質量で、C:003~011、Si:001~050、Mn:10~22、P:0025以下、S:0005以下、Al:0005~010、Nb:001~010、Ti:0001~005、B:00005以下を含み、さらにCr:001~10、Mo:001~05、Ni:001~05のうちから選ばれた1種または2種以上を、下記1式で定義されるMneqが20~40の範囲を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、ベイニティックフェライトを主相とし、第二相として少なくとも面積率で30以上のマルテンサイトを含む組織とを有し、前記ベイニティックフェライトの平均粒径が10μm以下であることを特徴とする低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板。記Mneq=Mn026Si130Cr267Mo08Ni....1ここで、Mn、Si、Cr、Mo、Ni:各元素の含有量質量前記組織がさらに、面積率で10以下のベイナイトを含むことを特徴とする請求項1に記載の低降伏比高強度熱延鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、V:001~015、Cu:001~05のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の低降伏比高強度熱延鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、Ca:0005以下、REM:002以下、Mg:0003以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有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低降伏比高強度熱延鋼板。前記マルテンサイトの大きさが、最大で10μm以下、平均で05~50μm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低降伏比高強度熱延鋼板。請求項1ないし5のいずれかに記載の低降伏比高強度熱延鋼板を素材としてスパイラル造管してなるスパイラル溶接鋼管。鋼素材に、熱延工程、冷却工程、巻取工程を施して、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量で、C:003~011、Si:001~050、Mn:10~22、P:0025以下、S:0005以下、Al:0005~010、Nb:001~010、Ti:0001~005、B:00005以下を含み、さらにCr:001~10、Mo:001~05、Ni:001~05のうちから選ばれた1種または2種以上を、下記1式で定義されるMneqが20~40の範囲を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程が、前記鋼素材を加熱温度:1050~1300°Cに加熱し、該加熱された鋼素材に粗圧延を施しシートバーとし、該シートバーに、930°C以下の温度域での累積圧下率:55以上となる仕上圧延を施し熱延鋼板とする工程とし、前記冷却工程が、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始し、板厚中央部の平均冷却速度で、5~30°C/sで、巻取温度まで冷却する工程とし、前記巻取工程が、表面温度で巻取温度:650~450°Cで巻き取り、放冷する工程と、することを特徴とする低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。記Mneq=Mn026Si130Cr267Mo08Ni....1ここで、Mn、Si、Cr、Mo、Ni:各元素の含有量質量前記組成に加えてさらに、質量で、V:001~015、Cu:001~05のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項7に記載の低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、Ca:0005以下、REM:002以下、Mg:0003以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項7または8に記載の低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1に記載された技術では、冷却速度、冷却停止温度等を所定の比較的速い冷却範囲内となるように制御する必要があり、とくに、厚肉の熱延鋼板を製造するためには、大掛かりな冷却設備等を必要とするという問題があった。また、特許文献1に記載された技術で得られる熱延鋼板は、軟質なポリゴナルフェライトを主とする組織を有し、所望の高強度を得にくいという問題もある。また、特許文献2に記載された技術では、依然として造管後の降伏強さの低下が認められ、最近の鋼管強度の増加要求を満足できない場合が生じるという問題があった。また、特許文献3に記載された技術では、最近の寒冷地仕様である、破面遷移温度vTrsが-80°C以下という優れた低温靭性を安定して確保できるまでには至っていないという問題がある。また、特許文献4に記載された技術で得られた厚鋼板では、破面遷移温度vTrsで高々-30~-41°C程度の靭性しか確保できておらず、最近の更なる靭性向上の要望には対処できないという問題がある。