"質量で、C:0.04以上かつ0.10以下、Si:0.02以上かつ0.12以下、Mn:0.3以上かつ1.0以下、Ni:7.5超かつ10.0以下、Al:0.01以上かつ0.08以下、TO:0.0001以上かつ0.0030以下を含有し、P:0.0100以下、S:0.0035以下、N:0.0070以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、板面から深さ方向に板厚の1/4の距離離れた部位のNi偏析比が1.3以下であり、深冷後オーステナイトの量が0.5以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が3.0以下であり、深冷後オーステナイトの平均円相当径が1μm以下であることを特徴とするNi添加鋼板。さらに質量で、Cr:1.5以下、Mo:0.4以下、Cu:1.0以下、Nb:0.05以下、Ti:0.05以下、V:0.05以下、B:0.05以下、Ca:0.0040以下、Mg:0.0040以下、REM:0.0040以下のいずれか1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のNi添加鋼板。板厚が、4.5~80mmであることを特徴とする請求項1または2に記載のNi添加鋼板。質量で、C:0.04以上かつ0.10以下、Si:0.02以上かつ0.12以下、Mn:0.3以上かつ1.0以下、Ni:7.5超かつ10.0以下、Al:0.01以上かつ0.08以下、TO:0.0001以上かつ0.0030以下を含有し、P:0.0100以下、S:0.0035以下、N:0.0070以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼を、1250°C以上かつ1380°C以下の加熱温度で8時間以上かつ50時間以下保持した後300°C以下まで空冷する第1の熱加工処理を行い;前記鋼を900°C以上かつ1270°C以下に加熱し、最終1パス前の温度を660°C以上かつ900°C以下に制御して2.0以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行い、直ちに冷却を開始する第2の熱加工処理を行い;前記鋼を500°C以上かつ650°C以下に加熱した後冷却する第3の熱加工処理を行う;ことを特徴とするNi添加鋼板の製造方法。前記鋼が、さらに質量で、Cr:1.5以下、Mo:0.4以下、Cu:1.0以下、Nb:0.05以下、Ti:0.05以下、V:0.05以下、B:0.05以下、Ca:0.0040以下、Mg:0.0040以下、REM:0.0040以下のいずれか1種以上を含有することを特徴とする請求項4に記載のNi添加鋼板の製造方法。前記第1の熱加工処理では、前記空冷の前に、最終1パス前の温度を800°C以上かつ1200°C以下に制御して1.2以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行うことを特徴とする請求項4または5に記載のNi添加鋼板の製造方法。前記第2の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に冷却し、780°C以上かつ900°C以下で再加熱を行うことを特徴とする請求項4または5に記載のNi添加鋼板の製造方法。前記第1の熱加工処理では、前記空冷の前に、最終1パス前の温度を800°C以上かつ1200°C以下に制御して1.2以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行い、前記第2の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に冷却し、780°C以上かつ900°C以下で再加熱を行うことを特徴とする請求項5または6に記載のNi添加鋼板の製造方法。本発明は、9前後のNi含有量で-160°C程度での耐破壊性能に著しく優れ、かつ廉価な鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明は、9前後のNi含有量で-160°C程度での耐破壊性能に著しく優れた鋼板およびその製造方法を提供する。その要旨は、以下の通りである。1本発明の一態様に係るNi添加鋼板は、質量で、C:0.04以上かつ0.10以下、Si:0.02以上かつ0.12以下、Mn:0.3以上かつ1.0以下、Ni:7.5超かつ10.0以下、Al:0.01以上かつ0.08以下、TO:0.0001以上かつ0.0030以下を含有し、P:0.0100以下、S:0.0035以下、N:0.0070以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、板面から深さ方向に板厚の1/4の距離離れた部位のNi偏析比が1.3以下であり、深冷後オーステナイトの量が0.5以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が3.0以下であり、深冷後オーステナイトの平均円相当径が1μm以下である。2上記1に記載のNi添加鋼板は、さらに質量で、Cr:1.5以下、Mo:0.4以下、Cu:1.0以下、Nb:0.05以下、Ti:0.05以下、V:0.05以下、B:0.05以下、Ca:0.0040以下、Mg:0.0040以下、REM:0.0040以下のいずれか1種以上を含有してもよい。3上記1または2に記載のNi添加鋼板では、板厚が、4.5~80mmであってもよい。4本発明の一態様に係るNi添加鋼板では、質量で、C:0.04以上かつ0.10以下、Si:0.02以上かつ0.12以下、Mn:0.3以上かつ1.0以下、Ni:7.5超かつ10.0以下、Al:0.01以上かつ0.08以下、TO:0.0001以上かつ0.0030以下を含有し、P:0.0100以下、S:0.0035以下、N:0.0070以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼を、1250°C以上かつ1380°C以下の加熱温度で8時間以上かつ50時間以下保持した後300°C以下まで空冷する第1の熱加工処理を行い;前記鋼を900°C以上かつ1270°C以下に加熱し、最終1パス前の温度を660°C以上かつ900°C以下に制御して2.0以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行い、直ちに冷却を開始する第2の熱加工処理を行い;前記鋼を500°C以上かつ650°C以下に加熱した後冷却する第3の熱加工処理を行う。5上記4に記載のNi添加鋼板の製造方法では、前記鋼が、さらに質量で、Cr:1.5以下、Mo:0.4以下、Cu:1.0以下、Nb:0.05以下、Ti:0.05以下、V:0.05以下、B:0.05以下、Ca:0.0040以下、Mg:0.0040以下、REM:0.0040以下のいずれか1種以上を含有してもよい。6上記4または5に記載のNi添加鋼板の製造方法では、前記第1の熱加工処理において、前記空冷の前に、最終1パス前の温度を800°C以上かつ1200°C以下に制御して1.2以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行ってもよい。7上記4または5に記載のNi添加鋼板の製造方法では、前記第2の熱加工処理において、前記熱間圧延の直後に冷却し、780°C以上かつ900°C以下で再加熱を行ってもよい。