重量で、C:0.02~0.06、Si:0.1~0.35、Mn:1.0~1.6、Al:0.02以下0は除外、Ni:0.7~2.0、Cu:0.4~0.9、Ti:0.003~0.015、Nb:0.003~0.02、P:0.01以下0は除外、S:0.005以下、残部Fe及び不可避な不純物を含み、[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]<4.3を満たし、[Mn]、[Si]、[Al]及び[Nb]はMn、Si、Al及びNbの重量単位含量を意味する、極低温靭性に優れた高強度鋼板。前記鋼板の微細組織は、面積分率で、99以上のアシキュラーacicularフェライト及び1以下の島状オーステナイト/マルテンサイトMAを含む、請求項1に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板。結晶粒界方位が15°以上である有効結晶粒が前記微細組織において70面積以上、前記有効結晶粒のうちサイズが10μm以下である結晶粒が前記微細組織において70面積以上である、請求項2に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板。前記有効結晶粒の平均サイズが3~7μmである、請求項2または3に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板。前記鋼板は、引張強度が490MPa以上、-140°Cにおけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが300J以上、軟性-脆性遷移温度DBTTが-140°C以下である、請求項4に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板。重量で、C:0.02~0.06、Si:0.1~0.35、Mn:1.0~1.6、Al:0.02以下0は除外、Ni:0.7~2.0、Cu:0.4~0.9、Ti:0.003~0.015、Nb:0.003~0.02、P:0.01以下0は除外、S:0.005以下、残部Fe及び不可避な不純物を含み、[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]<4.3を満たし、[Mn]、[Si]、[Al]及び[Nb]はMn、Si、Al及びNbの重量単位含量を意味する鋼スラブに対し、鋼スラブを1050~1180°Cにおいて加熱する加熱段階と、オーステナイト再結晶温度Tnr以上の温度において4回以上のパス数で圧延する第1圧延段階と、Ar3~Tnrの温度範囲において仕上げ圧延する第2圧延段階と、冷却する冷却段階とを含む、極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。前記第1圧延段階において、最後の2パスは、それぞれのパス当たり15~25の圧下率で圧延する、請求項6に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。前記第2圧延段階は、累積圧下率が合計50~60になるようにする、請求項7に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。前記冷却段階は、鋼板の厚さをtとするとき、t/4である地点を基準に8~15°C/sの冷却速度で320~380°Cまで冷却する、請求項6から8のいずれか一項に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。本発明の一側面は、極低温においても使用可能な鋼材を提供するために、強度に優れ、-60°C未満の極低温において靭性を確保することができる極低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供する。本発明の一側面は、重量で、C:0.02~0.06、Si:0.1~0.35、Mn:1.0~1.6、Al:0.02以下0は除外、Ni:0.7~2.0、Cu:0.4~0.9、Ti:0.003~0.015、Nb:0.003~0.02、P:0.01以下、S:0.005以下、残部Fe及び不可避な不純物を含み、[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]<4.3を満たし、[Mn]、[Si]、[Al]及び[Nb]はMn、Si、Al及びNbの重量単位含量を意味する極低温靭性に優れた高強度鋼板を提供する。