"質量にて、C=0.02~0.08、Si=0.05~0.5、Mn=1~2、Nb=0.03~0.12、Ti=0.005~0.05、を満足し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなる熱延鋼板であって、当該鋼板表面から板厚の1/2厚の深さにおけるミクロ組織において初析フェライト分率が3以上20以下で他が低温変態相及び1以下のパーライトであり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が1μm以上2.5μm以下かつエリア平均粒径が3μm以上9μm以下であり、前記エリア平均粒径の標準偏差が0.8μm以上2.3μm以下であり、また鋼板表面から板厚の1/2厚の深さにおいて鋼板表面に平行な面に対する{211}方向と{111}方向の反射X線強度比{211}/{111}が1.1以上であることを特徴とする熱延鋼板。前記熱延鋼板が、さらに質量にて、P≦0.03、S≦0.005、O≦0.003、Al=0.005~0.1、N=0.0015~0.006、Ca=0.0005~0.003、V≦0.150を含まない、Mo≦0.30を含まない、を含有し、且つ0<S/Ca<0.8N-14/48×Ti≧0、を満足することを特徴とする請求項1に記載の熱延鋼板。前記熱延鋼板が、さらに質量にて、Cr=0.05~0.3、Cu=0.05~0.3、Ni=0.05~0.3、B=0.0002~0.003、のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項2に記載の熱延鋼板。前記熱延鋼板が、さらに質量にて、REM=0.0005~0.02、を含有することを特徴とする請求項1に記載の熱延鋼板。前記熱延鋼板の中心偏析部の最高硬度が300Hv以下で、母材の平均硬度50Hv以上の偏析帯幅が200μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の熱延鋼板。質量にて、C=0.02~0.08、Si=0.05~0.5、Mn=1~2、Nb=0.03~0.12、Ti=0.005~0.05、を満足し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなる熱延鋼板を得るために溶製され、鋳造された鋳片を式1により求められるSRT温度以上、1260°C以下に加熱した後当該温度域で20分以上保持し、その後熱間圧延により熱延鋼板を製造するに際し、式2で求められる有効累積ひずみεeffで、粗圧延の有効累積ひずみが0.4以上、仕上げ圧延の有効累積ひずみが0.9以上且つ粗圧延の有効累積ひずみと仕上げ圧延の有効累積ひずみとの積が0.38以上となる熱間圧延を行い、当該熱間圧延をAr3変態点温度以上で終了した後、650°Cまでの温度域を前記鋼板の板厚中心部で2°C/sec以上50°C/sec以下の冷却速度で冷却後、520°C以上620°C以下の温度域で前記鋼板を巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。SRT°C=6670/2.26-logNbC-2731ここで、Nb、Cは、それぞれNbとCの鋼板中の含有量質量を示す。Eeff=Σεit,T2ここで、Eit,T=εi0/exp{t/τR2/3}、τR=τ0expQ/RT、τ0=8.46×10-6、Q=183200J、R=8.314J/Kmol、tは、粗圧延の場合は当該パスでの仕上げ圧延直前までの累積時間、仕上げ圧延の場合は冷却直前までの累積時間、Tは、当該パスでの圧延温度を示す。前記熱間圧延に際して熱間圧延の各圧延パス間で冷却を行うことを特徴とする請求項6に記載の熱延鋼板の製造方法。前記熱延鋼板を得るための鋳片を連続鋳造する際に、誘導電磁攪拌により溶鋼を旋回させながら鋳造し、鋳片の最終凝固位置における凝固収縮に見合うように前記連続鋳造の圧下量を制御することを特徴とする請求項6に記載の熱延鋼板の製造方法。前記熱延鋼板は、当該鋼板表面から板厚の1/2厚の深さにおけるミクロ組織において初析フェライト分率が3以上20以下で他が低温変態相及び1以下のパーライトであり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が1μm以上2.5μm以下かつエリア平均粒径が3μm以上9μm以下であり、前記エリア平均粒径の標準偏差が0.8μm以上2.3μm以下であり、また鋼板表面から板厚の1/2厚の深さにおいて鋼板表面に平行な面に対する{211}方向と{111}方向の反射X線強度比{211}/{111}が1.1以上であることを特徴とする請求項6に記載の熱延鋼板の製造方法。前記熱延鋼板が、さらに質量にて、P≦0.03、S≦0.005、O≦0.003、Al=0.005~0.1、N=0.0015~0.006、Ca=0.0005~0.003、V≦0.150を含まない、Mo≦0.30を含まない、を含有し、且つ0<S/Ca<0.8N-14/48×Ti≧0、を満足することを特徴とする請求項6に記載の熱延鋼板の製造方法。前記熱延鋼板が、さらに質量にて、Cr=0.05~0.3、Cu=0.05~0.3、Ni=0.05~0.3、B=0.0002~0.003、のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項10に記載の熱延鋼板の製造方法。プロジェクト毎に低温靭性の指標としてスペックインされる脆性破壊の伝播停止性能を評価するDWTTDropWeightTearTest試験での延性破面率SAは、API規格に準じて測定される値であり、一般的に厚肉高強度化するほど減少することが知られている。特に厚肉化は、板厚の増加により試験片ノッチ先端の応力状態が平面応力から平面ひずみへと遷移し三軸応力度を増加させる方向であり、板厚が16mmを超えるとその影響はさらに顕著になる。SAを向上させるための手段として制御圧延の強化、すなわち、オーステナイトでの未再結晶域温度での圧下率の増加が有効であることが知られている。天然ガスパイプライン用鋼管のように、内圧が高く、破裂後の減圧波の速度よりもき裂の伝播速度が速くなる場合に進展する延性破壊を防止する観点からは高い衝撃吸収エネルギーを求められる。セパレーションの発生は、見かけ上、SAを向上させるが、吸収エネルギーを低下させるので好ましくない。また、セパレーションが無いことをスペックインする需要家も増加傾向である。従って、このSAの向上とセパレーションの抑制を両立することが市場の要求に答える技術的方向性である。一方、ラインパイプ用鋼管はその製造プロセスにより、シームレス鋼管、UOE鋼管、電縫鋼管及びスパイラル鋼管と分類でき、その用途、サイズ等により選択がなされるが、シームレス鋼管を除いて、何れも板状の鋼板鋼帯を管状に成形された後に溶接によりシームされることで鋼管以下、パイプともいう。として製品化される特徴を持つ。さらに、これら溶接鋼管は素材に熱延鋼板以下、ホットコイルともいう。を用いるか、プレートを用いるかにより分類でき、前者は電縫鋼管及びスパイラル鋼管、後者はUOE鋼管である。高強度、大径、厚肉な用途には後者のUOE鋼管を用いるのが一般的であるが、コスト、納期の面で前者のホットコイルを素材とする電縫鋼管及びスパイラル鋼管が有利であり、その高強度化、大径化、厚肉化の要求が増している。ホットコイルを素材とする電縫鋼管とスパイラル鋼管の大きな違いは、その造管方法にある。前者の電縫鋼管がUOE鋼管と同様にパイプの長手方向と圧延方向が一致し、パイプの円周方向が圧延の幅方向に一致するのに対して、後者のスパイラル鋼管では溶接線がらせん状となるように造管され、必ずしも圧延方向がパイプ長手方向と、圧延の幅方向がパイプの円周方向と一致しない。ここで重要なのはパイプとしてスペックインされる特性はその殆どがパイプ円周方向についてであり、スパイラル鋼管の場合はホットコイルのR方向となる。R方向とは、スパイラル鋼管に造管した際に鋼管の円周方向に相当する方向をいう。造管時のパイプ径により決定されるが、概ね圧延方向に対して30~45°方向となる。一般的にホットコイルは、圧延の幅方向に強度、靭性ともに良好であるので、電縫鋼管の円周方向は圧延の幅方向になるので望ましい。しかし、スパイラル鋼管の円周方向はホットコイルのR方向であり、圧延方向とはある角度で傾くことになるので、強度、靭性ともに低下する。そのためにスパイラル鋼管用ホットコイルには同じAPI-X80規格YS:550MPa、TS:620~827MPaの鋼管でも圧延の幅方向に換算すると強度だけでも70~90MPa程度高くする必要があるので、より厳しい強度-靭性バランスが要求される。非特許文献1には、UOE鋼管においてはX120規格に相当する高強度鋼管の製造技術が開示されている。しかしながら、上記技術は、厚板プレートを素材とすることを前提としており、その高強度と厚肉化を両立させるためには、厚板製造工程の特徴である途中水冷停止型直接焼入れ法IDQ:InterruptedDirectQuenchを用い高冷却速度、低冷却停止温度にて達成されたもので、特に強度を担保するために焼き入れ強化組織強化が活用されているのが特徴である。プレートを製造する諸工程の一例を図1に示す。ここで、加熱工程では、スラブ再加熱を実行する。析出強化を考慮する必要がないことから、加熱オーステナイト粒の細粒化のため、低温で加熱する。靭性を向上させるための制御圧延の強化、すなわち、オーステナイトでの未再結晶域温度での圧下率の増加は、その圧延機がタンデムではなく単スタンドのリバース圧延機であるがゆえに如何様にでもスケジューリングできる。従って、制御圧延開始温度の管理をすれば目標とする靭性が得られる。また、厚板製造プロセスにおいては、仕上げ圧延機と冷却装置が距離的に離れているのが一般的であり、圧延終了から冷却開始まで40秒前後の時間があるためにオーステナイトでの再結晶や拡散的なフェライト変態により集合組織の配向が弱まりセパレーションの発生も抑制される。