質量で、C:010~030、Si:005~045、Mn:01~20、P:0020以下、S:0005以下、W:010~140、B:00003~00020を含み、さらにTi:0005~01および/またはAl:0035~01を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、焼入れまま状態で90体積以上のマルテンサイト相を有し、あるいはさらに旧オーステナイト粒の平均粒径が30μm以下である組織を有することを特徴とする低温靭性に優れた耐摩耗鋼板。前記組成におけるWに代えて、MoおよびWを、質量で、下記1式を満足するように含有する組成とすることを特徴とする請求項1に記載の耐摩耗鋼板。記010≦2MoW≦140.........1ここで、Mo、W:各元素の含有量質量前記組成に加えてさらに、質量で、Nb:0005~005を含有する組成とすることを特徴とする請求項1または2に記載の耐摩耗鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、下記a群~b群のうちから選ばれた1群または2群を含有する組成とすることを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の耐摩耗鋼板。記a群:Cu:01~1、Ni:01~2、Cr:01~1、V:001~1のうちの1種または2種以上、b群:Ca:00002~00050、REM:00002~00050のうちの1種または2種表層部の硬さが300HBW以上であることを特徴とする請求項1ないし4のいずれかに記載の耐摩耗鋼板。しかしながら、合金元素の多量含有を必要とする特許文献1、特許文献2、特許文献3に記載された技術では、製造コストの高騰を招くという問題があり、さらに特許文献1、2に記載された技術では、焼戻処理を必須の要件としているため、耐摩耗鋼で最も重要な特性である硬さが低下し、そのため、耐摩耗性が低下するという問題があった。また、特許文献4に記載された技術では、熱間圧延の仕上温度を低温化する必要があり、そのため、鋼の変形抵抗が増大して圧延機のロールを駆動するモータの負荷が大きくなって、製造しにくいという問題に加えて、さらに、安定製造のために厳密な温度管理などを必要とする。したがって、特許文献4に記載された技術は、実操業上、必ずしも容易なプロセスではないという問題があった。本発明は、かかる従来技術の問題に鑑みてなされたものであって、安価で、優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼板を提供することを提供することを目的とする。なお、本発明でいう優れた低温靭性を有する鋼板とは、JISZ2242-2005の規定に準拠したシャルピー衝撃試験における破面遷移温度vTrsが0°C以下、好ましくは-20°C以下である鋼板をいうものとする。また、本発明でいう耐摩耗鋼板とは、表層部分の硬さが300HB以上である鋼板を言うものとする。本発明でいう耐摩耗鋼板は、板厚:5~100mmの鋼板に好ましく適用できるが、とくにこれに限定されるものではない。本発明者らは、上記の目的を達成するため、耐摩耗鋼板の低温靭性に及ぼす各種要因について、鋭意研究を重ねた。その結果、微量Bを必須含有とし、さらにTiおよび/またはAlを含有することにより、焼入れ性が向上して鋼板組織を容易にマルテンサイト化することが可能となり、高い表面硬さを有し、優れた耐摩耗性と、さらに優れた低温靭性とを兼備する耐摩耗性鋼板を製造できることを知見した。しかし、本発明者らは、焼入れ条件によっては、Bが焼入れ直前にM236として析出する場合があり、焼入れ性向上効果が消失するばかりでなく、低温靭性が大きく低下する場合があることを知見した。そこで、本発明者らは、更なる考究を行った結果、このBの析出は、BとともにWあるいはさらにMoを適正量含有することにより有効に抑制でき、耐摩耗鋼板の低温靭性が飛躍的に向上することを見出した。まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。質量で、014C-034Si-145Mn-0012P-0002S-0012Ti-00028Al-00012B系を基本成分として、Wを0~105の範囲で含有する組成の鋼素材スラブを、1100°Cに加熱し、熱間圧延して、板厚:14mmおよび板厚:25mmの熱延板とした。なお、仕上圧延温度は表面温度で920°Cであった。熱間圧延直後、熱延板には、室温まで水冷する直接焼入れ処理を施した。なお、直接焼入れ処理の冷却開始温度は、板厚14mmの場合は、熱延板の先端部で、表面温度:880°C、熱延板の尾端部で表面温度:780°Cであり、板厚25mmの場合は、熱延板の先端部で表面温度:880°C、熱延板の尾端部で表面温度:820°Cであった。熱延板の長さは、板厚14mmの場合28m、板厚25mmの場合21mであった。得られた熱延板から、JISZ2242-2005の規定に準拠して、Vノッチ試験片を採取し、試験温度:-40°Cでシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvE40Jを求めた。試験は各3本行い、それらの算術平均値をその鋼板の吸収エネルギーvE40とした。