"C:0.02~0.10質量の意味。以下同じ、Si:0.5以下0を含まない、Mn:1.0~2.0、Ni:0.10~1、Nb:0.005~0.03、Ti:0.005~0.02、N:0.0030~0.065、P:0.02以下0を含まない、S:0.015以下0を含まない、およびAl:0.01~0.06を満たし、残部が鉄および不可避不純物であって、下記A~Dの全ての条件を満たし、引張強さが470MPa以上であることを特徴とする低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板。A表面部、t/4部[tは板厚を示す。以下同じ]、およびt/2部において、アシキュラーフェライト分率を測定したときに、アシキュラーフェライト分率の最低値Aminが50面積以上であり、かつ、アシキュラーフェライト分率の最高値Amaxと前記最低値Aminの差が下記1式を満たす。Amax-Amin≦20面積1B表面部、t/4部、およびt/2部において、2つの結晶の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域大角結晶粒の平均結晶粒径を測定したときに、該平均結晶粒径の最高値Mmaxが40μm以下であり、かつ、前記最高値Mmaxと前記平均結晶粒径の最低値Mminの差が下記2式を満たす。Mmax-Mmin<40μm2C表面部、t/4部、およびt/2部において、硬さを測定したときに、硬さの最高値Hvmaxと硬さの最低値Hvminの差が下記3式を満たす。Hvmax-Hvmin≦503DJISG0901で規定の超音波探傷試験を、検出感度12dBで全面探傷したときに、内部欠陥のUTエコー高さが50以下である。更に他の元素として、V:0.5以下0を含まない、B:0.0005~0.003、およびCa:0.0005~0.003よりなる群から選択される少なくとも1種の元素を含む請求項1に記載の鋼板。更に他の元素として、Cu:0.3以下0を含まない、Cr:0.5以下0を含まない、およびMo:0.5以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも1種の元素を含む請求項1または2に記載の鋼板。海洋構造物に用いられる請求項1~3のいずれかに記載の鋼板。請求項1~4のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、請求項1~3のいずれかに記載の成分組成を満たすスラブを用い、1050°C以上に加熱した後、第1熱間圧延、第1冷却、第2熱間圧延、および第2冷却を、それぞれ下記条件a~dを満たすように順次行うことを特徴とする低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板の製造方法。a第1熱間圧延において、t/2部の温度が950°C以上の状態で圧下率が10以上の最終パス圧延を行う。b第1冷却として、下記条件を満たす2段階冷却を行うことにより、表面部とt/2部の温度差を70°C以内にする。1段目冷却0.6°C/s以上の板厚方向平均冷却速度で0.5T秒以上[Tは、第1冷却の開始板厚mmを示す。以下同じ]1.5T秒以下冷却した後、空冷を0.5T秒以上1.5T秒以下行う。2段目冷却1段目冷却に引き続き、0.6°C/s以上の板厚方向平均冷却速度で0.07T秒以上1.3T秒以下冷却した後、空冷を0.07T秒以上1.3T秒以下行う。c第2熱間圧延において、t/2部の温度が950°C未満の温度範囲の圧延を、下記4式を満たすように行う。QNiNb×10≧334[上記4式において、Q:t/2部の温度が950°C未満の温度範囲における累積圧下率、Ni:Ni含有量質量、Nb:Nb含有量質量を示す。尚、圧下率は、下記5式で求められるものである。圧下率=100×圧延開始前厚-圧延完了厚/圧延開始前厚5]d第2冷却として、表面部の温度がAr3変態点以上の温度域から、t/2部の温度が500°C以下の温度域までを、下記6式を満たす板厚方向平均冷却速度で冷却する。板厚方向平均冷却速度≧6420t-1.606[上記6式において、tは最終製品板厚mmを示す。また、板厚方向平均冷却速度は、下記7式から求められるものである。板厚方向平均冷却速度°C/s=θs-θf/τ7上記7式において、θsは冷却開始時の板厚方向平均温度°C、θfは冷却停止時の板厚方向平均温度°C、τは冷却時間sを示す。]本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、従来の鋼板よりも優れた低温靭性と溶接継手破壊靭性を示す鋼板特には、大水深域や寒冷域に建設される海洋構造物に好適に用いられる鋼板と、該鋼板の製造方法を確立することにある。上記課題を解決し得た本発明の低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板は、C:0.02~0.10質量の意味。以下同じ、Si:0.5以下0を含まない、Mn:1.0~2.0、Ni:0.10~1、Nb:0.005~0.03、Ti:0.005~0.02、N:0.0030~0.065、P:0.02以下0を含まない、S:0.015以下0を含まない、およびAl:0.01~0.06を満たし、残部が鉄および不可避不純物であって、下記A~Dの全ての条件を満たし、引張強さが470MPa以上であるところに特徴を有する。A表面部、t/4部[tは板厚を示す。以下同じ]、およびt/2部において、アシキュラーフェライト分率を測定したときに、アシキュラーフェライト分率の最低値Aminが50面積以上であり、かつ、アシキュラーフェライト分率の最高値Amaxと前記最低値Aminの差が下記1式を満たす。Amax-Amin≦20面積1B表面部、t/4部、およびt/2部において、2つの結晶の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域大角結晶粒の平均結晶粒径を測定したときに、該平均結晶粒径の最高値Mmaxが40μm以下であり、かつ、前記最高値Mmaxと前記平均結晶粒径の最低値Mminの差が下記2式を満たす。Mmax-Mmin<40μm2C表面部、t/4部、およびt/2部において、硬さを測定したときに、硬さの最高値Hvmaxと硬さの最低値Hvminの差が下記3式を満たす。Hvmax-Hvmin≦503DJISG0901で規定の超音波探傷試験を、検出感度12dBで全面探傷したときに、内部欠陥のUTエコー高さが50以下である。