さらに、最近では厚板プロセスでは、強力な冷却装置によるACCAcceleratedCoolingが一般的になりつつあり、冷却速度の観点でもセパレーションの発生も抑制される傾向にある。本発明が対象としている電縫鋼管及びスパイラル鋼管素材であるホットコイルを製造する諸工程の一例を図2に示す。ここで、精錬の工程では、目的の鋼成分に鋼の元素構成を調整する。連続鋳造の工程では、電磁攪拌と軽圧下鋳造により中心偏析を低減する。スラブ再加熱の工程では、オーステナイトの再結晶化を抑制し、且つ析出物による析出強化を得るNbを溶体化する。粗圧延の工程では、オーステナイトの再結晶温度域で圧延し、再結晶オーステナイト粒を細粒化する。仕上げ圧延の工程では、オーステナイト未再結晶温度域で圧延し、制御圧延効果により変態後のα粒を細粒化する。巻き取りの工程では、適切な温度で巻き取ることによりNbCの析出強化を得る。このホットコイルの製造では、その工程の特徴として巻取り工程があり、巻取り装置コイラーの設備能力の制約から厚肉材を低温で巻き取ることが困難であるために焼き入れ強化に必要な低温冷却停止が不可能である。従って、焼き入れ強化による強度の確保は難しい。また、圧延後の冷却速度も16mm以上の板厚で板厚中心部の冷却速度を厚板製造プロセス並に速めることは、設備コストが掛かる。さらに、粗圧延機は単スタンドのリバース圧延機を備えている場合があるが、仕上げ圧延機は6、7スタンドのタンデム圧延機が普通であり、温度、圧下率、速度はそのマスフローにより必然的に決まってしまうため制約が多い。また、粗圧延から仕上げ圧延に移る粗バー厚もクロップシャーやF1スタンドのロールギャップに制約され、厚板プレート工程ほど再結晶域温度での圧下率を大きくすることはできない。特許文献1には、ラインパイプ用ホットコイルで高強度、厚肉化と低温靭性を両立させる技術として精錬時にCa-Siを添加することで介在物を球状化し、Nb、Ti、Mo、Niの強化元素に加えて結晶粒微細化効果のあるVを添加し、強度を担保するために低温圧延と低温巻取りを組み合わせる発明が開示されている。しかしながら、この技術は、仕上げ圧延温度が790~830°Cと比較的低温であるため、セパレーションの発生による吸収エネルギー低下や、低温圧延により圧延荷重が高くなるため操業安定性が懸念される。特許文献2には、電縫鋼管用ホットコイルで強度、低温靭性と共に優れた現地溶接性を実現する技術としてPCM値を限定して溶接部の硬度上昇を抑制すると共に、ミクロ組織をベイニティックフェライト単相し、さらにNbの析出割合を限定することで高強度と低温靭性を両立させる開示がある。しかしながら、この技術も微細な組織を得るために実質的に低温圧延が必要であり、セパレーションの発生による吸収エネルギー低下や、低温圧延により圧延荷重が高くなるため操業安定性が懸念される。特許文献3には、電縫鋼管及びスパイラル鋼管用ホットコイルで圧延後の冷却速度の下限を限定することで集合組織を制御してセパレーションを低減する技術が開示されている。しかしながら、16mm以上の板厚で且つX80の強度と靭性を両立するためには、セパレーションの抑制だけでなく圧延プロセスを制御することによりミクロ組織そのものを改善する必要がある。また、板厚16mm以上で板厚中心部の冷却速度を担保することは、現状では鋼板形状、通板性及びコイラーマンドレルへの噛み込みの容易さという観点で技術的障害が多い。特許文献4には、電縫鋼管用ホットコイルにおいてミクロ組織をベイニティックフェライト単相とし、Nb、V等の微細析出物により安定した強度が得られ、その組織の平均粒径を細粒な範囲に規定することで靭性を担保する技術が開示されている。しかしながら、電縫鋼管用のため板厚が高々ハーフインチ12.7mmの薄手が対象であり、板厚16mm以上で靭性を得るためのミクロ組織、粒径範囲を得るための製造方法に関しては全く記述されていない。また、スパイラル鋼管用ホットコイルのように電縫鋼管用よりも厳しい強度-靭性バランスが要求される用途が考慮されていない。そこで、本発明は、厳しい耐破壊特性が要求される地域特に寒冷地においてもその使用に耐えうる高靭性と、API5L-X80規格以上の強度を兼ね備え、輸送効率や現地溶接施工性などの観点からスパイラルパイプ用の熱延鋼板を提供することを課題とする。そのため、低温靭性の指標として、DWTTの延性破面率SAを-20°Cの試験温度において85以上に、セパレーションの発生で吸収エネルギーの低下が実質的に起こらないセパレーションインデックスを0.06mm/mm2以下に、セパレーションの発生での吸収エネルギーを240J以上に、さらに高強度化の観点から板厚16mm以上でAPI5L-X80規格引張強度が710~740MPa程度以上をクリアする高強度なスパイラルラインパイプ用の熱延鋼板ホットコイル及びその熱延鋼板を安価に安定して製造できる方法を提供することを目的とするものである。本発明者らは、上記課題を解決するため鋭意検討を重ねた結果、SAは鋼板厚さ方向の中心部におけるミクロ組織の結晶粒系に、吸収エネルギーはミクロ組織の初析フェライト分率に、SIは当該部分の反射X線強度にそれぞれ強い相関があることを知見し、本発明を成すに至った。そして、本発明の要旨は以下のとおりである。1質量にて、C=0.02~0.08、Si=0.05~0.5、Mn=1~2、Nb=0.03~0.12、Ti=0.005~0.05、を満足し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなる熱延鋼板であって、当該鋼板表面から板厚の1/2厚の深さにおけるミクロ組織において初析フェライト分率が3以上20以下で他が低温変態相及び1以下のパーライトであり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が1μm以上2.5μm以下かつエリア平均粒径が3μm以上9μm以下であり、前記エリア平均粒径の標準偏差が0.8μm以上2.3μm以下であり、また鋼板表面から板厚の1/2厚の深さにおいて鋼板表面に平行な面に対する{211}方向と{111}方向の反射X線強度比{211}/{111}が1.1以上であることを特徴とする熱延鋼板。ここで、不可避的不純物元素とは、意識的に添加したものではなく、原料中もしくは製造工程で不可避的に混入されるなどして、除外しようとしても除外できない不純物を言う。2前記鋼板が、さらに質量にて、P≦0.03、S≦0.005、O≦0.003、Al=0.005~0.1、N=0.0015~0.006、Ca=0.0005~0.003、V≦0.150を含まない、Mo≦0.30を含まない、を含有し、且つ0<S/Ca<0.8N-14/48×Ti≧0、を満足することを特徴とする1に記載の熱延鋼板。3前記鋼板が、さらに質量にて、Cr=0.05~0.3、Cu=0.05~0.3、Ni=0.05~0.3、B=0.0002~0.003、のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする2に記載の熱延鋼板。4前記鋼板が、さらに質量にて、REM=0.0005~0.02、を含有することを特徴とする1~3のいずれか1項に記載の熱延鋼板。5前記鋼板の中心偏析部の最高硬度が300Hv以下で、母材の平均硬度50Hv以上の偏析帯幅が200μm以下であることを特徴とする1~4のいずれか1項に記載の熱延鋼板。6質量にて、C=0.02~0.08、Si=0.05~0.5、Mn=1~2、Nb=0.03~0.12、Ti=0.005~0.05、を満足し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなる熱延鋼板を得るために溶製され、鋳造された鋳片を式1により求められるSRT温度以上、1260°C以下に加熱した後当該温度域で20分以上保持し、その後熱間圧延により熱延鋼板を製造するに際し、式2で求められる有効累積ひずみεeffで、粗圧延の有効累積ひずみが0.4以上、仕上げ圧延の有効累積ひずみが0.9以上且つ粗圧延の有効累積ひずみと仕上げ圧延の有効累積ひずみとの積が0.38以上となる熱間圧延を行い、当該熱間圧延をAr3変態点温度以上で終了した後、650°Cまでの温度域を前記鋼板の板厚中心部で2°C/sec以上50°C/sec以下の冷却速度で冷却後、520°C以上620°C以下の温度域で前記鋼板を巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。SRT°C=6670/2.26-logNbC-2731ここで、Nb、Cは、それぞれNbとCの鋼板中の含有量質量を示す。Eeff=Σεit,T2ここで、Eit,T=εi0/exp{t/τR2/3}、τR=τ0expQ/RT、τ0=8.46×10-6、Q=183200J、R=8.314J/Kmol、tは、粗圧延の場合は当該パスでの仕上げ圧延直前までの累積時間、仕上げ圧延の場合は冷却直前までの累積時間、Tは、当該パスでの圧延温度を示す。ここで、有効累積ひずみとは、靭性の向上に有効な結晶粒の細粒化の指標である。すなわち、新たな結晶粒の生成サイト数と再結晶粒の粒成長の速度に関わり、その値が大きいほど生成サイト数が増加し、且つ粒成長が抑制される。粗圧延の有効累積ひずみとは、仕上げ圧延直前、すなわち未再結晶行き圧延直前までの有効累積ひずみと定義される。仕上げ圧延の有効累積ひずみとは、圧延終了後の冷却直前、すなわちγ→α変態直前のひずみを式2を用いて算出した数値である。熱間圧延とはオーステナイト温度域で、ロール間に材料を通して板厚を圧下減少させ、所定の形状にする塑性加工を言う。7前記熱間圧延に際して熱間圧延の各圧延パス間で冷却を行うことを特徴とする6に記載の熱延鋼板の製造方法。8前記熱延鋼板を得るための鋳片を連続鋳造する際に、誘導電磁攪拌により溶鋼を旋回させながら鋳造し、鋳片の最終凝固位置における凝固収縮に見合うように前記連続鋳造の圧下量を制御することを特徴とする5または6に記載の熱延鋼板の製造方法。