母材部の成分組成が、質量で、C:0.05~0.08、Si:0.1以下、Mn:1.8~4.0、Al:0.003~0.08、Nb:0.01~0.03、Ti:0.005~0.025、を含有し、さらにCu:0.1~1.0、Ni:0.1~2.0、Mo:0.1~1.0、Cr:0.1~1.0、B:0.0010~0.0030、の1種または2種以上を含有し残部Feおよび不可避的不純物からなり、溶接金属部の成分組成が、質量で、C:0.06~0.10、Si:0.2~0.5、Mn:1.6~2.0、Al:0.03以下、Nb:0.005~0.025、Ti:0.015~0.040、O:0.015~0.04、N:0.01以下、を含有し、さらにCu:0.1~0.3、Ni:0.1~3.5、Mo:0.05~1.5、Cr:0.1~1.5、V:0.025~0.1、B:0.0005~0.003、の1種または2種以上を含有し残部Feおよび不可避的不純物からなり、前記母材部は、第1相がベイナイトで、第2相が第1相中に面積率で5~20分散した平均アスペクト比が2.0以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの90以上が旧オーステナイト粒界に存在したミクロ組織を有し、前記溶接金属部は、アシキュラフェライトとベイナイトを合わせた面積率が80以上、かつ島状マルテンサイトの面積率が5以下であるミクロ組織を有することを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管。母材部の成分組成が、更に、質量で、Ca:0.0005~0.01、REM:0.0005~0.02、Zr:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、の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記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管。質量で、C:0.05~0.08、Si:0.1以下、Mn:1.8~4.0、Al:0.003~0.08、Nb:0.01~0.03、Ti:0.005~0.025、を含有し、さらにCu:0.1~1.0、Ni:0.1~2.0、Mo:0.1~1.0、Cr:0.1~1.0、B:0.0010~0.0030、の1種または2種以上を含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を、Ac3以上に再加熱後、圧延終了温度Ar3以上で熱間圧延し、冷却速度10~80°C/sで400°C未満の温度域まで加速冷却を行い、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ac1以上Ac3以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をすることを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。鋼片の成分組成が更に、質量で、Ca:0.0005~0.01、REM:0.0005~0.02、Zr:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、の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3記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。上述したように、現在、API規格X100以上降伏強度で約690MPa以上、引張強度で約760MPa以上の高強度と優れたHAZ靭性および変形能を有する鋼管が開発されているが、高強度高靭性化が変形能に及ぼす影響は十分明らかでなく、近い将来予測されるこれら特性の一層の向上達成のため、更なる検討をしておく必要がある。一様伸びは鋼の引張強度上昇に伴い低下するため、例えば1000MPaを超える高強度化を行った場合、7以上の一様伸びを確保することは非常に困難とされている。また、2相組織を得るため鋼管を溶接した後に熱処理をする場合、溶接金属部の低温靱性が損なわれる可能性がある。そこで、本発明は、上記課題解決の一助とすべく、API規格X80級以上の高強度鋼を用いた鋼管を対象に、地震等の地盤変動に伴う曲げ変形を受けた場合の、座屈発生の抑制と、パイプが座屈しても、座屈部からの延性破壊発生の防止のために高い一様伸びを有し、かつ溶接部における優れた低温靱性を兼ね備えた溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者等は、埋設パイプが地盤変動によって曲げ変形を受けた際、曲げ内側での座屈発生を、当該位置での圧縮歪量を1までに抑制することを目標に、鋼の引張特性について鋭意研究を重ね、以下の知見を得た。1座屈の発生は、応力-歪曲線の1歪前後における硬化勾配に依存し、硬化勾配が大きくなるほど抑制される。