得られた結果を、vE40JとW含有量との関係で図1、図2に示す。図1は、板厚14mmの場合であり、図2は板厚25mmの場合である。いずれの場合にも、W:010質量以上の含有で、熱延板の先端部、尾端部のいずれにおいても、vE40が27J以上の高靭性が得られている。熱延板の先端部と尾端部との低温靭性差を更に少なくすることが必要な場合には、図1、図2から、W:030質量以上とすることが好ましい。なお、本発明者らの検討によれば、このようなW含有による低温靭性の向上は、W含有によるBの析出抑制効果によるものと推察した。本発明は、上記したような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。1質量で、C:010~030、Si:005~045、Mn:01~20、P:0020以下、S:0005以下、W:010~140、B:00003~00020を含み、さらにTi:0005~01および/またはAl:0035~01を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、焼入れまま状態で90体積以上のマルテンサイト相を有し、あるいはさらに旧オーステナイト粒の平均粒径が30μm以下である組織を有することを特徴とする低温靭性に優れた耐摩耗鋼板。21において、前記組成におけるWに代えて、MoおよびWを、質量で、次1式010≦2MoW≦140.........1ここで、Mo、W:各元素の含有量質量を満足するように含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。31または2において、前記組成に加えてさらに、質量で、Nb:0005~005を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。41ないし3のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量で、次a群~b群a群:Cu:01~1、Ni:01~2、Cr:01~1、V:001~1のうちの1種または2種以上、b群:Ca:00002~00050、REM:00002~00050のうちの1種または2種のうちから選ばれた1群または2群を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。51ないし4のいずれかにおいて、表層部の硬さが300HBW以上であることを特徴とする耐摩耗鋼板。本発明によれば、高い表面硬さを有し、耐摩耗性に優れ、さらに、優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼板を、プロセスの困難性を伴うことなく安価でかつ容易に、製造でき、産業上格段の効果を奏する。まず、本発明の鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量は単にで記す。C:010~030Cは、固溶して鋼板の硬さを増加させる重要な元素であり、耐摩耗鋼として必要な硬さ、鋼板の表層部分で300HBW以上、を確保し、鋼板に所望の耐摩耗性を付与するために、本発明では010以上の含有を必要とする。一方、030を超えて多量に含有すると、溶接性、靭性および加工性を低下させる。このため、本発明では、Cは010~030の範囲に限定した。なお、より厳しい環境下、例えば硬質な鉱石を採掘する鉱山等、で使用される部材用として要求される、鋼板の表層部分で360HBW以上を確保するためには、Cは013以上とすることが好ましく、また、鋼板の表層部分で450HBW以上を確保するためには、023以上とすることが好ましい。Si:005~045Siは、溶鋼中の脱酸剤として有効に作用するとともに、固溶強化により鋼を強化する有効な元素であり、このような効果は、005以上の含有で認められる。一方、10を超えて含有すると、靭性が低下したり、介在物が増加したりする等の問題が生じる。なお、熱延板に表面疵が発生するのを抑制する観点からは、好ましくは015~045である。Mn:01~20Mnは、焼入れ性を向上させる有効な元素であり、本発明では焼入れ性確保の観点から01以上の含有を必要とする。一方、20を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Mnは01~20の範囲に限定した。なお、安価に焼入れ性を確保する観点からは050以上とすることが好ましい。P:0020以下Pは、多量に含有すると低温靭性の低下を招くため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0020まで許容できる。このため、Pの上限を0020に限定した。S:0005以下Sは、鋼中では主としてMnSを形成し介在物硫化物として存在し、破壊発生起点として作用し低温靭性の低下を招く。このため、本発明ではSはできるだけ低減することが望ましいが、0005までは許容できるため、Sの上限を0005に限定した。Ti:0005~01およびAl:0035~01のうちから選ばれた1種または2種Ti、Alは、いずれもNと結合しTiN、AlNを形成し、靭性に有害な固溶Nを減少させ靭性向上に寄与するとともに、焼入れ性の向上に有効な固溶Bを確保する作用を有する。