質量で、C:0.10以上、0.18以下、Si:0.20超、0.80以下、Mn:0.20以上、1.60以下、Mo:0.10以上、0.60以下、Nb:0.010以上、0.050以下、Ti:0.005以上、0.030以下、Al:0.01以上、0.10以下、B:0.0003以上、0.0030以下、P:0.012以下、S:0.005以下、N:0.0060以下を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式1で定義されるPcmが0.29以下であることを満たす成分組成を有し、鋼板表層に50μm以上で、かつ鋼板の板厚の3を超えない厚さの、Hv250以下の軟化層を有し、さらに表面から板厚の1/4の深さの位置において、最終圧延方向に平行な断面および最終圧延方向に垂直な断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ1.6以上であり、降伏強度885MPa以上、-40°Cにおける衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が33J/cm2以上であることを特徴とする高強度鋼板。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105B式1ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、VBは、それぞれC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量で表した含有量を意味する。さらに、Cu:0.01以上、1.00以下、Ni:0.01以上、0.25以下、Cr:0.01以上、2.00以下、V:0.005以上、0.080以下、Ca:0.0001以上、0.0030以下のうち1種類以上含有す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、32mm以下であり、引張強さが950MPa以上、1200MPa以下であることを特徴とする請求項1又は請求項2記載の高強度鋼板。請求項1又は2に記載の化学組成を有するスラブを、酸素濃度3以上の雰囲気下で1250°C以上、1350°C以下の温度で3時間以上加熱した後に、一旦冷却後、あるいは引き続き、該スラブを1100°C以上に再加熱後、熱間圧延により板厚6mm以上、32mm以下の鋼板となし、その熱間圧延に際しては、1000°C以下の温度範囲での累積圧下率が25以上となるように最終圧延方向と垂直方向に圧延した後、圧延方向を90°回転し、さらに累積圧下率が25以上となるように最終圧延を行い、熱間圧延後Ar3以上の温度から、300°C以下の温度まで水冷し、その後400°C以上の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。本発明の目的は上記した従来の問題点を解決して、建設機械や産業機械の構造部材に用いられる曲げ加工性、溶接性および靭性に優れる降伏強度885MPa以上、引張強さ950~1200MPa、板厚6mm以上、32mm以下である高強度鋼板およびその製造方法を提供することである。発明者らは、降伏強度885MPa級以上、引張強さ950~1200MPaの高強度鋼の曲げ加工性を、大幅に改善する方法を鋭意検討した。その結果、鋼板の最表面における硬さの影響が極めて大きいことが明らかとなった。すなわち、鋼板の大部分の強度が高くても、表層に一定厚さの軟化層があれば、曲げ加工の際に表面におけるき裂の発生を抑制することができるので、曲げ加工性を大きく改善することができる。なお、降伏強度および引張強さが1200MPaを超えると曲げ加工性が劣化するため、降伏強度および引張強さの上限は1200MPaとすることが好ましい。必要に応じて、降伏強度又は引張強さの上限を1150MPa又は1100MPaに制限してもよい。板厚が大きくなるほど曲げ加工性、強度及び溶接性の向上が困難になるため、板厚の上限を25mm、20mm又は16mmに限定しても差し支えない。板厚が小さくなると、冷却開始温度を確保し難くなるので、板厚の下限を8mm又は10mmに限定しても差し支えない。さらに、鋼板の組織も重要であり、曲げ方向と平行な方向の旧オーステナイト粒の伸長度以下アスペクト比と記すと曲げ加工性によい相関があることを見出した。特に曲げ加工による変形が大きくなる鋼板の表面側、具体的には表面から板厚の1/4の深さまで以下、板厚1/4tより表面側というと、板厚の3/4の深さから裏面まで以下、板厚3/4tより裏面側というのアスペクト比が重要である。