"厚鋼板からなる母材を管状に成形し、その突合せ部を2層以上の溶接によって接合した溶接鋼管であって、質量で、C:0.02~0.08Si:0.01~0.50Mn:0.5~1.5P:0.010以下S:0.001以下Al:0.06以下Nb:0.002~0.100Ca:0.0005~0.0040O:0.0030以下を含有し、さらに、Cu:1.0以下Ni:1.0以下Cr:1.00以下Mo:0.50以下の中から選ばれる1種以上を含有し、さらに、式1で規定されるCeqが0.30以上、式2で規定されるPHICが1.00以下、式3で規定されるACRが1.00~6.00であり、残部Feおよび不可避的不純物からなり、母材表層部の金属組織が上部ベイナイトであるか又はフェライト及び上部ベイナイトであり、母材管厚中心部の金属組織が上部ベイナイト単相であり、管厚全域で島状マルテンサイトM-Aの体積分率が4以下、かつ、管周方向同位置における管厚方向の硬度差の最大値が50以下、管厚方向同位置における管周方向の硬度差の最大値が50以下、表層硬さの最大値が248以下であることを特徴とする耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。Ceq=CMn/6CuNi/15CrMoV/5式1PHIC=4.46C2.37Mn/61.18Cr1.95Mo1.74V/51.74Cu1.7Ni/1522.36P式2ACR=Ca-0.18130CaO/1.25S式3ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量質量を表わし、含有しない場合は0とする。さらに、質量で、V:0.005~0.100Ti:0.005~0.050Mg:0.0005~0.0040の中から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。真円度が下記の4又は5式を満たすことを特徴とする請求項1又は2記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。D/t0.6≦85の場合Dmax-Dmin≦3.0式4D/t0.6>85の場合Dmax-Dmin≦0.04D/t0.6-0.4式5ここで、D:公称外径mm、t:管厚mm、Dmax-Dmin:真円度mm、Dmax:測定最大外径mm、Dmin:測定最小外径mmである。鋼素材を、900~1200°Cに加熱後、900°C以下の累積圧下率を30~90とし圧延終了温度をAr3-10°C以上とした熱間圧延を行った後、加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流衝突圧が1MPa以上のデスケーリングを行い、直ちにAr3-30°C以上の温度から表層の冷却速度が200°C/s以下かつ平均の冷却速度が10°C/s以上で冷却停止温度が300°C~600°Cになる加速冷却を行い、その後室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接し鋼管とした後、さらに、0.5~1.1の拡管率で拡管を行うことによって製造することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプの製造方法。しかし、特許文献1および特許文献2で示されているような最適な圧縮率/拡管率に造管条件を設定するためには、Oプレス圧縮率を通常よりも極めて大きくする必要がある。Oプレスの圧縮率を増大させることは、Oプレス機のプレス能力を増強する必要があり、新規設備導入や設備改修によるコストの増大が問題となる。さらに、圧縮強度の確保が問題となる海底パイプライン用ラインパイプは、耐座屈性能確保の観点から厚肉で設計されることが多く、このことはOプレスの圧縮率を増大させることとなる。また、拡管率を低下させることにより、最適な範囲にすることもできるが、鋼管の真円度を低下させることとなり、耐圧潰性が劣化してしまう。本発明で耐圧潰性とは、鋼管の敷設時の外圧による座屈破壊に対する抵抗力と言う意味で使用する。また、特許文献2および3に記載のように、拡管率を極めて大きくすることや縮管と拡管とを行うことは、過度な加工硬化による表面硬さの上昇や、拡管および縮管ダイスによる疵が鋼管表面に残ることが懸念される。また、特許文献4から7に記載のように、造管後のコーティング加熱条件を最適化することにより,低温ひずみ時効処理を行うことは、圧縮降伏応力の低下を抑制するという観点では絶大な効果があるが、鋼管の引張の応力-ひずみ曲線が造管後のラウンドハウス型からリューダース型に変わり、曲げ座屈性能などの鋼管の変形能を低下させる。さらに、コーティング加熱の条件は、使用するコーティング材によって変わり、必ずしも狙いとするコーティング加熱条件に合致させることができるとは限らず、コーティング加熱のかわりに熱処理によって低温ひずみ時効処理を行う場合は、工程が増えることにより生産性を著しく損なうこととなる。