8上記4または5に記載のNi添加鋼板の製造方法では、前記第1の熱加工処理において、前記空冷の前に、最終1パス前の温度を800°C以上かつ1200°C以下に制御して1.2以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行い、前記第2の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に冷却し、780°C以上かつ900°C以下で再加熱を行ってもよい。本発明によれば、大きなコスト増大なしに9前後のNiを含むNi添加鋼の靱性、アレスト性及び不安定破壊特性を向上できる。つまり、本発明は、高い水準の耐破壊性能を具備した鋼板およびその製造方法を廉価に提供することが可能であり、産業上の価値が高い。本発明者らは、LNGタンク等の溶接構造物に使用する鋼板に必要な特性母材及び溶接継手の特性として、3つの耐破壊性能が重要であることを見出した。以下では、本発明における耐破壊性能として、脆性破壊き裂の発生を阻止する特性を靭性と定義し、脆性破壊き裂の伝播を停止する特性をアレスト性と定義し、伝播停止したき裂近傍における不安定な破壊延性破壊を含む破壊形態を抑制する特性を不安定破壊抑止特性と定義する。これらの3つの耐破壊性能は、鋼板の母材と溶接継手との両方に対して評価される。本発明を詳細に説明する。最初に本発明に至った経緯を説明する。本発明者らは、9Ni鋼7.5超かつ10.0以下のNiを含む鋼に高温の二相域熱処理を行うことなく、-160°C程度での耐破壊性能、特にアレスト性を高温での二相域熱処理した鋼材と同等の水準まで向上させる方法を鋭意検討した。この検討の結果、鋼板内部の合金元素の不均一性が、母材及び溶接継手のアレスト性に大きな影響を与えることが明らかになった。合金元素の不均一性が大きい場合、鋼の母材においては、残留オーステナイトの分布が不均一になり、脆性き裂の伝播を停止する性能アレスト性が低下する。鋼の溶接継手においては、溶接の熱影響によって二相域温度に加熱された部位の一部に、硬質のマルテンサイトが島状に密集した状態で生成し、脆性き裂の伝播を停止する性能アレスト性が著しく低下する。普通、破壊特性が合金元素の不均一性の影響を受ける場合、鋼板の板厚方向深さ方向中央部付近の中心偏析が問題になる。これは、材料中の脆い中心偏析部と力学的に応力三軸度応力状態が高くなる板厚中央部とが重畳して脆性破壊が優先的に発生するためである。しかし、9Ni鋼では、溶接材料として大抵の場合オーステナイト系合金が使用される。この場合には、脆性破壊しないオーステナイト系合金が板厚中央部に多く存在するような溶接継手形状が使用されるため、中心偏析によって脆性破壊が生じる可能性は少ない。そこで、本発明者らは、ミクロ偏析と脆性破壊に対する破壊性能アレスト性との関係について検討を行った。その結果、ミクロ偏析は、鋼材の板厚全体に生じるため、母材および溶接熱影響部の組織変化を通じて脆性破壊の伝播停止性能アレスト性に大きな影響を与えるという非常に重要な知見が得られた。このミクロ偏析は、凝固の際、デンドライト二次アーム間の残部溶鋼部に合金濃縮部を形成する現象であり、この合金濃縮部は、圧延により引き伸ばされている。本発明者らは、複数回の熱加工処理を所定の条件のもとで実施することにより、母材および溶接継手のアレスト性を大幅に向上することに成功した。この具体的な条件については、後述する。以下に、鋼中の合金元素の範囲を規定する。なお、以下、は、質量を意味する。Cは、強度確保に必須の元素であるため、C量を0.04以上にする。しかし、C量が増加すると、粗大析出物の生成によって母材の靱性及び溶接性が低下するため、C量の上限を0.10にする。すなわち、C量を0.04以上かつ0.10以下に制限する。なお、強度向上のため、C量の下限を0.05又は0.06に制限してもよい。母材の靭性及び溶接性の向上のため、C量の上限を0.09、0.08又は0.07に制限してよい。Siの量は、本発明において重要である。Siを0.12以下に低減すると、焼戻し脆化感受性が低下して母材の靭性及びアレスト性が向上する。そのため、Si量の上限を0.12にする。一方、Si量を0.02未満にすると、精錬負荷が著しく高くなる。よって、Si量を0.02以上かつ0.12以下に制限する。なお、Si量を0.10又は0.08以下にすると、母材の靭性及びアレスト性が一層向上するため、Si量の上限を0.10又は0.08以下にすることが好ましい。TOは、不可避的に鋼中に含まれ、その量は、本発明において重要である。TOを0.0030以下まで低減することによって、母材の靭性及びアレスト性と、溶接継手の靭性とを著しく向上させることができる。このため、TO量を0.0030以下に制限する。一方、TO量が0.0001未満では、精錬負荷が非常に高く生産性が低下する。よって、TO量を0.0001以上かつ0.0030以下に制限する。なお、TO量を0.0025又は0.0015以下にすると、母材の靱性向上が著しいことから、TO量の上限を0.0025又は0.0015以下にすることが好ましい。なお、TO量は、溶鋼中に溶解している酸素と溶鋼中に懸濁している微細な脱酸生成物の酸素との総和である。すなわち、TO量は、鋼中に固溶している酸素と鋼中に分散する酸化物中の酸素との総和である。Mnは、強度増大に有効な元素である。そのため、鋼中に最低でも0.3以上のMnが必要である。逆に、鋼中に1.0を超えるMnが含まれると、焼戻し脆化感受性が高くなって耐破壊性能が低下する。よって、Mn量を0.3以上かつ1.0以下に制限する。なお、Mn量の低減により焼戻し脆化感受性を抑制するために、Mn量の上限を0.95、0.9又は0.85に制限しても良い。より強度を確保する必要がある場合には、Mn量の下限を0.4、0.5、0.6又は0.7に制限してもよい。Pは、不可避的に鋼中に含まれ、母材の耐破壊性能を低下させる元素である。P量が0.0010未満では、精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下するため、0.0010以下の低燐化を行う必要はない。しかし、P量が0.0010以下であっても本発明の効果を発揮できるため、P量の下限を特に限定する必要はなく、P量の下限は0である。P量が0.0100を超えると、焼戻し脆化の促進により母材の耐破壊性能が低下する。よって、P量を0.0100以下に制限する。Sは、不可避的に鋼中に含まれ、母材の耐破壊性能を低下させる元素である。S量が0.0001未満では、精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下するため、0.0001未満の低硫化を行う必要はない。しかし、S量が0.0001未満であっても本発明の効果を発揮できるため、S量の下限を特に限定する必要はなく、S量の下限は0である。S量が0.0035を超えると、母材の靱性が低下する。よって、S量を0.0035以下に制限する。Niは、母材及び溶接継手の耐破壊性能の向上に有効な元素である。Ni量が7.5以下では、固溶Niおよび残留オーステナイトの安定化による耐破壊性能の増加量が十分でなく、Ni量が10.0を超えると、製造コストが増大する。よって、Ni量を7.5超かつ10.0以下に制限する。なお、耐破壊性能をより高めるために、Ni量の下限を7.7、8.0又は8.5に制限してもよい。また、合金コストの低下のため、Ni量の上限を9.8又は9.5に制限してもよい。Alは、脱酸材として有効な元素である。0.01未満のAlを鋼中に含有させても、脱酸が不十分であるため、母材の靱性が低下する。