管状に成形した鋼板の突合せ部が溶接された鋼管であって、前記鋼板の母材部が、質量で、C:0.010~0.080、Si:0.01~0.50、Mn:0.50~2.00、S:0.0001~0.0050、Ti:0.003~0.030、Mo:0.05~1.00、B:0.0003~0.0100、O:0.0001~0.0080、N:0.006~0.0118を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、P:0.050以下、Al:0.008以下に制限し、[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]、[N]及び[Ti]が、それぞれC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、B、N及びTiの質量での含有量であると定義した場合に、下記<7>式によって求められるCeqが0.30~0.53であり、下記<8>式によって求められるPcmが0.10~0.20であり、前記[N]及び前記[Ti]が下記<9>式を満足し、前記鋼板の溶接熱影響部の旧γ粒の平均結晶粒径が250μm以下であり、前記旧γ粒内にベイナイトと粒内ベイナイトとが含まれることを特徴とする高強度溶接鋼管。Ceq=[C][Mn]/6[Ni][Cu]/15[Cr][Mo][V]/5<7>Pcm=[C][Si]/30[Mn][Cu][Cr]/20[Ni]/60[Mo]/15[V]/105[B]<8>[N]-[Ti]/3.4<0.003<9>前記母材部が、さらに、質量で、Cu:0.05~1.5、Ni:0.05~5.00、Cr:0.02~1.50、W:0.01~0.50、V:0.010~0.100、Nb:0.001~0.200、Zr:0.0001~0.0500、Ta:0.0001~0.0500、Mg:0.0001~0.0100、Ca:0.0001~0.0050、REM:0.0001~0.0050、Y:0.0001~0.0050、Hf:0.0001~0.0050、Re:0.0001~0.0050のうち1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度溶接鋼管。前記母材部の板厚が、20~40mmであることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度溶接鋼管。周方向が引張方向である場合の前記母材部の引張強度が、500~800MPaであることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度溶接鋼管。請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼板を管状に成形し;シーム溶接部が形成されるように突合せ部をアーク溶接によりシーム溶接する;ことを特徴とする高強度溶接鋼管の製造方法。前記アーク溶接が、サブマージドアーク溶接であることを特徴とする請求項5に記載の高強度溶接鋼管の製造方法。前記サブマージドアーク溶接の入熱量が、3.5~10.0kJ/mmであることを特徴とする請求項6に記載の高強度溶接鋼管の製造方法。さらに、前記シーム溶接部に対して熱処理を行うことを特徴とする請求項5に記載の高強度溶接鋼管の製造方法。前記熱処理では、加熱温度が、300~600°Cであることを特徴とする請求項8に記載の高強度溶接鋼管の製造方法。ラインパイプによる輸送効率の向上のためには、鋼管の強度を高め且つ肉厚を増やすことが有効であるが、鋼管の溶接部における低温でのHAZ靭性を確保することが困難になる。特に、20mm以上の厚肉材では、シーム溶接時に大入熱が必要になり、HAZの結晶粒径が粗大化するため-40°C、更には-60°Cといった極低温での靭性を確保することが極めて困難であった。本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、特に肉厚が20mm以上、更には30mm以上であっても、-40°C、更には-60°Cといった極低温でのHAZの低温靭性を十分に確保することが可能な高強度溶接鋼管及びその製造方法を提供する。