また、特許文献8および特許文献9記載のように、加速冷却の直後に急速加熱を加えることで鋼材特性、鋼管形状の両面から耐圧潰性を向上させることができるが、加速冷却装置下流に特別な装置を設置する必要があり、また管厚方向の硬度差を小さくできるものの、管径方向の硬度差を十分に小さくすることができず、局所的に硬化した部分を起点に硫化物応力腐食割れ以下SSCと称する。が発生する可能性がある。上述したように、従来の技術では外観の劣化、溶接性の低下、生産性の低下や耐サワー性能の低下を生じることなく、耐圧潰性に優れた耐サワーラインパイプを製造することは、困難であった。そこで、本発明では、耐圧潰性および耐サワー性能を低下させることなく、高生産性、低コストで製造できる高強度ラインパイプおよびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、前記の課題を解決するために、鋼板のミクロ組織およびミクロ組織を達成するための方法、特に鋼材成分と制御圧延、加速冷却という製造プロセスについて鋭意検討し、以下の知見を得た。まず、優れた耐サワー性能を確保するためには、中央偏析に生成するMnSを球状化するために、Caを適量添加する必要があることがわかった。その際、後述する式3のACRを1.0以上にすることにより、針状のMnSを球状のCaOSに変化させ水素誘起割れ以下HICと称する試験時の破壊発生起点になることを抑制することができることがわかった。さらに、Ca、S、Oの含有量に上限を設けることによりCa系介在物の凝集粗大化によるHIC試験時の破壊発生起点になることを抑制することができることがわかった。また、中央偏析に針状のMnSが生成しない場合も、NbTi-CNやCa-Al系介在物、気泡などを起点にHICが発生することがあるが、後述する式2のPHICを1.0以下にすることにより焼入性の高い合金元素が中央偏析に濃化することを防ぎ、さらに管厚中央の組織をベイナイト単相にすることで、2相域変態中のオーステナイトへのCの濃化を抑制し、HICの発生を抑制することができることがわかった。一方で、表層からのSSCの発生については、表層硬さを248以下に抑えることにより、SSCの発生が抑制できることが従来から知られているが、耐HIC性を確保するために圧延終了後、表層が十分に変態する前に、加速冷却を行うことによって、表層が著しく硬化するといった問題が、以前から指摘されていた。本発明者らは、その原因を調査するために板幅方向の表層硬さ分布を詳細に調査した結果、表層が著しく硬化している個所は管幅方向に局所的に存在し、その位置は圧延後のデスケーリングによって十分にスケールを剥離させることができなかった個所や圧延終了から加速冷却を行う間に厚いスケールが生成した個所に対応することがわかった。そこで、本発明者らは、加速冷却を行う直前に高圧のデスケーリングを行うことにより、鋼板表面のスケールを均一に剥離させ、なおかつデスケーリングから加速冷却に至るまでのスケールの成長を最小化させることにより、板幅方向に局所的に存在していた硬化部をなくし、全長全周において鋼管表面の硬さを248以下に抑えることができ、その結果、SSCを抑制することができることを明らかにした。また、加速冷却前にデスケーリングを行い板幅方向の硬度分布を平坦にすることは、鋼管の真円度確保の点からも有利であり、拡管率を過度に上げることなく真円度を確保することができる。拡管率を下げることは、鋼管の圧縮降伏応力を上げることにつながり、この真円度と圧縮降伏応力という相反した性能をともに向上させることを可能とし、耐圧潰性を向上させることができることを明らかにした。本発明は、以上の知見をもとに、さらに検討を加えたもので、1厚鋼板からなる母材を管状に成形し、そのシーム部を2層以上の溶接によって接合した溶接鋼管であって、質量で、C:0.02~0.08Si:0.01~0.50Mn:0.5~1.5P:0.010以下S:0.001以下Al:0.06以下Nb:0.002~0.100Ca:0.0005~0.0040O:0.0030以下を含有し、さらに、Cu:1.0以下Ni:1.0以下Cr:1.00以下Mo:0.5以下の中から選ばれる1種以上を含有し、さらに、式1で規定されるCeqが0.30以上、式2で規定されるPHICが0.10以下、式3で規定されるACRが1.00~6.00であり、残部Feおよび不可避的不純物からなり、母材表層部の金属組織が上部ベイナイトであるか又はフェライト及び上部ベイナイトであり、母材管厚中心部の金属組織が上部ベイナイト単相であり、管厚全域で島状マルテンサイトM-Aの体積分率が4以下、かつ、管周方向同位置における管厚方向の硬度差の最大値が50以下、管厚方向同位置における管周方向の硬度差の最大値が50以下、表層硬さの最大値が248以下であることを特徴とする耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。Ceq=CMn/6CuNi/15CrMoV/5式1PHIC=4.46C2.37Mn/61.18Cr1.95Mo1.74V/51.74Cu1.7Ni/1522.36P式2ACR=Ca-0.18130CaO/1.25S式3ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量質量を表わし、含有しない場合は0とする。