実管曲げ試験結果よれば、使用パイプの応力-歪曲線における1.5耐力値と0.5耐力値の耐力比0.5耐力値に対する1.5耐力値の比が1.10以上となる場合に座屈が発生しなくなる。2このような高い耐力比には、分率が低くても高強度化に有効な島状マルテンサイトMartensite-Austeniteconstituentsともいう、以降MAと略すの形態および第1相中の分散状態が一様伸びに大きく影響する。素材鋼板の製造方法と冷間加工による鋼管形状への成形中の熱処理の制御により、低温靱性を得るために必要な溶接金属のミクロ組織を変質させることなく、曲げ内側での座屈防止に最適なMAの形態および分散状態を備えた、母材部のミクロ組織が得られる。本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は1.母材部の成分組成が、質量で、C:0.05~0.08、Si:0.1以下、Mn:1.8~4.0、Al:0.003~0.08、Nb:0.01~0.03、Ti:0.005~0.025、を含有し、さらにCu:0.1~1.0、Ni:0.1~2.0、Mo:0.1~1.0、Cr:0.1~1.0、B:0.0010~0.0030、の1種または2種以上を含有し残部Feおよび不可避的不純物からなり、溶接金属部の成分組成が、質量で、C:0.06~0.10、Si:0.2~0.5、Mn:1.6~2.0、Al:0.03以下、Nb:0.005~0.025、Ti:0.015~0.040、O:0.015~0.04、N:0.01以下、を含有し、さらにCu:0.1~0.3、Ni:0.1~3.5、Mo:0.05~1.5、Cr:0.1~1.5、V:0.025~0.1、B:0.0005~0.003、の1種または2種以上を含有し残部Feおよび不可避的不純物からなり、前記母材部は、第1相がベイナイトで、第2相が第1相中に面積率で5~20分散した平均アスペクト比が2.0以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの90以上が旧オーステナイト粒界に存在したミクロ組織を有し、前記溶接金属部は、アシキュラフェライトとベイナイトを合わせた面積率が80以上かつ、島状マルテンサイトの面積率が5以下であるミクロ組織を有することを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管。2.母材部の成分組成が、更に、質量で、Ca:0.0005~0.01、REM:0.0005~0.02、Zr:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、の1種または2種以上を含有することを特徴とする、1記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管。3.質量で、C:0.05~0.08、Si:0.1以下、Mn:1.8~4.0、Al:0.003~0.08、Nb:0.01~0.03、Ti:0.005~0.025、を含有し、さらにCu:0.1~1.0、Ni:0.1~2.0、Mo:0.1~1.0、Cr:0.1~1.0、B:0.0010~0.0030、の1種または2種以上を含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を、Ac3以上に再加熱後、圧延終了温度Ar3以上で熱間圧延し、冷却速度10~80°C/sで400°C未満の温度域まで加速冷却を行い、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ac1以上Ac3以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をすることを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。4.鋼片の成分組成が更に、質量で、Ca:0.0005~0.01、REM:0.0005~0.02、Zr:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、の1種または2種以上を含有することを特徴とする3記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。本発明によれば、地震等の地盤変動によってもパイプの座屈およびその後の延性破壊がそれぞれを生じにくく、かつ-20°Cまでの溶接部低温靱性を有するAPI規格X80級以上の高強度鋼管を提供することが可能で、産業上極めて有用である。本発明では、母材部および溶接金属部の成分組成とミクロ組織をそれぞれ規定する。[母材部成分組成]以下の説明においては質量とする。C:0.05以上、0.08以下CはX80級以上の高強度を得るために必要なMA面積率を確保するために0.05以上の含有が必要である。一方、0.08を超えて添加すると、第2相のMAに加えてセメンタイトの生成を招き延性の低下につながるため、上限を0.08とする。Si:0.1以下Siは溶接熱影響部においてはMAの生成を助長し、溶接部靱性の低下をもたらすため、溶接部におけるMAの生成を抑制するため上限を0.1とする。