0.08超のAlを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Al量を0.01以上かつ0.08以下に制限する。脱酸を確実に行うために、Al量の下限を0.015、0.02又は0.025に制限してもよい。溶接継手の靱性の向上のため、Al量の上限を0.06、0.05又は0.04に制限してもよい。Nは、不可避的に鋼中に含まれ、母材及び溶接継手の耐破壊性能を低下させる元素である。N量が0.0001未満では、精錬負荷の増大によって生産性が低下するため、0.0001未満の脱窒を行う必要はない。しかし、N量が0.0001未満であっても本発明の効果を発揮できるため、N量の下限を特に限定する必要はなく、N量の下限は0である。N量が0.0070を超えると、母材の靱性と、溶接継手の靱性とが低下する。よって、N量を0.0070以下に制限する。靭性向上のため、N量の上限を0.0060、0.0050又は0.0045に制限してもよい。なお、上述の基本的な化学成分基本元素を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成が、本発明の基本組成である。しかしながら、この基本組成に加え残部Feの一部の代わりに、本発明では、さらに必要に応じて以下の元素選択元素を含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。Crは、強度増大に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。そのため、鋼中に0.01以上のCrが含まれることが好ましい。逆に、鋼中に1.5を超えるCrが含まれると、溶接継手の靭性が低下する。よって、Crを添加する場合には、Cr量を0.01以上かつ1.5以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性の向上のため、Cr量の上限を1.3、1.0、0.9又は0.8に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Crの意図的添加を行わないことが望ましく、Crの下限は0である。Moは、焼戻し脆化感受性を増加させずに強度を高めるために有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。Mo量が0.01未満では、強度増大の効果が小さく、Mo量が0.4を超えると、製造コストが増大するとともに、溶接継手の靱性が低下する。よって、Moを添加する場合には、Mo量を0.01以上かつ0.4以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性向上のため、Mo量の上限を0.35、0.3又は0.25に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Moの意図的添加を行わないことが望ましく、Moの下限は0である。Cuは、強度向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。0.01未満のCuを鋼中に含有させても、母材の強度を向上する効果が小さい。1.0超のCuを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Cuを添加する場合には、Cu量を0.01以上かつ1.0以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性の向上のため、Cu量の上限を0.5、0.3、0.1又は0.05に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Cuの意図的添加を行わないことが望ましく、Cuの下限は0である。Nbは、強度向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。0.001未満のNbを鋼中に含有させても、母材の強度を向上する効果が小さい。0.05超のNbを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Nbを添加する場合には、Nb量を0.001以上かつ0.05以下に制限することが好ましい。なお、合金コストの低減のためには、Nbの意図的添加を行わないことが望ましく、Nbの下限は0である。Tiは、母材の靭性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。0.001未満のTiを鋼中に含有させても、母材の靭性を向上させる効果が小さい。Tiを添加する場合には、0.05超のTiを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Ti量を0.001以上かつ0.05以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性の向上のため、Ti量の上限を0.03、0.02、0.01又は0.005に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Tiの意図的添加を行わないことが望ましく、Tiの下限は0である。Vは、母材の強度の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。0.001未満のVを鋼中に含有させても、母材の強度を向上する効果が小さい。0.05超のVを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Vを添加する場合には、V量を0.001以上かつ0.05以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性の向上のため、V量の上限を0.03、0.02又は0.01に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Vの意図的添加を行わないことが望ましく、Vの下限は0である。Bは、母材の強度の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。0.0002未満のBを鋼中に含有させても、母材の強度を向上する効果が小さい。0.05超のBを鋼中に含有させると、母材の靱性が低下する。よって、Bを添加する場合には、B量を0.0002以上かつ0.05以下に制限することが好ましい。母材の靭性の向上のため、B量の上限を0.03、0.01、0.003又は0.002に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Bの意図的添加を行わないことが望ましく、Bの下限は0である。Caは、ノズルの閉塞防止に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。0.0003未満のCaを鋼中に含有させても、ノズルの閉塞を防止する効果が小さい。0.0040超のCaを鋼中に含有させると、母材の靭性が低下する。よって、Caを添加する場合には、Ca量を0.0003以上かつ0.0040以下に制限することが好ましい。母材の靭性低下を防止するため、Ca量の上限を0.0030、0.0020又は0.0010に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Caの意図的添加を行わないことが望ましく、Caの下限は0である。Mgは、靭性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。