上記軟化層とアスペクト比の両方を制御することで、高強度鋼の曲げ加工性を大幅に向上することができる。具体的には、降伏強度885MPa以上の強度を有する板厚32mm以下の鋼板が、2.0tという厳しい曲げ半径での曲げ加工性を満足するためには、以下の制御が必要である。図1は、硬さがほぼ均一な種々の強度の鋼材の、引張試験における硬さと伸びとの関係を示すグラフの一例であり、ここから鋼材の伸びが硬さに大きく依存することがわかる。図1では、試験片として、JISZ2241に規定の13B号引張試験片を使用した。降伏強度885MPa以上の高強度鋼のHvビッカース硬さは概ね300程度以上であるが、Hvが300から250以下となることで、伸びは2程度以上改善する。具体的には、Hv250以下の軟化層が板厚表層に50μm以上あると、表層の伸びが向上して曲げ加工の際のき裂の発生をかなり抑制することができ、鋼板全体の曲げ加工性を大きく向上させることができる。しかしあまり軟化層の厚さが大きいと、全厚の平均硬さつまり引張試験の強度を低下させるので、軟化層の厚さは鋼板の厚さの3以下とする。アスペクト比については、上述のように板厚1/4tより表面側と、板厚3/4tより裏面側のアスペクト比が重要であるが、板厚1/4tにおけるアスペクト比を指標とすればよい。通常の圧延では1/4tと3/4tはほぼ同じアスペクト比となり、1/4tより表面側、3/4tより裏面側はそれよりもアスペクト比が大きくなる。したがって、1/4tより表面側および3/4tより裏面側のアスペクト比は、それぞれ1/4tのアスペクト比と同程度か、あるいはそれ以上とみなせるからである。図2は、板厚が12mm以上32mm以下、降伏強度が885MPa以上、引張強さが950~1200MPaのさまざまな高強度鋼板において、軟化層厚さおよびアスペクト比と曲げ加工性との関係を調べた結果を示すグラフである。曲げ加工性の評価は、JISZ2248に規定の方法で、1号試験片により板厚の2.0倍の曲げ半径2.0tでの最終圧延方向に平行な方向以下、L方向という。あるいは最終圧延方向に垂直な方向以下、T方向という。の180度曲げを行い、曲げ試験後に湾曲部の外側に裂け疵や、その他の欠陥が生じない場合に合格とした。アスペクト比は、L方向曲げの場合は最終圧延方向に平行な断面以下、L断面という。、T方向曲げの場合最終圧延方向に垂直な断面以下、T断面という。において、ピクリン酸腐食により板厚1/4t位置における旧オーステナイト粒界を現出させて、200μm×200μmを5視野測定して、画像解析により算出した。なお、本発明鋼は焼戻しマルテンサイトまたはベイナイト主体組織であり、ここでのアスペクト比は、旧オーステナイト粒界の平均アスペクト比のことである。図2より、板厚32mm以下、降伏強度885MPa以上の高強度鋼板において、板厚表層にHv250以下で厚さ50μm以上の軟化層を有するとともに、板厚の1/4t位置において、L断面およびT断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ1.6以上であれば、L方向曲げ、T方向曲げいずれの場合にも、2.0tの曲げ半径条件でも割れることなく曲げ加工をすることが可能となることがわかる。鋼板のアスペクト比を大きくするためには、未再結晶温度域での制御圧延が有効であるが、通常の一方向のみの圧延ではL断面組織のアスペクト比は大きくなるものの、T断面組織のアスペクト比はあまり大きくならない。L断面組織、T断面組織いずれもアスペクト比を大きくするためには、熱間圧延に際して、未再結晶温度域で適切な幅出し圧延最終圧延方向と垂直方向に圧延をした後、圧延方向を90°回転して、最終圧延方向に圧延することが有効である。図3は、Nb添加鋼における1000°C以下未再結晶温度域の温度範囲での、最終圧延方向と垂直方向の累積圧下率とT断面組織の平均アスペクト比との関係であり、図4は、同じく1000°C以下の温度範囲での、最終圧延方向の累積圧下率とL断面組織の平均アスペクト比との関係である。アスペクト比の測定は板厚1/4t位置で行っている。図3及び図4において、供試鋼板の成分範囲としては、C:0.11~0.16、Si:0.27~0.33、Mn:0.95~1.31、P:0.001~0.004、S:0.001~0.002、Mo:0.16~0.35、Al:0.03~0.04、Nb:0.016~0.033、Ti:0.012~0.019、B:0.0009~0.0019、N:0.0033~0.0049、Pcm:0.24~0.29、また、供試鋼板の板厚範囲としては6mm~32mmのものを使用した。