質量で、C:003~010、Si:010~050、Mn:14~22、P:0025以下、S:0005以下、Al:0005~010、Nb:002~010、Ti:0001~0030、Mo:005~050、Cr:005~050、Ni:001~050を含み、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、アスペクト比:50未満の塊状マルテンサイトを面積率で14~15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。前記組成が、質量で、下記1式で定義されるMoeqが14~22の範囲を満足する組成である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。記Moeq=Mo036Cr077Mn007Ni....1ここで、Mn、Ni、Cr、Mo:各元素の含有量質量前記組成に加えてさらに、質量で、Cu:050以下、V:010以下、B:00005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:00005~00050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。前記塊状マルテンサイトの大きさが、最大で5μm以下、平均で、05~30μm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。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:003~010、Si:010~050、Mn:14~22、P:0025以下、S:0005以下、Al:0005~010、Nb:002~010、Ti:0001~0030、Mo:005~050、Cr:005~050、Ni:001~050を含み、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:50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、600~450°Cの温度域の冷却停止温度まで冷却する一次冷却と、さらに二次冷却として、該冷却停止温度から巻取温度までを、2°C/s以下の平均冷却速度で冷却するか、あるいは前記冷却停止温度から巻取温度までの温度域で20s以上滞留させる工程とし、前記巻取工程が、表面温度で巻取温度:450°C以上で巻き取る工程と、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。前記組成が、質量で、下記1式で定義されるMoeqが14~22の範囲を満足する組成であることを特徴とする請求項6に記載の低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。記Moeq=Mo036Cr077Mn007Ni....1ここで、Mn、Ni、Cr、Mo:各元素の含有量質量前記組成に加えてさらに、質量で、Cu:050以下、V:010以下、B:00005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6または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:00005~00050を含有することを特徴とする請求項6ないし8のいずれか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、スパイラル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を提供することを目的とする。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、板幅方向の引張強さが600MPa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、連続降伏型の応力歪曲線を示し、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に、造管後の鋼管強度、および鋼管靭性に及ぼす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硬質な塊状マルテンサ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し、さらに優れた靭性をも兼備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、さらに塊状マルテンサイトを微細に分散させることにより、靭性が顕著に向上することを知見した。本発明は、かかる知見に基づき、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:003~010、Si:010~050、Mn:14~22、P:0025以下、S:0005以下、Al:0005~010、Nb:002~010、Ti:0001~0030、Mo:005~050、Cr:005~050、Ni:001~050を含み、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、アスペクト比:50未満の塊状マルテンサイトを面積率で14~15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、前記組成が、次1式Moeq=Mo036Cr077Mn007Ni....1ここで、Mn、Ni、Cr、Mo:各元素の含有量質量で定義されるMoeqが14~22の範囲を満足する組成である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、Cu:050以下、V:010以下、B:00005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。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:00005~00050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、前記塊状マルテンサイトの大きさが、最大で50μm以下、平均で、05~30μmであることを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板。6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:003~010、Si:010~050、Mn:14~22、P:0025以下、S:0005以下、Al:0005~010、Nb:002~010、Ti:0001~0030、Mo:005~050、Cr:005~050、Ni:001~050を含み、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:50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、600~450°Cの温度域の冷却停止温度まで冷却し、さらに、該冷却停止温度から巻取温度までを、2°C/s以下の平均冷却速度で冷却するか、あるいは前記冷却停止温度から巻取温度までの温度域で20s以上滞留させる工程とし、前記巻取工程が、表面温度で巻取温度:450°C以上で巻き取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。76において、前記組成が、次1式Moeq=Mo036Cr077Mn007Ni....1ここで、Mn、Ni、Cr、Mo:各元素の含有量質量で定義されるMoeqが14~22の範囲を満足する組成であ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。86または7において、前記組成に加えてさらに、質量で、Cu:050以下、V:010以下、B:00005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。96ないし8のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量で、Ca:00005~00050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、板幅方向の引張強さが600MPa以上、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。また、本発明になる低降状比高強度熱延鋼板を素材として用いれば、耐震性に優れた建築用部材となる高強度スパイラル鋼管杭も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:003~010C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、010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003~010の範囲に限定した。