上記鋼板は、更に他の元素として、V:0.5以下0を含まない、B:0.0005~0.003、およびCa:0.0005~0.003よりなる群から選択される少なくとも1種の元素を含んでいてもよい。また上記鋼板は、更に他の元素として、Cu:0.3以下0を含まない、Cr:0.5以下0を含まない、およびMo:0.5以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも1種の元素を含んでいてもよい。上記鋼板は、海洋構造物用として用いることができる。本発明は、上記鋼板の製造方法も規定するものであって、該製造方法は、上記成分組成を満たすスラブを用い、1050°C以上に加熱した後、第1熱間圧延、第1冷却、第2熱間圧延、および第2冷却を、それぞれ下記条件a~dを満たすように順次行うところに特徴を有する。a第1熱間圧延において、t/2部の温度が950°C以上の状態で圧下率が10以上の最終パス圧延を行う。b第1冷却として、下記条件を満たす2段階冷却を行うことにより、表面部とt/2部の温度差を70°C以内にする。1段目冷却0.6°C/s以上の板厚方向平均冷却速度で0.5T秒以上[Tは、第1冷却の開始板厚mmを示す。以下同じ]1.5T秒以下冷却した後、空冷を0.5T秒以上1.5T秒以下行う。2段目冷却1段目冷却に引き続き、0.6°C/s以上の板厚方向平均冷却速度で0.07T秒以上1.3T秒以下冷却した後、空冷を0.07T秒以上1.3T秒以下行う。c第2熱間圧延において、t/2部の温度が950°C未満の温度範囲の圧延を、下記4式を満たすように行う。QNiNb×10≧334[上記4式において、Q:t/2部の温度が950°C未満の温度範囲における累積圧下率、Ni:Ni含有量質量、Nb:Nb含有量質量を示す。尚、圧下率は、下記5式で求められるものである。圧下率=100×圧延開始前厚-圧延完了厚/圧延開始前厚5]d第2冷却として、表面部の温度がAr3変態点以上の温度域から、t/2部の温度が500°C以下の温度域までを、下記6式を満たす板厚方向平均冷却速度で冷却する。板厚方向平均冷却速度≧6420t-1.606[上記6式において、tは最終製品板厚mmを示す。また、板厚方向平均冷却速度は、下記7式から求められるものである。板厚方向平均冷却速度°C/s=θs-θf/τ7上記7式において、θsは冷却開始時の板厚方向平均温度°C、θfは冷却停止時の板厚方向平均温度°C、τは冷却時間sを示す。]本発明によれば、板厚方向によらず組織や硬さが一定であり、かつ鋼板内部の欠陥が抑制されているため、従来の鋼板よりも優れた低温靭性と溶接継手破壊靭性を兼備する。この様な本発明の鋼板は、特に、大水深域や寒冷域に建設される海洋構造物に好適に用いられる。本発明者は、優れた低温靭性と溶接継手破壊靭性、具体的には、下記IおよびIIを満たす鋼板を得るべく鋭意研究を重ねた。I母材の優れた低温靭性として、後述する実施例で測定する板厚中央部t/2C方向のvTrsが、-100°C以下好ましくは-110°C以下、より好ましくは-120°C以下、更に好ましくは-130°C以下を示すこと。II優れた溶接継手破壊靭性として、後述する実施例で測定するHAZ部の限界CTOD値-10°C以下、この特性をHAZ-CTOD特性ということがあるが、0.46mm以上好ましくは0.6mm以上、より好ましくは0.8mm以上、更に好ましくは1mm以上、特に好ましくは1.2mm以上を示すこと。尚、本発明で、上記Iの低温靭性の評価位置を、特に板厚中央部t/2C方向としたのは、脆性亀裂発生特性としてt/2部の靭性を評価することが重要であり、またt/2部において、L方向よりC方向の方がvTrsは20°Cほど高い値を示すことが知られているが、本発明では、L方向よりも評価のより厳しい即ち、より安全側の評価となるC方向で評価することによって、確実に優れた低温靭性を示す鋼板を得るためである。そして本発明者は、上記IIIの両特性を達成させるには、主として、板厚方向における組織や硬さ等を均一にする必要があることをまず見出し、更に詳細について研究したところ、上述したA~Dの全ての条件を満たすようにすればよいことを見出した。以下、上記両特性とA~Dの条件の関係について詳述する。まず上記Iを満たすには、下記のAおよびBを満たすようにすればよいことを見いだした。A表面部、t/4部、およびt/2部において、アシキュラーフェライト分率を測定したときに、アシキュラーフェライト分率の最低値Aminが50面積以上であり、かつ、アシキュラーフェライト分率の最高値Amaxと前記最低値Aminの差が下記1式を満たす。Amax-Amin≦20面積1B表面部、t/4部、およびt/2部において、2つの結晶の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域大角結晶粒の平均結晶粒径を測定したときに、該平均結晶粒径の最高値Mmaxが40μm以下であり、かつ、前記最高値Mmaxと前記平均結晶粒径の最低値Mminの差が下記2式を満たす。Mmax-Mmin<40μm2上記Aについて説明する。本発明では、板厚方向全体の組織の均一化を図るため、広い製造条件で安定した均一組織の得られやすいアシキュラーフェライトを主体とすることとした。即ち、本発明の鋼板は、板厚方向によらずアシキュラーフェライト主体の組織を有するものである。従来の鋼板は、表面部やt/4部の組織はアシキュラーフェライト主体であっても、t/2部が別の組織即ち、アシキュラーフェライトが50面積未満であるため、板厚方向で組織に違いが生じ、これが、母材の低温靭性向上の阻害要因の一つになっていたものと考えられる。本発明では、鋼板の表面部やt/4部だけでなく、t/2部もアシキュラーフェライト主体50面積以上として、板厚方向によらずアシキュラーフェライト主体の組織とする即ち、板厚方向でのアシキュラーフェライト分率の差を小さくすることによって、最も確保しにくいと言われているt/2部C方向の低温靭性を確保できたのである。図1は、後述する実施例の結果を用い以下、図2~4、6~11も同様に実施例の結果を用いて整理したものである、表面部、t/4部、およびt/2部のアシキュラーフェライト分率の最大値と最小値の差Amax-Amin,アシキュラーフェライト分率差と、t/2部C方向のvTrsの関係を整理したものであるが、この図1から、Amax-Aminを20面積以下とすることによって、vTrs≦-100°Cを達成できることがわかる。