Mn:1.8~4.0Mnは焼入性向上元素として作用し、鋼の加速冷却時にフェライト変態を抑制させ第1相をベイナイトとするために必要な元素である。さらに、多量に添加することで、フェライト相に固溶できるC量を低減する効果があり、未変態オーステナイト領域へのC濃化を大きくするので、MAの生成量を増加させる。母材部の第1相をベイナイトとし、かつ第2相のMAの面積率を後述するように5以上とするためには、1.8以上含有することが必要である。一方、4.0を超える添加を行うと、ミクロ組織がマルテンサイト主体となり延性が大きく低下するため、上限を4.0とする。Al:0.003~0.08Alは脱酸元素として作用する。Siと同時添加で十分な脱酸効果を得るためには0.003以上の含有が必要である。一方、0.08を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、一様伸び低下の原因となるため、上限を0.08とする。Nb:0.01~0.03Nbは熱間圧延中のオーステナイト未再結晶域を拡大し、鋼の焼入れ性向上元素としても作用する。また、Mnと同様に未変態オーステナイト領域へのC濃化を大きくするので、MAの生成量を増加させる。後述するようにミクロ組織において、MAの面積率を5以上とするためには、0.01以上の添加が必要である。一方、0.03を超えて添加すると溶接部靱性を低下させることから、上限を0.03とする。Ti:0.005~0.025Tiは窒化物を形成し、靭性に悪影響を与える、鋼中の固溶N量の低減に有効であるほか、析出したTiNがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、0.005以上含有させる。一方、0.025を超えて添加するとTiCを形成するようになり、その析出硬化で延性が低下することから、上限を0.025とする。Cu、Ni、Mo、Cr、Bの1種または2種以上本発明では、母材部の強度としてAPI規格のX80級を超える高強度を達成し、溶接熱影響部の強度を向上させるため、Cu、Ni、Mo、Cr、Bの1種または2種以上を含有する。Cu:0.1~1.0Cuは0.1以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のMn添加の代替とすることができる。しかし、1.0を超えて含有すると、Cuが析出し、その析出硬化で0.5耐力に対する1.5耐力の比が小さくなることから、含有する場合には上限を1.0とする。Ni:0.1~2.0Niは、焼入性向上元素として作用し、添加しても靱性劣化を起こさないため、本発明において有用な元素である。この効果は、0.1以上含有することにより発揮されるが、2.0を超えて含有しても焼入性向上効果が飽和するため、含有する場合には上限を2.0とする。Mo:0.1~1.0Moは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。0.1以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のMn添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ1.0を超えて含有しても強度上昇は飽和するため、含有する場合は、上限を1.0とする。Cr:0.1~1.0Crは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。0.1以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のMn添加の代替とすることができる。しかし、1.0を超えて含有するとHAZ靱性が著しく劣化するため、含有する場合は、上限を1.0とする。B:0.0010~0.0030Bは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。Bはオーステナイト粒界に偏析してフェライト変態を抑制して、母相第1相と言うこともある組織をベイナイト主体として、引張強度800MPa以上の高強度化を可能とする。フェライト変態抑制効果は、0.0010以上含有することにより発揮されるが、0.0030を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合には上限を0.0030とする。以上が本発明鋼母材部の基本成分組成であるが、一様伸び特性をさらに向上させる場合、Ca、REM、Zr、Mgの一種または二種以上を含有させることができる。Ca、REM、Zr、Mgは鋼中の非金属介在物であるMnSの形態制御、あるいは酸化物あるいは窒化物を形成し、清浄度を向上させて一様伸びを向上させる。Ca:0.0005~0.01Caは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、0.0005以上含有すると延性に有害なMnSの生成を抑制する。一方、0.01を超えて含有すると、CaO-CaSのクラスターを形成し、かえって延性を劣化させるので、含有する場合は、上限を0.01とすることが好ましい。