2さらに、質量で、V:0.005~0.100Ti:0.005~0.050Mg:0.0005~0.0040の中から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする1記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。3真円度が下記の4又は5式を満たすことを特徴とする1又は2記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。D/t0.6≦85の場合Dmax-Dmin≦3.0式4D/t0.6>85の場合Dmax-Dmin≦0.04D/t0.6-0.4式5ここで、D:公称外径mm、t:管厚mm、Dmax-Dmin:真円度mm、Dmax:測定最大外径mm、Dmin:測定最小外径mmである。4鋼素材を、900~1200°Cに加熱後、900°C以下の累積圧下率を30~90とし圧延終了温度をAr3-10°C以上とした熱間圧延を行った後、加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流衝突圧が1MPa以上のデスケーリングを行い、直ちにAr3-30°C以上の温度から表層の冷却速度が200°C/s以下かつ平均の冷却速度が10°C/s以上で冷却停止温度が300°C~600°Cになる加速冷却を行い、その後室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接し鋼管とした後、さらに、0.5~1.1の拡管率で拡管を行うことによって製造することを特徴とする1及至3のいずれか一つに記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプの製造方法。本発明によれば、石油や天然ガスの輸送とりわけ海底パイプラインに使用させる耐圧潰性に優れる厚肉高強度ラインパイプ用として好適な厚鋼板を冷間で成形し溶接して製造される高靱性溶接鋼管の製造が可能となり、産業上極めて有効である。以下に本発明を実施するための形態について説明する。まず、本発明の構成要件の限定理由について説明する。本発明で対象とする厚鋼板とは、熱間圧延で製造される20mm以上の板厚を有する鋼板をいう。1.成分組成以下に成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位は、全て質量とする。C:0.02~0.08Cは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、0.02未満では十分な強度が確保できない。また、0.08を超えて添加すると、硬質第2相の生成が顕著となり、耐サワー性の確保が困難となる。また、硬質第2相が増えることは鋼管の圧縮強度を低下させ、耐圧潰性も低下させることになる。よって、C含有量は、0.02~0.08の範囲とする。さらに好適には、0.03~0.06である。Si:0.01~0.50Siは脱酸のため添加するが、0.01未満では脱酸効果が十分でなく、0.50を超えるとマルテンサイト体積分率の増加による耐サワー性、耐圧潰性、靱性および溶接性の劣化が起こるため、Si含有量は0.01~0.50の範囲とする。さらに好適には、0.01~0.30の範囲である。Mn:0.5~1.5Mnは強度、靭性向上に有効な元素であるが、0.5未満ではその効果が十分でなく、1.5を超えると中央に偏析し、中央偏析硬さの増加およびMnSの生成により耐サワー性能を著しく劣化させる。従って、Mn含有量は、0.5~1.5の範囲とする。より好ましくは、1.0~1.5である。P:0.010以下Pは偏析に濃化する元素であり、少量含まれるだけでも中央偏析の硬さを顕著に上げ、耐サワー性を劣化させるため、少なければ少ないほどよい。ただし、0.010までは許容することができる。S:0.001以下SはMnと結合し、MnSを生成する。また、SはMnと同じく中央に偏析しやすい元素であるためS量が多いとMnSの中央偏析が多数生成することになり、耐サワー性を著しく劣化させる。従って、Sは極力低減することが望ましいが、0.001までは許容することができる。Al:0.06以下Alは脱酸剤として添加されるが、0.06を超えると鋼の清浄度が低下し、Al系介在物が生成することにより耐サワー性能を劣化させるため、Al含有量は0.06以下とする。より好ましくは、0.01~0.05の範囲である。Nb:0.002~0.100Nbは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、0.002未満では効果がなく、0.100を超えると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Nb含有量は0.002~0.100の範囲とする。より好ましくは、0.005~0.060である。