誘導電磁攪拌とは、連鋳プロセスにおいて中心濃縮偏析を回避するために鋳片内の未凝固部分をモールド内電磁攪拌装置により作られる交流移動磁界によって,導電体である溶鋼中に渦電流が誘導され,その渦電流と移動磁界との間に発生する電磁力で溶鋼そのものを攪拌する技術である。最終凝固位置とは連続鋳造されたスラブが全厚で凝固完了する位置を言う。9前記熱延鋼板は、当該鋼板表面から板厚の1/2厚の深さにおけるミクロ組織において初析フェライト分率が3以上20以下で他が低温変態相及び1以下のパーライトであり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が1μm以上2.5μm以下かつエリア平均粒径が3μm以上9μm以下であり、前記エリア平均粒径の標準偏差が0.8μm以上2.3μm以下であり、また鋼板表面から板厚の1/2厚の深さにおいて鋼板表面に平行な面に対する{211}方向と{111}方向の反射X線強度比{211}/{111}が1.1以上であることを特徴とする6に記載の熱延鋼板の製造方法。10前記熱延鋼板が、さらに質量にて、P≦0.03、S≦0.005、O≦0.003、Al=0.005~0.1、N=0.0015~0.006、Ca=0.0005~0.003、V≦0.150を含まない、Mo≦0.30を含まない、を含有し、且つ0<S/Ca<0.8N-14/48×Ti≧0、を満足することを特徴とする6に記載の熱延鋼板の製造方法。11前記熱延鋼板が、さらに質量にて、Cr=0.05~0.3、Cu=0.05~0.3、Ni=0.05~0.3、B=0.0002~0.003、のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする10に記載の熱延鋼板の製造方法。本発明の熱延鋼板を電縫鋼管及びスパイラル鋼管に用いることにより厳しい耐破壊特性が要求される寒冷地においても16mm以上の板厚でAPI5L-X80規格以上の高強度なスパイラルラインパイプが製造可能となるばかりでなく、本発明の製造方法により、スパイラル鋼管用ホットコイルを安価に安定的に得ることが可能となる。本発明者等は、まず、スパイラルラインパイプ用途を前提に強度と靭性に優れた熱延鋼板を念頭に、ホットコイル製造工程にて生産される熱延鋼板のDWTTの-20°Cでの延性破面率SA-20°C及びセパレーションについて、詳細にその破断面を観察した。その結果、見かけ上100のSAが得られている破断面のものでもセパレーションが顕著に発生しているものについてその発生の形態を詳しく調べると、1発生位置が板厚中心部ではなく、短く多数発生しているもの、2板厚中心部に発生しているものの二種類の形態に分類できることを知見した。但し、セパレーションインデックス以下:S.I.として定量化した場合、形態2の寄与は小さく、殆どの場合は形態1を抑制できれば、実用上問題のないレベルであることを確認した。形態1を詳しく調べると、このセパレーションは主に結晶粒界と思われる箇所で分離されていることが断面のSEM観察等で分かった。すなわち、形態1のセパレーションを発生させる原因に各結晶粒の結晶方位が関係していることがわかった。また、形態2を詳しく調べると板厚の中心付近より発生したき裂面と試験片板厚方向に対して共に垂直なセパレーションをSEMで用いて観察したところ、いわゆる擬似へき開と言われている割れと同一であると推定された。すなわち、Sの添加量が制限されている場合やCaの添加がされていない場合に破壊の起点となりうる粗大なMnS等の介在物が、その起点と思われる箇所に必ずしも観察されないことが判明した。さらに、へき開部分と中心偏析によりMn等の元素が濃化している部位が一致することも分かった。すなわち、形態2のセパレーションを発生させる原因に中心偏析が幾らかの割合を占めている可能性が強く示唆された。一般的にセパレーションの発生は遷移温度を低温化するため、低温靭性にとって好ましいと考えられている。しかし、ガスラインパイプのように耐不安定延性破壊性が問題となる場合は、これを向上させるためにアッパーシェルフエネルギーを向上させる必要があり、そのためにはセパレーションの発生を抑制しつつ、遷移温度を低温化することが必要である。そこで、DWTTの-20°Cでの延性破面率SA-20°C及びセパレーションと鋼板のミクロ組織、粒径、集合組織及び中心偏析との関係を調査するために、例としてAPI5L-X80規格の場合を想定した調査を行い以下のことを明らかにした。表1に示す成分の溶鋼を連続鋳造する際にスラブの中心偏析の程度を変えるためREM稀土類元素を添加し、誘導電磁攪拌により溶鋼を旋回させながら鋳造し、鋳片の最終凝固位置における凝固収縮に見合うように圧下量を制御しながら軽圧下する誘導電磁攪拌軽圧下の実施、未実施の二水準でスラブ鋳造を行なった。さらに、製品鋼板としての結晶粒径、ミクロ組織を変化させるために、得られた鋳片を熱間圧延する際に圧延条件及び冷却条件を様々に変化させた。特に、再結晶温度域でのパススケジュールと未再結晶温度域のパススケジュールについては、その効果を詳細に検討した。なお、製品の鋼板板厚は18.4mmである。得られた製品コイルのテール10m位置より、サンプルを採取し、そこから各種試験片を切出した。引張試験はR方向よりJISZ2201に記載の5号試験片を切出し、JISZ2241の方法に従って実施した。DWTTDropWeightTearTest試験はR方向より、300mmL×75mmW×板厚tmmの短冊状の試験片を切り出し、これに5mmのプレスノッチを施したテストピースを作製して実施した。DWTT試験を実施後、その延性破面率SA-20°Cを測定すると共に、破断面に発生したセパレーションの程度を数値化するためにセパレーションインデックス以下:S.I.を測定した。S.I.は板面に平行なセパレーション全長Σili:liは各々セパレーション長さを断面積板厚×75-ノッチ深さで除した値と定義した。さらに、DWTT試験片各々の結晶粒径、集合組織、ミクロ組織及び中心偏析を調査するために図3に示すようにミクロサンプルを切出した。切出したミクロサンプルよりまず、結晶粒径とミクロ組織を測定するためにEBSP-OIMTMElectronBackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicroscopyを用いた。サンプルはコロイダルシリカ研磨剤で30~60分研磨し、倍率400倍、160μm×256μmエリア、測定ステップ0.5μmの測定条件でEBSP測定を実施した。EBSP-OIMTM法は走査型電子顕微鏡SEM内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短待間で測定する装置及びソフトウエアで構成されている。EBSP法ではバルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはSEMで観察できる領域で、SEMの分解能にもよるが、最小20nmの分解能で分析できる。解析は数時間かけて、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。本発明においては、その結晶粒の方位差を一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値である15°と定義してマッピングした画像より粒を可視化し、平均結晶粒径を求めた。後で詳細に説明するが、結晶粒の粒径ごとの個数分布をとったときの平均粒径粒径の総和/結晶粒個数を個数平均粒径とし、また、結晶粒径ごとの個数分布にその粒径の平均面積を乗じたものの分布をとったときの平均粒径平均面積に該当する粒径をエリア平均粒径とする。個数平均粒径、エリア平均粒径、及びエリア平均粒径の標準偏差とはEBSP-OIMTMにて得られる値である。また、ミクロ組織については、EBSP-OIMTMに装備されているKernelAverageMisorientationKAM法にて初析フェライト体積分率を求めた。KAM法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う6個第一近似もしくはさらにその外側12第二近似、さらにはさらにその外側の18個第三近似のピクセル間の方位差の平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行う。粒界を越えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。すなわち、このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。なお、本発明において解析条件はEBSP-OIMTMにおいて隣接するピクセル間の方位差を計算する条件は第三近似として、この方位差が5°以下となるものを表示させた。ここで初析フェライトとは、ポリゴナルフェライトを意味している。本発明では、初析フェライトを上記の方位差第三近似1°以下と算出されたピクセルの面性分率と定義した。これは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さく、これまで発明者らが実施してきた様々な調査結果より、光学顕微鏡観察で得られるポリゴナルなフェライト体積分率とKAM法にて測定した方位差第三近似1°で得られるエリアの面積分率がほぼよい一致をするためである。さらに、結晶方位の情報を得るため反射X線面強度比を測定した。反射X線面強度比以下:面強度比とは、鋼板の板厚中心部鋼板表面から板厚の1/2の深さ部分における鋼板表面に平行面に対する{211}方向と{111}方向の反射X線面強度以下、特に断らない限り{211}、{111}と表す。の比、すなわち{211}/{111}と定義した値で、ASTMStandardsDesignation81-63に示された方法でX線を用いて測定されるべき値である。本実験の測定装置は、理学電機製、RINT1500型、X線測定装置を用いている。