REM:0.0005~0.02REMは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、0.0005以上含有すると延性に有害なMnSの生成を抑制する。一方、高価な元素であり、かつ0.02を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、上限を0.02とすることが好ましい。Zr:0.0005~0.01Zrは鋼中で炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、0.0005以上含有することが好ましいが、0.01を超えて含有すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、かえって延性の低下につながるため、含有する場合は、上限を0.01とすることが好ましい。Mg:0.0005~0.01Mgは製鋼過程で酸化物を微細化する効果があり、延性低下の原因となる粗大酸化物の抑制に有効である。十分な、酸化物の微細化効果を得るためには0.0005以上含有することが好ましいが、0.01を超えて含有しても効果が飽和することから、含有する場合には、上限を0.01とすることが好ましい。本発明に係る鋼管母材部において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。なお、本発明においてPおよびSは不可避的不純物で、過度のP含有は鋳造時に中心偏析して鋼の延性を低下させるため、また、過度のS含有は延性に有害なMnSの生成を助長するため、いずれも、経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましく、P量は0.01以下、S量は0.003以下であることが好ましい。[溶接金属成分組成]以下の説明においては質量とする。C:0.06~0.10溶接金属においてCは溶接金属高温割れを防止するために0.06以上必要である。一方、0.10を超えると、溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体となり靱性が著しく低下するため、上限を0.10とする。Si:0.2~0.5Siは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量を制御するために必要な元素である。溶接金属中のSiが0.2未満の場合、脱酸が不十分となり溶接金属中の酸素量が増加し靱性の低下をもたらすため0.2以上必要である。一方、0.5を超えると溶接金属靱性にとっては有害なMAの生成が著しくなるため、上限を0.5とする。Mn:1.6~2.0Mnは溶接金属においても焼入性向上元素として作用する。溶接金属の引張強度を母材部と同等かそれ以上700MPa以上とするためにはアシキュラフェライトとベイナイトとの混合組織とする必要があり、1.6以上のMnが必要である。一方、2.0を超えて含有すると溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体となり、靱性が著しく低下するため、上限を2.0とする。Al:0.03以下Alは母材部からの希釈で不可避的不純物として溶接金属中に存在するが、0.03を超えると後述するTiOの生成を阻害し、溶接金属のアシキュラフェライトの微細化が抑制され優れた低温靱性を得ることができないため、上限を0.03とする。Nb:0.005~0.025Nbは、溶接金属中の固溶Nに対して、Bより先に窒化物を形成することにより、オーステナイト粒界においてBを固溶Bとして存在させるため、0.005以上含有することが必要である。一方、0.025を超えると炭化物を形成し、溶接金属を析出硬化させ靱性の低下をもたらすため、上限を0.025とする。Ti:0.015~0.040Tiは溶接金属中の酸素と反応してTiOを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のTiOの生成が必要であり、Tiは0.015以上必要である。一方、0.040を超えると溶接金属中のTiOが凝集粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を0.040とする。O:0.015~0.04Oは、上述のTiと反応してTiOを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のTiOの生成が必要であり、Oは少なくとも0.015必要である。一方、0.04を超えると溶接金属中のTiOが凝集粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を0.04とする。N:0.01以下溶接金属中のNは不可避的不純物として存在するが、0.01を超えて含む場合、固溶して溶接金属靱性を著しく劣化させるため、上限を0.01とする。