0.0003未満のMgを鋼中に含有させても、母材の靭性を向上させる効果が小さい。0.0040超のMgを鋼中に含有させると、母材の靭性が低下する。よって、Mgを添加する場合には、Mg量を0.0003以上かつ0.0040以下に制限することが好ましい。母材の靭性低下を防止するため、Mg量の上限を0.0030、0.0020又は0.0010に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Mgの意図的添加を行わないことが望ましく、Mgの下限は0である。REMRareEarthMetal:Sc、Y、ランタノイドの17元素から選択される少なくとも1種は、ノズルの閉塞防止に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。0.0003未満のREMを鋼中に含有させても、ノズルの閉塞を防止する効果が小さい。0.0040超のREMを鋼中に含有させると、母材の靭性が低下する。よって、REMを添加する場合には、REM量を0.0003以上かつ0.0040以下に制限することが好ましい。母材の靭性低下を防止するため、REM量の上限を0.0030、0.0020又は0.0010に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、REMの意図的添加を行わないことが望ましく、REMの下限は0である。なお、添加合金を含めた使用原料中の不可避的不純物及び溶製中に炉材等の耐熱材料から溶出する不可避的不純物として混入しうる元素が鋼中に0.002未満含まれてもよい。例えば、鋼を溶製する上で混入しうるZn、Sn、Sb、Zrが鋼中に各々0.002未満含まれてもよい鋼の溶製条件に応じて混入する不可避的不純物であるため、0を含む。鋼中にこれらの元素が各々0.002未満含まれても、何ら本発明の効果を損なわない。以上のように、本発明に係るNi添加鋼板は、上述の基本元素を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも1種とを含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。本発明では、先に述べたように鋼中への溶質元素の均一な分布が非常に重要である。具体的には、Niなど溶質元素のバンド状ミクロ偏析の低減が母材と溶接継手のアレスト性の向上に有効である。バンド状ミクロ偏析は、凝固時点でデンドライトアーム間の残部溶鋼に溶質元素が濃化した部分が熱間圧延によって圧延方向に平行に引き延ばされたバンド状形態バンド状領域である。すなわち、バンド状ミクロ偏析バンド状偏析では、溶質元素が濃化した部分と、溶質元素が濃化していない部分とが、例えば、1~100μmの間隔でバンド状に交互に形成されている。鋳片中央部に形成される中心偏析と異なり、このバンド状ミクロ偏析は、通常例えば、室温、靭性低下の大きな原因とはならない。しかし、-160°Cの極低温で使用される鋼においては、このバンド状偏析の影響が非常に大きい。バンド状偏析によってNiやMn、Pといった溶質元素が鋼中に不均一に存在すると、熱加工処理時に生成する残留オーステナイトの安定性が、場所鋼中の位置によって大きく変化する。そのため、母材については、脆性破壊の伝播停止性能アレスト性が大きく低下する。また、溶接継手の場合、NiやMn、Pのような溶質元素が濃化したバンド状領域が溶接熱影響を受けた際、このバンド状領域に沿って密集した島状マルテンサイトが生じる。この島状マルテンサイトが低応力破壊するため、溶接継手のアレスト性が低下する。本発明者らは、最初にNi偏析比と溶接継手のアレスト性との関係を調査した。その結果、鋼板表面から板厚中心深さ方向に板厚の1/4の距離離れた部位以後、1/4t部と呼称するのNi偏析比が1.3以下の場合に、溶接継手のアレスト性が優れることを知見した。よって、1/4t部のNi偏析比を1.3以下に制限する。なお、1/4t部のNi偏析比が1.15以下の場合には、溶接継手のアレスト性がより優れるため、Ni偏析比を1.15以下にすることが好ましい。1/4t部のNi偏析比は、EPMAElectronProbeMicroAnalysisにより測定できる。すなわち、鋼板表面板面から板厚方向板厚中心方向、深さ方向に板厚の1/4の距離離れた位置を中心に、板厚方向に2mmの長さにわたって2μm間隔でNi量をEPMAにより測定する。測定された1000点のNi量のデータのうち、Ni量が大きいデータから順に10点のデータとNi量が小さいデータから順に10点のデータとを異常値として評価すべきデータから除外する。残りの980点のデータの平均をNi量の平均値と定義し、この980点のデータのうち、Ni量が大きいデータから順に20点のデータの平均をNi量の最大値と定義する。このNi量の最大値をNi量の平均値で除した値を1/4t部におけるNi偏析比と定義する。Ni偏析比の下限値は、計算上1.0となる。そのため、Ni偏析比の下限は、1.0であってもよい。なお、本発明では、-165°Cの溶接継手のCTODCrackTipOpeningDisplacement試験の結果CTOD値δcが0.3mm以上である場合に、溶接継手の靭性が優れていると評価する。また、試験温度-165°C、負荷応力392MPaの条件で行われた溶接継手の混成ESSO試験において、試験板への脆性き裂の突入距離が板厚の2倍以下である場合に、溶接継手のアレスト性が優れていると評価する。逆に、試験板の途中で脆性き裂が停止したが、試験板への脆性き裂の突入距離が板厚の2倍以上の場合及び脆性き裂が試験板を貫通した場合には、溶接継手のアレスト性が劣っていると評価する。図1に、Ni偏析比と板厚に対するき裂突入距離上述の条件の混成ESSO試験の測定値の割合との関係を示す。図1に示すように、Ni偏析比が1.3以下であると、亀裂突入距離が板厚の2倍以下になり、溶接継手のアレスト性が優れる。図1の混成ESSO試験に使用した溶接継手は、SMAWShieldMetalArcWeldingにより次のような条件で作製した。すなわち、3.0~4.0kJ/cmの入熱量、かつ100°C以下の予熱およびパス間温度の条件の立向き溶接でSMAWを行った。なお、ノッチ位置は、ボンド部である。本発明者らは、次に深冷後の残留オーステナイトと母材のアレスト性との関係を調査した。すなわち、本発明者らは、深冷後の残留オーステナイトの最大面積率と最小面積率との比を深冷後オーステナイト不均一指数以後、不均一指数と呼称することもあると定義して、この指数と母材のアレスト性との関係を調べた。母材の混成ESSO試験を行った結果、図2に示すような母材のアレスト性と深冷後オーステナイト不均一指数との関係が得られた。この図2に示すように、深冷後オーステナイト不均一指数が3を超えると、母材のアレスト性が低下する試験板への脆性き裂の突入距離が板厚の2倍以上になることが判明した。よって、本発明における深冷後オーステナイト不均一指数を3.0以下に制限する。深冷後オーステナイト不均一指数の下限は、計算上1である。よって、本発明における深冷後オーステナイト不均一指数は、1.0以上であってもよい。なお、オーステナイトの最大面積率と最小面積率とは、液体窒素に深冷したサンプルのEBSPElectronBackScatteringPatternから評価できる。具体的には、5×5μmの領域におけるEBSPのマッピングを行い、オーステナイトの面積率を評価する。この面積率の評価を鋼板の1/4t部を中心に板厚方向に連続的に合計40視野行う。