Ca:0.0005~0.0040Caは中央偏析に生成する針状MnSの形態を球状にすることにより、耐HIC性能を向上させる。その効果をえるためには、0.0005以上添加することが好ましいが、0.0040を超えて添加するとCaOSクラスタが生成し、耐HIC性能がむしろ劣化することになるため、Ca含有量は0.0005~0.0040とする。より好ましくは、0.0015~0.0040である。O:0.0030以下Oは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、通常AlやCaと結合した酸化物として存在している。これらAl,Ca系酸化物の鋼中含有量が多くなりすぎると、クラスタを形成し耐HIC性能を劣化させるため、Oの含有量を0.0030以下とする。さらに、鋼板の強度を向上させるため、以下に示すCu、Ni、Cr、Moの中から選ばれた1種以上を添加する。Cu:1.0以下Cuは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかしながら、1.0を超えて添加すると溶接性の劣化や析出脆化による母材、HAZの靱性劣化、さらにはM-A分率の増加による圧縮強度の低下が問題になるため、Cuを添加する場合には上限を1.0とする。より好ましくは、0.05~0.45である。Ni:1.0以下Niは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかしながら、1.0を超えて添加すると連続鋳造時にスラブに割れが生じ、表面の手入れが必要となり、著しい生産性の低下を招き、さらにM-A分率の増加による圧縮強度の低下が問題になるため、Niを添加する場合には上限を1.0とする。より好ましくは、0.05~0.45であるCr:1.00以下CrはMnと同様に低Cでも十分な強度を得るために有効な元素である。しかしながら、1.0を超えて添加すると溶接性の劣化やM-A分率の増加による圧縮強度の低下を招くため、Crを添加する場合はその含有量は1.00以下とする。より好ましくは0.10~0.40である。Mo:0.50以下Moは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、0.50を超える添加はM-A分率の増加による圧縮強度の低下や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Moを添加する場合は、その含有量は0.50以下とする。より好ましくは、0.05~0.30である。Ceq:0.30以上下記式1で定義されるCeqは本来は溶接時のHAZ溶接熱影響部最高硬さを示す指標であるが、同時に母材強度ともよい相関を示すことが知られている。Ceqは0.30未満の場合、所望の母材強度が得られないため、Ceqの下限を0.30とする。Ceq=CMn/6CuNi/15CrMoV/5式1ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量質量を表わし、含有しない場合は0とする。PHIC:1.00以下下記式2で定義されるPHICは一般的な炭素等量の式に用いられる合金元素およびPについて、中央偏析部への濃化度を熱力学計算により求めて濃化度合いの係数を加えたもので、中央偏析部の最終凝固部の硬さを間接的に表示することができる。このPHICが1.00を超えると中央偏析に粗大なMnSが生成していなくても、NbTi―CNなどを起点にHIC割れが発生するため、上限を1.00とする。PHIC=4.46C2.37Mn/61.18Cr1.95Mo1.74V/51.74Cu1.7Ni/1522.36P式2ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量質量を表わし、含有しない場合は0とする。ACR:1.00~6.00下記式3で定義されるACRは中央偏析に生成するMnSをCaによって球状化させえるかを評価する指標であり、1.00未満の場合、中央偏析に粗大なMnSが残留し耐HIC性能を劣化させる。1.00以上の場合は、CaOSが生成し、粗大なMnSの生成はなくなるが、6.00を超えるとCaOSがクラスタを生成し、耐HIC性能を劣化させるため、ACRの範囲を100~600の範囲とする。ACR=Ca-0.18130CaO/1.25S式3ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量質量を表わす。さらに、鋼板の強度、母材靱性、HAZ靱性を向上させるため、以下に示すV,Ti,Mgの中から選ばれた1種以上を添加することができる。V:0.005~0.100Vは主に焼入れ性を高めることで母材強度を向上させることができる。その効果は0.005未満では現れず、一方で0.100を超える添加により析出脆化を起こし、母材靱性、HAZ靱性を劣化させるため、Vを添加する場合にはその範囲は0.005~0.100とすることが好ましい。より好ましくは0.005~0.050である。