Cu、Ni、Mo、Cr、V、Bの1種または2種以上本発明では、溶接金属の強度を上昇させるため、Cu、Ni、Mo、Cr、V、Bの1種または2種以上を添加する。Cu:0.1~0.3Cuは0.1以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Mn添加の代替とすることができる。しかし、0.3を超えるとCu液化割れが著しく溶接欠陥の原因となるため、含有する場合には上限を0.3とする。Ni:0.1~3.5Niは、焼入性向上元素として作用し、添加しても靱性劣化を起こさないため、溶接金属においても有用な元素である。この効果は、0.1以上含有することにより発揮されるが、3.5を超えると溶接金属の高温割れ感受性が高まり溶接欠陥の原因となるため、含有する場合には上限を3.5とする。Mo:0.05~1.5Moは0.05以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Mn添加の代替とすることができる。しかし、1.5を超えて添加すると溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体となり、著しく靱性が低下するため、含有する場合には上限を1.5とする。Cr:0.1~1.5Crもまた0.1以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Mn添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ1.5を超えて含有しても強度上昇の効果が飽和するため、含有する場合には上限を1.5とする。V:0.025~0.1Vは0.025以上含有することで溶接金属中でも炭化物を形成しその析出強化によって、溶接金属強度の高強度化に寄与するため、Mn添加の代替とすることができる。しかし、0.1を超えて含有すると、析出強化が著しく溶接金属靱性を大きく損なうことから、含有する場合には上限を0.1とする。B:0.0005~0.003Bは溶接金属のオーステナイト粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制し、溶接金属のミクロ組織をアシキュラフェライト主体組織とする効果がある。粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制する効果は0.0005以上含有することにより発揮されるが好ましいが、0.003を超えても効果が飽和するため、含有する場合には上限を0.003とする。本発明に係る鋼管溶接金属において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。なお、本発明においてPおよびSは不可避的不純物で、過度のP含有は溶接金属部の粒界に偏析して延性靭性を低下させるため、また、過度のS含有は延性に有害なMnSの生成を助長するため、いずれも、経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましく、P量は0.01以下、S量は0.003以下であることが好ましい。[母材部ミクロ組織]本発明では、鋼管母材部のミクロ組織を、ベイナイト主体の母相と、前記母相中に分散して存在する第2相とを有する組織とする。該第2相は平均アスペクト比が2.0以下の島状マルテンサイトMAと言う場合があるで、面積率が5~20であり、さらに、90以上が、旧オーステナイト粒界に存在している組織に規定する。鋼管の曲げ座屈限界歪の指標となる、0.5耐力に対する1.5耐力の比以下、耐力比とも称するを高めるため、母材部において、MAを第2相として、面積率で5~20分散させる。面積率5未満では、十分な耐力比とならず、一方、面積率が20を超えた場合、後述するMAのアスペクト比が規定を満足していても、一様伸び低下が著しくなることから上限を20とする。MA面積率は倍率1000~3000倍程度で鋼の断面SEM走査型電子顕微鏡写真を4視野以上撮影し、それぞれの写真中に見えるMA粒の個々の面積を画像解析によって測定後、全視野分を積算し、全視野面積で除することによって算出する。MAのアスペクト比は2.0以下とする。MA粒の形状は、細長い状態であるほどMAと第1相であるベイナイト相との界面から微視的な破壊が生じやすくなり、その結果、一様伸びが低下する。MAのアスペクト比は、1000~3000倍程度の倍率で鋼の断面SEM写真を4視野以上撮影し、視野毎に、個々のMA粒について、長径および短径を画像解析により計測して、アスペクト比=長径/短径を求めた後、平均値を算出し、更に全視野での平均値を求める。さらに、これらアスペクト比2.0以下のMAがベイナイトのラス間に存在する場合、高い耐力比は得られるものの、強度が上昇したときの一様伸びの低下が著しいため、MAが第1相の結晶粒界面に存在することが必要である。具体的には、ベイナイト変態前の旧オーステナイト粒界上に存在するMAが、全MAの90以上となる必要がある。旧オーステナイト粒界上に存在するMAの分率は、上述の面積率測定で計測した全MA粒子についてSEM写真で粒界との位置関係を確認し、粒界上に存在している粒子の数を数え、全MA粒子数で割ることで算出する。