとj1番目の圧延パス間の時間秒、Rj:j番目の圧延パスの圧下率=入側板厚-出側板厚/入側板厚、である。前記粗圧延後、前記加速冷却の前に、各圧延パスの圧延温度および圧下率が下記7、8式を満たし、かつ累積圧下率が9式、または10式を満たすように仕上圧延を行うことを特徴とする請求項1記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。62400/[75.38.1×ln{-ln1-Rk}]-273≦Tk≦70200/[77.3Ak×ln{-ln1-Rk}]-2737tk≦Ck80≦ΣRk≦h[h≦20]93h/4-15≦ΣRk≦h[20<h]10ただし、Ak=8{25×Rk-0.25}×{1-exp-160×[Nb]}、Ck=1.5×10-12×{-ln1-Rk}-1.4×exp{32800/Tk273}×exp73.1×[Nb]であり、Tk:k番目の圧延パスの圧延温度°C、tk:k番目の圧延パスとk1番目の圧延パス間の時間秒、Rk:k番目の圧延パスの圧下率=入側板厚-出側板厚/入側板厚、h:仕上圧延後の板厚mm、ΣRk:仕上圧延の累積圧下率=粗圧延後の板厚-仕上圧延後の板厚/粗圧延後の板厚×100である。前記粗圧延終了後、前記仕上圧延開始までの間において水冷することを特徴とする請求項2記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。前記粗圧延、前記仕上圧延の一方または双方の各圧延パス間において水冷することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。前記加速冷却終了後、650°C以下の温度で熱処理することを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。さらに、前記鋳片が質量で、Cu:1.5以下、Cr:0.5以下、Mo:0.5以下、Ni:2.0以下、V:0.10以下、B:0.0030Mg:0.0050以下、Ca:0.0030以下、REM:0.010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1~5のいずれか1項に記載の溶接構造用高強度鋼の製造方法。しかし、特に、Tiを組織制御に積極的に活用し、母材および大入熱溶接継手のHAZの靭性を向上させつつ、生産性の向上をも図るためには、熱間圧延におけるTiの影響を考慮して、製造プロセスを設計する必要がある。本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、効率的な、母材およびHAZ靭性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法を提供することを課題とするものである。本発明は、特に、TiNの影響を考慮し、加熱、圧延、冷却、熱処理工程におけるミクロ組織の逐次的変化を精緻に制御するためにプロセス条件を規定した、母材およびHAZの靭性に優れた溶接構造用高強度鋼の製造方法を提供するものである。鋼板の強度は、例えば、降伏強度315MPa以上580MPa以下、引張強さ440MPa以上720MPa以下であり、降伏強度を550MPa以下、引張強さを470MPa以上又は490MPa以上、若しくは650MPa以下又は620MPa以下としてもよい。板厚は、例えば、10~100mmであり、その下限を12mm、20mm又は30mmに、その上限を70mm又は50mmとしてもよい。本発明の要旨は以下のとおりである。1質量で、C:0.03~0.16、Si:0.03~0.5、Mn:0.3~2.0、Nb:0.005~0.030、Ti:0.003~0.050、Al:0.002~0.10、N:0.0020~0.0100を含有し、P:0.020以下、S:0.010以下に制限し、C、Mn、Nbの含有量が下記1式を満足し、Ti、Nの含有量が下記2式を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋳片を下記3、4式を満たす条件で加熱した後、各圧延パスの圧延温度、圧下率およびパス間時間が下記5、6式を満たすように粗圧延を行い、引き続いて、板厚方向の平均冷却速度を5°C/s以上として加速冷却することを特徴とする溶接構造用高強度鋼板の製造方法。