このとき、上記鋼板の微細組織は、面積分率で、99以上のアシキュラーacicularフェライト及び1以下の島状オーステナイト/マルテンサイトMAを含むことが好ましい。また、結晶粒界方位が15°以上である有効結晶粒が上記微細組織において70面積以上、上記有効結晶粒のうちサイズが10μm以下である結晶粒が上記微細組織において70面積以上であることがより好ましい。このとき、上記有効結晶粒の平均サイズが3~7μmであることが好ましい。また、上記鋼板は、引張強度が490MPa以上、-140°Cにおけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが300J以上、軟性-脆性遷移温度DBTTが-140°C以下であることがより好ましい。また、本発明の他の一側面は、重量で、C:0.02~0.06、Si:0.1~0.35、Mn:1.0~1.6、Al:0.02以下0は除外、Ni:0.7~2.0、Cu:0.4~0.9、Ti:0.003~0.015、Nb:0.003~0.02、P:0.01以下、S:0.005以下、残部Fe及び不可避な不純物を含み、[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]<4.3を満たし、[Mn]、[Si]、[Al]及び[Nb]がMn、Si、Al及びNbの重量単位含量を意味する鋼スラブに対し、鋼スラブを1050~1180°Cにおいて加熱する加熱段階と、オーステナイト再結晶温度Tnr以上の温度において4回以上のパス数で圧延する第1圧延段階と、Ar3~Tnrの温度範囲において仕上げ圧延する第2圧延段階と、冷却する冷却段階と、を含む極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。このとき、上記第1圧延段階において、最後の2パスは、それぞれパス当たり15~25の圧下率で圧延することが好ましい。また、上記第2圧延段階は、累積圧下率が合計50~60になるようにすることがより好ましい。なお、上記冷却段階は、鋼板の厚さをtとするとき、t/4である地点を基準に8~15°C/sの冷却速度で320~380°Cまで冷却することが好ましい。本発明の一側面によると、船舶、海洋構造物などの構造用鋼材や液化ガスを保存、運搬するタンク用鋼材を極低温の環境で使用しても優れた靭性を確保することができ、引張強度が490MPa以上である高強度を確保することができるようになる。本発明の一側面は、重量で、C:0.02~0.06、Si:0.1~0.35、Mn:1.0~1.6、Al:0.02以下0は除外、Ni:0.7~2.0、Cu:0.4~0.9、Ti:0.003~0.015、Nb:0.003~0.02、P:0.01以下0は除外、S:0.005以下、残部Fe及び不可避な不純物を含み、[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]<4.3を満たし、[Mn]、[Si]、[Al]及び[Nb]はMn、Si、Al及びNbの重量単位含量を意味する極低温靭性に優れた高強度鋼板を提供する。まず、上記成分系及び組成範囲について説明する重量。炭素C:0.02~0.06Cは、強度及び微細組織の形成において最も重要な成分で、強度を確保するために、0.02以上添加されなければならない。但し、その量が過度に多いと、低温靭性を低下させ、MA組織を形成して溶接熱影響部の靭性低下をもたらすため、その上限を0.06に制限することが好ましい。シリコンSi:0.1~0.35Siは、脱酸剤として添加される元素で、脱酸作用のために、0.1以上添加されることが好ましいが、その含量が0.35を超過すると、靭性または溶接性が低下するため、Siの含量を0.1~0.35に制御することが好ましい。マンガンMn:1.0~1.6Mnは、固溶強化によって強度を向上させ、結晶粒微細化及び母材靭性を改善させるために添加される元素で、上記効果を十分に得るためには、1.0以上添加されることが好ましい。但し、上記添加量が1.6を超過する場合は、硬化能の増加によって溶接部の靭性を低下させる可能性があるため、Mnの添加量を1.0~1.6に制御することが好ましい。アルミニウムAl:0.02以下0は除外Alは、効果的に脱酸することができる元素であるが、少ない量でもMAの形成を助長する可能性があるため、その上限を0.02に制限することが好ましい。ニッケルNi:0.7~2.0Niは、母材の強度及び靭性をともに向上させることができる元素で、上記効果を十分に得るためには、0.7以上添加することが好ましい。