測定は、測定速度40回/分で行い、X線源としてMo-Kαを用い管電圧60kV、管電流200mAの条件で、フィルターとしてZr-Kβを使った。ゴニオメータは、広角ゴニオメータを使ってステップ幅は0.010°で、スリットは発散スリット1°、散乱スリット1°、受光スリット0.15mmである。次に、中心偏析の定量化であるが、EPMAElectronProbeMicroAnalyzer、又はEPMAによる測定結果を画像処理することができるCMAComputerAidedMicroAnalyzerによって鋼板のMn濃度分布を測定する。この際、EPMA又はCMAのプローブ径によって最大Mn偏析量の数値が変化する。本発明者らは、プローブ径を2μmとすることにより、適正にMnの偏析を評価できることを見出した。なお、MnSなどの介在物が存在するとMn偏析量が見かけ上大きくなるので、介在物が当たった場合はその値は除いて評価した。本発明において最大Mn偏析量とは、この測定方法で鋼板の中心偏析部、即ち鋼板の断面の中央部の少なくとも板厚方向1mm、板幅方向3mmのエリアを測定し、各板厚方向位置での板幅方向の平均値をMn濃度とし、このMn濃度のうち中心偏析部の最大のMn量wtと定義した。このように測定したMnの中心偏析部位をマイクロビッカース硬度計にて測定し、硬度で中心偏析部を定義することもできる。例えば、マイクロビッカース硬度計で25g×15秒で中心偏析部を中心に50μmピッチで板厚方向1mm、板幅方向3mmのエリアを測定し、各板厚方向位置での板幅方向のマイクロビッカース硬度の平均値のうち最大の硬度を、中心偏析部の最高硬度と定義する。そして、この各板厚方向位置の平均硬度のうち中心偏析部の最高硬度を除いた平均硬度を更に平均したものを母材の平均硬度と定義する。その母材の平均硬度50Hv以上の硬度となるエリアを中心偏析部と定義することができる。図4に、引張強度が710~740MPaの範囲である条件のSA-20°Cを個数平均粒径、エリア平均粒径との関係で示した。個数平均粒径が2.5μm以下、かつエリア平均粒径が9μm以下であるとSA-20°C≧85となることが明らかとなった。また、REM添加誘導電磁攪拌軽圧下を実施することで同じようなミクロ組織であってもSA-20°Cが更に向上することも明らかとなった。この試験において、破断面を詳細に観察したところDWTT試験片のプレスノッチ直下から発生したと推定される脆性き裂による脆性破面が一旦は延性破面に変化しているが、板厚の中心付近より発生したき裂面と試験片板厚方向に対して共に垂直な擬似へき開が、再び脆性破面の起点となっていることを知見した。すなわち、中心偏析はSA-20°Cに影響を及ぼすことが明らかとなった。即ち、中心偏析を低減させることは、SIを減少させ、それによる吸収エネルギーを増加させる効果があることが判明した。但し、これらSA-20°Cの値は何れも2試料の平均値であり、個々の試験片ではSA-20°C≧85を満たさないものも存在した。そこで、2試料のSA-20°Cの差ΔSAと上述したEBSP-OIMTMにて得られたエリア平均粒径の標準偏差の関係を調べた。その結果を図5に示す。エリア平均粒径の標準偏差が2.3μm以下であればΔSA-20°Cが20以下となり、靭性のバラツキがこの範囲で抑制されることが明らかとなった。ΔSA-20°Cが20以下であれば、平均値としてのSA-20°C≧85を確保するにあたり、SA-20°Cの最小値が75程度で抑えられる、実用上許容される範囲となる。面強度比とS.I.の関係を図6に示す。面強度比が1.1以上でS.I.が低位安定化し、0.03以下の値となることがわかった。すなわち、面強度比を1.1以上に制御すればセパレーションを実用上問題のないレベルに抑制できることが判明した。さらに望ましくは、面強度比を1.2以上に制御することにより、S.I.を0.02以下にすることができる。また、セパレーションの抑制により、DWTT試験におけるアッパーシェルフエネルギーが向上する明らかな傾向も認められた。すなわち、面強度比{211}/{111}が1.1以上となればセパレーションの発生が抑制されS.I.が0.03以下で低位安定化し、耐不安定延性破壊の指標であるアッパーシェルフエネルギーのセパレーションの発生に起因する低下が抑えられ、10000J以上のエネルギーが得られる。なお、面内塑性異方性抑制の観点から、面強度比を0.9以下とすることが好ましい。セパレーションはバンド状に分布した{111}と{100}の結晶学的コロニーの塑性異方性に起因し、これら隣接したコロニーの境界面に発生すると考えられている。これらの結晶学的コロニーのうち{111}は、特にAr3変態点温度未満のαフェライトγオーステナイト二相域圧延でより発達することが明らかとなっている。一方、Ar3変態点温度以上のγ域の未再結晶温度で圧延を実施するとFCC金属の代表的な圧延集合組織であるCu型の集合組織が強く形成され、γ→α変態後にも{111}が発達した集合組織が形成されることが知られており、これら集合組織の発達を抑制することで、セパレーションの発生を回避できる。次に、吸収エネルギーとミクロ組織の関係を調査するためにVノッチシャルピー試験を実施し、その破断面近傍よりミクロサンプルを切り出し、その吸収エネルギーvE-20°Cと初析フェライト分率の関係を調査した。なお、シャルピー衝撃試験は板厚中心のR方向よりJISZ2202に記載の試験片を切出し、JISZ2242の方法に従って実施した。初析フェライト分率は上述のEBSP-OIMTM法にて得られた値である。図7に引張強度が710~740MPaの範囲である条件の初析フェライト分率とvE-20°Cの関係を示す。初析フェライト分率とvE-20°Cにはよい相関があり、初析フェライト分率が3以上でvE-20°Cが240Jの目標値が得られることが明らかとなった。中心偏析がSA-20°CとS.I.に及ぼす影響についてさらに詳細に調査した結果を図8に示す。中心偏析部とは、鋼板の断面中央部にあるC、P、Mn、NbTi等の凝固偏析しやすい元素を含む偏析層のことであり、前述したMnの中心偏析も含むものである。中心偏析部の硬度ビッカース硬度Hvが、最高硬度≦300Hvであり、かつ母材の平均硬度50Hv以上の偏析帯の幅鋼板幅方向の長さが200μm以下であるとSA-20°C≧85、S.I.≦0.03mm-2となり、SA-20°C、S.I.ともに目標値をクリアできることが明らかとなった。本発明において用いる熱延鋼板は、例えば、質量にて、以下の化学成分を含有し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなる鋼板である。C=0.02~0.08、Si=0.05~0.5、Mn=1~2、Nb=0.03~0.12、Ti=0.005~0.05、P≦0.03、S≦0.005、O≦0.003、Al=0.005~0.1、N=0.0015~0.006、Ca=0.0005~0.003、V≦0.150を含まない、Mo≦0.30を含まない、を含有し、且つ0<S/Ca<0.8N-14/48×Ti≧0このとき、熱延鋼板が、さらに質量にて、以下の元素のうち一種または二種以上を含有するようにしても良い。Cr=0.05~0.3、Cu=0.05~0.3、Ni=0.05~0.3、B=0.0002~0.003続いて、本発明における熱延鋼板について、その化学成分の限定理由について説明する。Cは、目的とするAPI5L-X80規格以上の強度、ミクロ組織を得るために必要な元素である。但し、0.02未満では必要な強度を得ることが出来ず、0.06超添加すると破壊の起点となる炭化物が多く形成されるようになり靭性、特に吸収エネルギーを低下されるばかりでなく、現地溶接性が著しく劣化する。従って、Cの添加量は0.02以上0.06以下とする。また、圧延後の冷却において冷却速度によらず均質な強度を得るためには0.05以下が望ましい。Siは、破壊の起点となる炭化物の析出を抑制する効果があるので0.05以上添加するが、0.5を超添加すると現地溶接性が劣化する。現地溶接性の観点で汎用性を考慮すると0.3以下が望ましい。さらに0.15超ではタイガーストライプ状のスケール模様を発生させ表面の美観が損なわれる恐れがあるので、望ましくは、その上限を0.15とする。Mnは、固溶強化元素であるので必要に応じて添加する。しかしながら、鋳造時に鋳片中心に偏析して、セパレーションの起点となる硬質な偏析バンドを形成する。そのため2超添加するとどのように鋳造しても最大Mn偏析量が2超になる可能性が大きく、SIを悪化させ、本発明の要件を満たさなくなる。最大Mn偏析量の変動も加味してSIを低減するためには1.8以下とすることが望ましい。Pは、不純物であり低いほど望ましく、0.03超含有すると連続鋳造鋼片の中心部に偏析し、粒界破壊を起こし低温靭性を著しく低下させるので、0.03以下とする。さらにPは、造管及び現地での溶接性に悪影響を及ぼすのでこれらを考慮すると0.015以下が望ましい。Sは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると低温靭性を劣化させるので、0.005以下とする。さらに、Sは連続鋳造鋼片の中心付近にMnSとして偏析し、圧延後に伸張したMnSを形成し脆性破壊の起点となるばかりでなく、二枚板割れ等の擬似セパレーション本発明ではセパレーションとして取り扱うの発生の原因となる。また、耐サワー性を考慮すると0.001以下が望ましい。Oは、不純物であり、酸化物の集積を抑制して、耐水素誘起割れ性を向上させるために、上限を0.003以下に制限する。酸化物の生成を抑制して、母材及びHAZ靭性を向上させるためには、O量の上限値を0.002以下とすることが望ましい。Alは、脱酸元素であり、その効果を得るためには0.005以上添加する。一方、添加量が0.1を超えて添加しても効果が飽和する。また0.03を超えるとAl酸化物の集積クラスターが確認されるため、0.03以下とすることが望ましい。