本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、複雑な熱処理を施すことなく、また、大掛かりな設備改造を行なうことなく、鋼管用素材、とくにスパイラル鋼管用として好適な、造管後の強度低下が防止できる、低降伏比高靭性高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう高強度とは、圧延方向から30度方向の降伏強さが480MPa以上である場合を、また高靭性とは、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが-80°C以下である場合を、また、低降伏比とは、降伏比が85以下である場合を、それぞれ云うものとする。また、鋼板には鋼板および鋼帯を含むものとする。本発明者らは、上記した目的を達成するため、造管後の鋼管強度に影響する各種要因について鋭意研究した。その結果、造管による強度の低下は、圧縮応力が作用する管内面側でのバウシンガー効果による降伏強さの低下と、引張応力が作用する管外面側での降伏伸びの消失とによって、引き起こされていることを見出した。そこで、本発明者らは、更なる研究を行った結果、鋼板の組織を、微細なベイニティックフェライトを主相とし、該ベイニティックフェライト中にマルテンサイト、あるいはさらにベイナイトを微細分散させた組織とすることにより、造管後、とくにスパイラル造管後の強度低下を防止できるとともに、85以下の低降伏比を有する鋼管とすることができることに想到した。というのは、このような組織とすることにより、鋼管素材である鋼板の加工硬化能が向上するため、造管時における管外面側での加工硬化により十分な強度上昇が得られ、造管後、とくにスパイラル造管後、の強度低下を抑制できることを知見した。本発明は、かかる知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。1質量で、C:003~011、Si:001~050、Mn:10~22、P:0025以下、S:0005以下、Al:0005~010、Nb:001~010、Ti:0001~005、B:00005以下を含み、さらにCr:001~10、Mo:001~05、Ni:001~05のうちから選ばれた1種または2種以上を、次1式Mneq=Mn026Si130Cr267Mo08Ni....1ここで、Mn、Si、Cr、Mo、Ni:各元素の含有量質量で定義されるMneqが20~40の範囲を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、ベイニティックフェライトを主相とし、第二相として少なくとも面積率で30以上のマルテンサイトを含む組織とを有し、前記ベイニティックフェライトの平均粒径が10μm以下であることを特徴とする低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板。21において、前記組織がさらに、面積率で10以下のベイナイトを含むことを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板。31または2において、前記組成に加えてさらに、質量で、V:001~015、Cu:001~05のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板。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、Ca:0005以下、REM:002以下、Mg:0003以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板。51ないし4のいずれかにおいて、前記マルテンサイトの大きさが、最大で10μm以下、平均で05~50μmであることを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板。61ないし5のいずれかに記載の低降伏比高強度熱延鋼板を素材としてスパイラル造管してなるスパイラル溶接鋼管。7鋼素材に、熱延工程、冷却工程、巻取工程を施して、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量で、C:003~011、Si:001~050、Mn:10~22、P:0025以下、S:0005以下、Al:0005~010、Nb:001~010、Ti:0001~005、B:00005以下を含み、さらにCr:001~10、Mo:001~05、Ni:001~05のうちから選ばれた1種または2種以上を、次1式Mneq=Mn026Si130Cr267Mo08Ni....1ここで、Mn、Si、Cr、Mo、Ni:各元素の含有量質量で定義されるMneqが20~40の範囲を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程が、前記鋼素材を加熱温度:1050~1300°Cに加熱し、該加熱された鋼素材に粗圧延を施しシートバーとし、該シートバーに、930°C以下の温度域での累積圧下率:55以上となる仕上圧延を施し熱延鋼板とする工程とし、前記冷却工程が、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始し、板厚中央部の平均冷却速度で、5~30°C/sで、巻取温度まで冷却する工程とし、前記巻取工程が、表面温度で巻取温度:650~450°Cで巻き取り、放冷する工程と、することを特徴とする低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。87において、前記組成に加えてさらに、質量で、V:001~015、Cu:001~05のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。