母材の成分組成が、質量で、C:0.03超~0.06、Si:0.1以下、Mn:1.0~1.7、Al:0.003~0.08、Nb:0.01~0.04、Ti:0.005~0.025、を含有し、さらにCu:0.1~0.5、Ni:0.1~0.5、Mo:0.1~0.5、Cr:0.1~0.5、V:0.003~0.04、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、溶接金属の成分組成が、質量で、C:0.06~0.08、Si:0.2~0.5、Mn:1.3~1.8、Al:0.03以下、B:0.001~0.003、Nb:0.005~0.025、Ti:0.015~0.040、Cu:0.1以下、V:0.03以下、O:0.015~0.04、N:0.01以下、を含有し、さらにNi:0.1~0.4、Mo:0.05~0.2、Cr:0.1~0.2、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相がフェライトで、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以上がフェラ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の面積率が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、かつ溶接部低温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、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管。質量で、C:0.03超え~0.06、Si:0.1以下、Mn:1.0~1.7、Al:0.003~0.08、Nb:0.01~0.04、Ti:0.005~0.025、を含有し、さらにCu:0.1~0.5、Ni:0.1~0.5、Mo:0.1~0.5、Cr:0.1~0.5、V:0.003~0.04、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、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、かつ溶接部低温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、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。現在、引張強度が550MPaを超える、API規格X65~X70級の高強度ラインパイプの実用化が進展し、-20°Cの寒冷な地震地帯などでの敷設も検討されているが、特許文献5および6には鋼板を鋼管とする際の突合せ溶接部に関する記載がなく、鋼管として上記環境に適したものは記載されていない。なお、特許文献1~4には一様伸びについての記載はない。そこで、本発明は、地震等の地盤変動による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するための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API規格X65~X70級の高強度鋼を用いた鋼管を提供することを目的とする。本発明者等は、埋設鋼管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が1となるまで抑制することを目標に鋼の引張特性およびミクロ組織について鋭意検討し、以下の知見を得た。なお、本発明で溶接部低温靱性とは溶接金属の低温靭性を指す。1応力-歪曲線の1歪前後における硬化勾配が大きくなるほど座屈発生が抑制でき、実管曲げ試験では、使用鋼管の応力-歪曲線における0.5耐力値に対する1.5耐力値が1.15以上となる場合に座屈が発生しなくなる。2鋼板の一様伸びには島状マルテンサイトMAMartensite-Austeniteconstituentsという場合があるの形態および第1相中の分散状態が大きく影響し、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を制御することで、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、上記1の達成に最適なMAの形態および分散状態が得られる。尚、本発明において高一様伸びとは母材部の0.5耐力に対する1.5耐力の比1.5耐力/0.5耐力の値が1.15以上かつ引張強度と一様伸びの積が7500MPa以上の優れた変形性能を備えていることを指す。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.母材の成分組成が、質量で、C:0.03超~0.06、Si:0.1以下、Mn:1.0~1.7、Al:0.003~0.08、Nb:0.01~0.04、Ti:0.005~0.025、を含有し、さらにCu:0.1~0.5、Ni:0.1~0.5、Mo:0.1~0.5、Cr:0.1~0.5、V:0.003~0.04、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、溶接金属の成分組成が、質量で、C:0.06~0.08、Si:0.2~0.5、Mn:1.3~1.8、Al:0.03以下、B:0.001~0.003、Nb:0.005~0.025、Ti:0.015~0.040、Cu:0.1以下、V:0.03以下、O:0.015~0.04、N:0.01以下、を含有し、さらにNi:0.1~0.4、Mo:0.05~0.2、Cr:0.1~0.2、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相がフェライトで、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以上がフェラ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の面積率が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、かつ溶接部低温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、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管。3.質量で、C:0.03超え~0.06、Si:0.1以下、Mn:1.0~1.7、Al:0.003~0.08、Nb:0.01~0.04、Ti:0.005~0.025、を含有し、さらにCu:0.1~0.5、Ni:0.1~0.5、Mo:0.1~0.5、Cr:0.1~0.5、V:0.003~0.04、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、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、かつ溶接部低温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、かつ溶接部低温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鋼管の座屈およびその後の延性破壊が生じにくく、かつ-20°Cまでの溶接部低温靱性を有するAPI規格X65~X70級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:0.03超、0.06以下Cは十分なMA面積率を確保するために0.03を超える添加が必要である。一方、0.06を超えて添加すると、母材部ミクロ組織でフェライト相と第2相のMAに加えてパーライト相の生成を招き延性の低下につながるため、上限を0.06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:1.0~1.7Mnは焼入性向上元素として作用する。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。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、1.0以上の添加が必要である。一方、1.7を超えて添加してもその効果が飽和するため経済性の観点から、上限を1.7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:0.01~0.04Nb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、0.04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0.04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、その析出硬化で降伏比が上昇しやすくなることから、上限を0.025とする。