Ti:0.005~0.050TiはTiNのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、0.005未満では効果が無く、0.050を超える添加はTiNが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Tiを添加する場合にはその含有量は0.005~0.050の範囲とすることが好ましい。さらに、Ti含有量を0.005~0.030にすると、より優れた靭性を示す。Mg:0.0005~0.0040MgはアルミナクラスタAl2O3を、Al-Mg系酸化物として微細分散させることで母材およびHAZ靭性向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、0.0005以上添加することが好ましいが、0.0040を超える添加で、MgCaOSクラスタを形成し、耐HIC性能を劣化させるため、Mgを添加する場合にはその添加量は0.0005~0.0040とすることが好ましい。上記の元素以外はFeおよび不避的不純物とし、意図的に添加しない。より好ましくは、不可避的不純物の含有量上限を、Nで0.0060以下、Bで0.0005以下とする。2.金属組織ミクロ組織本発明では、母材の金属組織の形態および体積分率を規定する。ここで、体積分率は各金属組織の面積率を測定し体積分率とみなしている。表層組織表層組織は耐SSC性を確保するために過度に焼きの入った組織になることを防ぐ必要がある。本発明では、加速冷却の直前にデスケーリングを行うことで、厚いスケールの生成に起因した表層での硬化組織の生成を抑制し、表層組織を上部ベイナイトにするか、もしくはフェライト上部ベイナイトフェライトと上部ベイナイトとの混合組織をこのように表記する主体にすることで、表層硬さの過度な上昇を防ぐ。なお、これらの主体組織以外としては、マルテンサイト、M-A、下部ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトがあり、いずれも、フェライト、上部ベイナイトに比べて硬い組織であるため、少ない方が良い。なお、主体組織の体積分率を特には規定しないが、より好ましくは85以上である。このとき、上部ベイナイトのラス間に生成するセメンタイトは上部ベイナイトの一部として測定する。また、表層とは最表層から管厚方向2mmまでの領域のことである。管厚中央組織管厚中央の組織は、母材強度およびHIC性能を確保する上で重要な因子である。HIC性能確保および圧縮強度確保の観点からは、できるだけ均一な組織であることが望ましく、強度確保の観点からフェライト単相組織では不適格で、下部ベイナイトやマルテンサイト単相組織にすると硬さが大きくなりすぎてHIC試験時に中央偏析から割れが生じるため、母材強度、耐HIC性能の両立のためには、上部ベイナイト単相組織とする必要がある。なお、上部ベイナイト組織以外としては、マルテンサイト、M-A、下部ベイナイト、パーライト、セメンタイトおよびフェライトがあり、いずれも第2相として主体組織である上部ベイナイトとの硬度差を生じ、耐HIC性能および圧縮強度を劣化させるため、少ない方が良い。なお、主体組織である上部ベイナイトの体積分率は、85以上であることが好ましい。このとき、上部ベイナイトのラス間に生成するセメンタイトは上部ベイナイトの一部として測定する。また、管厚中央とは、管厚中央から管厚方向±2mmの位置でなおかつ中央偏析部を除く領域のことである。M-A分率M-Aは上述した硬質第2相の中でも、最も硬度が大きい組織であり、耐HIC性能および圧縮強度を顕著に劣化させるため、できるだけ少ない方がよい。加速冷却で鋼管素材を製造する場合はM-Aが不可避的に存在するが、4までは許容することができる。管厚全域とは、中央偏析部を除く鋼管母材全域のこととする。3.硬さ本発明では、管周方向、管厚方向の硬さ分布および硬さの最大値を規定する。なお、硬さはビッカース硬さ試験機で荷重10kgf98Nで測定したものとする。管周方向の硬度差の最大値:50以下管周方向の硬度差は、主に加速冷却時の表面性状に起因して発生する。スケールが厚い箇所は過度に冷却されて表層が著しく硬化し、一方スケール厚が薄い箇所では、それほど表層が硬化しないため表層硬さに大きな差が出ることになる。管周方向の硬度差が大きいと、UOE造管時のC-U-O成形における形状の乱れが生じ、その結果、所望の真円度を得るためにより大きな拡管率を必要とする。拡管率が大きくなると、バウシンガー効果により圧縮強度が低下するため、耐圧潰性が低下することになる。一方で、管周方向の硬度差が小さいと、拡管率が小さくても高い真円度を得ることができ、圧縮強度の低下の抑制および真円度の確保の両面から耐圧潰性を向上させることができる。その効果は、管周方向の硬度差が50を超えてしまうと見られなくなるため、上限を50とする。より好ましくは40以下である。なお、管周方向の硬度差は管長方向の同じ位置で管厚方向に1mmピッチで測定したものについて比較するものとし、上述したように管周方向の硬度差は主に表層部で生じるため、表層から1mmおよび裏層から1mmの2箇所を測定すれば、その鋼管の管周方向の硬度差を代表とみなすことができる。