さらに厳しい低温靭性が要求される場合には、Al量の上限を0.017以下にすることが好ましい。Nbは、本発明において最も重要な元素の一つである。Nbは固溶状態でのドラッギング効果及び/または炭窒化析出物としてのピンニング効果により圧延中もしくは圧延後のオーステナイトの回復再結晶及び粒成長を抑制し、変態後の平均結晶粒径を細粒化し、低温靭性を向上させる効果を有する。さらに、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。但し、これらの効果を得るためには少なくとも0.05以上の添加が必要である。一方、0.12超添加してもその効果が飽和するだけでなく、熱間圧延前の加熱工程で固溶させるのが難しくなり、粗大な炭窒化物を形成して破壊の起点となり、低温靭性や耐サワー性を劣化させる恐れがある。Tiは、本発明において最も重要な元素の一つである。Tiは、連続鋳造もしくはインゴット鋳造で得られる鋳片の凝固直後の高温で窒化物として析出を開始する。このTi窒化物を含む析出物は高温で安定であり、後のスラブ再加熱においても完全に固溶することなく、ピンニング効果を発揮し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ミクロ組織を微細化して低温靭性を改善する。このような効果を得るためには、少なくとも0.005以上のTi添加が必要である。一方、0.02超添加しても、その効果が飽和する。さらに、Ti添加量がNとの化学量論組成超N-14/48×Ti≦0となると、残存したTiがCと結合し、耐HIC性や靱性を低下させるおそれがある。Caは硫化物CaSを生成し、圧延方向に伸長するMnSの生成を抑制し、低温靭性の改善に顕著に寄与する元素である。Caの添加量が0.0005未満では、効果が得られないため、下限値を0.0005以上とする。一方、Caの添加量が0.003を超えると、Ca酸化物が集積し、同じく脆性破壊の起点となる恐れがあるため、上限を0.003以下とする。本発明では、Caを添加して、CaSを形成させることにより、Sを固定するため、S/Caの比は重要な指標である。SとCaの原子量より化学量論的にはS/16=Ca/20であるべきである。すなわち、S/Caの比が、0.8以上であると、MnSが生成し、圧延時に延伸化したMnSが形成される。その結果、低温靭性が劣化する。したがって、S/Caの比を0.8未満とした。Nは、上述したようにTi窒化物を形成し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制して後の制御圧延においてオーステナイト粒径を細粒化し、変態後の平均粒径を細粒化することで低温靭性を改善する。但し、その含有量が0.0015未満では、その効果が得られない。一方、0.006超含有すると時効により延性が低下し、造管する際の成形性が低下する。N含有量がTiとの化学量論組成未満N-14/48×Ti≦0となると残存したがCと結合し、耐HIC性や靱性を低下させる恐れがある。次にV、Mo、Cr、Ni、Cuを添加する理由について説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は本発明の鋼の優れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の強度靭性などの特性の向上を図るためである。Vは、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭窒化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。但し、0.15超添加してもその効果は飽和する。また、0.1以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、0.1未満が望ましい。また、微量でも効果を奏するが、0.02以上添加することが望ましい。Moは、焼入れ性を向上させ、強度を上昇させる効果がある。また、MoはNbと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組織を微細化し、低温靭性を向上させる効果がある。但し、0.3超添加してもその効果は飽和する。また、0.2以上添加すると延性が低下し、造管する際の成形性が低下させる懸念があるので、0.2未満が望ましい。また、微量でも効果を奏するが、0.02以上添加することが望ましい。Crは、強度を上昇させる効果がある。但し、0.3超添加してもその効果は飽和する。また、0.15以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、0.15未満が望ましい。また、0.05未満添加してもその効果は期待できないため、0.05以上添加することが望ましい。Cuは、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上に効果がある。但し、0.3超添加してもその効果は飽和する。また、0.2以上添加すると熱間圧延時に脆化割れを生じ、表面疵の原因となる懸念があるので、0.2未満が望ましい。また、0.05未満添加してもその効果は期待できないため、0.05以上添加することが望ましい。Niは、MnやCr、Moに比較して圧延組織特にスラブの中心偏析帯中に低温靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、従って、低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく強度を向上させる効果がある。但し、0.3超添加してもその効果は飽和する。また、Cuの熱間脆化を防止する効果があるのでCu量の1/3以上を目安に添加する。0.05未満添加してもその効果は期待できないため、下限を0.05とする。Bは、焼き入れ性を向上させ、連続冷却変態組織を得やすくする効果がある。さらにBはMoの焼入れ性向上効果を高めると共に、Nbと共存して相乗的に焼入れ性を増す効果がある。従って、必要に応じ添加する。但し、0.0002未満ではその効果を得るために不十分であり、0.003超添加するとスラブ割れが起こる。REMは、アルミナ系介在物を改質することにより、微細な酸化物を溶鋼中に均一に分散し、さらにこれら酸化物が等軸晶生成の核になり易くする効果がある。但し、0.0005未満添加してもその効果がなく、0.02超添加するとそれらの酸化物が大量に生成してクラスター、粗大介在物して生成し、溶接シームの低温靭性の劣化や、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。また、破壊の起点となり、耐サワー性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。次に本発明における鋼板のミクロ組織等ついて詳細に説明する。鋼板のミクロ組織は、目的の強度及び低温靭性等を達成するためには、鋼板板厚の1/2厚の深さにおけるミクロ組織で初析フェライト分率が3以上20以下で他が低温変態生成物であり、ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が2.5μm以下、かつエリア平均粒径が9μm以下、その標準偏差が2.3μm以下であることが必要である。16mm以上の板厚の場合に板の表裏面と板厚中心には大きな温度偏差が生じ、圧延開始から終了までの各板厚位置での温度履歴が直接的にミクロ組織等の形成に影響する。特に板厚中心部はその3軸応力度が最も高く、破壊の起点は板厚中心部である。さらに、そのミクロ組織等とSA等の材質が最もよい相関があった事実から1/2厚でのミクロ組織等を全板厚の代表とした。ここで、個数平均結晶粒径とエリア平均粒径の違いについて言及する。この数値は何れも上述したEBSP-OIMTM法により得られる。何れも一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値である15°と定義して粒界とし、その粒界に囲まれた領域が結晶粒である。この測定された粒のサイズ分布をヒストグラムで描き、その平均値が本発明で定義する個数平均結晶粒径である。一方、このヒストグラムのサイズステップごとの数値にその平均面積を重み付け積を求めるをしたヒストグラムを描き、その平均値が本発明で定義するエリア平均粒径である。この値は、光学顕微鏡観察等を肉眼で見えるミクロ組織の印象やJISに定義されている比較法、切断法により近い値となる。ここで、本発明が対象とするスパイラルラインパイプ用のホットコイルのミクロ組織は、詳細に見ると本発明で定義する初析フェライトに相当する非常に細粒な組織とそれ以外、すなわち、比較的粒径が粗大で旧オーステナイト粒径と関連し、マッシブに変態したと推定される低温変態相に分類される。言い換えると個数平均結晶粒径とはこの初析フェライトの粒径を主に代表しており、エリア平均粒径は低温変態相の粒径を代表している。また、標準偏差はこれらの粒径差を表す指標となっている。本発明者らの詳細な研究の成果によると、これまで考えられてきた結晶粒と靭性の関係において細粒化するほど靭性が向上するという解釈は汎用的な法則ではなく、ミクロ組織がフェライトもしくはベイナイト等のほぼ単一相と見なせる場合にのみ成り立つ関係である。本発明で対象としているようにAPI-X80グレードの高強度鋼の場合は必然的にミクロ組織が初析フェライトと低温変態相の混合したミクロ組織となるため、一般的な平均結晶粒径はエリア平均粒径すなわち低温変態相の粒径を代表しているに過ぎず適当ではない。さらに、へき開破壊においては最弱リンクモデルが提案されている。これは、例えばへき開破壊の場合、き裂先端近傍だけでなく、塑性域全部にわたってき裂発生起点となりうる。これをプロセスゾーンと定義するとその中で最も弱い単位が破壊すれば全体の破壊に至るというものである。