但し、高価の元素で、その量が過度に多いと溶接性が劣化する可能性があるため、その上限を2.0に制限することが好ましい。銅Cu:0.3~0.9Cuは、固溶強化及び析出強化によって母材の靭性低下を最小限にするとともに、強度を増加させることができる元素で、十分な強度向上の効果を達成するためには、0.3程度含有されることが好ましい。但し、過度な添加は表面不良をもたらす可能性があるため、その上限を0.9に制限することが好ましい。チタニウムTi:0.003~0.015Tiは、Nと窒化物を形成してHAZ部の結晶粒を微細化することでHAZ靭性を改善させる効果を有する。このような効果を十分に確保するためには、0.003以上添加することが好ましい。但し、その量が過度に多いと、上記窒化物が粗大化されるなど、低温靭性が悪化するため、0.015以下に制御されることが好ましい。よって、Tiの添加量は0.003~0.015に制御することが好ましい。ニオブNb:0.003~0.02Nbは、NbC、NbCNの形態に析出されて母材強度を大きく向上させ、フェライト、ベイナイトの変態を抑制して結晶粒を微細化する。このようなNbの添加効果を十分に得るためには、0.003以上添加されなければならない。但し、その量が過度に多いと、HAZ靭性の低下をもたらすため、その上限を0.02に制限することが好ましい。リンP:0.01以下0は除外Pは、強度向上及び耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する元素であることから、できる限り低くすることが有利になるため、その上限を0.01にすることが好ましい。硫黄S:0.005以下Sは、MnSなどを形成して衝撃靭性を大きく阻害するため、できる限り減らすことが好ましいが、最小限に0.005を超過しないようにすることが好ましい。また、上記成分系は、さらに[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]<4.3を満たさなければならず、[Mn]、[Si]、[Al]及び[Nb]はMn、Si、Al及びNbの重量単位含量を意味する。Mn、Si、Al及びNbは、島状オーステナイト/マルテンサイトMAの形成に影響を及ぼす成分で、[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]の値が4.3以上になると、MA組織の形成を助長して極低温における靭性を低下させるようになる。よって、極低温靭性を確保するためには、必ず上記関係式を満たす必要がある。このとき、上記鋼板の微細組織は、面積分率で、99以上のアシキュラーacicularフェライトと、1以下の島状オーステナイト/マルテンサイトMAと、を含むことが好ましい。まず、本発明において提供される鋼板内部の微細組織は、アシキュラーacicularフェライトを主要組織として有し、島状オーステナイト/マルテンサイトMAを第2相組織として有する。アシキュラーacicularフェライトが強度に優れているのに対し、島状オーステナイト/マルテンサイトMA組織は靭性を阻害する原因になり得るため、上記第2相組織を1以下に制限することがより好ましい。また、結晶粒界方位が15°以上である有効結晶粒が上記微細組織において70面積以上、上記有効結晶粒のうちサイズが10μm以下である結晶粒が上記微細組織において70面積以上であることがより好ましい。まず、鋼の物性に影響を及ぼす決定的な要素は、結晶粒界方位が15°以上である有効結晶粒であるため、このような有効結晶粒が微細組織において70面積以上含まれていることが好ましい。また、このような鋼の物性に重要な影響を及ぼす有効結晶粒のうちサイズが10μm以下であるものが微細組織において70面積以上であることが好ましい。これは、アシキュラーacicularフェライトの結晶粒サイズが衝撃靭性と密接な関係にあるが、そのサイズが小さいほど衝撃靭性は大きくなる。これにより、有効結晶粒のうちサイズが10μm以下である微細組織が70面積以上で十分に含まれる場合、鋼の靭性を確保するのに非常に有利になり得る。特に、本発明による鋼板の微細組織は、上記有効結晶粒の平均サイズが3~7μmであるものが得られるが、有効結晶粒サイズがこのように非常に微細に制御されると、鋼の強度及び低温における靭性に優れるようになるため、海洋構造物など極低温の使用環境に適した鋼板として用いられることができるようになる。