なお、好ましくは004~009である。Si:010~050Si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、010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010~050の範囲に限定した。なお、好ましくは020~040である。Mn:14~22Mn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、14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14~22の範囲に限定した。なお、塊状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16~20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。好ましくは0015以下である。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。なお、好ましくは0004以下である。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。このような効果を獲るためには、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008以下である。Nb:002~010Nb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、炭化物あるいは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。熱間圧延後の冷却中に、熱間圧延により導入された転位上に炭化物あるいは炭窒化物として析出し、γ→α変態の核として作用し、ベイニティックフェライトの粒内生成を促進し、微細な塊状の未変態オーステナイト、ひいては微細な塊状のマルテンサイトの生成に寄与する。このような効果を得るためには002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、主相であるベイニティックフェライトの降伏強さの増加を招き、85以下の降伏比を確保することが困難となる。このため、Nbは002~010の範囲に限定した。なお、好ましくは003~007である。Ti:0001~0030Ti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、0030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0001~0030の範囲に限定した。なお、好ましくは0005~0025である。Mo:005~050Moは、焼入れ性向上に寄与し、ベイニティックフェライト中のCを未変態オーステナイト中に引き寄せ、未変態オーステナイトの焼入性を向上させることを介してマルテンサイト形成を促進する作用を有し、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元素である。このような効果を得るためには、005以上の含有を必要とする。一方、050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、Moは005~050の範囲に限定した。なお、好ましくは010~040である。Cr:005~050Crは、γ→α変態を遅延させ、焼入れ性向上に寄与し、マルテンサイト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、005以上の含有を必要とする。一方、050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、Crは005~050の範囲に限定した。なお、好ましくは020~045である。Ni:001~050Niは、焼入れ性向上に寄与し、マルテンサイト形成を促進することに加えて、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、050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、Niは001~050の範囲に限定した。なお、好ましくは030~045である。上記した成分が基本の成分であるが、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Moeq=Mo036Cr077Mn007Ni....1ここで、Mn、Ni、Cr、Mo:各元素の含有量質量で定義されるMoeqが、14~22の範囲を満足するように調整することが好ましい。Moeq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。Moeqが14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、Moeqが22を超えると、必要以上にマルテンサイトが生成し、靭性が低下する。このため、Moeqは14~22の範囲に限定することが好ましい。Moeqが15以上あれば、低降伏比となり、さらに変形能が向上する。このため、15以上とすることがより好ましい。本発明では、上記した成分の範囲で、さらに必要に応じて、選択元素として、Cu:050以下、V:010以下、B:00005以下のうちから選ばれた1種または2種以上、および/または、Ca:00005~00050を含有することができる。Cu:050以下、V:010以下、B:00005以下のうちから選ばれた1種または2種以上Cu、V、Bはいずれも、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。V、Cuは、固溶強化、あるいは析出強化を介して、また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。このような効果を得るためには、Cu:001以上、V:001以上、B:00001以上、含有することが好ましい。一方、V:010を超える含有は、溶接性を低下させ、B:00005を超える含有は、鋼板の靭性を低下させ、Cu:050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、Cu:050以下、V:010以下、B:00005以下に限定することが好ましい。Ca:00005~00050Caは、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、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ca:00005以上含有することが好ましい。一方、Ca:00050を超える含有は、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:00005~00050の範囲に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。不可避的不純物としては、N:0005以下、O:0005以下、Mg:0003以下、Sn:0005以下が許容できる。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を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、アスペクト比:50未満の塊状マルテンサイトを面積率で14~15で分散させた組織を有する。本発明でいう塊状マルテンサイトは、圧延後の冷却過程で未変態オーステナイトから旧γ粒界、あるいは旧γ粒内に生成したマルテンサイトである。本発明では、このような塊状マルテンサイトを、旧γ粒界、あるいは主相であるベイニティックフェライト粒とベイニティックフェライト粒の間に分散させる。マルテンサイトは、主相と比べ硬質であり、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高い引張強さを有するため、低降伏比を達成できることになる。また、マルテンサイトを、アスペクト比:50未満の塊状マルテンサイトとすることにより、周囲のベイニティックフェライトに、より多くの可動転位を導入することができ、変形能向上に効果を発揮する。マルテンサイトのアスペクト比が50を超えて大きくなると、棒状なマルテンサイト非塊状マルテンサイトとなり、所望の低降伏比を達成できなくなるが、マルテンサイト全量に対する面積率で30未満であれば許容できる。塊状マルテンサイトはマルテンサイト全量の面積率で70以上とすることが好ましい。このような効果を確保するためには、面積率で14以上の塊状マルテンサイトを分散させることが必要となる。