本発明では、HAZでの金属組織中にベイナイトと粒内ベイナイトとを含む微細な金属組織を有する低温靭性に優れた高強度溶接鋼管及びその製造方法を提供する。本発明の高強度溶接鋼管では、CおよびAlを低減し、HAZでの旧γ粒径の粗大化を抑制するために適量のTiとNとを添加し、大入熱シーム溶接時に生成する粗大な粒界フェライトを抑制するために適量のBを添加し、焼入れ性の指標である炭素当量Ceq及び溶接性の指標である割れ感受性指数Pcmを最適な範囲に制御した成分組成を有する鋼板をシーム溶接している。具体的には、本発明の要旨は、以下のとおりである。1管状に成形した鋼板の突合せ部が溶接された鋼管であって、前記鋼板の母材部が、質量で、C:0.010~0.080、Si:0.01~0.50、Mn:0.50~2.00、S:0.0001~0.0050、Ti:0.003~0.030、Mo:0.05~1.00、B:0.0003~0.0100、O:0.0001~0.0080、N:0.006~0.0118を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、P:0.050以下、Al:0.008以下に制限し、[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]、[N]及び[Ti]が、それぞれC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、B、N及びTiの質量での含有量であると定義した場合に、下記<1>式によって求められるCeqが0.30~0.53であり、下記<2>式によって求められるPcmが0.10~0.20であり、前記[N]及び前記[Ti]が下記<3>式を満足し、前記鋼板の溶接熱影響部の旧γ粒の平均結晶粒径が250μm以下であり、前記旧γ粒内にベイナイトと粒内ベイナイトとが含まれることを特徴とする高強度溶接鋼管。Ceq=[C][Mn]/6[Ni][Cu]/15[Cr][Mo][V]/5<1>Pcm=[C][Si]/30[Mn][Cu][Cr]/20[Ni]/60[Mo]/15[V]/105[B]<2>[N]-[Ti]/3.4<0.003<3>2上記1に記載の高強度溶接鋼管では、前記母材部が、さらに、質量で、Cu:0.05~1.5、Ni:0.05~5.00、Cr:0.02~1.50、W:0.01~0.50、V:0.010~0.100、Nb:0.001~0.200、Zr:0.0001~0.0500、Ta:0.0001~0.0500、Mg:0.0001~0.0100、Ca:0.0001~0.0050、REM:0.0001~0.0050、Y:0.0001~0.0050、Hf:0.0001~0.0050、Re:0.0001~0.0050のうち1種以上を含有してもよい。3上記1または2に記載の高強度溶接鋼管では、前記母材部の板厚が、20~40mmであってもよい。4上記1または2に記載の高強度溶接鋼管では、周方向が引張方向である場合の前記母材部の引張強度が、500~800MPaであってもよい。5本発明の一態様に係る高強度溶接鋼管の製造方法では、上記1または2に記載の成分組成を有する鋼板を管状に成形し;シーム溶接部が形成されるように突合せ部をアーク溶接によりシーム溶接する。6上記5に記載の高強度溶接鋼管の製造方法では、前記アーク溶接が、サブマージドアーク溶接であってもよい。7上記6に記載の高強度溶接鋼管の製造方法では、前記サブマージドアーク溶接の入熱量が、3.5~10.0kJ/mmであってもよい。8上記5に記載の高強度溶接鋼管の製造方法では、さらに、前記シーム溶接部に対して熱処理を行ってもよい。9上記8に記載の高強度溶接鋼管の製造方法では、前記熱処理における加熱温度が、300~600°Cであってもよい。本発明によれば、適量のTiおよびN、Bを含み、焼入れ性を高める成分組成を有し、シーム溶接後のHAZでの旧γ粒径が250μm以下であり、旧γ粒内の組織がベイナイトおよび粒内ベイナイトを含む微細組織であるので、強度及び極低温でのHAZ靭性が向上する。したがって、本発明は、低温靭性に優れた高強度溶接鋼管及びその製造方法を提供することができ、産業上の貢献が極めて顕著である。低温でのHAZ靭性の向上、特に、-40°C、更には-60°Cといった極低温での靭性の確保には、結晶粒の微細化が必要である。