Amax-Aminは、好ましくは15面積以下であり、より好ましくは10面積以下である。尚、アシキュラーフェライト分率の最小値Aminは、50面積以上であり、好ましくは55面積以上、より好ましくは60面積以上である。本発明は、板厚方向のいずれの位置においても、アシキュラーフェライト主体50面積以上であることを規定するが、その他の組織については特に問わず、例えば上部ベイナイト等の組織が存在しうる。次にBについて説明する。上述したアシキュラーフェライトを主体とするような単相組織では、粒界が亀裂進展の抵抗となるものと考えられる。そして亀裂進展の際に粒界と亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の進展が抑制できるものと考えられる。即ち、粒界を細かくすることによって、亀裂との衝突頻度を高めれば良いと考えられる。但し、粒界を形成する2つの結晶面の方位差が小さい例えば15°未満の小角粒界では、粒界エネルギーが小さくその効果が小さいので、前記方位差が15°以上の大角粒界大傾角境界を対象に、この大角粒界で囲まれた結晶粒大角結晶粒の粒径大角結晶粒径を微細化する必要がある。この様な観点から、本発明では、表面部、t/4部、およびt/2部の大角結晶粒径の最大値Mmaxを40μm以下とする。Mmaxは好ましくは35μm以下、より好ましくは30μm以下である。本発明では更に、板厚方向にわたって、大角結晶粒の均一な微細化を図ることにより、板厚方向全体において低温靭性を確保することができ、t/2部C方向の優れた低温靭性を確保することができる。図2は、表面部、t/4部、およびt/2部における大角結晶粒の平均結晶粒径の最大値と最小値の差Mmax-Mmin,大角結晶粒径差と、t/2部C方向のvTrsの関係を示した図である。この図2から、Mmax-Mminを40μm未満とすることによって、vTrs≦-100°Cを達成できることがわかる。Mmax-Mminは、好ましくは35μm以下であり、より好ましくは30μm以下であり、更に好ましくは20μm以下である。次に、上記IIを満たすには、下記のCおよびDを満たすようにすればよいことを見いだした。C表面部、t/4部、およびt/2部において、硬さを測定したときに、硬さの最高値Hvmaxと硬さの最低値Hvminの差が下記3式を満たす。Hvmax-Hvmin≦503DJISG0901で規定の超音波探傷試験を、検出感度12dBで全面探傷したときに、内部欠陥のUTエコー高さが50以下である。上記Cについてまず説明する。鋼板の表面部と内部の硬さ差が大きいと、そこに応力集中が生じ、破壊靱性HAZ-CTOD特性が劣化する。よって表面部と内部の硬さ差は小さくするのがよい。図3は、表面部、t/4部、およびt/2部の硬さの最大値Hvmaxと最小値Hvminの差硬さ差、Hvmax-Hvminと、HAZ部の限界CTOD値-10°Cの関係を示した図であるが、この図3から、上記硬さ差を50以下とすることによって、HAZ部の限界CTOD値-10°C:0.46mm以上を達成できることがわかる。上記硬さ差は、好ましくは40以下であり、より好ましくは30以下である。次に上記Dについて説明する。内部欠陥のUTエコー高さが大きい、つまり大きな欠陥があると、そこに応力集中が生じ、破壊靱性が低下する。図4は、超音波探傷試験におけるエコー高さと、HAZ部の限界CTOD値-10°Cとの関係を示した図であるが、この図4から、UTによるエコー高さが50以下であると、HAZ部の限界CTOD値-10°C:0.46mm以上を達成できることがわかる。前記UTによるエコー高さは、好ましくは45以下であり、より好ましくは40以下である。[製造方法]本発明の鋼板は、上記の通り、特にAmax-Amin、Mmax-Mmin、Hvmax-Hvminを小さくするなど、板厚方向における組織等を均一にする必要があるが、厚肉材になると、圧延時の板厚方向の温度差が大きくなるため、上記均一化は困難となる。本発明は、この様な状況下、上記A~Dの全てを満たし、更には470MPa以上の引張強さを有する鋼板を得るための手段についても検討した。その結果、製造工程において、後述する成分組成を満たすスラブを用い、1050°C以上に加熱した後、特には、第1熱間圧延、第1冷却、第2熱間圧延、および第2冷却を、規定の条件a~dを満たすように順次行う必要があることを見いだした。以下、製造工程順に説明する。まず図5に示すとおり、スラブを1050°C以上に加熱するが、これは、アシキュラーフェライトの形成や結晶粒の微細化に有効なNbを全固溶させること、および組織をオーステナイト単相とすることを目的とする。上記加熱温度は好ましくは1100°C以上であるが、上限は1200°C程度である。a第1熱間圧延第1熱間圧延粗圧延において、t/2部の温度が950°C以上の状態で圧下率が10以上の最終パス圧延を行う。図6は、上記圧下率とUTによるエコー高さの関係を示した図である。この図6より、上記圧下率を10以上とすることによって、内部欠陥が圧着され、上記Dで規定するUTによるエコー高さ:50以下を達成できることがわかる。この様にUTによるエコー高さ:50以下を達成することで、前記図4に示した通り、HAZ-CTOD特性を高めることができる。上記圧下率は、好ましくは12以上、より好ましくは15以上である。上記圧下率の上限は、第2熱間圧延時の累積圧下率を確保する観点から、20程度となる。尚、第1熱間圧延におけるその他の条件については問わず、例えば最終前のパスの圧延条件についても特に限定されない。b第1冷却第1冷却として、下記条件を満たす2段階冷却を行うことにより、第1冷却後の表面部とt/2部の温度差以下、単に表面部とt/2部の温度差ということがある。を70°C以内にする。尚、この第1冷却は、第1熱間圧延粗圧延に引き続いて行えばよく、下記の2段階冷却の開示温度は特に問わないが、表面温度にておおよそ900~950°Cの範囲内である。1段目冷却0.6°C/s以上の板厚方向平均冷却速度で0.5T秒以上[Tは、第1冷却の開始板厚mm]1.5T秒以下冷却した後、空冷を0.5T秒以上1.5T秒以下行う。2段目冷却1段目冷却に引き続き、0.6°C/s以上の板厚方向平均冷却速度で0.07T秒以上1.3T秒以下冷却した後、空冷を0.07T秒以上1.3T秒以下行う。前記図3に示したとおり、HAZ-CTOD特性を十分に高めるには、Hvmax-Hvmin≦50を達成させる必要がある。