なお、旧オーステナイト粒界は例えばピクリン酸腐食によって現出することができる。本発明においては、母相の主体であるベイナイト、および第2相である島状マルテンサイト以外のミクロ組織として面積率で5以下の他の金属組織、例えばフェライト、パーライトやセメンタイトなどを1種または2種以上を含有してもよい。但し、ベイナイト、および島状マルテンサイト以外のミクロ組織として、残留オーステナイトが存在する場合、加工誘起変態に伴う伸び向上効果が期待できるものの、一旦塑性加工した後は硬質なマルテンサイト化して、むしろ延性低下の原因になることから、その面積率は2未満であることが好ましく、1未満であることがさらに好ましい。[溶接金属ミクロ組織]本発明では、鋼管溶接金属のミクロ組織がアシキュラフェライトとベイナイトの混合組織とし、それぞれの面積率の和が80以上でかつ、島状マルテンサイトの面積率が5以下の組織に規定する。溶接金属において引張り強さ700MPa以上の高強度を得るためには、多数のTiOを核として変態生成した微細なアシキュラフェライト組織にベイナイト組織を混合させることが必要で、熱処理等により一部オーステナイト化してから再変態して生成するマルテンサイト、パーライト、セメンタイト等が多くなるほど靱性が著しく低下する。このため溶接金属中のアシキュラフェライトとベイナイトの面積率の和を80以上とする必要があり、好ましくは90以上とする。また、溶接金属においては硬質なMAは少量でも著しく靱性を劣化させるため、面積率を5以下、好ましくは2以下とする。以下、上記成分組成と上記ミクロ組織を備えた鋼の、好適な製造方法について述べる。本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板板厚方向平均温度を指すものとする。鋼片加熱温度:Ac3以上熱間圧延により形状およびミクロ組織を造り込むため、鋼片をオーステナイト化する目的で、Ac3以上の温度に加熱する。Ac3未満の場合、未変態フェライト等が残存し、その後のミクロ組織制御に悪影響を及ぼす。完全にオーステナイト化するためには1000°C以上とすることが好ましい。一方、鋼片加熱温度の上限は、母材靱性の観点からは1200°C以下とすることが好ましい。直送圧延の場合は、再加熱せず、Ac3以上の温度で熱間圧延を開始する。なお、Ac3温度は鋼の合金元素含有量を下記式1に代入することで簡易に求めることができる。Ac3=961.6-311.9C49.5Si-36.4Mn12.7Al-51Cu-29Ni-8.7Cr13.5Mo308.1Nb-140V318.9Ti611.2B1式中、Mは元素Mの含有量質量を示し、元素Mが無添加の場合は、0として計算する。熱間圧延終了温度:Ar3以上熱間圧延終了温度圧延最終パスの温度がAr3以下まで低下した場合、圧延中に変態生成したフェライトが加工を受けた、いわゆる加工フェライトが形成される。加工フェライト量の増加に伴い、降伏強度が上昇し、鋼管の曲げ座屈歪向上に必要な耐力比を達成することが難しくなることから、圧延最終パスの温度をAr3以上とする。好ましくは、800°C以上とする。なお、Ar3温度は鋼の合金元素添加量を下記式2に代入することで簡易に求めることができる。Ar3=910-273C-74Mn-56Ni-16Cr-9Mo-5Cu2式中、Mは元素Mの含有量質量を示し、元素Mが無添加の場合は、0として計算する。熱間圧延後はミクロ組織第1相をベイナイトとするために加速冷却を実施する。なお、加速冷却は、フェライトの生成を抑制するため、冷却開始温度をAr3以上とすることが好ましい。冷却速度:10~80°C/s加速冷却の冷却速度は、加速冷却の途中でフェライトが生成することを避けるため、10°C/s以上とする。一方、冷却速度が80°C/sを超えると、一部マルテンサイト変態が生じ延性が著しく低下するため、上限を80°C/sとする。冷却停止温度:400°C未満加速冷却の冷却停止温度はベイナイト変態を完了させるため400°C未満とする。冷却停止温度が400°C以上でベイナイト変態が完了していない場合、ベイナイト中に残る未変態オーステナイトがその後の再加熱処理を経てMAとなるが、アスペクト比が大きい細長いMAとなりやすく、かつ旧オーステナイト粒内に存在するため、一様伸びが低下する。本発明に係る鋼管は上述の製造方法によって製造された鋼板を冷間加工法によって筒状に成形する。成形方法はUOE法、ロールベンド法等があるがいずれでもかまわない。鋼板を筒状に成形した後、再加熱処理を実施する。再加熱温度:Ac1以上Ac3以下ミクロ組織第1相であるベイナイトを加熱してその一部をオーステナイトに逆変態させる。逆変態オーステナイトは粒界3重点より変態し、かつ、拡散的に変態することから、後の冷却過程でさらに変態生成するMAがベイナイトラス間に生成することが抑制され、さらに、アスペクト比が小さい、一様伸び劣化が少ない形状のMAを生成させることができる。再加熱温度がAc1未満の場合、オーステナイトに逆変態しないため硬質第2相としてのMAを生成させることができない。