これらから、T断面組織、L断面組織いずれの場合も、1000°C以下の温度範囲の累積圧下率が25以上であれば、平均アスペクト比が1.6以上となることがわかる。したがって、具体的な圧延方法としては、1000°C以下の温度範囲での累積圧下率が25以上となるように幅出し圧延した後、圧延方向を90°回転し、さらに累積圧下率が25以上となるように最終圧延方向に圧延を行う。この方法によって適切なアスペクト比を得るためには、未再結晶温度域を広げる効果のあるNb添加は必須である。高強度を得るために合金元素が増加すると溶接性や靭性が低下する。発明者は板厚25mm~32mmで、かつ降伏強度885MPa以上、引張強さ950~1200MPaの種々の鋼板について、JISZ3158に規定のy型溶接割れ試験を実施し、溶接割れ感受性指標Pcmと、予熱温度との関係を調査した。その結果を図5に示す。溶接施工上の負荷を軽減するためには、できるだけ予熱温度が低いことが望ましい。ここでは、板厚25~32mmで割れ停止予熱温度すなわちルート割れ率が0となる予熱温度が50°C以下であることを目標とした。図5から、予熱温度50°Cで、ルート割れ率が完全に0となるためのPcmは0.29以下であり、これを合金添加量の上限の目安とした。また靭性については、JISZ2242Vノッチ試験片の-40°Cにおける衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が、構造部材として十分であると考えられる33J/cm2以上であることを目標とし、靭性を阻害する合金元素の添加量の上限を規制することと、適切な焼戻し温度の選択によりこれを実現する。本発明の要旨とするところは下記のとおりである。1質量で、C:0.10以上、0.18以下、Si:0.20超、0.80以下、Mn:0.20以上、1.60以下、Mo:0.10以上、0.60以下、Nb:0.010以上、0.050以下、Ti:0.005以上、0.030以下、Al:0.01以上、0.10以下、B:0.0003以上、0.0030以下、P:0.012以下、S:0.005以下、N:0.0060以下を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式1で定義されるPcmが0.29以下であることを満たす成分組成を有し、鋼板表層に50μm以上で、かつ鋼板の板厚の3を超えない厚さの、Hv250以下の軟化層を有し、さらに表面から板厚の1/4の深さの位置において、最終圧延方向に平行な断面および最終圧延方向に垂直な断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ1.6以上であり、降伏強度885MPa以上、-40°Cにおける衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が33J/cm2以上であることを特徴とする高強度鋼板。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105B式1ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、VBは、それぞれC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量で表した含有量を意味する。2さらに、Cu:0.01以上、1.00以下、Ni:0.01以上、0.25以下、Cr:0.01以上、2.00以下、V:0.005以上、0.080以下、Ca:0.0001以上、0.0030以下のうち1種類以上含有することを特徴とする1に記載の高強度鋼板。3板厚が6mm以上、32mm以下であり、引張強さが950MPa以上、1200MPa以下であることを特徴とする1又は2に記載の高強度鋼板。41又は2に記載の化学組成を有するスラブを、酸素濃度3以上の雰囲気下で1250°C以上、1350°C以下の温度で3時間以上加熱した後に、一旦冷却後、あるいは引き続き、該スラブを1100°C以上に再加熱後、熱間圧延により板厚6mm以上、32mm以下の鋼板となし、その熱間圧延に際しては、1000°C以下の温度範囲での累積圧下率が25以上となるように最終圧延方向と垂直方向に圧延した後、圧延方向を90°回転し、さらに累積圧下率が25以上となるように最終圧延を行い、熱間圧延後Ar3以上の温度から、300°C以下の温度まで水冷し、その後400°C以上の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。