本発明では、この硬さ差の規定を達成すべく検討したところ、この第1冷却で、表面部とt/2部の温度差を70°C以内とすればよいことをまず見出した。図7は、表面部とt/2部の温度差と、硬さ差Hvmax-Hvminの関係を示した図である。この図7より、上記硬さ差を50以下とするには、表面部とt/2部の温度差を70°C以内とする必要があることがわかる。表面部とt/2部の温度差は、好ましくは65°C以内であり、より好ましくは60°C以内とすれば、上記硬さ差を更に小さくでき、結果としてより優れたHAZ-CTOD特性を確保できる。また、Amin、Amax-Amin、Mmax、Mmax-Mminを規定の範囲内とするためにも、この第1冷却で表面部とt/2部の温度差を70°C以内とすることが有効である。また本発明者は、表面部とt/2部の温度差を70°C以内とするための具体的手段についても検討した。その結果、第1熱間圧延粗圧延後の冷却第1冷却を上記の通り2段階冷却とすればよいことを見出した。更に、2段階冷却における1段目冷却、2段目冷却のそれぞれにおいて、冷却速度、冷却時間を規定することによって、結晶粒の粗大化を招くことなく短時間で、表面部とt/2部の温度差を70°C以内にできることを見出した。まず1段目冷却は、0.6°C/s以上の板厚方向平均冷却速度以下、このときの冷却速度をC11と示すことがあるで0.5T秒以上1.5T秒以下冷却し、次いで、空冷を0.5T秒以上1.5T秒以下行う。板厚方向平均冷却速度は、後述する実施例に示す方法で求められる冷却速度である以下、同じ。C11が、0.6°C/s未満であると、表面部とt/2部の温度差を規定の時間内に70°C以内にすることが困難となる。好ましくは0.7°C/s以上、より好ましくは0.8°C/s以上、更に好ましくは1.0°C/s以上である。尚、C11が高すぎると鋼板表面部にスケールが生成し、冷却効率が低下する。よってこれを防止するため、C11の上限は5.0°C/s程度とする。C11:0.6°C/s以上での冷却時間C11冷却時間は、0.5T秒以上1.5T秒以下である。図8は、1段目冷却においてC11冷却時間/第1冷却の開始板厚この比を1段目冷却係数というの値と、表面部とt/2部の温度差との関係を示す図である。この図8より、表面部とt/2部の温度差を70°C以内とするには、1段目冷却係数を0.5以上とする必要があることがわかる。1段目冷却係数は、好ましくは0.8以上、より好ましくは1.0以上である。一方、1段目冷却係数が大きすぎても、即ち、冷却時間が長すぎても、鋼板表面に酸化物が生成して冷却効率が低下し、表面部とt/2部の温度差を70°C以内とすることができないため、1段目冷却係数の上限は1.5とする。C11:0.6°C/s以上で冷却を行った後は、空冷を0.5T秒以上1.5T秒以下行う。この空冷を行って復熱させることによって、鋼板表面に生成する酸化物を最小限にして、効率的に冷却することができる。この空冷での1段目冷却係数の決定理由は、上記の通りである。尚、表面部とt/2部の温度差を短時間で確実に70°C以内とするには、空冷時間を、C11での冷却時間と同等以上とするのがよいことから、空冷における1段目冷却係数は、上記0.6°C/s以上で冷却時の1段目冷却係数と同じとするか、またはそれ以上但し、上限は1.5とすればよい。上記1段目冷却に引き続き、2段目冷却を行う。2段目冷却は、0.6°C/s以上の板厚方向平均冷却速度以下、このときの冷却速度をC12と示すことがあるで0.07T秒以上1.3T秒以下冷却し、次いで、空冷を0.07T秒以上1.3T秒以下行う。C12を0.6°C/s以上とした理由は、1段目冷却と同じである。C12:0.6°C/s以上での冷却時間C12冷却時間は、0.07T秒以上1.3T秒以下である。図9は、2段目冷却においてC12冷却時間/第1冷却の開始板厚この比を2段目冷却係数というの値と、表面部とt/2部の温度差との関係を示す図である。この図9より、表面部とt/2部の温度差を70°C以内とするには、2段目冷却係数を0.07以上とする必要があることがわかる。2段目冷却係数は、好ましくは0.1以上、より好ましくは0.2以上である。一方、2段目冷却係数が大きすぎても、即ち、冷却時間が長すぎても鋼板表面に酸化物が生成して冷却効率が低下し、表面部とt/2部の温度差を70°C以内とすることができないため、2段目冷却係数の上限は1.3とする。C12:0.6°C/s以上で冷却を行った後は、空冷を0.07T秒以上1.3T秒以下行う。この空冷を行って復熱させることによって、鋼板表面に生成する酸化物を最小限にして、効率的に冷却することができる。この空冷での2段目冷却係数の決定理由は、上記の通りである。尚、表面部とt/2部の温度差を短時間で確実に70°C以内とするには、ここでの空冷時間も、C12での冷却時間と同等以上とするのがよい。よって空冷における2段目冷却係数は、上記0.6°C/s以上で冷却時の2段目冷却係数と同じとするか、またはそれ以上但し、上限は1.3とすればよい。本発明では、上記の通り、上記1段目冷却に引き続いて2段目冷却を行うところに重要なポイントを有する。0.6°C/s以上で冷却空冷を2回繰り返し実施することにより、1段目冷却における空冷複熱時に鋼板表面に生成する酸化皮膜を除去して冷却効率を高めることができる。その結果、1回のみの0.6°C/s以上で冷却空冷とトータルの冷却時間が同じでも、冷却効率がより高いため、結晶粒の粗大化を招くことなく、表面部とt/2部の温度差を70°C以内とすることができる。これに対し、上述した特許文献2や特許文献4では、この様な冷却方法について記載されておらず、生産性の観点から、通常、0.6°C/s以上の冷却1回のみであると思われる。その結果、これら従来技術においては、板厚方向の組織等の均一化が図られていないものと思われる。また、特許文献3の製造方法とは、板厚表層部からt/2の温度差を小さくするというコンセプトは同じであるが、この特許文献3では、鋼片を保温するという手段をとっている。しかしこの様に保温を行うと、板厚表層部からt/2の温度差が小さくなるのに時間がかかる、即ち、長時間高温にさらされるため、結晶粒の粗大化を招くことが想定される。c第2熱間圧延第2熱間圧延仕上げ圧延において、t/2部の温度が950°C未満の温度範囲の圧延を、下記4式を満たすように行う。QNiNb×10≧334[上記4式において、Q:t/2部の温度が950°C未満の温度範囲における累積圧下率、Ni:Ni含有量質量、Nb:Nb含有量質量を示す。