しかし、20mm以上の厚肉材では、シーム溶接時の入熱量が大きくなり、HAZの結晶粒径が粗大化するため、-40°C、更には-60°Cといった極低温での靭性を確保することが極めて困難である。そこで、本発明者らは、溶接時のγ粒径の粗大化を抑制し、粗大な粒界フェライトを生成させず、粒内ベイナイトを利用することで金属組織を微細化し、低温靭性を向上させる方法を検討した。本発明者らは、まず、HAZでの旧γ粒径旧オーステナイト粒径に及ぼす成分の条件の影響について検討を行った。まず、質量で、0.010~0.080のCと、0.01~0.50のSiと、0.50~2.00のMnと、0.0001~0.0050のSと、0.003~0.030のTiと、0.05~1.00のMoと、0.0003~0.050のBと、0.0001~0.0080のOとを含み、Pの含有量を0.050以下、Alの含有量を0.008以下に制限し、焼入れ性の指標である炭素当量Ceqを0.30~0.53及び溶接性の指標である割れ感受性指数Pcmを0.10~0.20に調整し、さらに、28~65ppmのNを含む鋼を溶製し、この鋼を鋳造して鋼片を製造した。次に、得られた鋼片から長さ120mm、12mm角の試験片を切り出し、この試験片にシーム溶接部のHAZを模擬した熱処理を施した後、試験片の旧γ粒径を測定した。結果を図1に示す。図1は、Nの添加量と旧γ粒径との関係を示す図である。図1に示したように、鋼中にTiとNとを添加してNの含有量を0.006以上に調整すれば、旧γ粒径が250μm以下になることがわかった。更に、上記熱処理後にシャルピー衝撃試験片を作製してシャルピー衝撃試験を行い、-60°Cでの吸収エネルギーを測定した。結果を図2に示す。図2は、金属組織中に粗大な粒界フェライトがない場合の旧γ粒径と-60°Cでのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。図2に示したように、旧γ粒径が250μm以下であると、-60°Cでの吸収エネルギーが50J以上になる。なお、図1及び図2では、測定を簡便に行うために、旧γ粒径として、旧γ粒径の最大値を使用した。図3は、[N]-[Ti]/3.4と-60°Cでのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。図3に示したように、[N]-[Ti]/3.4が0.003未満30ppm未満であると、-60°Cでの吸収エネルギーが50J以上になる。この[N]-[Ti]/3.4は、金属組織中に粗大な粒界フェライトが生成するか否かに影響を与えると考えられる。[N]-[Ti]/3.4が0.003以上では、過剰なNの添加によってBNが生成し、Bの焼入れ性向上効果が損なわれる。しかしながら、[N]-[Ti]/3.4が0.003未満では、Bの焼入れ性向上効果が確保され、粗大な粒界フェライトの生成が抑制されて主にベイナイトと粒内ベイナイトとを含む微細組織が得られる。その結果、[N]-[Ti]/3.4が0.003未満である試験片が優れた靭性を示したと考えられる。本発明では、Cの含有量を低下させ、金属組織を主にベイナイトを含む低温変態組織に制御して靭性を向上させている。さらに、鋼中に適量のTiとNとを添加して大入熱溶接時の溶接熱影響部の旧γ粒径の粗大化を抑制している。また、鋼中にBを添加して焼入れ性を高め、粗大な粒界フェライトの生成を抑制すると共に、粒内ベイナイトを活用している。このような方法によって、本発明では、HAZの有効結晶粒径を微細化し、低温靭性を向上させた高強度溶接鋼管を提供している。即ち、本発明では、Al量を低減し、酸素量を制御しながら適量のTiを鋼中に添加して、粒内変態の生成核として極めて有効に作用する微細介在物を分散させている。更に、鋼中に適量のTiとNとBとを添加し、旧γ粒径の粗大化を抑制するピニング粒子として極めて有効に作用する微細介在物と粒内変態の生成核として極めて有効に作用する微細介在物とを分散させ、旧γ粒界から粗大なフェライトが生成することを抑制している。このように、本発明では、旧γ粒の粗大化抑制と粒内変態促進とによって有効結晶粒径を微細化している。本発明者らは、更なる詳細な検討を行い、以下の知見を得て本発明を完成させた。