0.32≦[C]0.15[Mn]3.8[Nb]≦0.3911.5≦[Ti]/[N]≦3.0256000/1.2-0.18×log[Nb]≦T273×{logth25}≦91000/1.9-0.18×log[Ti]330≦th472200/[76.4Aj×ln{-ln1-Rj}]-273≦Tj≦103000/[87.68.1×ln{-ln1-Rj}]-2735Bj≦tj≦Bj2700/Tj-6806ただし、Aj=8{25×Rj-0.25}×{1-exp-160×[Nb]}、Bj=6.45×10-12×{-ln1-Rj}-1.4×exp{32800/Tj273}×exp73.1×[Nb]、であり、[X]:元素Xの添加量質量、T:加熱温度°C、th:保持時間分Tj:j番目の圧延パスの圧延温度°C、tj:j番目の圧延パスとj1番目の圧延パス間の時間秒、Rj:j番目の圧延パスの圧下率=入側板厚-出側板厚/入側板厚、である。2前記粗圧延後、前記加速冷却の前に、各圧延パスの圧延温度および圧下率が下記7、8式を満たし、かつ累積圧下率が9式、または10式を満たすように仕上圧延を行うことを特徴とする上記1記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。62400/[75.38.1×ln{-ln1-Rk}]-273≦Tk≦70200/[77.3Ak×ln{-ln1-Rk}]-2737tk≦Ck80≦ΣRk≦h[h≦20]93h/4-15≦ΣRk≦h[h>20]10ただし、Ak=8{25×Rk-0.25}×{1-exp-160×[Nb]}、Ck=1.5×10-12×{-ln1-Rk}-1.4×exp{32800/Tk273}×exp73.1×[Nb]であり、Tk:k番目の圧延パスの圧延温度°C、tk:k番目の圧延パスとk1番目の圧延パス間の時間秒、Rk:k番目の圧延パスの圧下率=入側板厚-出側板厚/入側板厚、h:仕上圧延後の板厚mm、ΣRk:仕上圧延の累積圧下率=粗圧延後の板厚-仕上圧延後の板厚/粗圧延後の板厚×100である。3前記粗圧延終了後、前記仕上圧延開始までの間において水冷することを特徴とする上記2記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。4前記粗圧延、前記仕上圧延の一方または双方の各圧延パス間において水冷することを特徴とする上記1~3に記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。5前記加速冷却終了後、650°C以下の温度で熱処理することを特徴とする上記1~4に記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。6さらに、前記鋳片が質量で、Cu:1.5以下、Cr:0.5以下、Mo:0.5以下、Ni:2.0以下、V:0.10以下、B:0.0030Mg:0.0050以下、Ca:0.0030以下、REM:0.010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上記1~5に記載の溶接構造用高強度鋼板の製造方法。本発明の適用によって、引張強度が440MPa級以上の鋼板で、母材靭性および溶接入熱が100~300kJ/cm程度の溶接を行ったときのHAZ靭性が良好な鋼板を、効率的な製造方法により提供することが可能になることから、産業上の効果は極めて大きい。一般に、鋼板の強度および靭性を向上させるためには製造方法が重要である。鋼板の板厚が薄い場合や、靭性に対する要求が厳しくない場合などは、スラブを加熱し、再結晶が促進される高温で熱間圧延を行い、繰り返し再結晶させて結晶粒径を微細化することができる。これに対して、鋼板の板厚が厚い場合や、非常に優れた靭性が要求される場合は、TMCPが適用される。TMCPでは、スラブを加熱し、粗圧延後、引き続き、一般的には仕上圧延を行い、さらに加速冷却を行う。粗圧延は、γが再結晶する温度域γ再結晶温度域で行い、組織を微細化するための、高温域における圧延である。仕上圧延は、γが再結晶しないような温度域γ未再結晶温度域で行い、γ粒を十分に延伸させ、歪を蓄積させるための、低温域における圧延であり、制御圧延CRともいう。仕上圧延後の加速冷却ACCにより、歪が蓄積したγ粒から微細なフェライトα粒が生成する。微細組織を得るための基本的指針は、以下のようにまとめられる。a加熱工程では、温度と保持時間を適切に制御して、γ粒を均一かつ細粒にする。b粗圧延工程では、1パス当たりの圧下率、累積圧下率を大きくし、再結晶を利用してγ粒を微細化する。c仕上圧延工程では、圧延温度を低く、累積圧下率を大きくし、γ粒の延伸化によって粒界面積を増加させ、歪が蓄積した変形帯等のα核生成サイトを多くする。d加速冷却工程では、冷却速度、冷却開始温度、冷却停止温度を制御して、組織の変態挙動を制御し、適切な組織を生成させる。