管厚方向の硬度差の最大値:50以下管厚方向の硬度差は、主に加速冷却前の表層組織形態、加速冷却の冷却速度、加速冷却時の表面性状に起因して発生し、管周方向の硬度差と同じく、UOE造管時のC-U-O成形における形状の乱れが生じ、その結果、所望の真円度を得るためにより大きな拡管率を必要としてしまう。拡管率が大きくなると、バウシンガー効果により圧縮強度が低下するため、耐圧潰性が低下することになる。一方で、管厚方向の硬度差が小さいと、拡管率が小さくても高い真円度を得ることができ、圧縮強度の低下の抑制および真円度の確保の両面から耐圧潰性を向上させることができる。その効果は、管周方向の硬度差が50を超えてしまうと見られなくなるため、上限を50とする。より好ましくは40以下である。なお、管厚方向の硬度差は管周方向および管長方向の同じ位置で測定したものについて比較するものとする。表層最大硬さ:248以下表層硬さが248を超えるとSSCで割れが生じるため、表層硬さの最大を248以下とする。なお、表層硬さの測定位置は、表層から1mmおよび裏層から1mmとし、前述したように局所的な硬化部はデスケーリング水のかかり方による表層のスケールむらに起因するため、ある管長位置においてミルデスケーリング装置および加速冷却前デスケーリング装置のノズル間隔のうち大きい方の長さの2倍の長さの管周方向位置を最大でも20mmピッチで測定したうちの最大値を用いることができる。4.鋼管の真円度真円度が高いほど、耐圧潰性が向上する。ここで、真円度とは、Dmax-Dminと定義する。Dmaxは測定最大外径mmで、Dminは測定最小外径mmである。ここで、真円度は、製造された鋼管の任意の管長位置で管周を12等分あるいは24等分して対向する位置での外直径を測定し、それらのうちの最大値と最小値をDmax,Dminとすることで求めることができる。耐圧潰性は、より真円であるほどすなわち真円度が0に近いほど高くなるが、UOE造管では完全な真円を達成することができず、また、外径が大きく、板厚が小さくなるほど真円度は悪くなる。本発明では、管周方向の硬度分布を均一にすることにより、下記式4,5に示す真円度を得ることができる。D/t0.6≦85の場合Dmax-Dmin≦3.0式4D/t0.6>85の場合Dmax-Dmin≦0.04D/t0.6-0.4式5ここで、D:公称外径mm、t:管厚mmである。真円度を3.0以下にすることにより顕著に耐圧潰性を向上させることができるため、特に高い耐圧潰性能が要求される場合には、鋼管寸法であるD/t0.6が85以下の場合には、Dmax-Dminは3.0を上限とすることが好ましい。D/t0.6が85を超える場合にはDmax-Dminは0.04D/t0.6-0.4の値以下であることが好ましい。なお、本発明で高強度鋼板とは、DNV-OS-F101のSAWL415グレードに相当する520MPa以上の引張強度を有する鋼板をいう。5.製造方法本発明では、上記の母材ミクロ組織および硬さ分布および所望の性能を得るための、鋼管素材および鋼管の製造方法を規定する。スラブ加熱温度:900~1200°Cスラブをオーステナイト化しつつ、最低限のNbの固溶量を得るため、下限温度は900°Cである。一方、1200°Cを超える温度までスラブを加熱すると、NbCおよびTiNによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は900~1200°Cの範囲とする。900°C以下の累積圧下率:30~90本発明に係る鋼は、Nb添加によって900°C以下では、オーステナイト未再結晶温度領域となる。この温度域以下において累積で大圧下の圧延を行うことにより、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。累積圧下率が30未満の場合は、細粒化が十分でなく靱性が劣化するため、900°C以下の温度域での累積圧下率は30以上とする。累積圧下率が大きいほど圧延時の鋼板の反りや圧延能率の低下などが問題となり、また90を超える圧下率を確保しても材質特性に大きな変化がみられないため、上限を90とする。好ましくは50~90である。圧延終了温度:Ar3-10°C以上圧延終了温度は、低い方が母材靱性が良好になるが、Ar3-10°Cを下回ると管厚中央付近の母材組織に加工フェライトが生成し耐HIC性能が劣化するため、下限をAr3-10°Cとする。より好ましくは、Ar3-10°C以上830°C以下である。なお、温度の測定は、圧延終了後ただちに放射温度計により鋼板表面温度を測定するものとする。Ar3点は実質的に同一とみなせる化学成分の鋼の熱膨張試験で加工後の変態開始温度を測定することが望ましいが、下記の式6で代用してもよい。Ar3°C=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-15Cr-80Mo式6ここで、各元素記号は含有量質量で、含有しない場合は0とする。加速冷却前のデスケーリングさらに上記製造工程に加えて、加速冷却の直前に高衝突圧の噴射流によるデスケーリングを行う。