97または8において、前記組成に加えてさらに、質量で、Ca:0005以下、REM:002以下、Mg:0003以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。本発明によれば、とくに、スパイラル鋼管用素材として好適な、造管後の強度低下が少なく、圧延方向から30度方向の降伏強さが480MPa以上で、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが-80°C以下で、かつ降伏比が85以下の低降伏比を有する、低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板を、特別な熱処理を施すこともなく、容易にかつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、リールパージ法で敷設されるラインパイプや、耐震性を要求されるラインパイプ用の電縫鋼管を安価にかつ容易に製造できるという効果もある。まず、本発明熱延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り質量は単にで記す。C:003~011Cは、炭化物として析出し、析出強化を介し鋼板の強度増加に寄与するとともに、結晶粒微細化を介し鋼板の靭性向上にも寄与する元素である。さらに、Cは、鋼中に固溶しオーステナイトを安定化し、未変態オーステナイトの形成を促進する作用を有する。このような効果を得るためには、003以上の含有を必要とする。一方、011を超える含有は、結晶粒界に粗大なセメンタイトを形成する傾向が強くなり、靭性が低下する。このため、Cは003~011の範囲に限定した。なお、好ましくは004~010である。Si:001~050Siは、固溶強化を介して鋼板の強度増加に寄与するとともに、硬質第二相例えば、マルテンサイトの形成を介し、降伏比低減に寄与する。このような効果を得るためには、001以上の含有を必要とする。一方、050を超える含有は、赤スケールの生成が顕著となり、鋼板外観性状が低下する。このため、Siは001~050の範囲に限定した。なお、好ましくは010~040である。Mn:10~22Mnは、固溶して鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトの生成を促進させるとともに、ベイニティックフェライト変態開始温度を低下させ、組織の微細化を介して鋼板靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、10以上の含有を必要とする。一方、22を超える含有は、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Mnは10~22の範囲に限定した。なお、マルテンサイトの安定生成という観点からは、好ましくは14以上である。P:0025以下Pは、固溶して鋼板強度の増加に寄与するが、同時に靭性を低下させる。このため、本発明では、Pは不純物として可及的に低減することが望ましいが、0025までは許容できる。なお、過度の低減は精錬コストを高騰させるため、0001以上程度とすることが望ましい。S:0005以下Sは、鋼中ではMnS等の粗大な硫化物系介在物を形成し、スラブ等の割れを生起するとともに、鋼板の延性を低下させる。このような現象は0005を超える含有で顕著になる。このため、Sは0005以下に限定した。Al:0005~010Alは、脱酸剤として作用するとともに、歪時効の原因となるNを固定するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、0005以上の含有を必要とする。一方、010を超える含有は、鋼中酸化物が増加し母材および溶接部の靭性を低下させる。また、スラブ等の鋼素材、鋼板を加熱炉で加熱する際に、表層で窒化層を形成しやすく、降伏比の増加をもたらす恐れがある。このため、Alは0005~010の範囲に限定した。なお、好ましくは0005~0050である。Nb:001~010Nbは、鋼中に固溶し、あるいは炭窒化物として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに、オーステナイト粒の再結晶を抑制する作用を有し、オーステナイトの未再結晶温度域圧延を可能とする。また、炭窒化物として微細に析出して、鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには001以上の含有を必要とする。一方、010を超える過剰な含有は、熱間圧延時の変形抵抗が増大し、熱間圧延が困難となる恐れがある。また、010を超える過剰な含有は、主相ベイニティックフェライトの降伏強さの増加を招き、85以下の低降伏比を確保することが困難となる。このため、Nbは001~010の範囲に限定した。なお、好ましくは003~008である。Ti:0001~005Tiは、Nを窒化物として固定し、スラブ割れの防止に寄与するとともに、炭化物として微細に析出して鋼板強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0001以上の含有を必要とする。一方、005を超えて多量に含有するとベイニティックフェライト変態点を過度に上昇させ、鋼板の靭性が低下する。このため、Tiは0001~005の範囲に限定した。なお、好ましくは0005~0030である。