なお、本発明では、γ再結晶温度域での熱間圧延を粗圧延と定義し、γ未再結晶温度域での熱間圧を仕上圧延と定義する。このため、粗圧延を粗圧延機で行う必要はなく、仕上圧延を仕上圧延機で行う必要もない。例えば、粗圧延と仕上圧延をすべてひとつの仕上圧延機で行ってもよい。Nbは、炭化物、窒化物などの析出物を生成し、再結晶を遅延させ、未再結晶温度域を高温化させる効果があり、析出強化にも寄与する。したがって、本発明者らの一部は、特許文献2により、鋼板の強度および靭性を向上させるために、Nbの添加量に応じて、仕上圧延の各パスの圧延温度、圧下率を制御する方法を提案している特許文献2、参照。一方、HAZ靭性を向上させるためには、HAZ組織の微細化、脆化相の低減が必要である。HAZ組織の微細化を達成するための手段としては、TiN粒子やTi、Ca、Mg等の酸化物硫化物粒子等を利用して、γ粒粗大化抑制、粒内α変態促進を図る方法が一般的である。このうち、TiNは、酸化物や硫化物と比べて鋼中への微細分散が容易であり、母材の組織制御にも利用することができる。TiNは、再結晶を促進または遅延させて母材の靭性に影響を及ぼし、かつ、ピンニング粒子として作用し、HAZ靭性にも影響を及ぼす。したがって、母材およびHAZ靭性を向上させるためには、TiNの析出挙動を考慮して、熱間圧延の加熱温度、粗圧延の条件、さらには仕上圧延の条件を制御することが必要である。そこで本発明者らは、HAZ組織の粗大化防止に有用であり、母材の組織制御にも利用できるTiNの析出挙動に着目し、加熱から熱処理工程までの逐次的なミクロ組織変化について詳細な調査を行った。さらに、組織を微細化し、かつ、ピンニングに寄与するTiNを確保するための、各工程の条件、特に、熱間圧延の加熱条件、圧下率およびパス間時間の条件を明確化し、本発明を完成させた。以下、本発明の製造条件について詳細に説明する。まず、熱間圧延の加熱工程スラブの加熱について説明する。熱間圧延の加熱温度および保持時間は、再結晶挙動に及ぼす影響が大きいNbを固溶させ、HAZ靭性を向上させるTiNを確保するために極めて重要である。また、熱間圧延の加熱温度および保持時間は、鋼のミクロ組織を制御する上でも非常に重要であり、鋼板母材の靭性を確保するためには、均一かつ微細なγ組織とする必要がある。加熱工程における重要なポイントは、未再結晶温度域上昇や高強度化に寄与するNbを十分固溶させつつ、γ粒粗大化抑制に有効なTiNを完全に固溶させないような温度、保持時間とすることである。本発明者らは、Nb、Tiの析出挙動について、種々の実験と熱力学計算を行い、その結果に基づいて下記の3式および4式を導出した。56000/1.2-0.18×log[Nb]≦Ph≦91000/1.9-0.18×log[Ti]330≦th4ただし、Ph=T273×logth25であり、[X]:元素Xの添加量質量、T:加熱温度°C、th:保持時間分である。Phの関数形は、焼戻しの温度と時間の換算を行うのに用いられる焼戻しパラメータを参考にしている。また、不等式の左辺は、Nb量に応じて変化する加熱条件の下限であり、不等式の右辺は、Ti量に応じて変化する加熱条件の上限である。各係数は、粗大γが生成する限界条件、固溶Nb量を確保するための限界条件から実験的に定めた。保持時間は30分以上としたが、これはNb等の微量合金元素を均一に固溶させるためである。なお、保持時間とは設定した炉温に対して20°C低い温度に達してから抽出するまでの時間とし、加熱温度とはその間の平均温度と定義する。図1にNb:0.005および0.03のときの加熱条件の下限、Ti:0.005および0.03のときの加熱条件の上限を示す。Nbの含有量に応じて加熱温度および保持時間の下限が変化し、図1に示す条件を満たす範囲でスラブ加熱を行えば、固溶Nbを最大限活用できる。また、Tiの含有量に応じて加熱温度および保持時間の上限が変化し、Ti量が0.005~0.03の場合は、図1に示す範囲でスラブ加熱を行えば、γ粒の粗大化を抑制することができる。なお、Ti量が0.003の場合は、図1に実線で示す曲線が下方に移動し、Ti量が0.05になると、図1に点線で示す曲線加熱条件の上限を示す曲線が上方に移動する。このようにNbおよびTiの含有量に応じて、適切な条件でスラブ加熱を行うことにより、固溶Nbを確保し、かつγ粒の粗大化が抑制され、その結果、熱間圧延、加速冷却などの後工程の製造負荷をあまり大きくすることなく母材靭性を向上させることができる。なお、スラブを高温に加熱しすぎると、非常に厚いスケールが生成し、鋼板の表面疵となる場合もある。このため、スラブの加熱温度を1300°C以下、1250°C以下、1200°C以下又は1180°C以下に制限してもよい。