鋼板内の材質均一性に優れた高強度鋼板とするためには、鋼板内の硬さのばらつきを低減することが必要であり、特に鋼板内部の強度を保ちながら、表層部の硬さを抑制することが重要である。圧延後の鋼板においては、圧延前および圧延中のデスケーリング等により幅方向にスケールの厚さにむらが生じることがある。また、スケール厚さが大きい場合には、部分的にスケールの剥離が生じることがある。圧延後の加速冷却の際に、スケール厚さにばらつきがあると、その厚さに応じて鋼板表面の冷却速度も変化してしまい、その冷却速度に応じて鋼板表面の硬さも変化してしまう。鋼板を高強度化するためには、加速冷却時の冷却速度を大きくすることが有効であるが、高冷却速度の冷却では表層硬さに及ぼすスケール厚さの影響が顕著になるため、スケール厚さにむらがあると硬さのばらつきが増大して鋼板内の材質均一性が劣化する。その対策として、高衝突圧のデスケーリングによりスケール厚さを冷却速度に大きな差が生じない程度に均一に薄くすることができる。本発明では、加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が1MPa以上のデスケーリングを行う。鋼板表面での噴射流の衝突圧が1MPa未満では、デスケーリングが不十分でスケールむらが生じる場合があり、表層硬さのばらつきが生じるため、噴射流の衝突圧は1MPa以上とする。デスケーリングは高圧水を用いて行うが、鋼板表面での噴射流の衝突圧が1MPa以上であれば、他の噴射流を用いても構わない。また、デスケーリング後、5秒以内に加速冷却を行うことが望ましい。デスケーリング後、5秒を超えて加速冷却を行う場合、スケールが成長するため表層部の冷却速度が上昇し、硬さのばらつきが大きくなる場合があるからである。加速冷却開始温度加速冷却開始温度が低いと、鋼板の板厚中央、すなわち、管厚中央にフェライトが生成し、耐HIC性能が劣化するため、Ar3-30°C以上とする。より好ましくは、Ar3-30°C~Ar310°Cの範囲である。なお、温度の測定は、加速冷却前デスケーリングの直前に放射温度計により表面温度を測定するものとする。Ar3は式6を代用してもよい。表層の加速冷却速度表層の加速冷却速度は表層の組織および硬さを決定する重要な因子であり、表層の冷却速度が200°C/sを超えると表層組織にマルテンサイトや下部ベイナイトが多数生成し、表層硬さが大きくなるため上限を200°C/sとする。好ましくは板厚中央の冷却速度以上、150°C/s以下である。鋼板の平均の冷却速度鋼板の平均の冷却速度は、鋼板の板厚中央、すなわち、管厚中央の組織および硬さを決定する重要な因子であり、鋼板の板厚方向の平均の冷却速度が10°C/s未満では管厚中央にフェライトが生成し、耐HIC性能が劣化するため、下限を10°C/sとする。より好ましくは、10~100°C/sである。なお、鋼板の板厚方向の平均の温度および冷却速度については、物理的に直接測定することはできないが、鋼板表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算を行うことで、リアルタイムに求めることができる。加速冷却停止温度圧延終了後、ベイナイト変態の温度域である300~600°Cまで加速冷却することにより、ベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が300°Cを下回ると加速冷却時に未変態であったオーステナイトから多くのM-Aが生成し、耐HIC性能および圧縮強度が低下するため、下限を300°Cとする。一方で600°Cを超えると、所望の強度が得られないだけでなく、加速冷却時に未変態であったオーステナイトの一部がフェライト変態し、耐HIC性能および圧縮強度が低下するため、上限を600°Cとする。温度の測定は、復熱で表層と板厚中央の温度差が小さくなったときに表面を放射温度計で測定するものとする。より好ましくは、鋼板全体の水冷が終了してから10~120秒の時間の範囲内で測定するものとする。室温まで冷却;本発明では、加速冷却停止後の冷却過程が鋼板の材質や形状へ及ぼす影響は大きくない。そのため、加速冷却後の鋼板を室温まで冷却するための冷却手段は、例えば、空冷とする。ここで、空冷とは放冷してもよいし、また、鋼板に空気を吹き付けて積極的に冷却してもよい。これ以外に、水冷や、その他の手段でもかまわない。以上の加速冷却の後、室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形する。本発明は上述の方法によって製造された厚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、シーム溶接するが、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。本発明では、その突合せ部を2層以上の溶接によって接合し、拡管した溶接鋼管を対象とする。突合せ部を2層以上溶接することにより、溶接入熱の過度な上昇による靱性の劣化を防ぎやすく、また、溶接ビードについても良好な外観形状が安定して得られるためである。