質量で、C:0.03~0.10、Si:0.01~0.50、Mn:1.0~2.0、Al:0.01~0.08、Nb:0.015~0.07、Ti:0.005~0.035を含有し、C-0.065Nbが0.025~0.060、C0.67Nbが0.10以下であり、下記1式で表されるPcm値が0.20以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼管であり、鋼管の内面表層部及び管厚中心部のビッカース硬度をそれぞれHVs及びHVmとしたときに、HVs-HVmが30以上であり、金属組織はベイナイトの面積分率が95以上であることを特徴とする高圧縮強度鋼管。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105B1ただし、各元素記号は含有量質量であり、含有しない元素は0とする。さらに、質量で、Cu:0.5以下、Ni:1.0以下、Cr:1.0以下、Mo:0.5以下、V:0.07以下、Ca:0.005以下の中から選ばれる1種以上を含有し、C-0.065Nb-0.025Mo-0.057Vが0.025~0.060であることを特徴とする請求項1に記載の高圧縮強度鋼管。ただし、各元素記号は含有量質量であり、含有しない元素は0とする。鋼スラブを1000~1200°Cに加熱し、かつ、スラブ中心部の温度がスラブ表層部よりも30°C以上低い状態で加熱を終了し、その後、熱間圧延をAr3以上の圧延終了温度で行い、該熱間圧延の後の冷却をAr3-30°C以上から300~600°Cの温度まで、10°C/秒以上の冷却速度で行い、鋼板を製造し、その後、該鋼板を冷間にて成形し鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで、拡管を0.4~1.2の拡管率で行うことを特徴とする、請求項1又は2に記載の高圧縮強度鋼管の製造方法。本発明は上記事情に鑑みなされたもので、厚肉の海底パイプラインへ適用するために必要な高強度と優れた靱性を有するラインパイプであり、鋼管成形での特殊な成形条件や、造管後の熱処理を必要とせず、鋼板の金属組織を最適化することで、圧縮強度の高い厚肉のラインパイプ用鋼管を提供することを目的とする。本発明者らは、高い圧縮強度を得るために種々の実験を試みた結果、以下の知見を得るに至った。1バウシンガー効果による強度低下は異相界面や硬質第2相での転位集積による逆応力の発生が原因であり、その防止には、第一に金属組織を均質なベイナイト組織として、転位の集積場所となるフェライト相等の軟質相や島状マルテンサイトMA等の硬質相を低減することが最も効果的である。2しかし、管径管厚比の小さな鋼管では、鋼管表層部は冷間成形により非常に大きな塑性変形が加わるため、バウシンガー効果の低減だけでは、十分な圧縮強度を保つことはできない。このような管径管厚比の小さな鋼管では、表層部の硬さが板厚中心部より高い鋼板を使うことによって、バウシンガー効果による低下があっても、高い圧縮強度を保持できる。3表層部の硬さを高めるためには、加速冷却による表層部の変態強化を活用することが有効であるが、合金元素としてNbを活用することが効果的である。しかし、Nbの焼入れ性はスラブ加熱時に十分な固溶Nbを確保することが必要であり、C量とNb量とで決まるNb炭化物の溶解温度を考慮して加熱を行う必要がある。4また、鋼板表層部の硬度を高めるためには、スラブ加熱時にスラブ表層部のNb固溶量を増やせば良く、スラブ中心部の温度が表層部より低い段階で加熱を終了することで、その後の加速冷却により表層部の硬度を効果的に高めることが可能となる。5さらに、鋼材のC量とNb等の炭化物形成元素の添加量を適正化し、固溶Cを十分に確保することで、転位と固溶Cの相互作用が促進され、荷重反転時の転位の移動を阻害し逆応力による強度低下が抑制される。しかし、過剰な固溶CはMA生成を促進し、バウシンガー効果による圧縮強度低下の原因となる。そのため、固溶C量を極めて厳格に管理する必要があり、鋼材に添加するCと炭化物形成元素との関係を一定範囲に厳しく限定することで、固溶Cによる効果を有効に活用しMA生成の抑制が可能となる。本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、第一の発明は、質量で、C:0.03~0.10、Si:0.01~0.50、Mn:1.0~2.0、Al:0.01~0.08、Nb:0.015~0.07、Ti:0.005~0.035を含有し、C-0.065Nbが0.025~0.060、C0.67Nbが0.10以下であり、下記1式で表されるPcm値が0.20以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼管であり、鋼管の内面表層部及び管厚中心部のビッカース硬度をそれぞれHVs及びHVmとしたときに、HVs-HVmが30以上であり、金属組織はベイナイトの面積分率が95以上であることを特徴とする高圧縮強度鋼管。Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105B1ただし、各元素記号は含有量質量であり、含有しない元素は0とする。第二の発明は、さらに、質量で、Cu:0.5以下、Ni:1.0以下、Cr:1.0以下、Mo:0.5以下、V:0.07以下、Ca:0.005以下の中から選ばれる1種以上を含有し、C-0.065Nb-0.025Mo-0.057Vが0.025~0.060であることを特徴とする第一の発明に記載の高圧縮強度鋼管。ただし、各元素記号は含有量質量であり、含有しない元素は0とする。第三の発明は、鋼スラブを1000~1200°Cに加熱し、かつ、スラブ中心部の温度がスラブ表層部よりも30°C以上低い状態で加熱を終了し、その後、熱間圧延をAr3以上の圧延終了温度で行い、該熱間圧延の後の冷却をAr3-30°C以上から300~600°Cの温度まで、10°C/秒以上の冷却速度で行い、鋼板を製造し、その後、該鋼板を冷間にて成形し鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで、拡管を0.4~1.2の拡管率で行うことを特徴とする、第一の発明又は第二の発明に記載の高圧縮強度鋼管の製造方法。本発明によれば、海底パイプラインやライザーまたはコンダクターケーシング等へ適用するために必要な高強度でかつ高圧縮強度の鋼管が得られる。本発明を実施するための形態を、以下説明する。まず、本発明の各構成要件の限定理由について説明する。1.化学成分についてはじめに、本発明の高強度高靱性鋼板が含有する化学成分の限定理由を説明する。なお、成分は全て質量を意味する。以下の説明で元素記号を含む式において、各元素記号は含有量質量であり、含有しない元素は0とする。C:0.03~0.10Cは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、0.03未満では十分な強度を確保できないだけでなく、0.10を超えるとMAが生成し圧縮強度が低下するだけでなく、溶接部のHAZ靱性以下、熱影響部靭性とも称するを劣化させる。従って、C量を0.03~0.10の範囲内とする。Si:0.01~0.50Siは脱酸のために添加するが、この効果は0.01以上で発揮されるが、0.50を超えると靱性や溶接性を劣化させ、さらに、MAの生成が促進されるため圧縮強度が低下する。従ってSi量は0.01~0.50の範囲とする。Mn:1.0~2.0Mnは鋼の強度および靱性の向上のため添加するが1.0未満ではその効果が十分ではなく、2.0を超えると溶接性が劣化する。従って、Mn量は1.0~2.0の範囲とする。Al:0.01~0.08Alは脱酸剤として添加されるが、この効果は0.01以上で発揮されるが、0.08を超えると清浄度の低下により延性を劣化させる。従って、Al量は0.01~0.08とする。Nb:0.015~0.07Nbは本発明において重要な元素である。Nbは加速冷却時に変態強化を促進し、強度上昇に極めて有効な元素であり、また、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靱性も向上させる。しかし、Nb量が0.015未満ではその効果が小さく、0.07を超えて添加しても析出強化に必要なスラブ加熱時の固溶Nb量は増加せず強度上昇が飽和する。また、Nbは溶接部のHAZ靱性に悪影響を及ぼす場合がある元素でもあることから、Nb量は0.015~0.07の範囲とする。より厳しい溶接部のHAZ靱性が必要とされる場合は、0.015~0.05とすることが望ましい。Ti:0.005~0.035Tiは、TiNを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の微細粒化により靱性を向上させる。しかし、Ti量が0.005未満ではその効果がなく、0.035を超えると靱性を劣化させる。従って、Ti量は0.005~0.035の範囲とする。C-0.065Nb:0.025~0.060本発明は固溶Cと転位との相互作用により逆応力発生を抑制することでバウシンガー効果を低減し、鋼管の圧縮強度を高めるものであり、有効な固溶Cを確保することが重要となる。一般に、鋼中のCはセメンタイトやMAとして析出するほか、Nb等の炭化物形成元素と結合し炭化物として析出し、固溶C量が減少する。このとき、C含有量に対してNb含有量が多すぎるとNb炭化物の析出量が多く十分な固溶C量が得られない。そのためには、C-0.065Nbが0.025以上必要である。また、固溶C量が多すぎると、MAが生成し圧縮強度の低下を起こすため、C-0.065Nbの上限は0.060とする必要がある。ここで、各元素記号は含有量質量である。C0.67Nb:0.10以下本要件はNbの焼入れ性により十分な強度を得るために必要である。