この場合、初析フェライトと低温変態相のどちらが最も弱い単位であるかは別として、その各々でその弱さの下限を規定する閾値この場合は個数平均結晶粒径とエリア平均粒径が必要となる。また、これらのバラツキも重要であり、安定した靭性を得るためには。その標準偏差も規定しなければならない。本発明において、操業上の困難性を考慮して、個数平均結晶粒径は1μm以上、エリア平均粒径は3μm以上、標準偏差は0.8μm以上であることが好ましい。本発明においてそれらの閾値は、個数平均結晶粒径が1μm以上2.5μm以下、かつエリア平均粒径が3μm以上9μm以下、その標準偏差が0.8μm以上2.3μm以下である。初析フェライトは、比較的延性に富んだミクロ組織であり、その効果により、体積分率が増加すると吸収エネルギーを増加させる。目的とする吸収エネルギーを得るためには3以上の初析フェライトが必要であるが、20を超えるその効果が飽和するだけでなく、強度の低下が顕著になる。従って、初析フェライトは、3以上20以下であることが必要である。なた、初析フェライトの存在は造管後の鋼管の降伏比を低減するのに有効である。特に最近ではStrainBasedDesignで設計されることが主流になりつつあり、造管後の降伏強度を下げることが望まれている。造管後の降伏比を求められている0.93以下とするためには、初析フェライトを少なくとも体積分率で3以上含むことが望ましいさらに、20以下に制御することで吸収エネルギーの増加とセパレーションの抑制に顕著な効果がある。これは、初析フェライトと低温変態相との境界を伝播する擬似へき開破壊が抑制されるためと推定される。セパレーションのうち、板厚中心の中心偏析の影響を受けていないと推定されるものに関しては、バンド状に分布した{111}と{100}の結晶学的コロニーの塑性異方性に起因し、これら隣接したコロニーの境界面に発生すると考えられている。そこでこれらの指標として、板厚中央部の板面に平行な{211}面と{111}面との反射X線強度比{211}/{111}を用い、この値が1.1以上であると結晶学的コロニーの塑性異方性がセパレーションをほぼ抑制できるレベルまで抑制できる。スラブ鋳造の際に生じる中心偏析は、DWTT試験での脆性き裂の伝播に悪影響を及ぼし、さらにセパレーションの発生を助長する。DWTT試験は、試験の際にプレスノッチ部から発生した脆性き裂の伝播を、延性破面を形成する塑性変形で如何に遅延させるかを評価する試験方法であるが、中心偏析の結果として生じる硬質なバンド状組織は、塑性変形しにくいために脆性き裂の伝播を促進する。また、中心偏析はセパレーションの起点となる擬似へき開を発生させる。従って、低温靭性の指標であるDWTTのSAをセパレーションの発生を抑制しつつ向上させるためには極力中心偏析、特にMnのそれを低減すべきである。しかしながら、中心偏析部の最高硬度が300Hv以下で、母材平均硬度50Hv以上の偏析帯幅が200μm以下ならば、SAを担保した上でセパレーションの発生を抑制できる。また、板厚方向の硬質なバンド状組織の幅も狭い方が、望ましくMn濃度1.8以上の偏析帯の厚さが板厚方向で140μm以下ならば、更にセパレーションの発生を抑制できる。鋼板の強度を得るためには上記のミクロ組織中に比較的強度が高い低温変態相を含んでいるだけでは強度が不足する場合があり、その場合はミクロ組織全体を析出強化するためにナノメータサイズのNbを含む析出物が密に分散されていることが重要である。これらナノメータサイズの析出物の組成は、Nbを主体としているが、炭窒化物を形成するTi、V、Mo、Crも含まれていることも許容する。また、これらの析出物が適切に強化に寄与するためには巻取り温度の範囲が520°C~620°Cにする。但し、ランナウトテーブルでの冷却速度が板厚中心で20°C/sec以上と速く、巻取り温度も500°C以下ならば初析フェライト体積分率≦20となり、ナノメータサイズのNbを含む析出物が十分な析出強化能を発現しない亜時効状態であっても低温変態相の組織強化によりX80グレードの強度を確保することは可能である。天然ガスパイプラインを想定した場合に必要な延性破壊停止性能の指標である吸収エネルギーを向上させるためには、セメンタイト等の粗大な炭化物含むミクロ組織を含まないことが必要である。すなわち、本発明における低温変態相にはセメンタイト等の粗大な炭化物含むミクロ組織を含まない。ここで、低温変態相とは、ランナウトテーブルでの冷却時もしくは巻取り後において、平衡状態より過冷した場合に出現するミクロ組織に代表され、例えば日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会編;低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究-ベイナイト調査研究部会最終報告書-1994年日本鉄鋼協会に記載されている連続冷却変態組織Zwに準じるミクロ組織である。すなわち、連続冷却変態組織Zwとは光学顕微鏡観察組織として上記参考文献125~127項にあるようにそのミクロ組織は主にBainiticferriteα°B、GranularbainiticferriteαB、Quasi-polygonalferriteαqから構成され、さらに少量の残留オーステナイトγr、MartensiteausteniteMAを含むミクロ組織である、と定義されている。αqとはポリゴナルフェライトPFと同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありPFとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さlq、その円相当径をdqとするとそれらの比lq/dqがlq/dq≧3.5を満たす粒がαqである。さらに、低温靭性を向上させるためにはこれらを含めたミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が2.5μm以下、かつエリア平均粒径が9μm以下、その標準偏差が2.3μm以下にする必要がある。これは、脆性破壊におけるへき開破壊伝播の主な影響因子と考えられている破面単位と直接的な関係のある結晶粒径が細粒化し低温靭性が向上するからである。次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。本発明において連続鋳造工程に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉から出銑後に溶銑脱燐及び溶銑脱硫等の溶銑予備処理を経て転炉による精錬を行うかもしくは、スクラップ等の冷鉄源を電炉等で溶解する工程に引き続き、各種の2次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。但し、スラブ鋳造に際し、中心偏析を低減するために連続鋳造セグメントにおいて未凝固圧下等の偏析対策を施す。もしくはスラブ鋳造厚を薄くし、中心偏析の板厚方向の幅を抑えることが必要である。Mnの偏析を抑制するには、まず、REMの添加により、Al2O3系介在物をREMを含む微細な酸化物に改質し、その酸化物を溶鋼中に均一分散させ、これに電磁攪拌を加え溶鋼の過熱度を低下させることにより、微細に分散させた酸化物を等軸晶生成の核として効率的に活用し、鋳片内に微細な等軸晶を生成させる。次に、連続鋳造における最終凝固時の軽圧下が最適である。最終凝固時の軽圧下は、凝固収縮などによる濃化溶鋼の移動によって生じる中心部の未凝固部への濃化溶鋼の流動で凝固収縮分を補償することで抑制ために施すものであり、これにより、中心偏析を低減させることができる。具体的には、REMが本発明範囲内で添加され、鋳型内メニスカスから鋳型下10mの位置で誘導電磁攪拌による溶鋼の旋回流速が30~100cm/sである条件において溶鋼を鋳造する際に、中心固相率0.3~0.7となる凝固末期に当たる位置でのロールピッチが250~360mmである設備において鋳造速度m/minと圧下設定勾配mm/mの積で表される圧下速度が0.7~1.1mm/minの範囲で連続鋳造する。連続鋳造もしくは薄スラブ鋳造などによって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。但し、スラブ直送圧延HCR:HotChargeRollingを行う場合は、γ→α→γ変態により、鋳造組織を壊し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒径を小さくするために、Ar3変態点温度未満まで冷却することが望ましい。さらに望ましくはAr1変態点温度未満まで冷却するとよい。熱間圧延に際して、スラブ再加熱温度SRTは、次式1SRT°C=6670/2.26-logNbC-2731にて算出される温度以上とする。NbCは、それぞれ鋼材中のNb及びCの含有量質量を示す。この式はNbCの溶解度積でNbCの溶体化温度を示すものであり、この温度未満であるとスラブ製造時に生成したNbの粗大な炭窒化物が十分に溶解せず後の圧延工程においてNbによるオーステナイトの回復再結晶及び粒成長の抑制やγ/α変態の遅延による結晶粒の細粒化効果が得られないばかりか、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度を向上させる効果が得られない。但し、1100°C未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があるので、スラブ再加熱温度は1100°C以上が望ましい。一方、1260°C超であるとオーステナイトの粒径が粗大化し、後の制御圧延における旧オーステナイト粒が粗大化し、変態後の平均結晶粒径も粗大化して低温靭性の改善効果が期待できない。さらに望ましくは1230°C以下である。スラブ加熱時間は、Nbの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには当該温度に達してから20分以上保持する。