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る曲げ加工性、溶接性および靭性に優れる降伏強度885MPa以上、引張強さ950~1200MPa、-40°Cにおける衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が33J/cm2以上で、板厚6mm以上、32mm以下である高強度鋼板を経済的に提供することができる。以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の鋼成分の限定理由を述べる。Cは、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を主体とする本発明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0.10以上の添加が必要であるが、0.18超では曲げ加工性が低下するため、上限を0.18とする。強度を安定して確保するために、Cの下限を0.11又は0.12としてもよい。溶接性の改善のため、Cの上限を0.17、0.16又は0.15としてもよい。Siは、マルテンサイト組織を焼戻し熱処理した際にセメンタイトの粗大化を抑制して強度靭性バランスを改善させる効果がある。Siが0.2以下ではマルテンサイト組織のセメンタイトが粗大化しやすいので、Si添加量は0.2超とする。望ましくはSiは0.25以上がよい。一方、Siは過剰に添加するとかえって靭性を阻害する恐れがあるため、上限を0.80とする。靭性の向上ために、Siの上限を0.55、0.40又は0.34に制限してもよい。Mnは、焼入性を高め、強度を向上させるのに有効な元素であり、0.20以上を添加する。しかし1.60を超えると偏析を助長するとともに粗大なMnSを形成して曲げ加工性を阻害することがあるので、1.60を添加の上限とする。Mnの添加量は、望ましくは1.40以下である。強度向上のため、Mnの下限を0.45、0.70、0.85又は0.95に制限してもよい。曲げ加工性の向上のため、Mnの上限を1.40、1.30又は1.25に制限してもよい。Moは、比較的少量の添加で焼入性を向上させ、析出強化により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の強度向上に非常に有効であることから、0.10以上の添加は必須である。しかしながら、多く添加すると溶接性を損ねることがあり、高価な元素でもあるため、添加は0.60以下とする。強度向上のため、Moの下限を0.17、0.25又は0.30に制限してもよい。溶接性の改善のため、Moの上限を0.55、0.50又は0.45に制限してもよい。Nbは、圧延中に微細炭化物を生成して未再結晶温度域を広げて制御圧延効果を高め、オーステナイトのアスペクト比を高めるために必須の元素である。また、析出強化効果により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の強度向上にも有効である。未再結晶温度域を1000°C以下とするために、Nbは0.010以上添加する。しかし過剰に添加すると溶接性を阻害することがあるため、添加量は0.050以下とする。強度向上と細粒化のために、Nbの下限を0.014又は0.018としてもよい。溶接性の改善のため、Nbの下限を0.040、0.035又は0.031としてもよい。本発明では、十分な焼入性を得るためにBを利用するのであるが、直接焼入れ熱処理時にフリー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を低下させるために、NをTiNとして固定する目的でTiを添加する。Tiは、この目的で0.005以上添加するが、過剰な添加は溶接性を低下させる場合があるので上限は0.030とする。Nを確実にTiNとして固定するために、Tiの下限を0.008、0.010又は0.012としてもよい。溶接性の向上のため、Tiの上限を0.026又は0.020としてもよい。Alは、脱酸材として0.01以上添加するが、過剰な添加は靭性を低下させる場合があるので上限は0.10とする。確実に脱酸を行うため、Alの下限を0.02又は0.03としてもよい。靭性向上のため、Alの上限を0.07又は0.05としてもよい。