上記のような本発明の鋼板は、引張強度が490MPa以上、-140°Cにおけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが300J以上、軟性-脆性遷移温度DBTTが-140°C以下である。まず、上記鋼板の強度は、490MPa以上で、本発明の鋼板が適用される環境において用いられることができる高い強度を示す。また、シャルピー衝撃吸収エネルギーは、-140°Cという極低温においても300J以上示すことから、特に優れた極低温靭性を有することができる。なお、軟性-脆性遷移温度DBTTも、-140°C以下で、現在冷媒として測定可能な温度である-140°Cにおいても脆化が発生せず、これより遥かに低い温度が予想されているため、極低温靭性に非常に優れた高強度鋼板を得ることができる。一方、本発明の他の一側面は、重量で、C:0.02~0.06、Si:0.1~0.35、Mn:1.0~1.6、Al:0.02以下0は除外、Ni:0.7~2.0、Cu:0.4~0.9、Ti:0.003~0.015、Nb:0.003~0.02、P:0.01以下、S:0.005以下、残部Fe及び不可避な不純物を含み、[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]<4.3を満たし、[Mn]、[Si]、[Al]及び[Nb]はMn、Si、Al及びNbの重量単位含量を意味する鋼スラブに対し、鋼スラブを1050~1180°Cにおいて加熱する加熱段階と、オーステナイト再結晶温度Tnr以上の温度において4回以上のパス数で圧延する第1圧延段階と、Ar3~Tnrの温度範囲において仕上げ圧延する第2圧延段階と、冷却する冷却段階と、を含む極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。まず、上記のような組成を有する鋼スラブを1050~1180°Cにおいて加熱する加熱段階を経るが、このようなスラブの加熱工程は後続する圧延工程を円滑に行い、目標とする鋼板の物性を十分に得ることができるように鋼を加熱する工程であるため、目的に応じて適切な温度範囲内において加熱工程が行われなければならない。上記加熱工程において重要なのは、鋼板内部の析出型元素が十分に固溶されることができる程度に均一に加熱されなければならず、過度に高い加熱温度によって結晶粒が過剰に粗大化されることを最大限に防止しなければならない点である。もし、鋼の加熱温度が1050°C未満の場合は、Nb、Tiなどが鋼中に再固溶されないことから、鋼板の高強度化をなすことが困難になるのみならず、部分再結晶が発生してオーステナイト結晶粒が均一に形成されないために高靭性化が困難になる。これに対し、1180°Cを超過する温度においては、オーステナイト結晶粒が過度に粗大化され、その結果、鋼板の結晶粒サイズが増加し、鋼板の靭性が極めて劣化する。よって、スラブの加熱温度は1050~1180°Cに制御することが好ましい。また、スラブの加熱後、スラブを圧延する過程を経る。鋼板が低温靭性を満たすためには、オーステナイト結晶粒が微細なサイズで存在しなければならないが、圧延温度及び圧下率を制御することにより可能になる。本発明の圧延段階は、2つの温度領域において行われる点を特徴とする。なお、それぞれの温度領域における再結晶挙動は互いに異なるため、その条件も別途に設定する。まず、オーステナイト再結晶温度Tnr以上の温度において4回以上のパス数で圧延する第1圧延段階を経る。オーステナイト再結晶領域における圧延は、オーステナイト再結晶を通じて結晶粒を小さくする効果を発生させるが、このような結晶粒微細化は強度及び靭性の向上に重要な影響を及ぼす。特に、上記第1圧延段階は、オーステナイト再結晶温度Tnr以上の温度において4回以上の多パス圧延を行うが、上記段階のうち最後の2パスはそれぞれのパス当たり15~25の圧下率で圧延することがより好ましい。即ち、本発明者は、第1圧延における多パス圧延において、オーステナイトの結晶粒サイズに決定的な影響を及ぼすのは最後の2パスである点を認知し、最後の2パスではそれぞれのパス当たり15以上の圧下率を加えなければ、オーステナイト再結晶による結晶粒微細化が達成できないという発明に至った。また、十分な圧下によって結晶粒微細化を達成するためには、総パス数も最小4回以上が必要になる。但し、圧延機に過度な負荷が加えられることを防止するために、上記パス当たりの圧下率を25以下に制御することが好ましい。よって、最も好ましくは、第1圧延段階において4回以上の多パス圧延を行い、最後の2パスではパス当たり15~25の圧下率を加えることで、結晶粒微細化による低温靭性の向上を達成するとともに、圧延機に無理な負荷が加えられることを防止することができる。