本発明ではTi、Alのうちの1種または2種を選択して含有する。このような効果は、それぞれTi:0005以上、Al:0035以上の含有で顕著となる。一方、Ti、Alをそれぞれ01を超えて含有すると、低温靭性が低下する。このため、Tiは0005~01、Alは0035~01の範囲に限定した。なお、好ましくはTi:0005~003、Al:0035~006である。B:00003~00020Bは、微量含有で焼入れ性を顕著に向上させる有効な元素であり、本発明では焼入れ性改善のため、00003以上の含有を必要とする。一方、00020を超えて含有すると、低温靭性が低下する。このため、本発明では、Bは00003~00020の範囲に限定した。破面遷移温度vTrsとB含有量との関係を図3に示す。図3から、B含有量が00020を超えて多くなると、vTrsが急激に上昇し、低温靭性が低下していることがわかる。これは、Bを00020を超えて含有すると、BがM236として析出するためである。W:010~140Wは、鋼板の低温靭性を改善するために本発明では重要な元素である。Bの微量含有を必須とする本発明では、Wは、Bの析出を抑制する有効な元素であり、Wの含有により、Bの析出が抑制され、焼入れ性が向上し、それにより低温靭性を改善することが可能となる。このような効果を得るためには、010以上の含有が必要となる。一方、Wを140を超えて含有すると、溶接性が低下するとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Wは010~140に限定した。なお、図1、2で示したように、鋼板長手方向の靭性バラツキを小さくするという観点から、030以上含有することが好ましい。上記した成分を基本成分とするが、本発明では、上記したW単独含有に代えて、WとMoとの複合含有としてもよい。WとMoとを複合して含有しても、W単独含有の場合と同様に、Bの析出を抑制するという効果が期待できる。WとMoとを複合して含有する場合は、Mo、Wの含有量は、2MoWが010~140の範囲を満足する1式を満足するように調整することが好ましい。010≦2MoW≦140.........1ここで、Mo、W:各元素の含有量質量2MoWが010未満では、上記した所望の効果が期待できない。一方、2MoWが140を超えて多量に含有すると、溶接性が低下するとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Mo、Wを複合含有する場合には、2MnW量を、1式を満足する010~140の範囲に限定することが好ましい。また、本発明では、上記した成分に加えて、さらにNbを含有してもよい。Nb:0005~005Nbは、N、あるいはさらにCと結合し、窒化物あるいは炭窒化物として析出し、結晶粒微細化に有効に寄与する元素であり、結晶粒微細化を介して低温靭性をさらに改善する作用を有する。本発明では必要に応じて含有できる。このような効果は、0005以上の含有で顕著に認められるようになるが、005を超えて含有すると、溶接性が低下する。このようなことから、Nbは0005~005の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0005~003である。また、本発明では、上記した成分に加えて、さらに次のa群~b群のうちから選ばれた1群または2群を含有できる。a群:Cu:01~1、Ni:01~2、Cr:01~1、V:001~1のうちの1種または2種以上a群のCu、Ni、Cr、Vは、いずれも焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して1種または2種以上を含有できる。Cuは、焼入れ性を高める元素であるが、01未満では、この効果を発揮することができない。一方、1を超えて含有すると、熱間加工性が低下するとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Cuは01~1の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは01~05である。Niは、Cuと同様に焼入れ性を高める元素であり、さらに低温靭性をも向上させる。このような効果は01以上の含有で認められる。一方、2を超える含有は、製造コストの高騰を招く。このため、Niは01~2の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは01~05である。Crは、Cu、Niと同様に焼入れ性を高める元素である。このような効果は01以上の含有で認められる。一方、1を超える含有は、溶接性が低下するとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Crは01~1の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは01以上05未満である。Vは、Cu等と同様に、焼入れ性を高める元素である。このような効果は、001以上の含有で認められるが、1を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Vは001~1の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは001~05である。