保持時間の上限を特に設ける必要はないが、長時間保持による生産性の低下を避けるために、500分、400分又は300分を保持時間の上限としてもよい。スラブを加熱した後、粗圧延を行い、圧延のパス間での再結晶の繰り返しにより、γ粒をできるだけ均一に微細化する。鋼板の板厚が薄い場合や、要求される靭性のレベルが高くない場合は、粗圧延に引き続いて加速冷却を行ってもよい。粗圧延工程で、再結晶γの微細化を図るためには、圧延のパス間で再結晶を完了させ、なおかつ、再結晶γ粒の粗大化を抑制することが必要である。本発明者らは、実験室で圧下温度、圧下率、保持時間と再結晶および粒成長との関係について詳細に調査し、粗圧延工程でγ粒を微細化するための条件として、下記の5式および式6を導いた。72200/[76.4Aj×ln{-ln1-Rj}]-273≦Tj≦103000/[87.68.1×ln{-ln1-Rj}]-2735Bj≦tj≦Bj2700/Tj-6806ただし、Aj=8{25×Rj-0.25}×{1-exp-160×[Nb]}、Bj=6.45×10-12×{-ln1-Rj}-1.4×exp{32800/Tj273}×exp73.1×[Nb]、であり、Tj:j番目の圧延パスの圧延温度°C、tj:j番目の圧延パスとj1番目の圧延パス間の時間秒、Rj:j番目の圧延パスの圧下率=入側板厚-出側板厚/入側板厚、である。ここで、5式の左辺は再結晶が生じる下限温度を表し、右辺は再結晶γが粒成長しない上限温度を表している。すなわち、5式の関数型は、各パスの歪、すなわち-ln1-Rjの項が大きく、また、Nb量が少ないほど再結晶が生じやすくなり、一方、各パスの歪が大きくすれば再結晶γ粒が小さくなり、粒成長しやすいという傾向を反映させたものである。5式の各項の係数は、再結晶、粒成長が生じる限界条件から実験的に決定した。また、6式の左辺は再結晶が完了するために必要な下限時間を表し、右辺は粒成長を生じさせないために必要な上限時間を表している。6式の関数型は、歪が大きく、温度が高く、Nbが少ないほど再結晶が速く完了し、粒成長しやすいという傾向を表現するものである。なお、6式の各項の係数も実験的に決定した。図2にNb:0.005および0.03のときの粗圧延温度、圧下率の下限、および上限を示す。また、図3に上記の各Nb量のときの最小パス間時間を示す。これらを満たす条件で粗圧延を行うことにより、加熱γ粒を効果的に再結晶させて、均一かつ微細なγ粒を得ることができる。また、粗圧延のパス間は、空冷でもよいが、デスケーラなどによる水冷を行ってもかまわない。ただし、組織制御の観点から冷却手段や条件を限定する必要はない。鋼板の板厚が薄く、粗圧延によって組織が十分に微細化される場合や、靭性に対する要求が厳しくない場合は、粗圧延に引き続いて加速冷却を行う。粗圧延の終了後は鋼板の温度が高く、粗圧延によって組織の微細化が進んでいることから、比較的、短時間で再結晶が完了する。また、加速冷却を開始するまでに再結晶が完了していない場合、加速冷却を開始した後、高温では再結晶が進む。したがって、粗圧延の終了から加速冷却を開始するまでの時間は規定しない。生産性の観点から、粗圧延後、直ちに加速冷却を開始することが好ましいが、圧延設備から冷却設備までの搬送に要する時間などのため、30~90sを要する場合もある。なお、加速冷却以後の工程の詳細は後述する。鋼板の板厚が厚い場合や、非常に優れた靭性が要求される場合は、粗圧延に引き続いて仕上圧延を行うことが好ましい。粗圧延後は、上述のように、ある程度、組織が微細化されており、また、温度が低く、板厚の減少に伴って冷却速度が大きくなるため、粒成長やTiNの粗大化が抑制される。したがって、粗圧延後、仕上圧延を開始するまでの時間は特に規定しないが、仕上圧延の温度の調整のための時間仕上圧延が可能な温度になるまで冷却時間として、30s~180sを要する場合がある。粗圧延完了から仕上圧延開始までの間は空冷でもかまわないが、生産性の観点から温度待ち時間を短縮させ、また、再結晶γの粒成長を防止するためには、水冷を行ってもよい。仕上圧延工程は、γ中にα変態の核生成サイトとなる転位や変形帯等の加工組織を導入させるものであり、その後の加速冷却での変態を促進させ、著しく靭性の向上に寄与する。α核生成サイトを多量に導入させるためには、パス間で回復や再結晶が生じないような条件で、できる限り累積圧下率を大きくすることが有効である。したがって、低温での圧延パスの圧下率を高めることが好ましいが、温度の低下に要する時間などに起因して、仕上圧延の時間が長くなると生産性を損なう。