次に、Ar3~Tnrの温度範囲において仕上げ圧延する第2圧延段階を経る。これは、結晶粒をさらに押しつぶし、このような結晶粒内部の変形によって転位を発達させて冷却時にアシキュラーacicularフェライトへの変態を容易にするためである。このような効果を奏するためには、第2圧延段階における累積圧下率を合計50以上にすることが好ましい。但し、60を超過すると、第1圧延段階において加えることができる圧下率に対する制限が大きくなって結晶粒微細化を十分に達成できなくなるため、上記累積圧下率は50~60に限定することがさらに効果的である。また、上記冷却段階は、鋼板の厚さをtとするとき、t/4である地点を基準に8~15°C/sの冷却速度で320~380°Cまで冷却することがより好ましい。冷却条件は、微細組織に影響を及ぼす要素で、冷却速度が8°C/s未満に冷却する場合、MAの量が過度に増加して強度及び靭性を阻害する可能性があり、15°C/sを超過する場合は、過剰な冷却水の量によって鋼板のねじれ現象が生じて形状の制御が不良になるおそれがあるため、圧延後の冷却速度は8~15°C/sに制御することが好ましい。また、冷却温度は、MA組織が生成されないように380°C未満に制御することが好ましい。但し、冷却温度が過度に低いと、その効果が飽和されるのみならず、過度な冷却によって鋼板のねじれ現象が発生する可能性がある。なお、過度な強度上昇によって衝撃靭性が低下するという問題があり得るため、その下限は320°Cに限定することが好ましい。以下では、実施例を通じて本発明を詳細に説明するが、これは本発明を完全に説明するためのもので、下記個別の実施例によって本発明の権利範囲は制限されない。実施例まず、表1に示された組成を有する鋼スラブを製造した。下記において、実験式は[Mn]5.4[Si]26[Al]32.8[Nb]の値を意味する。上記鋼スラブを表2に記載された条件で第1圧延粗圧延を行い、第2圧延仕上げ圧延して冷却させた。上記製造された鋼板に対し、降伏強度YS、引張強度TS、-100°C、-120°C、-140°Cにおけるシャルピー衝撃吸収エネルギーCVN及び軟性-脆性遷移温度DBTTを測定してその結果を表3に示した。まず、1-1から1-3、2-1から2-3、3-1から3-3は全て発明鋼を用いており、圧延条件も粗圧延における最後の2パス圧下率がそれぞれ15~25、仕上げ圧延における累積圧下率が50~60、冷却条件も冷却速度が8~15°C/s、冷却温度は320~380°Cであることから、全て本発明の条件を満たした。これにより、降伏強度が440MPa以上、引張強度が490MPa以上、シャルピー衝撃吸収エネルギーが-100°C、-120°C、-140°Cにおいて全て300J以上で示され、極低温靭性に非常に優れ、DBTT値も最も低い測定温度である-140°Cにおいて脆化が発生しないことから、これより遥かに低い温度値を有することが分かる。これに対し、1-4、2-4、3-4は発明鋼を用いてはいるが、粗圧延における最後の2段階の各段階当たりの圧下率が15に達していないことから、結晶粒微細化を達成できなかったため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが非常に低く、DBTT値も高く示され、低温靭性が非常に良くないことが分かる。また、1-5、2-5、3-5は発明鋼を用いてはいるが、冷却温度が380°Cを超過してMA組織が相当数形成されると予想されることから、シャルピー衝撃吸収エネルギーが非常に低く、DBTT値も高く示され、低温靭性が非常に良くないことが分かる。なお、1-6、2-6、3-6は発明鋼を用いてはいるが、冷却速度が過度に遅くてMA組織が相当数形成されると予想されることから、シャルピー衝撃吸収エネルギーが非常に低く、DBTT値も高く示され、低温靭性が非常に良くないことが分かる。図1は、発明鋼を用いており、製造条件も本発明の範囲に符合する発明例の温度によるシャルピー衝撃吸収エネルギーの変化をグラフに示したものである。-40°Cから測定可能な最低温度である-140°Cの範囲においても、全て300J以上の高いエネルギー値が示されることから、極低温靭性に非常に優れることが確認できる。図2は、発明例による鋼板の微細組織写真を示したもので、黒い結晶粒は結晶粒界方位が15°以上である有効結晶粒を意味するが、このような有効結晶粒が70面積以上示され、アシキュラーacicularフェライトが99面積以上の微細組織であることが確認できる。