20分未満では、スラブ製造時に生成したNbの粗大な炭窒化物が十分に溶解せず、熱間圧延中のオーステナイトの回復再結晶及び粒成長の抑制やγ/α変態の遅延による結晶粒の細粒化効果や巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度を向上させる効果が得られない。続く熱間圧延工程は、通常、リバース圧延機を含む数段の圧延機からなる粗圧延工程と6~7段の圧延機をタンデムに配列した仕上げ圧延工程より構成されている。一般的に粗圧延工程はパス数や各パスでの圧下量が自由に設定できる利点を持つが各パス間時間が長く、パス間での回復再結晶が進行する恐れがある。一方、仕上げ圧延工程はタンデム式であるためにパス数は圧延機の数と同数となるが各パス間時間が短く、制御圧延効果を得やすい特徴を持つ。従って、優れた低温靭性を実現するためには鋼成分に加えて、これら圧延工程の特徴を十分に生かした工程設計が必要となる。また、例えば、製品厚が16mmを超えるような場合で、仕上げ圧延1号機の噛み込みギャップが設備制約上制限されている場合等は、仕上げ圧延工程のみで本発明の要件である未再結晶温度域の圧下率を稼いで靭性を向上させることが出来ないので、粗圧延工程を有効に活用し、再結晶域圧延で、未再結晶域圧延直前での再結晶オーステナイト粒径を細粒化することが非常に重要である。本発明は製品厚が16mm以上を対象としており、この再結晶オーステナイト粒径を如何に細粒化するかが本発明の本質である。しかしながら、パススケジュール、圧延開始温度及び圧延速度が決まれば冶金学的に重要な圧延ひずみ、圧延温度及びパス間時間が決定されてしまう多段タンデム圧延機を用い、連続圧延である仕上げ圧延と違い、粗圧延は、単スタンド圧延機の組合せであり、その操業自由度が大きい裏返しとして、上述した再結晶オーステナイト粒径を細粒化する最適なパススケジュール、圧延開始温度及び圧延速度の組合せは無数に存在し、本発明を実現化するための手法を定量化することに本発明者らは苦心した。そこで、パススケジュール、圧延開始温度及び圧延速度、さらに具体的には、温度、パス間時間、圧延ひずみを一律に評価できる指標を確立した。すなわち、下記式2で算出される有効累積ひずみεeffを用いることで、16mm以上の板厚の厚い鋼板の圧延に際し、それらの条件を統一的に表すことができることを見出した。Eeff=Σεit,T2ここで、Eit,T=εi0/exp{t/τR2/3}、τR=τ0expQ/RTτ0=8.46×10-6、Q=183200JR=8.314J/Kmol、tは、粗圧延の場合は当該パスでの仕上げ圧延直前までの累積時間、仕上げ圧延の場合は冷却直前までの累積時間、Tは、当該パスでの圧延温度を示す。図9に粗有効累積ひずみとエリア平均粒径の関係を、図10に仕上げ有効累積ひずみと個数平均粒径の関係を示す。すなわち、図9から明らかなように粗圧延の有効累積ひずみεeffが0.4以上であると未再結晶域圧延直前の再結晶オーステナイトが細粒となり、目的とする靭性を得ることができる。粗圧延の有効累積ひずみεeffは、粗圧延での圧延荷重負荷による粗圧延ミルの耐久性の観点から、0.6以下であることが望ましい。図11A~図11Dに、粗圧延の有効累積ひずみεeffの抽出からの延べ時間粗圧延のパススケジュールとの関係を示す。図11A~図11Dでは、粗圧延のパターンが異なり、圧延時間、粗バーの温度、有効累積ひずみが相違する。図11Aではパターン1を、図11Bではパターン2を、図11Cではパターン3を、図11Dではパターン4をそれぞれ示す。図11A~図11Dにおいて、R1,R2,R4は粗圧延機のパスを表す。R2のみはリバース圧延機であるため、R2-1~R2-9のように奇数回の圧延を行う。これらの各パスで導入されたεeffは、上記の式2に従って、累積時間tと圧延温度Tの関数で減衰し、これらを足し合わせたものが有効累積ひずみεeffとなる。本発明では、上記のようにεeffを0.4以上とする。パターン1比較例ではεeffよりも生産性抽出からの延べ時間を重視し、パターン3比較例では生産性よりもεeffを重視している。パターン2比較例では、どこで温度待ちをするかにおいて、圧延パスの初期で待つと粗バーが厚いために温度が低下するまで長時間を要し、生産性が低下する。一方、粗バーが薄いところで待つと短時間で粗バーを冷却することができるが、それまでの有効累積ひずみが減衰し、全体における有効累積ひずみが本発明で規定した0.4を下回ってしまう。パターン4本発明例では、生産性とεeffとを両立させており、粗圧延において本発明で定義したεeffを指標とすることで生産性と累積ひずみを最適化することができる。この粗圧延工程での再結晶温度域圧延を行うが、その各圧下パスでの圧下率は、本発明では限定しない。但し、粗圧延の各パスでの圧下率が10以下では再結晶に必要な十分なひずみが導入されず、粒界移動のみによる粒成長が起こり、粗大粒が生成し、低温靭性が劣化する懸念があるので、再結晶温度域において各圧下パスで10超の圧下率で行うことが望ましい。同様に、再結晶温度領域での各圧下パスの圧下率が25以上であると、特に後段の低温域では圧下中に転位の導入と回復を繰返すことによって転位セル壁が形成され、亜粒界から大角粒界へと変化する動的再結晶が起こるが、この動的再結晶粒主体のミクロ組織のような転位密度の高い粒とそうでない粒が混在する組織では短時間に粒成長が起こるため、未再結晶域圧延前までに比較的粗大な粒に成長し、後の未再結晶域圧延により粒が生成してしまい低温靭性が劣化する懸念があるので、再結晶温度域での各圧下パスでの圧下率は25未満とすることが望ましい。また、応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、冷却装置による冷却を行っても良い。後者の方が時間待ちの時間を短縮できるので生産性ということではより望ましい。一方、図10に示す仕上げ圧延の有効累積ひずみと個数平均粒径との関係から明らかなように、仕上げ圧延の有効累積ひずみが0.9以上であると未再結晶域圧延となる仕上げ圧延で制御圧延効果により目的とする靭性を得ることができる。ここで、仕上げ圧延の有効累積ひずみは、仕上げ圧延での圧延荷重負荷による仕上げ圧延ミルの耐久性の観点から1.2以下であることが望ましい。この仕上げ圧延工程では、その各圧下パスでの圧下率は、本発明では限定しない。未再結晶温度域での圧延では、粗圧延終了時点での温度が未再結晶温度域まで至らない場合は必要に応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、必要に応じて粗/仕上げ圧延スタンド間の冷却装置による冷却を行っても良い。後者の方が時間待ちの時間を短縮できるので生産性が向上するばかりでなく、再結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を改善できるということではより望ましい。但し、この仕上げ圧延の合計圧下率が85超であると過度の圧延によりフェライト変態の核となる転位密度が増大し、ミクロ組織に初析フェライトの生成量が増大しすぎ、また、高温でのフェライト変態により、Nbの析出強化が過時効となり強度が低下するとともに、結晶回転により変態後の集合組織の異方性が顕著になり塑性異方性が増大すると共にセパレーションの発生による吸収エネルギーの低下を招くことが懸念されるので未再結晶温度域の合計圧下率は85以下とする。板形状精度の観点からは最終スタンドにおける圧延率は15未満が望ましい。さらにこれらの相乗効果を狙い粗圧延の有効累積ひずみと仕上げ圧延の有効累積ひずみの積が0.38以上であると、目的とする靭性を得る必要十分な条件となることも判明した。上記の積は、粗、仕上げ圧延での圧延荷重負荷による圧延ミルの耐久性の観点から、0.72以下であることが望ましい。ここで、粗圧延の有効累積ひずみとは再結晶オーステナイトの結晶粒径、すなわち、鋼板の結晶粒径エリア平均粒径を左右する指標の一つである。仕上げ有効累積ひずみとは未再結晶域での累積圧下率変態前の転位密度と相関があるでの指標であり、やはり鋼板の結晶粒径個数平均粒径を左右する指標である。これら有効累積ひずみのそれぞれに下限値の規定が必要であるとともに、その積が0.38以下では目的とする結晶粒径が得られない。ここで未再結晶温度域とは、例えばThermomechanicalProcessingofMicroalloyedAustenite129項;TheEffectofMicroalloyConcentrationonTheRecrystallizationofAustenaiteDuringHotDeformation1982年TheMetallurgicalSocietyofAIMEのFig.2に記載されているNb含有量と未再結晶上限温度との関係より見積もることができる。さらに、粗圧延と仕上げ圧延の間で単体又は複数の粗バーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。仕上げ圧延終了温度は、Ar3変態点温度以上で終了する。特に板厚1/2tより板厚中心側でAr3変態点温度未満となると、バンド状に分布した{111}と{100}の結晶学的コロニーの影響が増大し{211}面と{111}面の反射X線強度比{211}/{111}用いこの値が1.1未満となり結晶学的コロニーの塑性異方性が顕著になり、延性破壊破面に顕著なセパレーションが発生し、吸収エネルギーが著しく低下するので、仕上げ圧延終了温度は、板厚1/2tにおいてAr3変態点温度以上で終了する。望ましくは830°C以上であれば、セパレーションの発生は、ある程度抑制できる。また、板表面温度についてもAr3変態点温度以上とすることが望ましい。一方、870°C超では、パス間での回復により、変態核となる転位の密度が減少し、細粒化効果が失われ、低温靭性が劣化する恐れがある。従って、望ましくは830°C~870°Cの温度範囲で圧延を終了することが望ましい。