高い焼入れ性を得るためには、鋼板圧延前のスラブ加熱段階で十分な量の固溶Nbを得る必要があるが、CとNbの量に応じてNbCの溶解温度が変化するため、C、Nb添加量が多い場合はNbCの溶解温度が上昇し十分なNb固溶量が得られない。一般的なスラブ加熱温度の範囲では、C0.67Nbが0.10を超えると、NbCの溶解温度が高くなり、固溶Nb量の不足による強度不足を生じるため、本発明においては、C0.67Nbを0.10以下に規定する。スラブ加熱温度のバラツキを考慮して、より確実に固溶Nb量を得るためには、C0.67Nbを0.08以下とすることが好ましい。ここで、各元素記号は含有量質量である。下式で表されるPcm値が0.20以下Pcm=CSi/30Mn/20Cu/20Ni/60Cr/20Mo/15V/105B1ただし、各元素記号は含有量質量であり、含有しない元素は0とする。1式で示されるPcm値は溶接性を代表する指標であり、Pcm値が高いほど溶接HAZ部の靱性が劣化する。特にAPI-X65グレード以上の高強度鋼では、その影響が顕著となるため、Pcm値を厳しく制限する必要がある。しかし、Pcm値が0.20以下であれば、良好な溶接HAZ部の靱性が確保できるため、その上限を0.20とする。溶接部のHAZ靱性にきびしい要求がある場合は、その上限を0.18にすることが望ましい。ここで、API-X65グレード以上の高強度鋼の引張強度は具体的には535MPa以上をいう。本発明では上記の化学成分の他に、以下の元素を選択的元素として添加することができる。Cu:0.5以下Cuは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、0.5を超えて添加すると溶接HAZ部の靱性が劣化することがある。従って、Cuを添加する場合は0.5以下とすることが好ましい。Ni:1.0以下Niは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、1.0を超えて添加すると溶接HAZ部の靱性が劣化することがある。従って、Niを添加する場合は1.0以下とすることが好ましい。Cr:1.0以下Crは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であるが、1.0を超えて添加すると溶接HAZ部の靱性を劣化させることがある。従って、Crを添加する場合は1.0以下とすることが好ましい。Mo:0.5以下Moは、NbやTiと同様に複合炭化物を生成し、析出強化による強度上昇に極めて有効な元素であり、0.01以上の添加で効果が得られる場合がある。しかし、0.5を超えて添加すると溶接HAZ部の靱性が劣化することがある。従って、Moを添加する場合は、0.5以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Moの添加量は0.01~0.5とする。V:0.07以下Vは、NbやTiと同様に複合炭化物を生成し、析出強化による強度上昇に極めて有効な元素であるが、0.07を超えて添加すると溶接HAZ部の靱性が劣化することがある。従って、Vを添加する場合は0.07以下とすることが好ましい。また、溶接部の会合部HAZ等、複数サイクルの熱履歴を受ける部分では、VCとして析出しHAZ部を硬化させ著しい靱性劣化を生じるため、DNV規格などの厳しい溶接部のHAZ靱性要求がある場合は、Vの添加量を0.04未満にすることがさらに好ましい。Ca:0.005以下Caは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、その効果を発揮するためには、0.0005以上を添加することが好ましいが、0.005を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性を劣化させる。従って、Ca量は添加する場合には、0.005以下とすることが好ましく、0.0005~0.005の範囲とすることがより好ましく、0.0005~0.0035の範囲とすることがさらに好ましい。C-0.065Nb-0.025Mo-0.057V:0.025~0.060本発明の選択的元素であるMo及びVは、Nbと同様に炭化物を形成する元素であり、これらの元素も十分な固溶Cが得られる範囲で添加することが好ましい。しかし、C-0.065Nb-0.025Mo-0.057Vで表される関係式の値が0.025未満では固溶Cが不足し、0.06をこえると固溶Cが多くなり過ぎるため、C-0.065Nb-0.025Mo-0.057Vを0.025~0.060にすることが好ましい。ただし、各元素記号は含有量質量であり、含有しない元素は0とする。なお、本発明の鋼の残部はFeおよび不可避的不純物である本発明において、Pは不純物元素であり、靱性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のP低減はコストの増大を招くため、P含有量は0.02以下であれば許容されるものとする。