尚、圧下率は、下記5式で求められる。圧下率=100×圧延開始前厚-圧延完了厚/圧延開始前厚5]第2熱間圧延仕上げ圧延を上記条件で行うことによって、板厚方向全体をアシキュラーフェライト組織化でき、Aで規定するアシキュラーフェライトの規定を達成させることができる。またBで規定する大角結晶粒の規定を達成させることができる。図10は、4式の左辺値[QNiNb×10]とアシキュラーフェライト分率差Amax-Aminの関係を示す図であるが、この図より、4式の左辺値が33以上となるように第2熱間圧延を行う即ち、鋼中Ni量およびNb量に応じて、4式の左辺値が33以上となるように、t/2部の温度が950°C未満の温度範囲における累積圧下率をコントロールすることによって、Amax-Aminを20面積以下にできることがわかる。また図11は、4式の左辺値と、大角結晶粒径の最大値と最小値の差Mmax-Mmin、大角結晶粒径差の関係を示す図であるが、この図より、4式の左辺値が33以上となるように第2熱間圧延を行うことによって、Mmax-Mminを40μm未満にできることがわかる。4式の左辺値は、好ましくは40以上、より好ましくは50以上である。第2熱間圧延仕上げ圧延におけるその他の条件については特に限定されず、一般に行われている条件を採用することができる。本発明では、前記第2熱間圧延の後、更に第2冷却を、下記条件dを満たすように行うことによって、一定以上の強度を確保することができる。d第2冷却第2冷却として、表面部の温度がAr3変態点以上の温度域から、t/2部の温度が500°C以下の温度域までを、下記6式を満たす板厚方向平均冷却速度以下、このときの冷却速度をC2と示すことがあるで冷却する。板厚方向平均冷却速度≧6420t-1.606[上記6式において、tは最終製品板厚mmを示す。また、板厚方向平均冷却速度は、下記7式から求められるものである。板厚方向平均冷却速度°C/s=θs-θf/τ7上記7式において、θsは冷却開始時の板厚方向平均温度°C、θfは冷却停止時の板厚方向平均温度、τは冷却時間sを示す。]本発明では、第2熱間圧延を上記条件で行い、かつ表面部の温度がAr3変態点以上の温度域から、t/2部の温度が500°C以下の温度域までの冷却速度C2を、上記6式を満たす板厚方向平均冷却速度とすることで、広い冷却速度範囲内冷却速度が約2~30°C/sの範囲で硬さの値が安定し、一定以上の強度470MPa以上、好ましくは510MPa以上の引張強さを確実に確保することができる。第2冷却後即ち、t/2部の温度が500°C以下の温度域までを上記条件で冷却した後、室温までの冷却については特に問わず、空冷等により冷却してもよい。以上の説明を、前記図5において概略的に示している。本発明の鋼板は、その後に、熱処理焼入れ、焼戻し等を行わなくとも、上述したIIIの特性を発揮するため、上記冷却ままで使用することができる。本発明の鋼板は、母材の低温靭性、HAZ-CTOD特性の両特性を具備すべく、特に、上記条件で製造して規定の組織等を確保する点にポイントを有するが、上記組織等を確実に確保して、上記両特性を十分に発揮させると共に、例えば海洋構造物等に用いられる鋼板として溶接性、高強度等も兼備させるには、下記成分組成を満たす必要がある。C:0.02~0.10Cは、鋼材母材の強度を確保するために欠くことのできない元素である。こうした効果を発揮させるには、0.02以上含有させる必要がある。Cは、0.04以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.05以上である。しかしCが0.10を超えると、溶接時にHAZに島状マルテンサイトMAを多く生成してHAZの靭性劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼす。また、アシキュラーフェライトの確保が困難となる他、硬さ差や大角結晶粒径差が大きくなる。従ってCは0.10以下、好ましくは0.08以下、より好ましくは0.06以下とする。Si:0.5以下0を含まないSiは、固溶強化により鋼材の強度を確保するのに寄与する元素である。しかしSiが0.5を超えると、溶接時にHAZに島状マルテンサイトMAを多く生成してHAZ靭性の劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼす。従ってSiは0.5以下とする。好ましくは0.3以下であり、より好ましくは0.2以下、更に好ましくは0.18以下である。なお、Siを添加して鋼材の強度を確保するためには、0.02以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.05以上、更に好ましくは0.1以上含有させるのがよい。Mn:1.0~2.0Mnは、鋼材母材の強度向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、1.0以上含有させる必要がある。Mnは、好ましくは1.2以上、より好ましくは1.4以上含有させるのがよい。しかし2.0を超えると、鋼材母材の溶接性を劣化させる。従ってMnは、2.0以下に抑える必要がある。好ましくは1.8以下であり、より好ましくは1.6以下とする。Ni:0.10~1Niは、鋼材の強度を高めると共に、鋼材自体の靭性を向上させるのにも寄与する元素である。また変態開始温度を長時間低温側へシフトさせる働きがあり、これが組織のアシキュラーフェライト化を促す。また、Niを含有させて、焼入れ性を高めることで、板厚方向における冷却速度の差異の影響を小さくでき、結果として板厚方向における硬さ差を小さくすることができる。こうした作用を有効に発揮させるには、0.10以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.12以上、更に好ましくは0.14以上である。Niはできるだけ含有させることが好ましいが、高価な元素であるため、過剰に含有するとコスト高となる。従って、経済的理由から上限は1とすることが好ましい。より好ましくは0.8以下、更に好ましくは0.6以下である。Nb:0.005~0.03Nbは、固溶によるソリュートドラック効果および炭窒化物析出によるピン止め効果の2つの効果により、再結晶粒の粗大化を抑制するため、母材靭性の向上に寄与する。またNiと同様に変態開始温度を長時間低温側へシフトさせる働きがあり、これが組織のアシキュラーフェライト化を促す。