これら全40点のデータのうち、オーステナイトの面積率が大きいデータから順に5点のデータの平均を最大面積率と定義し、オーステナイトの面積率が小さいデータから順に5点のデータの平均を最小面積率と定義する。さらに、上述の最大面積率をこの最小面積率で除した値を深冷後オーステナイト不均一指数と定義する。なお、以下に説明するX線回折では、このようなミクロ的なオーステナイトの不均一性を調査することができないため、EBSPを使用している。残留オーステナイトは、その絶対量も重要である。図3に、CTOD試験によって得られた母材の靭性CTOD値と深冷後のオーステナイトの量との関係を示す。この図3に一例として示されるように、深冷後の残留オーステナイトの量以後、オーステナイトの量と呼称することもあるが全組織の量の0.5を下回ると、母材の靭性及びアレスト性が大幅に低下する。よって、深冷後のオーステナイトの量は、0.5以上である。また、深冷後の残留オーステナイトの量が大幅に増加すると、塑性変形下でオーステナイトが不安定化し、却って母材の靭性及びアレスト性が低下する。よって、深冷後のオーステナイトの量が0.5以上かつ20以下であることが好ましい。なお、鋼板の1/4t部から採取したサンプルを液体窒素で1時間深冷し、その後室温でこのサンプルのX線回折を行うことによって深冷後の残留オーステナイトの量を測定することが可能である。なお、本発明では、サンプルを液体窒素に浸漬し、少なくとも1時間保持する処理を、深冷処理という。残留オーステナイトは、微細であることも非常に重要である。深冷後の残留オーステナイトの量が0.5以上かつ20以下、かつ不均一指数が1.0以上かつ3.0以下である場合でも、残留オーステナイトが粗大であると、溶接継手の不安定破壊が生じやすくなる。一旦停止したき裂が再度不安定破壊によって板厚方向の全断面を伝播する場合、き裂の伝播経路の一部に母材が含まれる。そのため、母材のオーステナイトの安定性が低くなると、不安定破壊が生じやすくなる。すなわち、残留オーステナイトが粗大になると、残留オーステナイト中に含まれるC量が低下するため、残留オーステナイトの安定性が低下する。深冷後の残留オーステナイトの円相当径の平均平均円相当径が1μm以上である場合、不安定破壊が生じやすくなる。したがって、十分な不安定破壊抑止特性を得るために、深冷後オーステナイトの平均円相当径を1μm以下に制限する。なお、不安定破壊不安定延性破壊は、脆性破壊が発生及び伝播した後に停止し、再度破壊が伝播する現象である。この不安定破壊の形態には、破面の全面が延性破面である場合と、破面中の板厚の両端部両表面付近における面が延性破面、破面中の板厚の中央部付近における面が脆性破面である場合との両方がみられる。なお、深冷後オーステナイトの平均円相当径は、たとえば透過型電子顕微鏡の1万倍で暗視野像を20箇所観察し、平均の円相当径を定量化することで得ることが出来る。深冷後オーステナイトの平均円相当径の下限は、例えば1nmであってもよい。したがって、本発明の鋼板は、-160°C程度での耐破壊性能に優れ、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができる。特に、本発明の鋼板は、-160°C程度の極低温での耐破壊性能が要求されるLNGタンクとして使用する場合に有効である。次に、本発明のNi添加鋼板の製造方法について説明する。本発明のNi添加鋼板の製造方法の第一の実施形態では、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理、第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理、第3の熱加工処理低温二相域処理を含む製造工程で鋼板を製造する。さらに、本発明のNi添加鋼板の製造方法の第二の実施形態に示すように、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理について、後述するように熱処理加熱に引き続いて熱間圧延を行ってもよい。加えて、本発明のNi添加鋼板の製造方法の第三の実施形態に示すように、第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理について、後述するように制御冷却前に、再加熱処理を行ってもよい。ここでは、基本とする高温での熱処理に対し、必要に応じて熱間圧延や制御冷却等の処理を組み合わせた工程を熱加工処理と定義する。また、上記合金元素の範囲上記鋼成分の鋼片鋼を、第一の熱加工処理に使用する。以下に、本発明のNi添加鋼板の製造方法の第一の実施形態を示す。第一の実施形態最初に、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理について説明する。この熱加工処理によって、溶質元素の偏析比を低減し、深冷後も安定な残留オーステナイトを鋼中に均一分散させて、母材及び溶接継手のアレスト性を高めることができる。第1の熱加工処理バンド偏析低減処理では、高温、かつ長時間の熱処理を行う。本発明者らは、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理の加熱温度と保持時間との組み合わせがNi偏析比とオーステナイト不均一指数に与える影響を調査した。その結果、1/4t部のNi偏析比が1.3以下であり、かつ深冷後オーステナイト不均一指数が3以下の鋼板を得るためには、1250°C以上の加熱温度で8時間以上保持する必要があることを見出した。よって、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理の加熱温度は、1250°C以上であり、保持時間は、8時間以上である。なお、加熱温度を1380°C以上、保持時間を50時間にすると、生産性が大幅に低下するため、加熱温度を1380°C以下に制御し、保持時間を50時間以下に制限する。なお、加熱温度を1300°C以上にしたり、保持時間を30時間以上にしたりすると、Ni偏析比とオーステナイト不均一指数とが一層低減する。そのため、加熱温度は、1300°C以上であることが好ましく、保持時間は、30時間以上であることが好ましい。この第1の熱加工処理では、上記鋼成分の鋼片を上記条件で加熱保持後、空冷を行う。この空冷から第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理に移行する温度が300°C超であると、変態が完了せず材質が不均一になる。そのため、空冷から第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理に移行する時点の鋼片の表面温度空冷の終了温度は、300°C以下である。この空冷の終了温度の下限は、特に制限する必要はない。例えば、空冷の終了温度の下限は、室温であってもよく、-40°Cであってもよい。なお、加熱温度は、スラブ表面の温度であり、保持時間は、スラブ表面が設定された加熱温度に到達して3時間経過した後に、加熱温度に保持された時間である。また、空冷は、鋼板の1/4t部の温度が800°Cから500°Cの間における冷却速度が3°C/s以下の冷却である。この空冷において、800°C超または500°C未満での冷却速度は、特に制限する必要はない。生産性の観点から、空冷の冷却速度の下限は、例えば、0.01°C/s以上であってもよい。次に、第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理について説明する。この第2の熱加工処理では、加熱と、熱間圧延第2の熱間圧延と、制御冷却とを行う。