以下、本発明の一実施形態に係る鋼管を製造するための鋼板母材部の化学組成について詳細に説明する。なお、以下では、各元素の量を示すは、質量である。また、以下に示す基本成分及び選択元素の残部は、鉄及び不可避的不純物からなる。Cは、鋼の強度を向上させる元素である。強度を確保しながら、HAZの金属組織中に硬質なベイナイトと粒内ベイナイトとを含む微細組織を生成させるためには、鋼中にCが0.010以上含まれることが必要である。また、高強度と高靭性とを両立させるため、Cの含有量は、0.080以下である。強度と靭性とのバランスをより高めるために、Cの含有量が0.078以下であることが好ましい。Siは、脱酸元素である。脱酸を十分に行うためには、鋼中にSiが0.01以上含まれることが必要である。一方、鋼中に0.50超のSiを含有させると、HAZの靭性が劣化するため、Siの含有量の上限は、0.50である。Mnは、焼入れ性を高める元素である。強度及び靭性を確保するためには、鋼中にMnが0.50以上含まれることが必要である。一方、Mnの含有量が2.00を超えると、HAZの靭性を損なう。したがって、Mnの含有量は、0.50~2.00である。Pは、不純物である。鋼中に0.050超のPを含有すると、母材母材部の靭性が著しく低下する。したがって、Pの含有量を0.050以下に制限する。HAZの靭性を向上させるには、Pの含有量を0.020以下に制限することが好ましい。なお、Pの含有量は、0超であってもよい。Sは、不純物である。鋼中に0.0050超のSを含有すると、粗大な硫化物を生成して、靭性が低下する。また、鋼板にTiの酸化物を微細に分散させると、MnSが析出して、粒内変態が生じ、鋼板母材部及びHAZの靭性が向上する。この効果を得るためには、鋼中にSを0.0001以上含有させることが必要である。したがって、Sの含有量は、0.0001~0.0050である。また、HAZの靭性を向上させるためには、Sの含有量の上限が0.0030であることが好ましい。Alは、脱酸剤である。しかしながら、鋼中にAlを多量に添加すると、粒内変態の生成核として作用するTiの酸化物の生成が阻害され、HAZ靭性が低下する。したがって、粒内変態に寄与するTiの酸化物を生成させるためには、Alの上限が0.008であることが必要である。また、Tiの酸化物を微細に分散させるためには、Alの上限が0.005であることが好ましく、より安定的にTiの酸化物を得るためには、Alの上限が0.003であることがより好ましい。なお、Alの含有量は、0超であってもよい。Tiは、鋼板母材部及びHAZの結晶粒径の微細化に寄与するTiの窒化物を生成する元素である。そのため、鋼中にTiが0.003以上含まれることが必要である。HAZの結晶粒径をより微細にするためには、Tiの含有量が0.005以上であることが好ましい。一方、鋼中にTiを過剰に含有させると、粗大な介在物を生じて靭性を損なうため、Tiの上限は、0.030である。また、Tiの酸化物をより微細に分散させるためには、Tiの含有量が0.028以下であることが好ましい。Tiの酸化物は、微細に分散すると、粒内変態の生成核として有効に作用する。Tiを添加する際の酸素量が多いと、粗大なTiの酸化物を生成するため、製鋼時には、Si及びMnにより脱酸を行い、鋼中の酸素量を低下させることが好ましい。この場合、Alの酸化物は、Tiの酸化物よりも生成し易いので、脱酸のために鋼中に過剰な量のAlが含まれることは好ましくない。Bは、焼入れ性を著しく高め、HAZでの粗大な粒界フェライトの生成を抑制する重要な元素である。この効果を得るためには、鋼中にBが0.0003以上含まれることが必要である。また、焼入れ性をより確実に高めるためには、Bの含有量が、0.0005以上であることが好ましい。一方、鋼中にBを過剰に添加すると、粗大なBNが生じ、特にHAZの靭性が低下するため、Bの含有量の上限は、0.0100である。Nは、鋼板母材部及びHAZの結晶粒径の微細化に寄与するTiの窒化物を生成する元素である。したがって、HAZの旧γ粒径を250μm以下にするためには、0.006以上のN量が必要である。一方、鋼中にNを過剰に含有させると、BNが生成してBの焼入れ性向上効果を損なう。