Bは、その焼入性向上効果を発揮し強度を確保するには0.0003以上必要であるが、0.0030を超えて添加すると溶接性や靭性を低下させることがあるので、Bの含有量は0.0003以上、0.0030以下とする。強度向上のため、Bの下限を0.0005、0.0008又は0.0010としてもよい。溶接性や靭性の向上のために、Bの上限を0.0025、0.0022又は0.0019としてもよい。Pは、不可避的不純物として、靭性を低下させる有害な元素である。したがって、含有量を0.012以下に抑制する。靭性向上のため、0.010以下、0.008又は0.005以下としてもよい。Sは、不可避的不純物であり、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極力低下させることが望ましい。したがって、含有量を0.005以下に抑制する。曲げ加工性の向上のため、0.004以下、0.003又は0.002以下としてもよい。Nは、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ので、含有量を0.006以下に抑制する。Bの焼入性向上効果を確実に発揮させるため、Nの上限を0.0050又は0.0041としてもよい。鋼の製造時にNは不可避的不純物として混入するため、下限は特に設けないものとする。以上は本発明における鋼の基本成分であるが、さらに本発明では上記成分の他に、Cu、Ni、Cr、V、Caのうち一種または二種以上添加することができる。これらの成分は、下記のような特性向上効果があるが、建設機械や産業機械用鋼板として求められる経済性の向上ためには、添加しないことが好ましい。Cuは、固溶強化により靭性を低下させないで強度を向上させ得る元素であり、その目的のために0.01以上添加してもよい。しかしながら、多量に添加しても強度向上効果には限りがあり、過剰の添加により溶接性を損ねる場合があるため、添加は1.00以下とする。経済性の向上のため、Cuの上限を0.55、0.35又は0.25に制限してもよい。Niは、焼入性および靭性を向上させる効果があるので、0.01以上を添加してもよい。しかし、Niは高価な元素であり、またNiを多量に添加すると脱炭反応を抑制して本発明に必要な軟化層が適切に得られない場合があるので、添加は0.25以下とする。必要に応じて、0.20以下、0.15以下としてもよい。Crは、焼入性を向上させ、強度向上に有効であることから、0.01以上添加してもよい。しかしながら、過剰に添加すると溶接性を低下させることがあるため、添加は2.00以下とする。経済性の向上のため、Crの上限を1.00、0.55又は0.35に制限してもよい。Vも、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、0.005以上添加してもよい。しかしながら、多量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、添加は0.080以下とする。経済性の向上のため、Vの上限を0.07、0.04又は0.03に制限してもよい。Caは、鋼板の硫化物を球状化して、曲げ加工性に有害なMnSの影響を軽減する効果があり、この目的のため0.0001以上添加してもよい。しかし多量の添加は溶接性を低下させることがあるので、添加の上限は0.0030以下とする。経済性の向上のため、Caの上限を0.0020、0.0015又は0.0010に制限してもよい。以上の成分範囲の限定に加え、上述したように本発明では、溶接性および強度を確保するため、下記式1で定義されるPcmが0.29以下となるように成分組成を限定する。溶接性の改善のため、Pcmの上限を0.28、0.27又は0.26に制限してもよい。強度向上のために、Pcmの下限を0.22、0.23又は0.24に制限してもよい。Pcm=[C][Si]/30[Mn]/20[Cu]/20[Ni]/60[Cr]/20[Mo]/15[V]/105[B]式1また、下記式2で定義されるCeqが0.38~0.60となるように成分組成を限定することが好ましい。溶接性の改善のため、Ceqの上限を0.55、0.52又は0.49に制限してもよい。強度向上のために、Ceqの下限を0.40、0.42又は0.44に制限してもよい。Ceq=[Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式2ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]はそれぞれ、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量である。