一方、再加熱温度がAc3を超えると、全面的にオーステナイトに逆変態してしまい、硬質相を所定の面積率で分散させた状態を得ることが極めて困難となるため、再加熱温度をAc1以上Ac3以下の二相域とする。なお、Ac1温度は鋼の合金元素添加量を下記式3に代入することで簡易に求めることができる。Ac1=751-26.6C17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni24.1Cr22.5Mo233Nb-39.7V-5.7Ti-895B3式中、Mは元素Mの含有量質量を示し、元素Mが無添加の場合は、0として計算する。再加熱する際の加熱速度は、加熱時に生成する逆変態オーステナイトがベイナイトのラス間から生成することを抑制するために、2°C/s以上とすることが好ましい。再加熱後は空冷あるいは水冷を実施する。硬質相であるMAの硬さを上げてより安定的に高い耐力比を得るためには、10°C/s以上の冷却速度で200°C以下まで水冷することが好ましい。二相域に再加熱、冷却後に、端部通常、鋼板の圧延方向の端部を溶接する端部の溶接をシーム溶接と言う場合がある。シーム溶接後、上述した再加熱を行うと、溶接金属が再変態して、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトあるいはMAが生成し、本発明が目標とするアシキュラフェライトとベイナイトの面積率の和が80以上のミクロ組織が得られない。特に、溶接金属の場合、Ac1以上Ac3以下の二相域の温度域に加熱されると、多量のMAが生成し、MA面積率の目標値である5以下を満足しない。以上の理由により、本発明ではシーム溶接は必ず母材部の二相域再加熱、冷却後に行い、溶接金属のミクロ組織がアシキュラフェライト主体の組織となるようにする。シーム溶接はサブマージドアーク溶接による内外面1層溶接が一般的であるが、レーザーあるいはレーザーアークハイブリッド溶接等による1層溶接でもかまわない。シーム溶接後、管の真円度向上を目的とした拡管成形を行う。拡管条件は形状確保の観点から拡管率を0.6以上、2.0以下とすることが好ましい。表1に示す化学組成A~Jの鋼を用い、表2に示す条件の鋼片加熱、圧延、冷却を施して、鋼板No.1~14を作製した。なお、表1に表示していないが、不可避的不純物であるPおよびSの含有量は、いずれも、P量:0.01以下、S量:0.003以下であった。これらの鋼板より圧延方向と直交する方向に、平行部幅150mm、平行部長さ600mmとする平板引張試験片を採取し、UOE鋼管のU-Oプレス成形に相当する引張歪を付与してから、加熱冷却を実施した。次に、この熱処理後の試料を使い、鋼管のシーム溶接を模擬する内外面1層サブマージドアーク溶接を実施した。表3に熱処理条件、溶接入熱条件を示す。最後に、サブマージドアーク溶接部を含む試験体に、UOE鋼管の拡管成形に相当する引張歪を付与した。なお、比較として、平板引張試験片に引張歪を付与した後、先にサブマージドアーク溶接を行ってから加熱冷却を行い、最後に再び引張歪を付与する試験体も作製した.サブマージドアーク溶接部を含む試験体の母材部中央よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、元の鋼板の圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、2段エッチング法を用いてMAを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡SEMを用い2000倍の倍率で無作為に5視野ミクロ組織写真を撮影し、写真中のMAの面積率、平均アスペクト比、およびフェライト粒界に属するMAの割合を画像解析によって計測算出した。さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、3硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて400倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の第1相の種類を確認した。次に、同じ試験体の母材部中央よりJISZ2201に従って14A号引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験はJIZZ2241に従い、降伏強度、引張強度、一様伸びを計測した。同じく、試験体の母材部中央よりJISZ2202に従って2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。シャルピー試験はJISZ2242に従い、延性-脆性破面遷移温度vTrsを計測した。次に、サブマージドアーク溶接部の溶接金属より化学成分分析試料を採取し、溶接金属の化学成分を測定した。表4に測定結果を示す。