更に、NbはNb析出物を形成して析出強化を図るのに有効な元素であるが、Nb量が少なく、Nb析出物量が少ない場合、表面部は冷却速度が高いため、高強度高硬度を確保できるが、t/2部は冷却速度が小さくかつNb析出物も少ないため、強度硬度が低く、結果として表面部とt/2部の硬さ差が生じる。これらのことから、Nbは0.005以上含有させる。好ましくは0.007以上、より好ましくは0.009以上である。しかしNbが0.03を超えると、母材靭性およびHAZ靭性が劣化する。従ってNbは0.03以下とする。好ましくは0.025以下、より好ましくは0.02以下である。Ti:0.005~0.02Tiは、鋼材中にTiNなどの窒化物やTi酸化物を生成し、HAZ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるには、Tiは0.005以上含有させる必要がある。好ましくは0.007以上、より好ましくは0.010以上とする。しかしTiが過剰に含まれると鋼材母材の靭性が劣化するため、Tiは0.02以下に抑えるべきである。Tiは、好ましくは0.018以下であり、より好ましくは0.016以下である。N:0.0030~0.065Nは、窒化物例えば、TiNなどを析出する元素であり、該窒化物は、ピン止め効果により、溶接時にHAZに生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、HAZ靭性の向上に寄与する。こうした効果を有効に発揮させるには、0.0030以上含有させる必要がある。Nは、好ましくは0.0035以上、より好ましくは0.004以上である。Nは多いほどTi含有窒化物を形成してオーステナイト粒の微細化が促進されるため、HAZの靭性向上に有効に作用する。しかしNが0.065を超えると、固溶N量が増大して母材自体の靭性が劣化し、HAZ靭性も低下する。従ってNは0.065以下に抑える必要がある。好ましくは0.055以下、より好ましくは0.045以下とする。P:0.02以下0を含まないPは、偏析し易い元素であり、特に鋼材中の結晶粒界に偏析して母材の靭性を劣化させる。従ってPは0.02以下に抑制する必要がある。Pは、好ましくは0.018以下、より好ましくは0.015以下とする。S:0.015以下0を含まないSは、Mnと結合して硫化物MnSを生成し、母材の靭性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。従ってSは0.015以下に抑制する必要がある。好ましくは0.012以下であり、より好ましくは0.008以下、更に好ましくは0.006以下である。Al:0.01~0.06Alは、脱酸のために有用な元素であり、またAlNを形成して結晶粒の微細化に有効な元素である。こうした効果を発揮させるにはAl量を0.01以上とする必要がある。好ましくは0.02以上、より好ましくは0.03以上である。しかしながら過剰になると、母材靭性およびHAZ靭性を劣化させるため、Alは0.06以下に抑える必要がある。Alは、好ましくは0.04以下、より好ましくは0.035以下である。本発明の鋼材は、上記元素を必須成分として含有するものであり、残部は鉄および不可避不純物からなる。不可避不純物は鋼材の諸特性を害さない程度に含まれていてもよく、例えば、MgやAs,Se等が合計で0.1程度以下、好ましくは0.09程度以下含まれていてもよい。本発明の鋼材は、更に他の元素として、HAZ靭性を更に向上させる元素V、B、Caや、鋼材の強度を向上させる元素Cu、Cr、Moを含有させることも有効である。詳細は以下の通りである。V:0.5以下0を含まない、B:0.0005~0.003、およびCa:0.0005~0.003よりなる群から選択される少なくとも1種の元素V、B、Caは、いずれもHAZ靭性を向上させる元素である。Vを含有させる場合、0.002以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.005以上、更に好ましくは0.01以上である。一方、V量が0.5を超えると、析出する炭窒化物が粗大化して母材靭性が劣化する。よって、V量は0.5以下とすることが好ましい。より好ましくは0.1以下、更に好ましくは0.05以下である。Bは、粒界フェライトの生成を抑制してHAZ靭性を向上させる元素である。この様な効果を発揮させるには、0.0005以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.0010以上である。しかしB量が0.003を超えると、オーステナイト粒界にBNとして析出し、HAZ靭性の低下を招く。従ってB量は0.003以下とすることが好ましい。より好ましくは0.002以下である。Caは、添加するとTiN生成温度が下がるため、微細なTiNを析出させ、HAZ靭性を向上させる元素である。また、Caを含有させることによって、粗大な析出物Al2O3を核とした粗大なTiNの形成を抑制し、HAZ靭性を高めることができる。この様なCaによる作用を有効に発揮させるには、0.0005以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.0010以上である。しかしCa量が0.003を超えると、余分な介在物が析出してHAZ靭性の低下を招く。従ってCa量は0.003以下とすることが好ましい。より好ましくは0.002以下である。これらの元素は、単独で、または複数を含有させてもよい。Cu:0.3以下0を含まない、Cr:0.5以下0を含まない、およびMo:0.5以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも1種の元素Cu、Cr、Moは、いずれも鋼材の強度を高めるのに寄与する元素であり、Cuは、固溶強化して鋼材の強度を高める元素であり、Cr、Moは、焼き入れ性を向上させて鋼材の強度を高める元素である。これらの効果を発揮させるには、それぞれ下記含有量とするのがよい。Cuは、0.05以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.1以上、更に好ましくは0.2以上である。しかし0.3を超えて含有すると、鋼材の靭性が劣化するため、Cuは0.3以下とすることが好ましい。より好ましくは0.28以下であり、更に好ましくは0.25以下である。