本発明者らは、粗圧延後、仕上圧延を行う場合の圧下温度、圧下率、保持時間と再結晶およびγ粒の扁平との関係について実験室で詳細に調査し、さらに生産性を考慮して、下記の式を導いた。62400/[75.38.1×ln{-ln1-Rk}]-273≦Tk≦70200/[77.3Ak×ln{-ln1-Rk}]-2737tk≦Ck80≦ΣRk≦h[h≦20]93h/4-15≦ΣRk≦h[h>20]10ただし、Ak=8{25×Rk-0.25}×{1-exp-160×[Nb]}、Ck=1.5×10-12×{-ln1-Rk}-1.4×exp{32800/Tk273}×exp73.1×[Nb]であり、Tk:k番目の圧延パスの圧延温度°C、tk:k番目の圧延パスとk1番目の圧延パス間の時間秒、Rk:k番目の圧延パスの圧下率=入側板厚-出側板厚/入側板厚、h:仕上圧延後の板厚mm、ΣRk:仕上圧延の累積圧下率=仕上圧延前の板厚-仕上圧延後の板厚/仕上圧延前の板厚×100である。なお、仕上圧延前の板厚を移送厚、仕上圧延後の板厚を製品厚ということがある。仕上圧延前の板厚及び仕上圧延後の板厚の単位は、mmである。ΣRkの右辺に100を乗じることにより、仕上圧延の累積圧下率は実質的に単位の累積圧下率としている。ここで、7式の左辺は均一にγを延伸させ加工組織を導入させるために必要な下限温度、右辺はパス間での再結晶を抑制するための上限温度である。8式は再結晶が開始しないために必要なパス間時間の上限を表している。なお、仕上圧延工程でのパス間時間は短いほど再結晶の抑制および生産性の向上に有利であるから、下限を規定する必要はなく、圧延装置の仕様や鋼板の長さから決定される。リバース圧延機においては、パス間時間を1sより短くすることは容易でないため、その下限を1sとしても差し支えない。7式および8式も、5式および6式に準じた関数型を採用し、再結晶挙動に及ぼす温度、圧下率、Nb量の影響を考慮して、実験的に係数を定めた。図4に仕上圧延温度、圧下率の下限、および、Nb:0.005および0.03のときの温度、圧下率の上限を示す。また、図5に上記の各Nb量のときの最大パス間時間を示す。これらを満たす条件で仕上圧延を行うことにより、効果的にγ粒の偏平化、およびγへの歪蓄積を図ることができる。9式および10式は、鋼板の強度および靭性を確保しつつ、生産性を向上させるために必要な条件である。この領域を図6に示す。製品厚と累積圧下率の関係が、この領域の下方に外れると、γ中に導入されるα核生成サイトの量が不十分となって母材靭性が向上しない。一方、製品厚と累積圧下率の関係が、図6に示す領域の上方に外れると、強度および靭性は向上するが、仕上圧延の生産性が顕著に低下し、薄手材では形状も悪くなる。また、仕上圧延のパス間も、通常は空冷でよいが、水冷を行ってもよい。粗圧延後または仕上圧延後に加速冷却を行う。粗圧延後、加速冷却を行うことにより、結晶粒の成長および析出物の粗大化を防止することができ、靭性の低下を抑制することができる。仕上圧延後の加速冷却は、変態の駆動力を高めることで、仕上圧延によって扁平し、歪が蓄積したγ加工硬化γから多数のα粒を生成させる工程であり、組織微細化の観点から非常に重要である。仕上圧延後、加速冷却を行うまでの時間は、特に規定しないが、圧延設備から冷却設備までの搬送などのため、30~90sを要する場合もある。仕上圧延後、加速冷却を開始するまでの時間は、転位の回復や再結晶を抑制し、生産性を向上させるために、できるだけ短くすることが好ましい。必要に応じて、Ar3、Ar3-10°C又はAr310°Cなどの冷却開始温度の下限を設けてもよい。鋼板の靭性を向上させるためには、板厚平均で5°C/s以上の冷却速度で加速冷却を行う必要がある。冷却速度が5°C/s未満であると、強度が不足するだけでなく、組織の微細化が不十分となり、母材靭性が低下してしまう。冷却速度の上限については規定する必要はない。これは、本発明の化学成分、加熱圧延条件を適用すれば、焼入れ性が過大になることはなく、靭性に悪影響を及ぼす粗大な低温変態相は生成しないためである。ただし、冷却速度は鋼板の板厚や装置の能力に応じて限界があり、100°C/s超とすることは困難である。冷却速度の上限を、75°C/s、50°C/s又は30°C/sに制限してもよい。また、冷却停止温度についても本発明では限定する必要はなく、鋼板の要求特性によって決定すればよい。結晶粒および析出物の成長を抑制し、生産性を向上させるためには、加速冷却の冷却停止温度を600°C以下にすることが好ましい。更に好ましくは550°C以下である。また、加速冷却を200°C未満で停止すると、加速冷却に要する時間が長くなり、生産性を損なうことがあるため、冷却停止温度を200°C以上にすることが好ましい。