B:00005以下Bは、結晶粒界に偏析して、焼入れ性向上を介し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を確保するためには00001以上含有することが望ましい。一方、00005を超える含有は、鋼板靭性を低下させる。このため、Bは00005以下に限定した。Cr:001~10、Mo:001~05、Ni:001~05のうちから選ばれた1種または2種以上Cr、Mo、Niはいずれも、焼入れ性向上に寄与し、マルテンサイト形成を促進する元素であり、選択して1種または2種以上含有する。Crは、γ→α変態を遅延させ、上記した焼入れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、001以上の含有を必要とする。一方、10を超える含有は、溶接部に欠陥を多発させる傾向となる。このため、含有する場合にはCrは001~10の範囲に限定した。なお、好ましくは001~08、さらに好ましくは01~05である。Moは、上記した作用に加えて、さらに鋼中に固溶し固溶強化により鋼板強度の増加に寄与する。このような効果を得るためには、001以上の含有を必要とする。一方、05を超える含有は、必要以上にマルテンサイトを形成させ、鋼板の靭性を低下させる。また、Moは高価な元素であり、多量の含有は材料コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Moは001~05の範囲に限定した。Niは、上記した作用に加えて、さらに靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、001以上の含有を必要とする。一方、05を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できないため経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Niは001~05の範囲に限定した。本発明では、上記した成分を上記した含有範囲内で、かつ、次1式Mneq=Mn026Si130Cr267Mo08Ni....1ここで、Mn、Si、Cr、Mo、Ni:各元素の含有量質量で定義されるMneqが20~40の範囲を満足するように調整する。Mneq:20~40Mneqは、冷却工程を経た後に、鋼板中に残存する未変態オーステナイトの焼入れ性を表す指標である。Mneqが20未満では、未変態オーステナイトの焼入れ性が不足し、その後の巻取工程中にパーライト等に変態する。一方、Mneqが40を超えると、マルテンサイトが過剰に生成し、靭性が低下するとともにYR低下効果も飽和する。このため、Mneqは20~40の範囲に限定した。なお、好ましくは22~35である。上記した成分が基本の成分であり、さらに必要に応じて、上記した基本の成分に加えて選択元素として、V:001~015、Cu:001~05のうちから選ばれた1種または2種、および/または、Ca:0005以下、REM:002以下、Mg:0003以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有できる。V:001~015、Cu:001~05のうちから選ばれた1種または2種V、Cuはいずれも、固溶強化、あるいは析出強化により鋼板強度を増加させる作用を有し、必要に応じて選択して1種または2種含有できる。このような効果を得るためには、V:001以上、Cu:001以上、含有することが好ましい。一方、V:015を超える含有は溶接性を低下させ、Cu:05を超える含有は熱間加工性を低下させる。このため、含有する場合には、V:001~015、Cu:001~05の範囲に限定することが好ましい。Ca:0005以下、REM:002以下、Mg:0003以下のうちから選ばれた1種または2種以上Ca、REM、Mgはいずれも、粗大な硫化物を球状の硫化物とする硫化物の形態制御に寄与する元素であり、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。このような効果を得るためには、Ca:0001以上、REM:0001以上、Mg:00005以上含有することが望ましい。一方、Ca:0005、REM:002、Mg:0003をそれぞれ超える含有は、鋼板の清浄度を低下させる。このため、含有する場合にはCa:0005以下、REM:002以下、Mg:0003以下にそれぞれ限定することが好ましい。上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。本発明熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに、ベイニティックフェライトを主相とし、主相と第二相とからなる組織を有する。ここで主相とは、面積率で50以上の占有面積を有する相をいう。主相であるベイニティックフェライトは、転位密度が高い下部組織を有する相であり、針状フェライト、アシキュラーフェライトを含む。なお、ベイニティックフェライトには、転位密度が極めて低いポリゴナルフェライトや、細かいサブグレン等の下部組織をともなう準ポリゴナルフェライトは含まれない。なお、所望の高強度を確保するために、主相であるベイニティックフェライトには、微細な炭窒化物が析出していることが必要となる。主相であるベイニティックフェライトは、10μm以下の平均粒径を有する。平均結晶粒径が10μmを超えて大きくなると、5未満の低歪域での加工硬化能が不十分で、スパイラル造管時の曲げ加工により降伏強さが低下する恐れがある。このため、主相であるベイニティックフェライトの平均粒径は10μm以下に限定した。