Crは、0.1以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.2以上、更に好ましくは0.25以上である。しかしCr量が0.5を超えると、鋼材母材の焼入れ性が著しく高まることで母材靭性が劣化し、またMA島状マルテンサイトなどの生成により、HAZ靭性も低下する。従ってCrは0.5以下とすることが好ましい。より好ましくは0.4以下、更に好ましくは0.3以下である。Moは、0.1以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.2以上、更に好ましくは0.3以上である。しかしMo量が0.5を超えると、上記Crの場合と同様に、鋼材母材の焼入れ性が著しく高まることで母材靭性が劣化し、またMA島状マルテンサイトなどの生成により、HAZ靭性も低下する。従ってMoは0.5以下とすることが好ましい。より好ましくは0.45以下、更に好ましくは0.4以下である。これらの元素は、単独で、または複数を含有させてもよい。本発明は、特に、板厚方向の組織等の均一化が困難である比較的厚肉の鋼板板厚が例えば30~100mm程度の鋼板を対象とすれば、本発明の効果が存分に発揮される。また本発明の鋼板は、上述したとおり、低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れているので、例えば寒冷地等に建設される海洋構造物に好適に用いられる。その他、造船等にも用いることができる。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。鋼を溶製し、凝固して得られた下記表1に示す化学成分組成の各種スラブを用い、前記図5および下記表2,3に示す製造条件にて各種鋼板を製作した。尚、第1冷却における1段目冷却時の空冷時間は、表2に示す各C11冷却時間と同じとし、第1冷却における2段目冷却時の空冷時間は、表2に示す各C12冷却時間と同じとした。また、圧延中の板厚方向各部の温度は、下記の方法で測定した。[圧延中の板厚方向各部の温度測定方法]1.プロセスコンピュータを用い、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度や在炉時間に基づいて鋼片の表面から裏面までの位置の加熱温度を算出する。2.算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法水冷あるいは空冷のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて計算しつつ圧延を実施する。3.鋼板の表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する。但し、プロセスコンピュータでも理論値を計算しておく。4.第1熱間圧延粗圧延開始時、第1熱間圧延粗圧延終了時、第2熱間圧延仕上げ圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板の表面温度を、プロセスコンピュータから算出される計算温度と照合する。5.計算温度と実測温度の差が±30°C以上の場合は、実測表面温度を計算表面温度に置き換えプロセスコンピュータ上の計算温度とし、±30°C未満の場合は、プロセスコンピュータから算出された計算温度をそのまま用いる。6.上記算出された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理する。製造過程における板厚方向平均温度は、上記方法で求められた、鋼片の表面から裏面までの位置の温度の平均値である。また、板厚方向平均冷却速度は、下記7式から求めたものである。板厚方向平均冷却速度°C/s=θs-θf/τ7[上記7式において、θsは冷却開始時の板厚方向平均温度°C、θfは冷却停止時の板厚方向平均温度°C、τは冷却時間sを示す。]上記の様にして得られた各鋼板について、鋼板母材およびHAZにおける評価を、それぞれ下記の要領で実施した。[板厚方向の硬さ差Hvmax-Hvmin]図12において拡大された試験片板幅C方向中央部から採取され、試験片上面は鋼板表面であり、試験片下面は別の鋼板表面であるの断面斜線部の表面から1mm深さの位置表面部、t/4部、t/2部の3箇所において、各箇所につき5点ずつ、ビッカース硬さ試験荷重98Nを実施した。そして合計3部×5点=15点のうちの最高値Hvmaxと最低値Hvminを求め、Hvmax-Hvminを計算した。その結果を表4に示す。[板厚方向のアシキュラーフェライト分率差Amax-Amin]上記硬さ差の測定と同様に図12に示された試験片を用い、断面における表面から1mm深さの位置、t/4部、t/2部の3部において各部につき5箇所ずつ、ナイタール腐食した光学顕微鏡写真倍率:400倍を撮影し、画像解析を行った。詳細には、上記光学顕微鏡写真をアシキュラーフェライトの組織写真例えば、鋼のベイナイト写真集I社団法人日本鉄鋼協会1992P89と比較して、上記光学顕微鏡写真中のアシキュラーフェライト部を塗りつぶし、上記光学顕微鏡写真に占める塗りつぶした部分の面積率を画像解析により測定し、アシキュラーフェライト分率とした。これを合計3部×5箇所=15箇所について行い、この15箇所のうち、アシキュラーフェライト分率の最高値Amaxとアシキュラーフェライト分率の最低値Aminを求め、次いでAmax-Aminアシキュラーフェライト分率差を計算した。その結果を表4に示す。[板厚方向の大角結晶粒径差Mmax-Mmin]上記硬さ差の測定と同様に図12に示された試験片を用い、断面における表面から1mm深さの位置、t/4部、t/2部の3部において各部につき5箇所ずつ、FE-SEM-EBSPElectronBackScatteringPattern電子放出型走査電子顕微鏡を用いた電子後方散乱回折像法によって大角粒界径大角結晶粒径を測定した。具体的には、以下の通りである。i前記図12に示すとおり、圧延方向と板厚方向からなる面であって、板厚方向が0~tである即ち、鋼板の表裏面を含むサンプルを準備する。ii150~1000までの湿式エメリー研磨紙、またはそれと同等の機能を有する研磨方法上記湿式エメリー研磨紙以外の研磨紙、ダイヤモンドスラリーなどの研磨剤を用いた研磨方法によって鏡面仕上を施す。iiiTexSEMLaboratories社製のEBSP装置を使用し、t/4部において、結晶方位差が15°以上の境界を結晶粒界と設定して大角粒界で囲まれた領域大角結晶粒の結晶粒径を測定した。