塊状マルテンサイトが14未満では、所望の低降伏比を確保することが難しくなる。一方、塊状マルテンサイトが面積率で15を超えると、低温靭性が著しく低下する。このため、塊状マルテンサイトは14~15の範囲に限定した。なお、好ましくは10以下である。また、塊状マルテンサイトの大きさは、最大で5μm以下、平均で、05~30μmとすることが好ましい。塊状マルテンサイトの大きさが平均で30μmを超えて粗大化すると、脆性破壊の起点となりやすく、あるいは亀裂の伝播が促進させやすく、低温靭性が低下する。また、平均で05μm未満となると、粒が細かくなりすぎて、周辺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。このため、塊状マルテンサイトの大きさは、最大で50μm以下、平均で、05~30μmとすることが好ましい。なお、大きさは長辺長さと短辺長さの和の1/2を直径とした。そして、そのうちの最大のものを最大とし、得られた各粒の直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、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、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:50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:50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:50以上ベイニティックフェライトの微細化、および塊状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50以上とする。930°C以下の温度域での累積圧下率が50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、γ→α変態の核生成を促進するNbC等の析出サイトとなる転位が不足し、ベイニティックフェライトの粒内生成が不足し、塊状マルテンサイトを形成するための塊状の未変態γを微細かつ多数分散して残留させることができなくなる。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50以上に限定した。なお、好ましくは累積圧下率は80以下である。圧下率が80を超えて大きくしても、効果が飽和し、さらにセパレーションの発生が著しくなり、シャルピ-吸収エネルギーの低下を招く。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50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°C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、板厚中央部の温度で600~450°Cの温度域の冷却停止温度まで冷却する一次冷却と、さらに、二次冷却として、該冷却停止温度から巻取温度までを、2°C/s以下の平均冷却速度で冷却するか、あるいは冷却停止温度から巻取温度までの温度域で20s以上滞留させる工程とする。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。一次冷却の冷却速度は、板厚中央部で、750~600°Cの平均の冷却速度で、5~30°C/sの範囲とする。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を超える急冷とすると、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塊状マルテンサイトを微細分散することができなくなり、所望の低降伏比、所望の優れた低温靭性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単相組織となり、その後、焼戻されて焼戻マルテンサイト単相組織となり降伏比が高くなる。このため、仕上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。上記した冷却の冷却停止温度は600~450°Cの範囲の温度とする。冷却停止温度が上記した温度範囲より高温では、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、冷却停止温度が上記した温度域より低温では、未変態γがほぼ変態を完了して所望量の塊状マルテンサイトを確保できなくなる。本発明では、上記した一次冷却に続いて、二次冷却として、上記した冷却停止温度から巻取温度までの温度域の冷却を、図1に模式的に示すように緩冷却とする。この温度域を緩冷却とすることにより、C等の合金元素がさらに未変態γ中へ拡散して、未変態γが安定化して、その後の冷却により塊状マルテンサイトの生成が容易となる。このような緩冷却として、上記した冷却停止温度から巻取温度までを、平均で2°C/s以下の冷却速度、好ましくは15°C/s以下で冷却するか、あるいは上記した冷却停止温度から巻取温度までの温度域で20s以上滞留させる冷却とする。冷却停止温度から巻取温度までを、平均で2°C/s超の冷却速度で冷却すると、C等の合金元素が未変態γ中へ十分に拡散できず、未変態γの安定化が不十分となり、図1に点線で示す冷却のように、未変態γがベイニティックフェライト間に残存する形で棒状となり、所望の塊状マルテンサイトの生成が困難となる。なお、この二次冷却は、ランナウトテーブルの後段での注水を停止して行うことが好ましい。板厚の薄い鋼板では、所望の冷却条件を確保するために、鋼板上に残存する冷却水の完全除去、保温カバーの設置等で調整することが好ましい。さらに、上記した温度域で20s以上の滞留時間を確保するためには搬送速度を調整することが好ましい。二次冷却後、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:450°C以上で巻き取る工程と、する。巻取温度が450°C未満では、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450°C以上に限定した。上記した工程とすることにより、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素材として、通常の造管工程を経て、スパイラル鋼管、電縫鋼管とされる。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220mm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、該シートバーに、表2に示す条件で仕上圧延を行い熱延鋼板板厚:78~254mm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一次冷却と、表2に示す条件で二次冷却を行う冷却工程を施した。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、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。主相である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。なお、マルテンサイト粒のアスペクト比は、各粒における長手方向の長さ長辺とそれに直角な方向の長さ短辺との比、長辺/短辺、で算出するものとする。アスペクト比が50未満のマルテンサイト粒を塊状マルテンサイトと定義する。アスペクト比が50以上のマルテンサイトは、棒状マルテンサイトと称する。また、塊状マルテンサイトの大きさは、塊状マルテンサイト各粒の長辺長さと短辺長さの和の12を直径とし、得られた各粒の直径を算術平均し、その鋼板における塊状マルテンサイトの大きさの平均とした。なお、塊状マルテンサイト各粒の直径のうちの最大の値を塊状マルテンサイトの大きさの最大とした。測定したマルテンサイト粒は100個以上とした。2引張試験得られた熱延鋼板から、引張方向が、圧延方向と直角方向板幅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API-5Lに定める全厚試験片;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:1067mmφを製造した。得られた鋼管から、引張方向が管周方向となるように、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、板幅方向の引張強さが600MPa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、引張強さが低下しているか、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。