強度向上などのため、冷速停止温度の下限を300°C、400°C又は450°Cとしてもよい。加速冷却後は、強度および靭性を調整するために、650°C以下の温度で熱処理焼戻し処理を行ってもよい。温度が650°Cを超えるとセメンタイトや結晶粒が粗大化して脆性破壊の発生を助長し、母材の靭性が低下することがある。また、鋼板の靭性を高めるためには、熱処理の温度を400°C以上にすることが好ましい。靭性の一層の改善のため、490°C以上としてもよい。なお、圧延生産性ton/hrは、製品厚などの圧延鋼板の寸法などに加え、加熱炉圧延機加速冷速装置の設備仕様にも依存する。このため、本発明において、圧延生産性の目標を明確に定めることはできない。次に、本発明の成分限定理由について説明する。ここで、成分についてのは質量を意味する。Cは、強度を高めるのに不可欠な元素であり、0.03以上を添加する。一方、添加量が増えると大入熱溶接継手のHAZ靭性確保が困難となるため、0.16をC量の上限とする。強度向上のため、Cの下限を0.05、0.06又は0.07としてもよい。HAZ靭性の向上のため、Cの上限を0.14、0.13又は0.12としてもよい。Siは、安価な脱酸元素であり、固溶強化にも寄与するため、0.03以上を添加する。一方、Si量が0.5を超えると溶接性とHAZ靭性を劣化させるため上限を0.5とする。確実な脱酸を行うため、Siの下限を0.05、0.08又は0.12としてもよい。溶接性とHAZ靭性の向上のため、Siの上限を0.40、0.35又は0.30としてもよい。Mnは、母材の強度および靭性を向上させる元素として有効であるため0.3以上添加する。焼入れ性を向上させるためには、Mn量の下限は0.5又は0.7とすることが好ましい。より好ましくは、0.9以上又は1.0以上を添加する。一方、Mnを過剰に添加するとHAZ靭性、溶接割れ性を劣化させるため2.0を上限とする。Mn量を1.8以下とすることが好ましく、1.6以下とすることがより好ましい。P、Sは、不可避的不純物である。母材及びHAZの靭性向上のため、Pは0.020、Sは0.010を上限とする。一層の靭性向上のため、Pの上限を0.017又は0.015と、Sの上限を0.008、0.006又は0.004としてもよい。PおよびSの含有量は少ないほど望ましいが、工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、Pは0.001、Sは0.0001を下限としてもよい。Nbは、微量の添加により組織の微細化、変態強化、析出強化に寄与する元素である。本発明では、母材の強度を確保するために、0.005以上のNbを添加する。強度の一層の向上等のため、0.008以上又は0.010以上としてもよい。一方、Nbを過剰に添加するとHAZが硬化し、靭性を劣化させるため0.030以下を上限とする。Nb量のより好ましい上限は、0.020である。Alは、重要な脱酸元素であるため0.002以上を添加する。確実に脱酸を行うため、0.008以上又は0.012以上としてもよい。しかし、Alを過剰に添加するとスラブの表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため0.10を上限とする。Al量の好ましい上限は、0.07又は0.05である。Tiは、本発明では極めて重要な元素であり、微量の添加により組織の微細化、析出強化、微細TiN生成により母材の強度および靭性、HAZ靭性の向上に有効であるため、0.003以上添加する。Ti量の好ましい下限値は0.005以上であり、より好ましくは0.008以上のTiを添加する。一方,Tiを過剰に添加するとHAZ靭性を著しく劣化させるため0.050を上限とする。Ti量の好ましい上限は0.040である。その上限を0.030、0.025又は0.020としてもよい。Nは、Tiと共に窒化物を形成しHAZ靭性を向上させるため0.0020以上を添加する。N量の好ましい下限値は0.0030以上であり、より好ましくは0.0035以上とする。一方、Nを過剰に添加すると固溶Nによる脆化が生じるため0.0100以下に限定する。脆化を防止するため、0.0080以下又は0.0060以下としてもよい。C、Mn、Nbは焼入れ性に寄与する元素であり、添加量については、母材強度とHAZ靭性確保の観点から、次の1式を満たす必要がある。0.32≦[C]0.15[Mn]3.8[Nb]≦0.391上式の[C]、[Mn]、[Nb]は、各元素の添加量質量であり、係数は焼入れ性への寄与から実験的に求めた。