サブマージドアーク溶接部より、溶接金属のミクロ組織観察用サンプルを採取し、板厚断面を鏡面研磨したあと、2段エッチング法を用いてMAを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡SEMを用い2000倍の倍率で無作為に5視野ミクロ組織写真を撮影し、写真中のMAの面積率を画像解析によって計測算出した。さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、3硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて400倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の種類を確認した。また、サブマージドアーク溶接部からJISZ2202に従って2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、溶接金属のシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー試験はJISZ2242に従い、試験温度-20°Cにおける吸収エネルギー3本平均値を計測した。UOE鋼管の製造工程を模擬する冷間加工熱処理後内外面1層サブマージドアーク溶接拡管相当冷間加工を実施した試験体の母材部および溶接金属部のミクロ組織画像解析結果および機械的性質を調査した結果をまとめて表5に示す。No.1-1~6は母材部化学組成、溶接金属化学組成、母材部ミクロ組織、および溶接金属ミクロ組織が本発明範囲内となる発明例で、いずれもAPIX80以上の強度、1.10以上の1.5耐力と0.5耐力の比および引張強度と一様伸びの積が7500MPaを超える値を示し、さらに試験温度-20°Cにおける溶接金属シャルピー吸収エネルギー3本平均値が100Jを超える、優れた低温靱性を示した。一方、U-Oプレス相当の冷間加工歪付与後にサブマージドアーク溶接を行ってから加熱冷却をした比較例No.1-2は、溶接金属のミクロ組織が加熱冷却の熱影響でアシキュラフェライトとベイナイトとの合計面積率およびMA面積率の両方が本発明の範囲外となり、溶接金属シャルピー吸収エネルギーが著しく低下した。また、U-Oプレス相当の冷間加工歪付与後の再加熱温度が本発明下限を下回った比較例1-3は、再加熱時にオーステナイト化が起こらなかったため、MAの面積率が下限の5を下回った結果、引張強度が低く、かつ0.5耐力に対する1.5耐力の比が本発明の目標に達しなかった。再加熱温度が本発明上限を上回った比較例1-4は、再加熱によって全面的にオーステナイトに逆変態し、その後の空冷時にベイナイト変態をし、ベイナイトラス間にアスペクト比が大きいMAが生成した。その結果、引張強度と一様伸びの積が7500MPaを下回った。熱間圧延時の鋼片加熱温度が本発明下限を下回った比較例7は、鋼片が完全にオーステナイト化せず、残留したフェライト相が圧延成形加熱の履歴を経ても最後まで残ってしまい、再加熱後のMA生成に影響して旧オーステナイト粒界上のMA分率が本発明の範囲を下回った結果、引張強度と一様伸びの積が7500MPaを下回った。同様に、熱間圧延時の圧延終了温度が本発明下限を下回った比較例8も、圧延中に初析フェライトが生成したため、引張強度が低下したほか、再加熱後に旧オーステナイト粒界上のMA分率が本発明の範囲を下回ったため、一様伸びが低下し、引張強度と一様伸びの積が7500を下回った。また、熱間圧延後の加速冷却の冷却速度が本発明下限を下回った比較例9は、母材部の第1相ミクロ組織がフェライトとなってしまい、目標とするAPIX80級の引張強度が達成できなかった。加速冷却の冷却停止温度が本発明上限を上回った比較例10は、変態生成したベイナイトのラス間にすでにMAが存在し、再加熱処理後もこのMAが残留したため、旧オーステナイト粒界上のMA分率が本発明の範囲を下回った結果、引張強度と一様伸びの積が7500MPaを下回った。母材部のC量が本発明の上限を上回った比較例No.11は、MAの面積率が上限を上回り、その結果一様伸びが低下し、引張強度と一様伸びの積が7500MPaを下回った。母材部のSi量が本発明の上限を上回った比較例No.12は、溶接金属のSi量も上限を上回り、母材部および溶接金属中のMA面積率が高くなった結果、母材部においては引張強度と一様伸びの積が7500MPaを下回り、溶接金属ではシャルピー吸収エネルギーが低下した。母材部のMn量が本発明の上限を上回った比較例No.13は、母材部のミクロ組織がマルテンサイト主体となり、一様伸びが低く、引張強度と一様伸びの積が7500MPaを下回った。鋼のNb量が本発明の上限を上回った比較例No.14は、母材部のMA面積率が本発明の範囲を外れたため、一様伸びが低く、引張強度と一様伸びの積が7500MPaを下回った。溶接金属の化学成分が本発明範囲を外れた比較例2-a、2-b、2-c、2-d、2-e、2-f、2-g、2-hは、いずれも母材部は目標とする機械的性質を満足したものの、溶接金属ミクロ組織が本発明の範囲外となるか、TiO過剰、あるいはNbないしVの析出硬化の結果、いずれも溶接金属シャルピー吸収エネルギーが低下した。