また、本発明において、Sは不純物元素であり、靱性や延性を劣化させるため、極力低減することが望ましいが、過度のSの低減はコストの増大を招くため、S含有量は0.005以下であれば許容されるものとする。上記以外の元素及び不可避不純物については、本発明の効果を損なわない限り含有することができる。2.鋼管の硬さについて鋼管内面表層部のビッカース硬度をHVs、管厚中心部のビッカース硬度をHVmとしたときに、HVs-HVmが30以上とする。鋼管の強度は管厚中心部の強度でおおよそ決定されるが、外圧によるコラプスは鋼管内面側の圧縮強度の影響が極めて高い。また、一般的には、圧縮強度は鋼材の強度または硬度が高いほど高くなるため、耐コラプス性能を高めるには鋼管内面側の硬度を高めることが効果的である。鋼管の内面表層部の硬さHVsは管厚中心部の硬さHVmより高いほど、圧縮強度も高くなるが、その差がビッカース硬度で30未満では、バウシンガー効果による圧縮強度低下の効果の方が大きく、鋼管の内面側で十分な圧縮強度が得られない。よって、鋼管の内面表層部のビッカース硬度と管厚中心部のビッカース硬度との差を30以上に規定する。3.金属組織について本発明における金属組織の限定理由を以下に示す。ベイナイト面積分率:95以上バウシンガー効果を抑制し高い圧縮強度を得るためには軟質なフェライト相や硬質な第2相のない均一な組織とし、変形時の組織内部で生じる局所的な転位の集積を抑制することが必要である。そのため、本発明では、金属組織はベイナイト主体の組織とする。その効果を得るためにはベイナイトの面積分率が95以上であることが必要である。ベイナイト以外の金属組織として、島状マルテンサイトMA、フェライト、セメンタイトやマルテンサイトなどの組織も含まれる場合があるが、それらの組織の合計が面積分率で5以下であれば、特にバウシンガー特性やその他の性能に影響を与えない。よって、ベイナイト以外の組織の面積分率の合計を5以下とする。好ましくは、3以下である。一般に加速冷却を適用して製造された鋼板の金属組織は、鋼板の板厚方向で異なる場合がある。外圧を受ける鋼管のコラプスは、周長の小さな鋼管内面側の塑性変形が先に生じることで起こるため、圧縮強度としては鋼管の内面側の特性が重要となり、一般に圧縮試験片は鋼管の内面側より採取する。よって、上記の金属組織は鋼管の内面側の組織を規定するものであり、鋼管の性能を代表する位置として、鋼管の内面側の管厚1/4の位置の組織とする。4.製造条件について本発明の第3発明は、上述した化学成分を含有する鋼スラブ単にスラブという場合もあるを、加熱し熱間圧延を行った後、加速冷却を行い鋼板を製造し、その鋼板を溶接して高圧縮強度鋼管を製造する方法である。以下に、製造条件の限定理由について説明する。スラブ加熱温度:1000~1200°Cスラブ加熱温度は、1000°C未満ではNbCの固溶が不十分でその後の析出による強化が得られず、1200°Cを超えると、靱性やDWTT特性が劣化する。従って、スラブ加熱温度は1000~1200°Cの範囲とする。さらに優れたDWTT性能が要求される場合は、スラブ加熱温度の上限を1150°Cにすることが望ましい。スラブ中心部の温度がスラブ表層部よりも30°C以上低い状態で加熱を終了し本発明の特徴は、鋼管表層部の硬度を高めるためにNbによる焼入れ性効果を活用することであり、鋼板の表層部で十分な焼入れ性を得るためには、スラブ加熱時の鋼スラブの表層部の温度を内部より高める必要がある。鋼スラブの表層部の温度と中心部の温度との差が30°C未満の場合では、圧延冷却後の鋼板において、表層部の硬度と管厚中心部の硬度の差が十分でない。したがって、加熱終了時、換言すれば、加熱炉から鋼スラブを抽出する時に、鋼スラブの表層部の温度を中心部よりも30°C以上高い温度にすることが必要である。表層部と中心部との温度差の制御は、目標加熱温度や鋼スラブのサイズ板厚板幅全長などから伝熱計算することにより、加熱炉の操業条件を設定することにより達成できるほか、過去の製造実績から推定判断することも可能である。ここで、鋼スラブの表層部の温度とは、鋼スラブの表面温度を例えば高温輻射温度計により測定することにより求めることができる。また、中心部の温度は、板厚および表面温度等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。圧延終了温度:Ar3以上バウシンガー効果による強度低下を抑制するためには、金属組織をベイナイト主体の組織としフェライトなどの軟質な組織の生成を抑制する必要がある。そのため、熱間圧延は、フェライトが生成しない温度域であるAr3温度以上で終了することが必要である。なお、Ar3温度は鋼の合金成分によって変化するため、それぞれの鋼で実験によって変態温度を測定して求めてもよいが、各元素の成分量から下式2で求めることもできる。Ar3°C=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo2ただし、各元素記号は含有量質量であり、含有しない元素は0とする。