[C]0.15[Mn]3.8[Nb]が0.32未満であると、強度が不十分になる。一方、特に、Mn、Nbは、中心偏析を抑制することが難しい元素であり、[C]0.15[Mn]3.8[Nb]が0.39を超えると中心偏析が顕著になり、大入熱溶接継手のHAZ靭性が低下してしまう。HAZ靭性の改善のため、0.38又は0.37を上限としてもよく、強度向上のため0.33を下限としてもよい。TiN粒子をHAZ靭性確保に活用する際には、下記2式に示すように、Ti、N単独の添加量だけでなく、バランスも考慮する必要がある。すなわち、TiとNの添加量の比を1.5~3.0の範囲に制御しておくことが必要である。これらの比Ti/Nが1.5未満であると、固溶N量が過剰となり、大入熱溶接継手のHAZ靭性が低下する。一方、Ti/Nが3.0を超えると過剰なTiが粗大な酸化物や硫化物を形成、あるいはTiC析出により強度が上昇するために、HAZ靭性が低下してしまう。1.5≦[Ti]/[N]≦3.02ただし、上式の[Ti]、[N]は、各元素の添加量質量である。さらに、強度、靭性を向上させるために、Cu、Cr、Mo、Ni、V、B、Mg、Ca、REMの1種または2種以上を添加してもよい。一方、合金コストの削減のためには、これらの元素の添加を避けた方が好ましい。Cu、Cr、Moは、いずれも焼入れ性を向上させる元素である。Cu、Cr、Moは、母材を高強度化し、HAZの軟化を防止するために、0.05以上を添加してもよい。一方、過度の添加はHAZ靭性を低下させるため、Cuは1.5以下、CrおよびMoは0.5以下を上限とする。HAZ靭性の劣化を避けるため、Cuの上限を0.5以下、0.35又は0.20に、Crの上限を0.3、0.2又は0.1に、Moの上限を0.2、0.1、0.08に制限してもよい。Niは、強度確保とアレスト性、HAZ靭性向上に有効であるため0.05以上添加してもよい。一方、Ni量の増加は合金コストを上昇させるため、上限は2.0とする。合金コストの上昇を避けるため、Niの上限を0.8、0.6又は0.4としてもよい。Vは、析出強化により強度上昇に寄与するため0.005以上添加してもよい。一方、Vを過剰に添加するとHAZ靭性を低下させるため、0.10以下を上限とすることが好ましい。より好ましくは0.080以下、さらに好ましくは0.05以下がよい。Bは、焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高めるために、0.0002以上を添加してもよい。一方、Bを過度に添加すると溶接性を損ねるため、Bの上限は、0.0030とする。0.0020又は0.0015としてもよい。Mg、Ca、REMは、微細な酸化物や硫化物を形成しHAZ靭性向上に寄与する元素であり、Mgは0.0003以上、Caは0.0005以上、REMは0.0005以上を添加してもよい。一方、これらを過度に添加すると、介在物が粗大化し、靭性を低下させるため、Mg量の上限は0.0050以下、Ca量の上限は0.0030以下、REMの上限は0.010以下が好ましい。なお、REMとはLa、Ce等の希土類金属のことである。表1の化学成分を有するスラブ鋼片を用いて、表2~11の製造条件により板厚12~50mmの鋼板を試作した。なお、表1のCeq’は、[C]0.15[Mn]3.8[Nb]の計算値である。粗圧延または仕上圧延後、加速冷却を開始するまでの時間、粗圧延後、仕上圧延を開始するまでの時間は、30~90sであった。表2は熱間圧延の加熱条件であり、MLは56000/1.2-0.18×log[Nb]の計算値、PhはT273×logt25の計算値、MUは91000/1.9-0.18×log[Ti]の計算値である。ただし、[X]:元素添加量mass、T:加熱温度°C、t:加熱保持時間minただし、t≧30である。表3には、スラブの板厚、粗圧延後仕上圧延前の鋼板の板厚移送厚、製品仕上圧延後の鋼板の板厚製品厚、圧延パス間および粗圧延と仕上圧延との間の水冷の有無、仕上圧延の累積圧下率を示す。粗圧延後、加速冷却を行った場合は、移送厚は製品厚と等しい。表4には、圧延各パスの出側の板厚を示し、表4に示した板厚から、各圧延パスの圧下率、仕上圧延の累積圧下率を求め、表5に示した。表6および表7に、粗圧延の圧延各パスの圧延温度と、式5の左辺および右辺の計算値を示し、表8および表9に、仕上圧延の圧延各パスの圧延温度と、式6の左辺および右辺の計算値を示した。表10および表11には、粗圧延および仕上圧延の圧延各パスの圧延パス間時間と、式7の左辺および右辺の計算値、表8の右辺の計算値を示した。表12に、加速冷却の条件、熱処理温度を示した。