これらの処理によって焼き入れ組織を生成させて強度を増大させ、組織を微細化することができる。加えて、加工歪みの導入を通じた微細な安定オーステナイトの生成によって、溶接継手の不安定破壊抑止特性を高めることができる。微細な安定オーステナイトを生成させるためには、圧延温度の制御が重要である。熱間圧延における最終1パス前の温度が低くなると、鋼中の残存歪みが大きくなり、残留オーステナイトの平均円相当径が小さくなる。本発明者らは、残留オーステナイトの平均円相当径と最終1パス前の温度との関係を調査した結果、最終1パス前の温度を900°C以下に制御することによって平均円相当径が1μm以下になることを見いだした。また、最終1パス前の温度が660°C以上であると、生産性を低下させることなく、効率よく熱間圧延を行うことができる。よって、第2の熱加工処理の熱間圧延における最終1パス前の温度は、660°C以上かつ900°C以下である。なお、最終1パス前の温度を660°C以上かつ800°C以下に制御すると、残留オーステナイトの平均円相当径が一層小さくなるため、最終1パス前の温度は、660°C以上かつ800°C以下であることが好ましい。なお、最終1パス前の温度は、圧延熱間圧延の最終パスの噛込圧延ロールへのスラブの噛込直前に測定されたスラブ鋼片表面の温度である。この最終1パス前の温度は、放射温度計などの温度計により測定することができる。第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理における熱間圧延前の加熱温度の制御もオーステナイト量を確保するために重要である。本発明者らは、加熱温度を1270°C超にすると、深冷後オーステナイトの量が低下し、母材の靭性及びアレスト性が大幅に低下することを見出した。また、加熱温度を900°C未満にすると、生産性が大幅に低下する。よって、この加熱温度は、900°C以上かつ1270°C以下である。なお、加熱温度を1120°C以下にすると、さらに母材の靭性を高めることができる。よって、加熱温度は、900°C以上かつ1120°C以下であることが好ましい。加熱後の保持時間は、特に規定しない、しかしながら、均一加熱と生産性確保との観点から、上記加熱温度での保持時間が、2時間以上かつ10時間以下であることが好ましい。なお、この保持時間内に上記熱間圧延が開始されてもよい。第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理における熱間圧延の圧下比も重要である。圧下比が大きくなると、再結晶あるいは転位密度の増大を通じてこの熱間圧延後の組織が微細化され、オーステナイト残留オーステナイトも微細化される。本発明者らは、深冷後オーステナイトの円相当径と圧下比との関係を調査した結果、オーステナイトの平均円相当径を1μm以下にするためには、圧下比を2.0以上にする必要があることを見出した。また、圧下比が40を超えると、生産性が大幅に低下する。よって、第2の熱加工処理における熱間圧延の圧下比は、2.0以上かつ40以下である。なお、第2の熱加工処理における熱間圧延の圧下比が10以上である場合には、オーステナイトの平均円相当径がさらに減少する。そのため、圧下比が10以上かつ40以下であることが好ましい。なお、熱間圧延の圧下比は、圧延前の板厚を圧延後の板厚で除した値である。第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理における熱間圧延後、直ちに鋼板鋼の制御冷却を行う。本発明においては、制御冷却は、組織制御のために制御された冷却を意味し、水冷による加速冷却と、板厚が15mm以下の鋼板に対する空冷による冷却とを含むものとする。制御冷却が水冷で行われる場合、この冷却は、200°C以下で終了することが好ましい。この水冷終了温度の下限は、特に制限する必要はない。例えば、水冷終了温度の下限は、室温であってもよく、-40°Cであってもよい。直ちに制御冷却を行うことにより、焼き入れ組織が生成して、母材の強度を十分に確保できる。なお、ここで、直ちにという記載について、圧延の最終パス噛み込みの後、150秒以内に加速冷却を開始することが好ましく、120秒以内又は90秒以内に加速冷却を開始することがより好ましい。鋼板の表面温度が変態開始温度Ar3以下になると、鋼板表層近傍の強度又は靭性が低下する懸念がある。このため、鋼板の表面温度がAr3以上の温度から冷却を開始することが好ましい。また、水冷を200°C以下で終了すると、より確実に母材の強度を確保することができる。また、水冷は、鋼板の1/4t部での冷却速度が3°C/s超の冷却である。水冷の冷却速度の上限は、特に制限する必要はない。制御冷却が空冷で行われる場合、第2の熱加工処理の冷却終了温度つまり、第3の熱加工処理のために再加熱を開始する温度を200°C以下とすることが好ましい。このように、第2の熱加工処理では、第1の熱加工処理後の鋼片を上記加熱温度に加熱し、最終1パス前の温度を上記温度範囲に制御して上記圧下比で熱間圧延を行い、直ちに制御冷却を行う。次に、第3の熱加工処理低温二相域処理について説明する。この低温二相域処理では、マルテンサイトの焼戻しによって母材の靱性が向上する。さらに、この低温二相域処理では、熱的に安定で、かつ微細なオーステナイトが生成し、このオーステナイトが常温でも安定的に存在するため、耐破壊性能特に、母材の靭性及びアレスト性及び溶接継手の不安定破壊抑止特性が向上する。低温二相域処理における加熱温度が500°Cを下回ると、母材の靱性が低下する。また、低温二相域処理における加熱温度が650°Cを超えると、母材の強度が十分でない。よって、低温二相域処理における加熱温度は、500°C以上かつ650°C以下である。なお、低温二相域処理における加熱後、空冷と水冷のどちらの冷却も実施可能である。この冷却では、空冷と水冷とを組み合わせてもよい。また、水冷は、鋼板の1/4t部での冷却速度が3°C/s超の冷却である。水冷の冷却速度の上限は、特に制限する必要はない。また、空冷は、鋼板の1/4t部の温度が800°Cから500°Cの間における冷却速度が3°C/s以下の冷却である。この空冷において、800°C超または500°C未満での冷却速度を、特に制限する必要はない。生産性の観点から、空冷の冷却速度の下限は、例えば、0.01°C/s以上であってもよい。第3の熱加工処理の水冷の冷却終了温度は、特に規定する必要はないが、500°C以下又は300°C以下としても差し支えない。このように、第3の熱加工処理では、第2の熱加工処理後の鋼板を上記加熱温度に加熱し、冷却を行う。以上、第一の実施形態について、説明を行った。また、以下に、本発明のNi添加鋼板の製造方法の第二の実施形態を示す。第二の実施形態この第二の実施形態における第1の熱加工処理バンド偏析低減処理では、熱処理加熱に引き続いて熱間圧延第1の熱間圧延を行うことで溶質の均一性を一層高め、耐破壊性能を著しく向上させることができる。ここでは、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理における加熱温度と、保持時間と、熱間圧延の圧下比と、熱間圧延の圧延温度とを規定することが必要になる。加熱温度と保持時間とに関しては、温度が高いほど、保持時間が長いほど拡散によってNi偏析比が小さくなる。本発明者らは、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理の加熱温度と保持時間との組み合わせがNi偏析比に与える影響を調査した。