主相の平均粒径を微細にすることにより、マルテンサイトを多く含む場合であっても、所望の低温靭性を確保することができるようになる。そして、本発明になる熱延鋼板は、第二相として、少なくとも、面積率で30以上のマルテンサイトを分散させた組織を有する。マルテンサイトは、硬質であり、本発明では、このような硬質なマルテンサイトを母相中に分散させる。これにより、加工時にベイニティックフェライト中に可動転位を多量に導入することができ、降伏挙動を連続降伏型とすることができる。また、マルテンサイトはベイニティックフェライトよりも高い引張強さを有するため、低降伏比化を達成できることになる。このような効果を確保するためには、面積率で30以上のマルテンサイトを分散させることを必要とする。マルテンサイトが30未満では、所望の低降伏比を確保することが難しくなる。なお、所望の低降伏比を確保するためには、第二相は全てマルテンサイトとすることが好ましいが、面積率で15を超えると、低温靭性が低下する。このため、マルテンサイトは30~15の範囲に限定した。なお、マルテンサイトに加えて第二相として、微量のベイナイトが存在しても、降伏比に及ぼす影響が小さいため、面積率で10以下のベイナイトを存在させてもよい。また、低降伏比と優れた低温靭性とを兼備させるために、マルテンサイトは、最大で10μm以下、平均で05~50μmとすることが好ましい。マルテンサイト粒の大きさが最大で10μmを超えて大きくなると、脆性破壊の起点となりやすく、低温靭性が低下する。また、平均で05μm未満では、粒が細かくなりすぎて、周囲のベイニティックフェライトへの可動転位の導入量が少なくなる。一方、平均で50μmを超えると、亀裂の伝播が促進されやすく、低温靭性が低下する。このため、マルテンサイトの大きさは、最大で10μm以下、平均で05~50μmとすることが好ましい。なお、マルテンサイトの大きさは、求積法で求めた値を用いるものとする。すなわち、各マルテンサイト粒の面積を測定し、円相当径を算出する。そのうちの最大の値を最大とし、得られた各粒の円相当径を算術平均した値を平均とした。なお、測定するマルテンサイトは100個以上とする。次に、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。本発明では、上記した組成を有する鋼素材に、熱延工程、冷却工程、巻取工程を施して、熱延鋼板とする。なお、使用する鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法を用いて溶製し、ついで連続鋳造法等の通常公知の溶製方法により、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。得られた鋼素材には、まず熱延工程を施す。熱延工程は、上記した組成を有する鋼素材を、加熱温度:1050~1300°Cに加熱し、粗圧延を施しシートバーとしたのち、該シートバーに、930°C以下の温度域での累積圧下率:55以上となる仕上圧延を施し熱延鋼板とする工程とする。加熱温度:1050~1300°C本発明で使用する鋼素材は、上記したようにNb、Tiを必須含有する。析出強化により所望の高強度を確保するためには、これらの粗大な炭化物、窒化物等を一旦溶解させて、その後微細析出させることが必要となる。そのため、鋼素材の加熱温度は1050°C以上とする。1050°C未満では、各元素が未固溶のままとなり、所望の鋼板強度が得られない。一方、1300°Cを超えて高温になると、結晶粒の粗大化が生じ、鋼板靭性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1050~1300°Cに限定した。上記した加熱温度に加熱された鋼素材は、粗圧延を施されてシートバーとされる、粗圧延の条件はとくに限定する必要はなく、所望の寸法形状のシートバーが確保できる条件であればよい。得られたシートバーは、ついで仕上圧延され、所望の寸法形状の熱延鋼板とされる。仕上圧延は、930°C以下の温度域での累積圧下率:55以上の圧延とすることが好ましい。930°C以下の温度域での累積圧下率:55以上ベイニティックフェライトの微細化、およびマルテンサイトの微細分散のために、930°C以下の温度域での累積圧下率を55以上とする。930°C以下の温度域での累積圧下率が55未満では、圧下量が不足し、主相である微細なベイニティックフェライトを確保できない。また、未変態γの大きさも大きいままとなり、その後に生成されるマルテンサイトの粗大化を招く。このため、仕上圧延における930°C以下の温度域での累積圧下率を55以上に限定した。なお、好ましくは累積圧下率は60~85である。なお、仕上圧延の圧延終了温度は、鋼板靭性、鋼板強度、圧延負荷等の観点から、850~760°Cとすることが好ましい。仕上圧延の圧延終了温度が850°Cを超えて高温となると、930°C以下の温度域での累積圧下率を55以上とするために、1パス当たりの圧下量を大きくする必要があり、圧延荷重の増加を招く。一方、750度未満と低温となると、圧延中にフェライトが生成し、組織、析出物の粗大化を招き、低温靭性、強度が低下する。得られた熱延鋼板は、ついで冷却工程を施される。冷却工程は、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始し、板厚中央部の平均冷却速度で、5~30°C/sで、巻取温度まで冷却する工程とする。仕上圧延終了後、直ちに、好ましくは15s以内に冷却を開始する。冷却速度は、板厚中央部で、冷却停止温度までの平均の冷却速度で、5~30°C/sの範囲の冷却とする。