その結果、粗大な粒界フェライトが生成したり、粗大なBNを生成したりして、HAZ靭性を損なう。そのため、N量の上限は、0.0118である。Moは、特にBとの複合添加によって、焼入れ性を著しく高める元素である。焼入れ性を高めて、強度及び靭性を向上させるためには、鋼中にMoを0.05以上含有させる。一方、Moは、高価な元素であるため、Mo量の上限が1.00であることが必要である。Oは、不純物である。介在物の生成による靭性の低下を避けるためには、Oの含有量の上限を0.0080に制限することが必要である。粒内変態に寄与するTiの酸化物を生成させるためには、鋳造時に鋼中に残存するOの含有量が、0.0001以上であることが必要である。更に、強度及び靭性を向上させる元素として、Cu、Ni、Cr、W、V、Nb、Zr、Taのうち、1種以上を必要に応じて鋼中に添加しても良い。また、これらの元素の含有量が好ましい下限未満である場合には、各元素が特に悪影響を与えないため、各元素Cu、Ni、Cr、W、V、Nb、Zr、Taを不純物と見做すことができる。Cu及びNiは、靭性を損なうことなく強度を上昇させる有効な元素である。この効果を得るためには、Cu量及びNi量の下限が0.05であることが好ましい。一方、鋼片の加熱時及び溶接時の割れの発生を抑制するためには、Cu量の上限が1.50であることが好ましい。Niは、鋼中に過剰に含有させると、溶接性を損なうため、Ni量の上限が5.00であることが好ましい。なお、Cu及びNiは、表面傷の発生を抑制するために組み合わせて含有させることが好ましい。また、コストの観点からは、Cu量及びNi量の上限が、1.00であることがより好ましい。Cr、W、V、Nb、Zr、Taは、炭化物及び窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、Cr、W、V、Nb、Zr、Taのうち、1種以上を必要に応じて鋼中に含有させても良い。強度を効果的に上昇させるためには、Cr量の下限が0.02、W量の下限が0.01、V量の下限が0.010、Nb量の下限が0.001、Zr量及びTa量の下限が、共に0.0001であることが好ましい。一方、鋼中にCr及びWを過剰に添加すると、焼入れ性の向上により強度が上昇し、靭性を損なうことがある。そのため、Cr量の上限が1.50、W量の上限が0.50であることが好ましい。また、鋼中にV、Nb、Zr、Taを過剰に添加すると、炭化物及び窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがある。そのため、V量の上限が0.100、Nb量の上限が0.200、Zr量及びTa量の上限が共に0.0500であることが好ましい。更に、介在物の形態を制御して、靭性を向上させるため、Mg、Ca、REM、Y、Hf、Reのうち、1種以上を必要に応じて鋼中に添加しても良い。また、これらの元素の含有量が好ましい下限未満である場合には、各元素が特に悪影響を与えないため、各元素Mg、Ca、REM、Y、Hf、Reを不純物と見做すことができる。Mgは、酸化物の微細化及び硫化物の形態制御に効果を発現する元素である。特に、微細なMgの酸化物は、粒内変態の生成核として作用し、ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する。これらの効果を得るためには、Mgの添加によって鋼中に0.0001以上のMgが含まれることが好ましい。一方、鋼中に0.0100を超える量のMgが含まれると、粗大な酸化物が生成して、HAZの靭性を低下させることがある。そのため、Mg量の上限が0.0100であることが好ましい。Ca及びREMは、硫化物の形態制御に有用であり、Ca及びREMの硫化物を生成して圧延方向に伸長したMnSの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する元素である。この効果を得るためには、Ca量及びREM量の下限が、共に0.0001であることが好ましい。一方、Ca量及びREM量が0.0050を超えると、Ca及びREMの酸化物が増加して、微細なTi含有酸化物が減少し、粒内変態の生成を阻害することがある。そのため、Ca量及びREM量が0.0050以下であることが好ましい。