次に本発明である高強度鋼板の好ましい製造方法について述べる。まず、上記の鋼成分組成のスラブを、酸素濃度3以上の雰囲気下で1250°C以上、1350°C以下の温度で3時間以上加熱する。これは、鋼板表層に軟化層を形成させるべく、スラブ表面に比較的厚い脱炭層を形成させるためであって、熱間圧延により最終的に板厚32mm以下の鋼板としたときに鋼板表面に50μm以上の脱炭層を残存させることを目的とするものである。酸素濃度が3未満であったり、加熱温度が1250°C未満であると50μm以上の十分な脱炭層厚さを得ることができない。加熱温度が1350°Cを超えるとまた、脱炭層が厚くなりすぎて全厚の平均硬さあるいは引張試験の強度を低下させることがあるので、加熱温度の上限は1350°Cとする。このときスラブの厚さが大きいと、圧延鋼板の脱炭層の厚さが相対的に薄くなるので、加熱するスラブの厚さは350mmを超えないことが望ましい。鋼板での脱炭層の厚さを確実に確保するために、スラブの厚さを300mm以下又は250mm以下としてもよい。鋼板での脱炭層の比率が大きくならないように、スラブの厚さを50mm以上、80mm以上又は100mm以上としてもよい。加熱時間が過剰に長くても、やはり脱炭層が厚くなりすぎて全厚の平均硬さあるいは引張試験の強度を低下させることがあるので、加熱時間は30時間を超えないことが望ましい。加熱後のスラブは、次の工程への投入タイミングにより、一旦そのまま冷却するか、あるいは引き続き次の工程である1100°C以上への再加熱工程に投入しても構わない。冷却する場合の条件は材質上特に限定はないが、最終的な鋼板板厚に応じた適当な厚さまで予備的に熱間圧延ないしは鍛造した後に冷却しても差し支えない。該スラブを、Nbが十分固溶するように1100°C以上に再加熱し、熱間圧延により板厚6mm以上、32mm以下の鋼板とする。1000°C以下の温度範囲での累積圧下率が25以上となるように圧延した後、圧延方向を90°回転し、さらに累積圧下率が25以上となるように圧延を行う。必要に応じて、この後圧延方向を90°回転してもよい。これにより、T断面組織、L断面組織いずれも平均アスペクト比が1.6以上となり、あわせて板厚表層に50μm以上の軟化層を有することにより、板厚32mm以下、降伏強度885MPa以上の高強度鋼板において、L方向曲げ、T方向曲げいずれの場合にも、鋼板厚2.0tの曲げ半径での曲げ加工でも割れることなく曲げ加工をすることが可能となる。曲げ加工性をより向上させるために、それぞれの方向又は両方の方向の累積圧下率を30以上又は35以上としてもよい。熱間圧延で導入した組織のアスペクト比を維持するため、熱間圧延に引き続きオンラインで、Ar3以上の温度から、300°C以下の温度まで水冷する必要がある。オンラインでの水冷とは、圧延機と同じライン上に配置された水冷設備により、熱間圧延に引き続いて水冷することであり、いわゆる直接焼入れを行うことである。直接焼入れの目的は、高強度を得るために組織をマルテンサイトまたはベイナイトとすることにもある。また、生産性の面からも、オフラインでの焼入つまり再加熱後の焼入れを必要としない直接焼入れは有利である。熱間圧延で導入した組織のアスペクト比を維持するためには、水冷開始温度は高い方が望ましく、Ar3以上の温度であれば、750°C以上、780°C以上又は800°C以上としてもよい。焼入れままのマルテンサイトまたはベイナイト組織は可動転位の密度が高いので引張強さに比べて降伏応力が非常に低くなる。焼入れ後、400°C以上の温度で焼戻し熱処理を行って、焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト組織とすることにより、降伏強度885MPa以上の高強度を得ると同時に優れた靭性を得ることができる。焼戻し温度を400°C以上とするのは、300°C~400°Cの脆化域を避けるとともに、Moなどの微細炭化物による十分な析出強化を得るためである。焼戻し熱処理の時間は15分程度以上あればよい。強度向上のため、焼戻し温度の上限を600°C、575°C又は550°Cとしてもよい。十分な析出強化を得るため、焼戻し温度の下限を425°C、450°C又は475°Cとしてもよい。なお、脱炭層を形成させる高温長時間加熱は、鋼板の熱間圧延時の加熱でも可能であるが、その場合、高温長時間加熱によるオーステナイトの粗大化が、圧延後のオーステナイト粒径の粗大化を招いて材質を低下させることがあるので、偏析軽減目的で行われるスラブの均熱処理を活用して実施するのがよい。