さらに、本発明では、母材部の強度としてAPI規格のX65~X70強度を確保し、溶接熱影響部の強度上昇を目的として、Cu、Ni、Mo、Cr、Vの1種または2種以上を含有する。Cu:0.1~0.5Cu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、0.5までの添加でAPIX70の強度を満足させることができ、0.5を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を0.5とする。Ni:0.1~0.5Ni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。この効果を得るために、0.1以上含有することが好ましいが、0.5までの添加でAPIX70の強度を満足させることができ、0.5を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を0.5とする。Mo:0.1~0.5Mo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0.5までの添加でAPIX70の強度を満足させることができ、0.5を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を0.5とする。Cr:0.1~0.5Cr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0.5までの添加でAPIX70の強度を満足させることができ、0.5を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を0.5とする。V:0.003~0.04Vは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため添加することができる。0.003以上含有することによって、鋼中で炭化物を形成して析出強化により鋼の強度を高めることができる。一方、0.04を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性に悪影響を及ぼすため、含有する場合には上限を0.04とする。以上が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若しくは窒化物を形成し、鋼の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、鋼の清浄度が著しく低下し、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。酸化物の微細化効果を十分に得るためには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。上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。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:0.06~0.08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、0.08を超えると、溶接金属靱性にとっては有害なMAが溶接金属ミクロ組織中に多数生成するため、上限を0.08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:1.3~1.8Mnは溶接金属においても焼入性向上元素として作用する。溶接金属をポリゴナルフェライトより強度の高いアシキュラフェライトとするために、1.3以上含有することが必要である。一方、1.8を超えて添加しても効果が飽和するため、上限を1.8とする。Al:0.03以下Alは母材部からの希釈で不可避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。B:0.001~0.003B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、アシキュラフェライト主体組織とするために必要な元素である。粒界からのポリゴナルフェライト生成を完全に抑制するためには0.001以上含有することが必要であるが、0.003を超えても効果が飽和するため、上限を0.003とする。Nb:0.005~0.025Nbは、溶接金属中の固溶Nと、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。そのような効果を得るため、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、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TiOを形成する。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、Tiは0.015以上含有することが必要である。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。Cu:0.1以下Cuは母材からの希釈で溶接金属中に不純物として含まれることがあるが、0.1を超えて含まれると、溶接金属の凝固過程で柱状晶界面に偏析し、かつ、地鉄より融点が低いため液化割れの原因となることから、上限を0.1とする。V:0.03以下Vは主に母材からの希釈で溶接金属中に不純物として含まれることがあるが、0.03を超えて含まれると炭化物を形成して析出硬化し、溶接金属の靱性の低下をもたらすため、上限を0.03とする。O:0.015~0.04Oは、上述のTiと反応して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TiOを形成する。微細なアシキュラフェライト組織を得るのに必要な多数のTiOの生成させるため、0.015以上含有することが必要である。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。さらに、本発明では、溶接金属の強度上昇を目的として、Ni、Mo、Crの1種または2種以上を含有させる。Ni:0.1~0.4Ni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、多く含有しても靱性劣化を起こさない。しかし、0.4までの添加でAPIX70の強度を満足させることができ、0.4を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を0.4とする。Mo:0.05~0.2Mo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、高価な元素であり、かつ0.2までの添加でAPIX70の強度を満足させることができ、0.2を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を0.2とする。Cr:0.1~0.2Cr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、0.2までの添加でAPIX70の強度を満足させることができ、0.2を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を0.2とする。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、フェライト主体の第1相母相と、前記第1相母相中に分散して存在する第2相とを有し、該第2相を平均アスペクト比が2.0以下の島状マルテンサイトMAと言う場合があるとする。前記第2相の島状マルテンサイトの面積率は5~20で、さらに、前記島状マルテンサイトの90以上は、フェラ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を向上させるべく、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、鋼管の曲げ座屈限界歪を向上させる十分な耐力比が得られず、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。尚、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、積算し、測定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相であるフェラ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ため、2.0以下とする。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がフェライト粒内に存在する場合、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重要で、フェラ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。