Y、Hf及びReも、Ca及びREMと同様の効果を発現する元素である。そのため、鋼中にY、Hf及びReを過剰に添加すると、粒内変態の生成を阻害することがある。そのため、Y量、Hf量及びRe量が、それぞれ、0.0001~0.0050であることが好ましい。更に、本実施形態においては、特に、HAZの焼入れ性を確保して靭性を高めるために、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo及びVの含有量[質量]から計算される、下記<4>式の炭素当量Ceqを0.30~0.53にする。<4>式の炭素当量Ceqが0.30未満では、強度が不足する。一方、炭素当量Ceqが0.53超では、靭性が損なわれる。また、強度と靭性とのバランスをより確保する必要がある場合には、<4>式の炭素当量Ceqが、0.33~0.48であることが好ましい。Ceq=[C][Mn]/6[Ni][Cu]/15[Cr][Mo][V]/5<4>また、鋼板母材部及びHAZの低温靭性を確保するために、C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V及びBの含有量[質量]から計算される、下記<5>式の割れ感受性指数Pcmを0.10~0.20にする。<5>式の割れ感受性指数Pcmが0.10未満では、強度が十分でない。一方、割れ感受性指数Pcmが0.20を超えると、靭性あるいは溶接性を損なう。また、強度と靭性とのバランスをより確保する必要がある場合には、<5>式の割れ感受性指数Pcmが、0.13~0.19であることが好ましい。Pcm=[C][Si]/30[Mn][Cu][Cr]/20[Ni]/60[Mo]/15[V]/105[B]<5>ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]及び[B]は、それぞれ、C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V及びBの含有量[質量]である。なお、Ni、Cu、Cr及びVは、選択的に鋼中に含有される元素であるため、これらの元素の含有量が上述した好ましい下限未満である場合には、不純物と見做され、上記<1>式及び<2>式においては、[Ni]、[Cu]、[Cr]及び[V]を0として計算する。更に、旧γ粒径を250μm以下にするためには、Nの含有量が0.006以上である必要がある。また、粒界フェライトの生成を抑制するためには、TiおよびNの含有量が下記<6>式を満足する必要がある。[N]-[Ti]/3.4<0.003<6>ここで、[N]及び[Ti]は、N及びTiの含有量[質量]である。また、上述したように、鋼管高強度溶接鋼管のHAZ中の旧γ粒の平均粒径が250μm以下である必要がある。さらに、この旧γ粒内には、ベイナイトと粒内ベイナイトとが含まれ、ベイナイトと粒内ベイナイトとが旧γ粒内の組織を微細にしている。なお、旧γ粒の粒径として、亀裂の発生特性に対して直接影響を与える最大粒径を使用することが望ましいが、統計上の観点から平均粒径を使用している。さらに、鋼管の厚肉化に対する要求に応えるために、この鋼管の肉厚鋼板の板厚は、20~40mmであってもよい。加えて、鋼管の高強度化に対する要求に応えるために、鋼管の周方向に対応する方向への鋼板母材部の引張強度が500~800MPaであってもよい。なお、鋼板中の溶接による熱の影響を受けていない部分を母材部と定義し、鋼板中の溶接による熱の影響を受けた部分をHAZと定義している。次に、本発明の一実施形態に係る高強度溶接鋼管の製造方法について説明する。まず、鋼管の製造に使用する鋼板の製造方法について説明する。製鋼工程において、溶鋼にSi及びMnを添加して弱脱酸を行った後、Tiを添加し、更に、所定の組成範囲上記成分組成となるように成分を調整し、この溶鋼を鋳造して鋳片とする。鋳造は、常法で行われればよいが、生産性の観点から連続鋳造であることが好ましい。上記鋳片は、さらに、熱間圧延によって鋼板にするために加熱される。本実施形態に記載された鋼板は、通常実施される熱間圧延の条件において得ることができるため、熱間圧延の条件は特に規定されない。