表1に示す成分組成を有するA~AIの鋼を溶製して得られた鋼片を、表2に示す1~18の本発明例と19~49の比較例のそれぞれの製造条件により、板厚6~32mmの鋼板を製造した。尚、1250°C以上、1350°C以下の温度で3時間以上加熱表2の脱炭処理後には全て一旦冷却をおこなった。その後1100°C以上への再加熱表2の熱間圧延および加速冷却/圧延加熱温度を行った。Ar3は、鋼板から採取したサンプルを1100°Cに加熱した後に2.5°C/minの条件で冷却した際の熱膨張を検出して測定した、実測値である。これらの鋼板について、鋼板表層におけるHv250以下の軟化層の厚さ、およびL方向およびT方向のオーステナイト粒のアスペクト比を測定し、降伏強度、引張強さ、溶接割れ性、曲げ加工性、靭性を評価した。鋼板表層におけるHv250以下の軟化層の厚さは、JISZ2244に規定のマイクロビッカース硬さ試験Hv0.1を10μmピッチで実施して測定し、板厚に対する表面軟化層の比を求めた。L方向およびT方向の旧オーステナイト粒のアスペクト比は、ピクリン酸腐食により板厚1/4t位置における旧オーステナイト粒界を現出させて、200μm×200μmを5視野測定して、画像解析により算出した。降伏強度と引張強さは、JISZ2241に規定の1A号引張試験片を採取して、JISZ2241に規定の引張試験により測定し、降伏強度は885MPa以上を合格とした。曲げ加工性の評価は、JISZ2248に規定の方法で、1号試験片により板厚の2.0倍の曲げ半径2.0tでのL方向およびT方向の180度曲げを行い、いずれの方向でも曲げ試験後に湾曲部の外側の裂けきずその他の欠陥が生じない場合に合格とした。溶接割れ性は、JISZ3158に規定のy型溶接割れ試験での評価を行った。溶接条件はCO2溶接で入熱15kJ/cmであり、評価に供した鋼板の板厚は25mmおよび32mmである。試験の結果、予熱温度50°Cでルート割れ率が0となれば合格と評価した。また、板厚が12mm、6mmの実施例1、4、8の鋼板については、溶接性は同一成分の実施例2、5、9と同じと考えられることから、y型溶接割れ試験は省略した。靱性はJISZ2242Vノッチ試験片を板厚中心部から圧延方向に直角に採取し、-40°Cにおける衝撃試験の吸収エネルギー値の3本の平均値で評価し、33J/cm2以上を目標値とした。なお、板厚が6mmの鋼板については5mmサブサイズのシャルピー試験片とし、吸収エネルギー値が33J/cm2以上であることを目標値とした。なお、表1中で下線を付した化学成分、Pcm値は、その値が本発明外であることを示し、表2中で下線を付した数値は、製造条件が本発明外であること、あるいは特性が不十分なものを示している。表2の本発明例1~18においては、すべて鋼板表層に50μm以上で、かつ鋼板厚の3を超えない厚さの、Hv250以下の軟化層を有し、さらに板厚の1/4t位置において、L方向およびT方向における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ1.6以上を満たし、前記の降伏強度、曲げ加工性、溶接割れ性、靭性の目標値を満足している。これに対し、表中下線で示す化学成分が本発明により限定された範囲を逸脱している比較例19~37においては、製造法は本発明法であるにもかかわらず、降伏強度、曲げ加工性、溶接割れ性、靭性のうちひとつ以上で目標値に満たない。鋼成分組成は本発明範囲内であるが、Pcm値が本発明範囲を逸脱している比較例38は、溶接割れ性が不合格である。鋼成分組成、Pcm値がいずれも本発明範囲内であっても、脱炭熱処理の加熱温度の低い比較例39、脱炭熱処理の加熱時間の短い比較例41、脱炭熱処理時の炉酸素濃度の低い比較例42は、いずれも表面軟化層の厚さが小さいため、曲げ加工性が不合格である。脱炭熱処理の加熱温度の高すぎる比較例40は表面軟化層の厚さ比が大きすぎるため降伏応力が低い。圧延加熱温度の低い比較例43は、Nbが固溶しないためオーステナイトの微細化が不十分となり曲げ加工性が不合格である。1000°C以下での最終圧延方向と垂直方向の累積圧下率が低い比較例44、および1000°C以下での最終圧延方向の累積圧下率が低い比較例45は、それぞれT方向およびL方向のアスペクト比が低く、曲げ加工性が不合格である。水冷開始温度が低い比較例46、および水冷終了温度が高い比較例47は、必要な焼入れ組織が得られないため、それぞれ降伏強度が低い。焼戻し熱処理がない比較例48は、降伏強度が低く、焼戻し熱処理温度が低い比較例49は、靭性が低い。