このときの測定条件は、測定範囲:200×200μm、測定ステップ:0.5μm間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンスインデックスConfidenceIndexが0.1よりも小さい測定点は解析対象から除外した。ivデータの解析法として、上記結晶粒径が2.5μm以下のものはノイズと考え削除した。そして1観察面における大角結晶粒の平均結晶粒径を、合計3部×5箇所=15箇所のそれぞれにおいて求めた。そして、上記15箇所の大角結晶粒の平均結晶粒径のうち、最高値をMmax、最低値をMminとし、Mmax-Mminを求めた。その結果を表4に示す。[超音波探傷試験]内部欠陥のUTエコー高さJISG0901に規定する方法で、12dB全面探傷を行い、内部欠陥のUTエコー高さを測定した。その結果を表4に示す。[母材の低温靭性]t/2部板厚中央部において試験片の長手方向がC方向圧延方向に垂直な方向となるように、NKU4号試験片を採取し、JISZ2242に規定の方法でシャルピー衝撃試験を実施し、遷移曲線よりvTrs脆性破面遷移温度を求めた。そして、vTrs≦-100°Cを母材の低温靭性に優れると評価した。その結果を表4に示す。[HAZ-CTOD特性の評価]下記表5の条件で図13に示すとおり、SAW溶接を行って溶接継手を作成した。CTOD試験は、API-2Zに従って、CG-HAZ領域を15以上含むようにノッチを導入し、BS7448に従って試験を実施した。詳細には、図13に示すとおり、試験片板厚中央をセンター採寸として2/3の領域において、FusionLineから母材側に0.5mmの粗大粒領域CGHAZが15以上含まれるようにノッチを導入し、試験温度-10°CにおいてCTOD試験を3本について行い、限界CTOD値を求めた。そして、3本のうち最も小さい限界CTOD値が0.46mm以上のものを溶接継手破壊靭性に優れると評価した。その結果を表4に示す。[引張試験]ASTMA37007aに記載のDiameter=12.5mm、Gaugelength=50mmの形状の試験片を板厚方向t/4C方向から採取し、ASTMA370に規定の方法で引張試験を行い、引張強さTS、降伏強さYP、EL伸び、YR降伏比を求めた。その結果を表4に示す。尚、本発明の鋼板は、TS≧470MPa、YP≧345MPa、およびEL≧23を満たしている。表1~4から次のように考察できる。即ち、No.1~12は、本発明の要件を全て満たすものであり、優れた低温靭性および溶接継手破壊靭性を発揮していることがわかる。これに対し、本発明で規定する要件を外れるものは、特性の劣るものとなっている。No.13、26は、第1冷却における1段目冷却時間C11冷却時間、空冷時間が短いため、鋼板の冷却が不十分となり、表面部とt/2部の温度差を70°C以内にできず、その結果、硬さ差、Amin、Amax-Amin、Mmax、Mmax-Mminが規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。No.15は、第1冷却における1段目冷却時間C11冷却時間、空冷時間が長すぎるため、また、No.16は、第1冷却における2段目冷却時間C12冷却時間、空冷時間が長すぎるため、いずれも表面部とt/2部の温度差を70°C以内にできず、その結果、硬さ差、Amin、Amax-Amin、Mmax、Mmax-Mminが規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。No.14、27は、第1冷却における2段目冷却時間C12冷却時間、空冷時間が短いため、1段目冷却で生成した鋼板表面の酸化皮膜を十分除去できず、冷却効率が低下した結果、表面部とt/2部の温度差が70°Cを超えたと想定される。その結果、硬さ差、Amin、Amax-Amin、Mmax、Mmax-Mminが規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。No.25は、第1冷却における1段目と2段目のどちらの冷却時間も短いため、硬さ差、Amin、Amax-Amin、Mmax、Mmax-Mminが規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。No.17は、第1冷却における1段目冷却のC11が、またNo.18は、第1冷却における2段目冷却のC12が、いずれも0.6°C/sを下回っているため、表面部とt/2部の温度差を70°C以内にできず、その結果、Amax-Aminや、Mmax-Mminが規定上限を超えた。また、硬さ差も規定上限を超えるものとなった。その結果、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣っている。No.28は、第1冷却を、2段階冷却とせず1段のみの冷却としたので、この冷却で生成した鋼板表面の酸化皮膜が十分に取れず、冷却効率が低下した結果、表面部とt/2部の温度差が70°Cを超えたと想定される。その結果、硬さ差、Amin、Amax-Amin、Mmax、Mmax-Mminが規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。No.23、24は、第1熱間圧延を規定の条件で行わなかったため、内部欠陥が十分に圧着せず、内部欠陥のUTエコー高さが高くなり、その結果、HAZ-CTOD特性に劣るものとなった。No.29は、成分組成を満たしているが、第2熱間圧延において4式を満たす条件累積圧下率で圧延を行わなかったため、Amax-Aminや、Mmax-Mminが規定上限を超えた。その結果、溶接継手破壊靭性と低温靭性に劣るものとなった。No.19は、第2冷却が規定の条件を満たしていないため、所望の強度を確保することができなかった。No.20~22は、製造条件は規定の通りであるが、成分組成が規定範囲を外れている例である。No.20は、Ni量が不足し4式を満足せず、No.21は、Nb量が不足し4式を満足せず、また、No.22は、C量が過剰であるため、いずれもAminが著しく小さくなり、Amax-Aminや、Mmax-Mminが規定上限を超えた。また、硬さ差も規定上限を超えるものとなった。その結果、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。"