その結果、1/4t部のNi偏析比が1.3以下である鋼板を得るためには、1250°C以上の加熱温度で8時間以上保持する必要があることを見出した。よって、第1の熱加工処理の加熱温度は、1250°C以上であり、保持時間は、8時間以上である。なお、加熱温度を1380°C以上、保持時間を50時間以上にすると、生産性が大幅に低下するため、加熱温度を1380°C以下に制限し、保持時間を50時間以下に制限する。なお、加熱温度を1300°C以上にしたり、保持時間を30時間以上にしたりすると、一層Ni偏析比が低減する。そのため、加熱温度は、1300°C以上であることが好ましく、保持時間は、30時間以上であることが好ましい。なお、この保持時間内に熱間圧延が開始されてもよい。第二の実施形態における第1の熱加工処理バンド偏析低減処理では、圧延中および圧延後空冷時にも、偏析低減効果が期待できる。すなわち、再結晶が生じる場合には、粒界移動を通じた偏析低減効果が生じ、再結晶が生じない場合には、高転位密度下での拡散を通じた偏析低減効果が生じる。このため、熱間圧延時の圧下比が大きいほどバンド状Ni偏析比が減少する。本発明者らは、熱間圧延の圧下比が偏析比に与える影響を調査した結果、1.3以下のNi偏析比を達成するためには圧下比を1.2以上にすると効果的であることを見いだした。また、圧下比が40を超えると、生産性が大幅に低下する。よって、第二の実施形態では、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理における熱間圧延の圧下比は、1.2以上かつ40以下である。また、圧下比が2.0以上では、偏析比がより小さくなることから、圧下比は、2.0以上かつ40以下であることが好ましい。第2の熱加工処理において熱間圧延を行うことを考慮すると、第1の熱加工処理における熱間圧延の圧下比は、10以下であることがより好ましい。第二の実施形態における第1の熱加工処理バンド偏析低減処理では、熱間圧延における最終1パス前の温度を適正な温度に制御することも非常に重要である。最終1パス前の温度が低すぎると、圧延終了後の空冷時に拡散が進まないためNi偏析比が高くなる。逆に、最終1パス前の温度が高すぎると、再結晶によって急速に転位密度が低下し、圧延終了後の空冷時の高転位密度下での拡散効果が低下し、Ni偏析比が高くなる。第二の実施形態における第1の熱加工処理バンド偏析低減処理の熱間圧延では、鋼中に適度に転位が残存して、かつ拡散が進行しやすい温度域が存在する。本発明者らは、この熱間圧延における最終1パス前の温度とNi偏析比との関係を調査した結果、800°C未満または1200°C超でNi偏析比が非常に高くなることを見いだした。よって、第二の実施形態では、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理の熱間圧延における最終1パス前の温度は、800°C以上かつ1200°C以下である。なお、最終1パス前の温度が950°C以上かつ1150°C以下では、偏析比の低減効果がさらに大きくなることから、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理の熱間圧延における最終1パス前の温度は、950°C以上かつ1150°C以下であることが好ましい。この熱間圧延後、空冷を行う。圧延後の空冷によって置換型溶質例えば、Niの拡散がさらに進み、偏析が低減する。なお、この圧延後の空冷から第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理に移行する温度が300°C超であると、変態が完了せず材質が不均一になる。そのため、圧延後の空冷から第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理に移行する時点の鋼片の表面温度空冷の終了温度は、300°C以下である。この空冷の終了温度の下限は、特に制限する必要はない。例えば、空冷の終了温度の下限は、室温であってもよく、-40°Cであってもよい。なお、加熱温度は、スラブ表面の温度であり、保持時間は、スラブ表面が設定された加熱温度に到達して3時間経過した後に、加熱温度に保持された時間である。圧下比は、圧延前の板厚を圧延後の板厚で除した値である。この第二の実施形態では、圧下比は、各熱加工処理の熱間圧延に対して算出される。また、最終1パス前の温度は、圧延の最終パスの噛込圧延ロールへのスラブの噛込直前に測定されたスラブ表面の温度であり、放射温度計などの温度計により測定できる。空冷は、鋼板の1/4t部の温度が800°Cから500°Cの間における冷却速度が3°C/s以下の冷却である。この空冷において、800°C超または500°C未満での冷却速度は、特に制限する必要はない。生産性の観点から、空冷の冷却速度の下限は、例えば、0.01°C/s以上である。第1の熱加工処理バンド偏析低減処理の後、第一の実施形態と同様に、第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理、第3の熱加工処理低温二相域処理が行われる。したがって、第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理及び第3の熱加工処理低温二相域処理の説明を省略する。以上、第二の実施形態について、説明を行った。また、以下に、本発明に係るNi添加鋼板の製造方法の第三の実施形態を示す。第三の実施形態この第三の実施形態における第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理では、加熱及び熱間圧延の後制御冷却を行う代わりに、加熱、熱間圧延及び空冷の後再加熱と制御冷却とを行うことができる。生産性の観点からは、熱間圧延後、空冷することが好ましい。本発明者らは、再加熱温度が900°C以下の場合に、組織を微細化することができ、母材の靭性及びアレスト性が優れることを見出した。また、再加熱温度を低下させると、生産性が低下することがある。しかしながら、再加熱温度が780°C以上であれば、生産性を十分確保できる。よって、第三の実施形態では、第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理の再加熱温度は、780°C以上かつ900°C以下である。この再加熱後、直ちに制御冷却を行う。直ちに制御冷却を行うことにより、焼き入れ組織が生成して、母材の強度を確保できる。また、上述のように、制御冷却が水冷による加速冷却で行われる場合、この水冷を200°C以下で終了すると、より確実に母材の強度を確保することができる。例えば、水冷終了温度の下限は、室温であってもよく、-40°Cであってもよい。なお、ここで、直ちにという記載について、再加熱の後、150秒以内に加速冷却を開始することが好ましく、120秒以内又は90秒以内に加速冷却を開始することがより好ましい。鋼板の表面温度が変態開始温度Ar3以下になると、鋼板表層近傍の強度又は靭性が低下する懸念がある。このため、鋼板の表面温度がAr3以上の温度から冷却を開始することが好ましい。また、水冷は、鋼板の1/4t部での冷却速度が3°C/s超の冷却である。水冷の冷却速度の上限は、特に制限する必要はない。第2の熱加工処理において、780°Cから900°Cへ再加熱する前の冷却終了温度つまり、再加熱を開始する温度は、特に規定する必要はないが、300°C以下又は200°C以下としてもよい。この第三の実施形態では、第一の実施形態または第二の実施形態と同様に、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理を行った後、上記第2の熱加工処理熱間圧延および制御冷却処理を行う。