b群:Ca:00002~00050、REM:00002~00050のうちの1種または2種b群のCa、REMは、Sを固定し、靭性低下の原因となるMnSの生成を抑制する。このような効果は、Ca、REM、それぞれ00002以上の含有で認められる。しかし、Ca、REMをそれぞれ00050を超えて含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ca、REMをそれぞれ00002~00050の範囲に限定することが好ましい。なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Al:0035未満、N:001以下、O:001以下、Zr:001以下、Co:001以下、Sn:001以下、Sb:001以下、Pb:001以下が許容できる。また、本発明では、上記した範囲内の成分を含み、さらに溶接性改善の観点から、次2式で定義される炭素当量Ceqを060以下に制限することが好ましい。Ceq=CMn/6CuNi/15CrMoV/5.........2ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V:各元素の含有量質量炭素当量Ceqが大きくなると、溶接施工時に、予熱処理後熱処理を施すことが必要となる。とくに、Ceqが060を超えると、200°Cの予熱を施しても溶接部に低温割れが起こる。このため、溶接作業性の観点から、Ceqを060以下とすることが好ましい。また、予熱を省略する場合には、Ceqを043以下とすることがより好ましい。また、本発明の耐摩耗鋼板は、上記した組成を有し、さらに焼入れまま状態でのマルテンサイト相分率を体積率で90以上とする組織を有することが好ましい。マルテンサイト相分率が90未満では、所望の耐摩耗性、低温靭性を確保することが困難となる。なお、シャルピー衝撃試験の-40°Cにおける吸収エネルギーvE40が27J以上となる、更なる低温靭性の向上のためには、旧オーステナイトγ粒径が平均粒径で30μm以下であることが望ましい。次に本発明の耐摩耗鋼板の好ましい製造方法について説明する。上記した組成の溶鋼を、転炉等公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊-分塊法で鋼素材スラブとすることが好ましい。これら鋼素材を、加熱しあるいは加熱することなく、熱間圧延を施し、所望の板厚の鋼板熱延鋼板とする。本発明では、熱間圧延の終了後直ちに焼入れる直接焼入れ処理を施すことが好ましい。なお、焼入れ開始温度は、Ar3変態点以上の温度とすることがより好ましい。焼入れの冷却は、マルテンサイト相が形成される冷却速度であればとくに限定されないが、Ms点以下の温度、好ましくは300°C以下まで水冷することが好ましい。また、熱間圧延の終了後直ちに焼入れることに代えて、熱間圧延終了後放冷したのち、所定の加熱温度に再加熱し、さらに、焼入れする再加熱焼入れ処理としてもよい。なお、所定の再加熱温度としては、850~950°Cとすることが望ましい。また、焼入れの冷却は、マルテンサイト相が形成される冷却速度であればとくに限定されないが、Ms点以下の温度、好ましくは300°C以下まで水冷することが好ましい。なお、上記した焼入れ処理後に、300°C以下の低温で焼戻しても、本発明の鋼板の特性を損なうことはない。表1に示す組成の溶鋼を溶製し、鋼素材スラブとした。これら鋼素材スラブに、表2に示す条件での加熱温度、仕上圧延温度での熱間圧延を施し、表2に示す板厚の熱延板とした。一部の熱延板には、熱間圧延終了後、直ちに焼入れる直接焼入れ処理を施した。また、一部の熱延板には、熱間圧延後放冷し、再加熱したのち焼入れる再加熱焼入れ処理を施した。焼入れ条件を表2に示す。得られた鋼板について、組織観察、表層部の硬さ試験、低温靭性試験、溶接性試験を実施した。試験方法は次の通りである。1組織観察得られた鋼板から試験片を採取し、圧延方向と平行方向断面の板厚方向1/4t部の位置で、光学顕微鏡および透過型電子顕微鏡により組織を観察し、組織分率マルテンサイト分率および旧オーステナイト粒旧γ粒の平均粒径を求めた。2表層部の硬さ試験得られた鋼板から試験片を採取し、JISZ2243の規定に準拠して、ブリネル硬さ計球圧子直径:10mm、試験力:2942kNで表層部分の硬さHBW103000を測定した。測定点は、表面でランダムに選んだ5点とし、その平均値を各鋼板の表層部分の硬さHBW103000とした。3低温靭性試験得られた鋼板から、JISZ2242-2005の規定に準拠してVノッチ試験片を板厚の1/4t部で長さ方向が圧延方向に平行になるように採取し、シャルピー衝撃試験を実施して破面遷移温度vTrsを求め、低温靭性を評価した。4溶接性試験得られた鋼板から、y形溶接割れ試験片を採取し、JISZ3158の規定に準拠し、予熱温度を25°Cおよび200°Cとするy形溶接割れ試験を実施し、試験片の割れの有無を調査し、溶接性を評価した。得られた結果を表3に示す。本発明例は、高い表層部の硬さと優れた低温靭性を有している。一方、本発明範囲を外れる比較例では、低温靭性が低下している。