ここでAr3変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち、Ar3=910-310×C25×Si-80×Mneq但し、Mneq=MnCrCuMoNi/210Nb-0.02または、Mneq=MnCrCuMoNi/210Nb-0.021:B添加の場合である。仕上げ圧延終了後、冷却を開始する。冷却開始温度は特に限定しないがAr3変態点温度未満より冷却を開始すると粒成長により平均結晶粒径が粗大化し、強度の低下が懸念されるので、冷却開始温度はAr3変態点温度以上が望ましい。冷却開始から650°Cまでの温度域の冷却速度を2°C/sec以上50°C以下とする。650°Cを越えると、初析フェライトを強化するNbの析出が過時効となって強度が低下する。この冷却速度が2°C/sec未満であると粒成長により平均結晶粒径が粗大化し、強度の低下が懸念される。一方、50°C/sec超の冷却速度では熱ひずみによる板そりが懸念されることから、50°C/sec以下とする。650°Cから巻き取るまでの温度域での冷却速度は、空冷もしくはそれ相当の冷却速度で差し支えない。但し、Nb等の析出強化の効果を最大限に享受するためには、析出物が粗大化により過時効とならないために650°Cから巻き取るまでの平均冷却速度が5°C/sec以上あることが望ましい。冷却後は、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程を効果的に活用する。冷却停止温度及び巻き取り温度は520°C以上620°C以下の温度域とする。620°C超で冷却を停止し、その後巻き取ると、Nb等の析出物が過時効となり析出強化が十分に発現しなくなる。また、Nb等を含む粗大な炭窒化物が形成され破壊の起点となり、延性破壊停止能、低温靭性や耐サワー性を劣化させる恐れがある。一方、520°C未満で冷却を終了し、巻き取ると目的の強度を得るために極めて効果的なNb等の微細な炭化析出物が得られず、目的とする強度が得られなくなる。従って、冷却を停止し、巻き取る温度域は520°C以上620°C以下とする。以下に、実施例により本発明をさらに説明する。表2に示す化学成分を有するA~Kの鋼は、転炉にて溶製して、CASまたはRHで二次精練を実施した。脱酸処理は二次精練工程にて実施した。これらの鋼は、連続鋳造後、直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で18.4mmの板厚に圧下し、ランナウトテーブルで冷却後に巻き取った。但し、表中の化学組成についての表示は質量である。製造条件の詳細を表3に示す。ここで、成分とは表2に示した各鋳片の記号を電磁攪拌軽圧下とは中心偏析低減のため連続鋳造時に実施した磁攪拌と軽圧下の有無を、加熱温度とはスラブ加熱温度実績を、溶体化温度とは、SRT°C=6670/2.26-logNbC-273にて算出される温度を、保持時間は実績スラブ加熱温度での保持時間を、粗有効累積ひずみとは下記2式で算出された粗圧延で実施された圧延の有効累積ひずみを、バー冷却とは圧延条件に応じて適宜行う目的でなされる圧延スタンド間冷却の有無を、仕上げ有効累積ひずみとは下記2式で算出された仕上げ圧延で実施された圧延の有効累積ひずみを、粗仕上げ積とは仕上げと粗で実施された圧延の有効累積ひずみの積を、下記式2で算出される有効累積ひずみεeffで、Eeff=Σεit,Tεit,T=εi0/exp{t/τR2/3}ΤR=τ0expQ/RTτ0=8.46×10-6Q=183200JR=8.314J/Kmol2FTとは仕上げ圧延終了温度を、Ar3変態点温度とは計算Ar3変態点温度を、650°Cまでの冷却速度とは冷却開始温度~650°Cの温度域を通過する時の平均冷却速度を、CTとは巻取温度を示している。このようにして得られた鋼板の材質を表4に示す。調査方法を以下に示す。引張試験はR方向よりJISZ2201に記載の5号試験片を切出し、JISZ2241の方法に従って実施した。シャルピー衝撃試験は板厚中心のR方向よりJISZ2202に記載の試験片を切出し、JISZ2242の方法に従って実施した。DWTTDropWeightTearTest試験はR方向より、300mmL×75mmW×板厚tmmの短冊状の試験片を切り出し、これに5mmのプレスノッチを施したテストピースを作製して実施した。次に、先の図3に示したように試験後のDWTT試験片各々から切出したミクロサンプルよりまず、結晶粒径とミクロ組織を測定するためにEBSP-OIMTMElectronBackScatterDiffractionPatternOrientationImageMicroscopyを用いた。サンプルはコロイダルシリカ研磨剤で30~60分研磨し、倍率400倍、160×256μmエリア、測定ステップ0.5μmの測定条件でEBSP測定を実施した。また、ミクロ組織については、EBSP-OIMTMに装備されているKernelAverageMisorientationKAM法にて初析フェライト体積分率を求めた。さらに、最大Mn偏析量の測定であるが、EPMAElectronProbeMicroAnalyzer、又はEPMAによる測定結果を画像処理することができるCMAComputerAidedMicroAnalyzerによって製品板のMn濃度分布を測定した。プローブ径を2μm、測定範囲は、中心製品板の中心偏析部を少なくとも板厚方向1mm、板幅方向3mmのエリアである。このように測定したMnの中心偏析部位をマイクロビッカース硬度計にて25g×15秒で中心偏析部を中心に50μmピッチで板厚方向1mm、板幅方向3mmのエリアを測定し、各板厚方向位置での板幅方向の平均値を平均母材硬度とし、この硬度のうち中心偏析部の最大の硬度の板幅方向平均値を最高硬度と定義した。表4において、ミクロ組織とは、試験後のDWTT試験片各々から切出したミクロサンプルの1/2tにおけるミクロ組織である。このうち最大Mn偏析量とは、当該サンプルにおいて上述の手法にて測定した値であり、初析フェライト体積分率とは、上述の、EBSP-OIMTMのKAM法にて測定した値であり、個数平均粒径、エリア平均粒径、標準偏差とは同じくEBSP-OIMTMでの測定結果である。引張試験結果は、R方向JIS5号試験片の結果を、SA-20°Cは、-20°CでのDWTT試験における延性破面率を、セパレーションインデックスとは同じく-20°CでのDWTT試験における破断面のセパレーションインデックスを、吸収エネルギーvE-20°Cは、シャルピー衝撃試験における-20°Cで得られる吸収エネルギーを示している。本発明に沿うものは、鋼番1、2,3、12、13、14、15の7鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、ミクロ組織で初析フェライト分率が3以上20以下で他が低温変態相であり、ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が2.5μm以下、かつエリア平均粒径が9μm以下、その標準偏差が2.3μm以下であり、板厚中央部の板面に平行な{211}面と{111}面の反射X線強度比{211}/{111}が1.1以上であることを特徴とし、造管前の素材としてX80グレード相当の引張強度を有する低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板が得られている。上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。鋼番4は、加熱温度が本発明の範囲外であるので、Nbの溶体化が不十分ため、X80グレード相当の引張強度が得られず、さらにSA-20°Cが低い。鋼番5は、加熱保持時間が本発明の範囲外であるので、Nbの溶体化が不十分ため、X80グレード相当の引張強度が得られず、さらにSA-20°Cが低い。鋼番6は、粗有効累積ひずみが本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、SA-20°Cが低い。鋼番7は、仕上げ有効累積ひずみが本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、SA-20°Cが低い。鋼番8は、粗有効累積ひずみと仕上げ有効累積ひずみの積が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、SA-20°Cが低い。鋼番9は、仕上げ圧延温度がAr3変態点以下であり、二相域圧延となり面強度比が温発明範囲外となり、セパレーションの発生が顕著である。鋼番10は、冷却速度が本発明の範囲外であるので、冷却中に粒成長してしまい、目的とするミクロ組織が得られず、SA-20°Cが低い。鋼番11は、CTが本発明の範囲外であるので、十分な析出強化の効果が得られないため、素材としてX80グレード相当の引張強度が得られていない。鋼番16は、C含有量が本発明の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、vE-20°Cが低い。鋼番17は、Nb含有量が本発明の範囲外であるので、十分な析出強化の効果が得られず、素材としてX80グレード相当の引張強度が得らればかりが、十分な制御圧延効果が得られないため、目的とするミクロ組織が得られず、vE-20°Cが低い。鋼番18は、S/Caが本発明請求項1の範囲外であるので、MnS等の介在物が脆性破壊の起点となるため、SA-20°Cが低い。鋼番19は、Ti含有量が本発明の範囲外であるので、加熱オーステナイト粒径が粗大となり、目的とするミクロ組織が得られず、SA-20°Cが低い。鋼番20は、Nが本発明の範囲外であるので、SA-20°Cが低い。鋼番21は、Mn含有量が本発明の範囲外であるので、SA-20°Cが低く、セパレーションの発生も顕著で、vE-20°Cが低い。なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。"