平均冷却速度が5°C/s未満では、ポリゴナルフェライト主体の組織となり、所望のベイニティックフェライトを主相とする組織を確保することが難しくなる。一方、平均冷却速度が30°C/sを超える急冷では、未変態オーステナイトへの合金元素の濃縮が不十分となり、その後の冷却で所望量のマルテンサイトを確保できなくなり、所望の低降伏比を有する熱延鋼板とすることが困難となる。また平均冷却速度が30°C/sを超える急冷では表層部がマルテンサイト化し、YRが高くなりすぎる。このため、仕上げ圧延終了後の冷却速度を平均で、5~30°C/sの範囲に限定した。なお、好ましくは5~25°C/sである。なお、冷却停止温度は、巻取温度とする。なお、好ましくは巻取温度30°Cである。冷却停止後、熱延鋼板は巻取工程を施される。巻取工程は、表面温度で巻取温度:650~450°Cで巻き取り、放冷する工程と、する。巻取工程では、未変態オーステナイトへの合金元素の濃縮を促進し、その後の冷却でマルテンサイトへ変態させ、所望量のマルテンサイトを生成させる。このため、フェライトとオーステナイトが共存する温度域で所定時間以上、滞留させることが必要となる。このようなことから、巻取温度を450~650°Cに限定した。巻取温度が450°C未満では、巻取り時に変態がほぼ完了し、ベイニティック単相組織となり、所望の低降伏比化を実現できなくなる。一方、650°Cを超える高温では、未変態オーステナイトが直ちにベイナイト変態を起こし、所定量のマルテンサイトを生成することが困難となり、所望の低降伏比化を実現できなくなる。このため、巻取温度は650~450°Cの範囲に限定した。なお、好ましくは600~480°Cである。コイル状に巻き取ったのち、放冷する。これにより、フェライトとオーステナイトが共存する温度域で所定時間以上、滞留させることができる。上記した製造方法で製造された熱延鋼板を造管用素材として、通常の造管工程を経て、スパイラル鋼管、あるいは電縫鋼管とする。造管工程はとくに限定する必要はなく、通常の工程がいずれも適用できる。以下、実施例に基いて、さらに本発明について詳しく説明する。表1に示す組成の溶鋼を、連続鋳造法でスラブ肉厚210mmとし、鋼素材とした。ついで、これら鋼素材を表2に示す加熱温度に加熱して、粗圧延を行い、シートバーとしたのち、さらにシートバーに、表2に示す条件で仕上圧延を行い熱延鋼板板厚:12~16mmとする熱延工程を施した。得られた熱延鋼板に、仕上圧延終了後直ちに表2に示す時間内に冷却を開始し、表2に示す平均冷却速度で、表2に示す冷却停止温度巻取温度まで冷却する冷却工程を施した。冷却工程後、表2に示す巻取温度で、コイル状に巻き取った後、放冷する巻取工程を施した。得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法はつぎのとおりである。1組織観察得られた熱延鋼板から、圧延方向断面L断面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取した。試験片を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡倍率:500倍または電子顕微鏡倍率:2000倍を用いて、板厚の全域にわたり組織観察を行い、撮像して、画像解析装置を用いて、組織の種類、各相の組織分率面積率、平均粒径を測定した。なお、マルテンサイトの大きさは、各粒の面積を求め、円相当径を算出し、各粒の円相当径を算術平均し、その鋼板におけるマルテンサイトの大きさの平均とした。なお、マルテンサイト各粒の円相当径のうちの最大の値をマルテンサイトの大きさの最大とした。また、ベイニティックフェライトの平均粒径は、JISG0552に準拠して、切断法で求めた。2引張試験得られた熱延鋼板から、引張方向が、圧延方向および圧延方向から30°方向となるように、それぞれ引張試験片API5Lに定める試験片全厚:GL50mm幅381mmを採取し、ASTMA370の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性降伏強さYS、引張強さTSを求めた。3衝撃試験得られた熱延鋼板から、試験片長手方向が、圧延方向に直角方向となるように、Vノッチ試験片を採取し、ASTMA370の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrs°Cを求めた。得られた結果を表3に示す。また、得られた熱延鋼板を管素材として、スパイラル造管工程により、スパイラル鋼管外径:914mmφを製造した。得られた鋼管から、引張方向が管軸方向となるように、引張試験片APIに定める試験片を採取し、ASTMA370の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性降伏強さYS、引張強さTSを測定した。得られた結果からΔYS=鋼管YS-鋼板YSを算出し、造管工程による強度低下の程度を評価した。得られた結果を表3に併記した。本発明例はいずれも、特別な熱処理を施すこともなく、圧延方向から30度方向の降伏強さが480MPa以上で、破面遷移温度vTrsが-80°C以下で、かつ降伏比が85以下の低降伏比を有する、低降伏比高強度高靭性熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さが不足しているか、靭性が低下しているか、低降伏比が確保できていないか、して、所望の特性を有する熱延鋼板が得られていない。さらに本発明例はいずれも、造管され鋼管となったのちも、造管による強度低下もすくなく、スパイラル鋼管あるいは電縫鋼管用素材として、好適な熱延鋼板となっている。