しかしながら、鋼板の金属組織の有効結晶粒径を微細化する観点から、熱間圧延の条件が以下の条件であることが好ましい。すなわち、加熱温度が950°C以上であることが好ましい。これは、熱間圧延を鋼の組織がオーステナイト単相になる温度、即ちオーステナイト域で行い、鋼板の結晶粒径を微細にするためである。加熱温度の上限は規定されないが、鋼板の有効結晶粒径の粗大化を抑制する観点から、加熱温度が1250°C以下であることが好ましい。加熱炉から鋳片が送出された後、直ちに熱間圧延を開始しても良く、熱間圧延の開始温度は、特に規定されない。上述のように、熱間圧延の条件は、特に限定されないが、鋼板の有効結晶粒径を微細化する観点から、900°C超の再結晶域での圧下比が2.0以上であることが好ましい。再結晶域での圧下比は、鋳片の板厚と900°Cでの板厚との比鋳片の板厚を900°Cでの板厚で除した値である。また、900°C以下の未再結晶域での熱間圧延においては、鋼板の有効結晶粒径を微細化する観点から、圧下比が2.5以上であることが好ましく、有効結晶粒径を更に微細にする場合には、圧下比が3.0以上であることが好ましい。なお、未再結晶域圧延の圧下比は、900°Cでの板厚を熱間圧延終了後の板厚で除した比である。また、未再結晶域及び再結晶域での圧下比の上限は、特に規定されない。なお、熱間圧延前の鋳片の板厚と熱間圧延後の鋼板の板厚とを考慮すると、未再結晶域及び再結晶域での圧下比が12.0以下であってもよい。熱間圧延の終了温度についても、特に規定されないが、鋼板の有効結晶粒径を微細化して強度を向上させる観点から、水冷によって加速冷却することが好ましい。水冷停止温度の下限も、特に規定されない。例えば、熱間圧延後の鋼板を室温まで水冷しても良い。しかしながら、生産性の向上及び水素性欠陥の抑制を考慮すると、水冷停止温度が150°C以上であることが好ましい。次に、鋼管の製造においては、上記の方法で得られた鋼板を管状に成形した後、突合せ部対向する鋼板の両端部をアーク溶接によりシーム溶接し、溶接鋼管を製造する。この場合、鋼板を管状に成形するために、Cプレス、Uプレス及びOプレスを行うUOE工程を用いることが好ましい。アーク溶接には、溶接金属の靭性と生産性との観点から、サブマージドアーク溶接を採用することが好ましい。特に、肉厚が20~40mmの溶接鋼管を製造する際には、鋼管鋼板の内外面からのサブマージドアーク溶接の入熱量が、3.5~10.0kJ/mmであることが好ましい。この範囲の入熱量であれば、上述した成分組成を有する鋼板を用いて、HAZ中の旧γ粒径を250μm以下に制御でき、且つHAZ中に粒内ベイナイトを生じさせることができ、優れた低温靭性を有する溶接鋼管が得られる。内外面から1パスずつサブマージドアーク溶接を行う場合には、内面から溶接する際の入熱量と、外面から溶接する際の入熱量とが、同じである必要がなく、これらの入熱量の間に多少の入熱差があってもよい。シーム溶接後、鋼管の真円度を向上させるために、拡管を行っても良い。鋼管の真円度を拡管によって高める場合、塑性域まで鋼管を変形させる必要があるため、拡管率が0.7以上であることが好ましい。拡管率は、拡管後の鋼管の外周長と拡管前の鋼管の外周長との差を、拡管前の鋼管の外周長で除した値の百分率である。拡管率が2.0超であると、塑性変形により、母材母材部または溶接部の靭性が低下することがある。したがって、拡管率が0.7~2.0であることが好ましい。また、アーク溶接により粗大なMAが生成する場合には、シーム溶接部鋼管の溶接部及びHAZに対して熱処理を施すことが好ましい。特に、シーム溶接部を300~600°Cの温度に加熱すると、旧オーステナイト粒界に沿って生成した粗大なMAがベイナイトと微細なセメンタイトとに分解し、靭性が向上する。加熱温度が300°C未満では、粗大なMAの分解が不十分であり、靭性が十分に向上しないことがある。そのため、シーム溶接部の熱処理における加熱温度が300°C以上であることが好ましい。一方、600°C超にシーム溶接部を加熱すると、析出物が生じて溶接金属の靭性が劣化することがある。そのため、シーム溶接部の熱処理における加熱温度が600°C以下であることが好ましい。また、生産性向上の観点から、この加熱温度が500°C以下であることがより好ましい。