熱間圧延に引き続いて冷却をAr3-30°C以上から300~600°Cの温度まで、10°C/秒以上の冷却速度で行う。加速冷却の条件は以下の通りである。冷却開始温度:Ar3-30°C以上熱間圧延後の加速冷却によって金属組織をベイナイト主体の組織とするが、冷却開始温度がAr3温度を過度に下回ると、フェライトが生成して、フェライトとベイナイトの混合組織となり、バウシンガー効果による強度低下が大きく圧縮強度が低下する場合がある。しかし、加速冷却開始温度がAr3-30°C以上であれば、フェライト分率が低くバウシンガー効果による強度低下も小さい。よって、冷却開始温度をAr3-30°C以上とする。冷却速度:10°C/秒以上加速冷却は高強度で高靱性の鋼板を得るために不可欠なプロセスであり、高い冷却速度で冷却することで変態強化による強度上昇効果が得られる。しかし、冷却速度が10°C/秒未満では十分な強度が得られないだけでなく、Cの拡散が生じるため未変態オーステナイトへCの濃化が起こり、MAの生成量が多くなる。前述のようにMA等の硬質第2相によってバウシンガー効果が促進されるため、圧縮強度の低下を招く。しかし、冷却速度が10°C/秒以上であれば冷却中のCの拡散が少なく、MAの生成も抑制される。よって加速冷却時の冷却速度の下限を10°C/秒とする。好ましくは、10°C/秒以上、50°C/秒未満である。冷却停止温度:300~600°C圧延終了後の加速冷却でベイナイト変態域である300~600°Cまで急冷することにより、ベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が300°C未満では、ベイナイトやマルテンサイト単相組織となるか、フェライトとベイナイトの2相組織となっても島状マルテンサイトMAが生成するために圧縮強度や耐HIC性が劣化する。一方、冷却停止温度が600°Cを超えると、パーライトが生成して同様に圧縮強度や耐HIC性が劣化するとともに、ベイナイト変態による変態強化の効果が十分ではなく強度が低下する。さらに好ましくは、冷却停止温度は400~600°Cとする。なお、上記の製造条件における鋼板の温度はいずれも鋼板平均温度とする。鋼板平均温度は、空冷程度の遅い冷却速度の場合は、鋼板表面と鋼板中心部の温度差がほとんど無いため、鋼板表面温度を鋼板平均温度とすることができる。しかし、加速冷却や誘導加熱による再加熱直後など、急冷または急速加熱される場合は、鋼板表面と鋼板中心で温度差を生じる。このような場合は、冷却停止後または加熱後の空冷によって鋼板内部の温度差がほとんど無くなるため、そのときの鋼板表面温度としてもよい。本発明は上述の方法によって製造された鋼板を用いて鋼管となすが、鋼管の成形方法は、UOEプロセスやプレスベンド等の冷間成形によって鋼管形状に成形する。その後、溶接するが、このときの溶接方法は十分な継手強度及び継手靱性が得られる方法ならいずれの方法でもよいが、優れた溶接品質と製造能率の点からサブマージアーク溶接を用いることが好ましい。拡管を0.4~1.2の拡管率で行う突き合せ部の溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。このときの拡管率は、所定の鋼管真円度が得られ、残留応力が除去される条件として0.4以上が必要である。また、拡管率が高すぎるとバウシンガー効果による圧縮強度の低下が大きくなるため、その上限を1.2とする。表1に示す化学成分の鋼鋼種A~Dを連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚30mmの厚鋼板No.1~7を製造した。鋼板製造条件ならびに鋼管製造条件、金属組織および機械的性質等をそれぞれ表2に示す。これらの鋼板を用いて、UOEプロセスにより外径610mmの鋼管を製造した。以上のようにして製造した鋼管の引張特性は、管周方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。圧縮試験は鋼管の内面側の位置より管周方向に直径20mm、長さ60mmの試験片を採取し、圧縮試験を行い圧縮の降伏強度を測定した。金属組織は鋼管の内面側の管厚1/4の位置からサンプルを採取し、研磨後ナイタールによるエッチングを行い光学顕微鏡で観察を行った。そして、200倍で撮影した写真3~5枚を用いて画像解析によりベイナイト面積分率を求めた。硬度は、鋼管の管厚断面のサンプルにより、管の内面側の表面下1.5mm位置及び管厚中央部について各5点のビッカース硬度を測定し、その平均値を求めた。表2において、本発明例であるNo.1~4はいずれも、化学成分および製造方法及び金属組織ミクロ組織が本発明の範囲内であり、圧縮降伏強度が480MPa以上の高圧縮強度であった。一方、No.5~7は、化学成分または製造方法が本発明の範囲外であるため、圧縮強度が劣っている。