表13に母材の強度、靭性、HAZ靭性、圧延生産性を示す。母材強度は、JISZ2201に記載された1A号全厚試験片板厚40mm以下、または4号丸棒試験片板厚40mm超;板厚中心部を圧延直角方向に採取し、JISZ2241の要領で引張試験を行い、降伏強度YP、引張強度TSを測定することで評価した。母材靭性は、JISZ2242に準拠して、鋼板の板厚中心部から圧延方向に2mmVノッチシャルピー試験片を採取し、種々の温度でシャルピー衝撃試験を実施した後、破面遷移温度vTrsを算出することにより評価した。なお、母材靭性がvTrsで-50°C以下となることを目標とした。HAZ靭性については、入熱100~300kJ/cm程度の条件にてサブマージアーク溶接またはエレクトロガス溶接を行い、板厚中心部の溶融線から1mm離れたHAZにノッチを入れたシャルピー試験片を採取して試験を行い、vTrsにて評価した。HAZ靭性の目標値はvTrsで-40°C以下とした。圧延生産性は、圧延重量を圧延時間ここでは粗圧延開始から仕上圧延終了までの時間で除した値Ton/hにより評価した。圧延生産性は一般に板厚が厚いほど低下する。これは、粗圧延終了後から仕上圧延開始までの間に温度待ちが発生する場合、通常は板厚が厚いほど待ち時のスラブ厚移送厚を厚くする必要があり、それについれて待ち時間が長くなるためである。生産性の目標は、今回用いたスラブでは、板厚が15mm以下、20mm、25mm、30mm、35mm、40mm、45mm、50mmの場合、それぞれ240、230、220、210、200、190、180、170Ton/h以上とした。表1~12に示すように、本発明例のNo.1~16は化学成分が所定の範囲内にあり、かつ所定の条件で製造したため、表13に示すように、板厚12~50mmの範囲においていずれも引張強度440MPa級以上の鋼として十分な強度を有しており、母材靭性はvTrsで-50°C以下、大入熱溶接HAZ靭性はvTrsで-40°C以下であり、ともに良好で、なおかつ圧延生産性も目標値を満足していた。一方、比較例のNo.17~36は、表1~12に示すように、化学成分、製造条件のいずれかが本発明の範囲を逸脱していたために、表13に示すように、母材強度、母材靭性、HAZ靭性、生産性のいずれかが低下してしまった。No.20、22、30は熱間圧延の加熱の条件を本発明の範囲外とした比較例である。No.20はPhが上限を超えたために加熱γが粗大化し、微細組織が得られず、母材靭性が低下した。No.22はPhが下限未満であったためにNbの固溶が不十分になり、化学成分が同一であるNo.7および8に比べると強度が低下し、母材靭性も不十分である。No.30は加熱保持時間が短かったために、合金元素の溶体化が不十分となり、母材靭性が低下した。No.17、19、23、26は粗圧延の条件を本発明の範囲外とした比較例である。No.17は粗圧延の1~2パス間および2~3パス間のパス間時間が長く、No.19は2パスおよび3パスの圧延温度が高いため、再結晶γが粗大化し、母材の靭性が低下した。No.23は1~2パス間および2~3パス間のパス間時間が短く、No.26は8パスおよび9パスの圧延温度が低いため、再結晶が完了せず、混粒組織となったために靭性が低下した。No.18、21、24、25、28、31は仕上圧延の条件を本発明の範囲外とした比較例である。No.24は圧延温度が高いため、一部γが再結晶して混粒組織となり靭性が低下した。No.28は1~2パス間のパス間時間が長く、再結晶γが生じて靭性が低下した。No.21は3パス目および4パス目の圧延温度が低く、No.18は累積圧下率が大きいため、母材靭性は良好であったが、圧延生産性が低下した。No.25は圧延温度が低すぎて過度の二相域圧延となったため、母材靭性、生産性がともに低下した。No.31は累積圧下率が小さいために、微細組織が得られず靭性が低下した。No.29は仕上圧延後、加速冷却を行わなかったために、組織が微細化せず靭性が低下した。No.27は熱処理温度が高かったために、セメンタイトと組織が粗大化し、靭性が低下した。No.32~36は化学成分を本発明の範囲外とした比較例である。No.32はC、Mn、Nbからなる指標Ceq’が上限値を超えたために中心偏析が顕著になり、特にHAZ靭性が低下した。No.33は上記指標Ceq’が下限値に満たなかったために母材強度が低下した。No.34はTi/Nが高かったために、粗大なTi酸化物が残存し、特にHAZ靭性が低下した。No.35はTi/Nが低かったために、固溶Nの影響で特にHAZ靭性が低下した。No.36はC量が多かったために、強度が高くなり、母材およびHAZ靭性が低下した。"