フェラ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、フェライト粒界は例えばナイタール腐食によって現出することができるので、観察されたMAがこれらの粒界上にあるかないかを確認することが可能である。本発明においては、母相の主体であるフェライト、および第2相である島状マルテンサイトMA以外のミクロ組織の面積率は小さいほどよい。しかし、フェライトまたはベイナイト、および島状マルテンサイトMAとも言う以外のミクロ組織の面積率が小さい場合には、その影響が小さいため、トータルの面積率で5以下の他の金属組織、すなわち、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。なお、フェライトまたはベイナイト、および島状マルテンサイトMA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を、面積率で80以上のアシキュラフェライト組織かつ、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。溶接金属において高強度と優れた靱性を両立させるためには、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とすることが必要で、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、セメンタイト等の分率が増大すると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面積率を80以上とすることが必要で、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以上の温度に再加熱する。加熱温度が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加熱温度を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。鋼片加熱温度:Ac3以上より熱間圧延を開始する。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式中の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以上熱間圧延により所定の板厚板幅に成形するときの圧延温度がAr3未満まで低下した場合、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、降伏強度が上昇するため、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。熱間圧延後はミクロ組織第1相をフェライトとするために空冷を実施する。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式中の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。次に、鋼管の製造条件について述べる。まず、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。そして筒状に成形した後、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相を目標とするフェライトとした後、加熱によりその一部をオーステナイトに逆変態させる。この場合、逆変態オーステナイトはフェライト粒界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がフェライト粒内に生成することを抑制し、さらに、生成するMAをアスペクト比が小さい、一様伸び劣化が少ない形状とすることができる。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以下とする。加熱時の逆変態オーステナイトをフェライトの粒内から生成することを抑制するために、加熱時の昇温速度を2°C/s以上とすることが好ましい。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式中の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。加熱冷却を行った後、端部を溶接する。先に端部を溶接してからMAを生成させる加熱冷却を行ってしまうと、溶接金属が再変態し、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、組織中のアシキュラフェライト面積率を80以上にできない。特に、溶接金属がAc1~Ac3の温度域に加熱されると、多量のMAが溶接金属中に生成し、MA面積率が目標値である5以下を満足できない。以上の理由により、鋼管とするためのシーム溶接は必ず母材部の加熱冷却の後に行い、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。拡管条件として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に示す鋼片加熱、圧延、冷却を施して、鋼板No.1~12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、表3に示す熱処理条件で加熱冷却を実施した。次に、この熱処理された平板引張試験片試料を使い、表3に示す溶接入熱条件で、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。最後に、この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い、その後、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視野の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。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視野のミクロ組織写真を撮影し、各視野のMAの面積率を画像解析によって計測算出し、5視野分の平均値を求めた。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。次に、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調査結果をまとめて表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APIX65ないしX70の強度が得られ、0.5耐力に対する1.5耐力の比が1.15以上であり、引張強度と一様伸びとの積が7500MPaを超える値を示し、さらに-20°Cにおける溶接金属シャルピー吸収エネルギーが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願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。逆に、再加熱温度が本願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7500を下回った。熱間圧延時の鋼片加熱温度が本発明の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、再加熱時後のMA生成に影響してフェライト粒界上の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との積が7500を下回った。同様に、熱間圧延時の圧延終了温度が本発明の下限を下回った比較例8も、フェライト粒界上の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との積が7500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.9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との積が7500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.10は、溶接金属のSi量も上限を上回り、溶接金属中のMA面積率が高くなった結果、溶接金属シャルピー吸収エネルギーが低下した。母材部のMn量が本発明の下限を下回った比較例No.11は、MAの面積率が本発明の範囲を外れたため母材部引張強度が低く、かつ0.5耐力に対する1.5耐力の比が低下した。鋼のNb量が本発明の上限を上回った比較例No.12は、溶接金属のNb量も本発明の上限を上回り、MA面積率も本発明の範囲を外れたため、溶接金属シャルピー吸収エネルギーが低下した。比較例2-a、2-b、2-c、2-d、2-e、2-f、2-g、2-hは、いずれも、溶接金属の化学成分が本発明の範囲を外れたもので、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。