MAがベイナイトとセメンタイトとに分解すると、内部に微細な白い析出物を有するMAと同様の形状の組織をSEMにより観察することができるため、分解後のMAベイナイト及びセメンタイトを分解前のMAと区別することができる。シーム溶接部の熱処理では、少なくともシーム溶接部の外面をバーナーによって加熱すれば良く、外面に対して高周波加熱を行っても良い。また、外表面が熱処理温度に到達した後、シーム部を直ちに冷却しても良い。しかしながら、MAの分解を促進するためには、シーム溶接部を所定の温度域例えば、300~600°Cに1~600s保持することが好ましい。設備のコスト及び生産性を考慮すると、保持時間が300s以下であることがより好ましい。弱脱酸により、Tiを添加する際の酸素濃度を0.001~0.003の範囲内に調整して、表1に示す成分組成を有する鋼を製鋼工程で溶製した後、連続鋳造して240mmの厚みを有する鋼片を作製した。これらの鋼片を、950°C以上に再加熱し、表2に示す厚みまで圧延した後、種々の温度にて水冷を開始、停止させて鋼板を製造した。次に、各鋼板をUO工程で管状に成形した後、3.5~10.0kJ/mmの溶接入熱で鋼板の表裏面から1パスずつのサブマージドアーク溶接にてシーム溶接を行い、鋼管を製造した。なお、溶接に使用したワイヤーには、鋼板による成分の希釈を考慮し、以下の成分のワイヤーを使用した。すなわち、このワイヤーは、基本成分として、質量で、0.010~0.120のCと、0.05~0.50のSiと、1.0~2.5のMnと、2.0~8.5のNiと、0.100以下のAlと、0超かつ0.10以下のTiとを含有している。また、鋼板の成分強度に応じて、Cr、Mo、Vの1種以上をCrとMoとVとの合計含有量CrMoVが1.0~5.0の範囲になるように鋼中に含有させている。このように、ワイヤーは、これら基本成分及び選択元素の残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。また、一部の鋼管については、表2に示す温度で熱処理所定の温度まで0.5°C/secで昇温したのち、ただちに急速冷却を施した。鋼管の溶接部から小片を採取し、研摩及び腐食後、光学顕微鏡100倍、200倍、500倍にて各鋼種の3視野を測定により、HAZでの粒界フェライトの有無および粒内変態組織の有無を判断し、平均旧γ粒径旧γ粒径を測定した。ここで、粒内変態組織の有無の判断には、粒内ベイナイトの有無を使用し、この粒内ベイナイトの有無を判断した。なお、介在物を起点にする花弁状に生成したベイナイトを粒内ベイナイトと定義している。また、この粒内ベイナイト以外のベイナイトをベイナイトと定義している。更に、HAZのシャルピー吸収エネルギーを、JISZ2242に準拠し、Vノッチ試験片を用いて、-60°Cで測定した。このVノッチ試験片には、Vノッチを溶接線から母材側に1mmの位置に設けた。また、引張試験をAPI規格の試験片を用いて行なった。さらに、鋼管表面のビッカース硬さを測定した。結果を表2に示す。製造No.1~19の実施例では、HAZの金属組織において、粗大な粒界フェライトが抑制されており、旧γ粒径が250μm以下であり、且つ粒内変態組織が確認され、ベイナイトと粒内ベイナイトとを含む微細組織であった。これらのシャルピー吸収エネルギーは、-60°Cの極低温においても全て50J以上であった。一方、製造No.20では、Alの添加量が過剰であるため、粒内変態が確認されない粗大な金属組織がHAZ中に含まれ、HAZでの吸収エネルギーが低下した。製造No.21では、炭素当量Ceq及び割れ感受性指数Pcmが高いため、強度が大きくなった結果、HAZでの吸収エネルギーが低下した。製造No.22では、Nの添加量が少ないため、旧γ粒径が粗大化し、HAZでの吸収エネルギーが低下した。製造No.23では、[N]-[Ti]/3.4の値が30ppm0.003以上であったため、Bによる焼入れ性が低下し、粗大な粒界フェライトが生成した。その結果、製造No.23では、HAZでの吸収エネルギーが低下した。製造No.24では、炭素当量Ceqおよび割れ感受性指数Pcmが低いため、粗大な粒界フェライトが生成してHAZでの吸収エネルギーが低下し、且つ母材の強度が低かった。