さらに、第一の実施形態と同様に、第3の熱加工処理低温二相域処理が行われる。したがって、第1の熱加工処理バンド偏析低減処理及び第3の熱加工処理低温二相域処理の説明を省略する。以上、第三の実施形態について、説明を行った。上記第一の実施形態、第二の実施形態または第三の実施形態により製造した鋼板は、-160°C程度での耐破壊性能に優れ、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができる。特に、この製造方法により製造した鋼板は、-160°C程度の極低温での耐破壊性能が要求されるLNGタンクでの使用において有効である。なお、本発明のNi添加鋼板は、図4に概略的に示すような上記実施形態により好適に製造可能であるが、これらの実施形態は、本発明のNi添加鋼板の製造方法の一例を示したに過ぎない。例えば、Ni偏析比、深冷後オーステナイトの量及び平均円相当径、深冷後オーステナイト不均一指数を上述した適切な範囲に制御可能な方法であれば、本発明のNi添加鋼板の製造方法は、特に制限する必要はない。種々の化学成分及び製造条件で製造した板厚6mmから50mmの鋼板について、以下の評価を行った。引張試験により母材の降伏応力及び引張強さを評価し、CTOD試験により母材および溶接継手のCTOD値を求めて、母材及び溶接継手の靭性を評価した。また、混成ESSO試験により母材および溶接継手のき裂突入距離を求めて、母材及び溶接継手のアレスト性を評価した。さらに、溶接継手に対する上述の混成ESSO試験で停止した脆性き裂から不安定延性破壊が発生したか否かを確認し、溶接継手の不安定破壊抑止特性を評価した。鋼板の化学成分を表1及び表2に示す。また、鋼板の板厚、Ni偏析比、深冷後オーステナイトの量、深冷後オーステナイト不均一指数及び深冷後オーステナイトの平均円相当径を表3及び表4に示す。さらに、鋼板の製造方法を表5及び表6に、母材及び溶接継手の耐破壊性能の評価結果を表7及び表8に示す。なお、第1の熱加工処理では、第2の熱加工処理前に300°C以下まで空冷した。第2の熱加工処理では、第3の熱加工処理のための場合を含むすべての再加熱の前に、200°C以下まで鋼を冷却した。降伏応力及び引張強さを、JISZ2241に記載の金属材料引張試験方法により測定した。試験片は、JISZ2201に記載の金属材料引張試験片である。ここで、板厚20mm以下の鋼板に対しては、5号試験片を使用し、板厚40mm以上の鋼板に対しては、上記1/4t部から採取した10号試験片を使用した。なお、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように試験片を採取した。降伏応力は、オフセット法で算出した0.2耐力である。常温で2本の試験を行い、降伏応力及び引張強さについてそれぞれの平均値を採用した。母材および溶接継手の靱性を、BS7448に準拠したCTOD試験によって評価した。B×2Bタイプの試験片を使用し、3点曲げ試験を行った。母材については、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるC方向板幅方向について評価を行った。溶接継手については、L方向圧延方向についてのみ評価を行った。溶接継手のCTOD値の評価においては、疲労き裂の先端が溶接ボンドに相当するように試験片を採取した。-165°Cの試験温度で、3本の試験を行い、得られた測定データの最低値をCTOD値として採用した。CTOD試験結果CTOD値については、0.3mm以上を合格と評価し、0.3mm未満を不合格と評価した。母材および溶接継手のアレスト性を、混成ESSO試験によって評価した。この混成ESSO試験は、圧力技術、第29巻6号p341のFig.3に記載の方法に準拠して行われた。なお、負荷応力は、392MPa、試験温度は、-165°Cとした。この混成ESSO試験では、き裂突入距離が板厚の2倍以下である場合に、合格と評価し、き裂突入距離が板厚の2倍超である場合に、不合格と評価した。図5に、混成ESSO試験後の試験部の亀裂面の一例の部分概略図を示す。亀裂面は、図5中の脆化板助走板1と、取付溶接部2と、亀裂突入部3とを合わせた領域であり、亀裂突入距離Lは、板厚tの方向に垂直な方向における亀裂突入部3試験部母材または溶接金属部4中に突入した亀裂部分の最大長さである。なお、説明を簡略にするために、図5では、脆化板1及び試験部4の一部のみを記載している。ここで、混成ESSO試験は、例えば、H.Miyakoshi,N.Ishikura,T.SuzukiandK.Tanaka:ProceedingsforTransmissionConf.,Atlanta,1981,AmericanGasAssociation,T155-T166のFig.6の混成ESSO試験の概略図に示されるような試験方法である。なお、CTOD試験及び混成ESSO試験に使用した溶接継手は、SMAWにより作製した。このSMAWは、3.5~4.0kJ/cmの入熱量、100°C以下の予熱およびパス間温度の条件の立向き溶接であった。溶接継手の不安定延性破壊抑止特性を、上述の溶接継手の混成ESSO試験結果破断面の変化から評価した。すなわち、脆性き裂の伝播が停止したのち、再度不安定延性破壊によってき裂が進展した場合、この不安定延性破壊により亀裂が進展した距離不安定延性破壊発生距離を記録した。実施例1~26では、化学成分、Ni偏析比及び深冷後オーステナイトの条件量、不均一指数、平均円相当径が適切であるため、母材及び溶接継手の耐破壊性能がすべて合格であった。比較例1~9、12~14、16~17、19~20、22、27及び28では、化学成分が適量でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが不合格であった。比較例10、11、25及び26では、Ni偏析比が適切でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが不合格であった。これらの比較例では、第一の熱加工処理の条件が適切でなかった。特に、比較例10、11及び25では、深冷後オーステナイト不均一指数も適切ではなかった。比較例18及び21では、深冷後オーステナイトの量が適量でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが不合格であった。これらの比較例18及び21では、第二の熱加工処理及び第三の熱加工処理の条件が適切ではなかった。比較例15では、深冷後オーステナイトの平均円相当径が適切でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが不合格であった。この比較例15では、第二の熱加工処理の条件が適切ではなかった。なお、実施例1、8、13、21及び比較例1、8、13、21では、第2の熱加工処理における制御冷却は、空冷である。同様に、実施例2、4、6、9、14、17、20、23、26以外の実施例及び比較例2、4、6、9、14、17、20、23、26以外の比較例では、第3の熱加工処理における制御冷却は、空冷である。以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれら実施例に限定されない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。本発明は前述した説明によって限定されることはなく、添付の請求の範囲によってのみ限定される。"