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。以下、拡管率について説明する。拡管率:0.5~1.1一般に厚肉高強度UOE鋼管は、0.9~1.2程度の範囲の拡管率で造管を行う。拡管率は、耐圧潰性を確保する上で重要な因子であり、拡管率を低くするほど圧縮強度が上昇するが、真円度が低下する。一方で、拡管率を高くするほど真円度は高くなるが、圧縮強度は下がり、さらにはダイスによる鋼管の傷つきが問題になる。拡管率を0.5より小さくしても圧縮強度上昇効果はあまり期待できないので、下限を0.5とする。一方で、本発明では、管厚および管周方向の硬さを均一化することによって成形性を著しく向上させているため、拡管率が低くても、所望の真円度を得ることができる。真円度は拡管率が1.1を超えるとそれ以降は拡管率増加による真円度向上効果が飽和するため、上限を1.1とする。以上に規定した拡管率0.5~1.1の範囲で造管すれば、優れた耐圧潰性能が得られる。また、より好ましくは0.5~1.0である。表1に示す化学成分の鋼を連続鋳造法によりスラブとし、加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、加速冷却装置直前で高衝突圧デスケーリングを行い、5秒以内に水冷型の冷却設備を用いて加速冷却を行い、厚鋼板を製造した。製造した鋼板をUOE成形によって造管した。突合せ部の溶接は、内面及び外面について各1層のサブマージアーク溶接により実施した。なお、Oプレスの圧縮率はすべて0.3とした。以上の方法で製造した溶接鋼管の製造方法の詳細を表2に示す。なお、加熱温度は鋼板全体の平均温度とし、圧延終了温度および冷却開始温度は鋼板表面温度を、また、冷却停止温度は復熱後の鋼板表面温度を用いた。真円度は、鋼管外径を管周方向に6箇所以上測定し、その最大値/最小値を求めることで算出した。真円度Dmax-Dminの目標値は、請求項3に記載の範囲とした。鋼管のミクロ組織の分率は、表層から1mmの位置および管厚中心位置について400倍で組織観察した10枚の光学顕微鏡写真の画像解析からフェライト相とベイナイト相の合計の面積分率を平均して求めた。管厚中央に関しては中央偏析部を除外した。M-A分率は、表層から1mmの位置、管厚内表面から1/4位置、管厚中央について2000倍で組織観察した5枚のSEM走査型電子顕微鏡写真の画像解析から面積分率を平均して求め、鋼管中に均一に第2相が分散していると仮定して、前記面積分率の値が体積分率の値に等しいものとみなした。管周方向の硬さ分布は、鋼管のシーム溶接部を起点とした管周方向位置として、40~320°位置の表面から1mmおよび裏面から1mm位置を20mmピッチで測定し、その最低値および最高値の差を求めた。管厚方向の硬さ分布は、鋼管90°位置について1mmピッチで表層から1mmと裏面から1mmの位置にかけて測定し、その最低値と最大値の差を求めた。鋼管最大硬さは以上で測定した硬さ結果の最大値を用いた。なお、硬さはすべてビッカース硬さ試験機で10kgf98Nの荷重で測定した。鋼管の引張降伏応力および引張強度は、鋼管90°位置の鋼管周方向から全厚引張試験片を採取し、求めた。引張強度の目標値は、520MPa以上である。圧縮降伏応力は、鋼管180°位置の内表面から1mmの位置からASTME9準拠の直径20mm、長さ60mmの円筒試験片を採取し、0.5における応力を求めた。圧縮降伏応力の目標値は、引張降伏応力の80以上とした。DWTTDropWeightTearTest:落重引裂試験特性は、鋼管周方向から採取した19mmのDWTT試験片を用いて-17°Cで試験を行い、破面率を求めた。試験は各2本実施し、その平均値が85を以上になることを目標とした。耐圧潰性は、DNV-OS-F101で規定されている下記の外圧による圧潰抵抗の式7~11を用いて圧潰抵抗pcを評価した。ここで、αU=0.96、αfab=1.00、E=206000MPa、ν=0.3、t=管厚mm、D=外径mm、Dmax-Dmin=真円度mm、YS=常温での圧縮降伏応力MPa、fy,temp=室温と最高使用温度の圧縮降伏応力の差本発明では50°C以下での使用を想定し、0MPaとするである。圧潰抵抗の目標値は、式7~11に引張降伏応力、f0=0.0050、αfab=0.85を代入して計算される値を基準値として1.05倍以上になることとした。HIC特性は、NACEStandardTM0284-2003に基づいて、各3個のサンプルを採取して、pHが約3の硫化水素を飽和させた5NaCl0.5CH3COOH水溶液中に試験片を96時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率CARで評価した。ここで、それぞれの鋼板の最大値をその鋼板のCARとしてCAR≦5を合格とした。SSC特性は、NACEStandardTM0177-2005に基づいて、内表面側から採取した厚さ5mmの3点曲げ型サンプルに、負荷応力を母材の降伏応力の90かけて、pHが約3の硫化水素を飽和させたNaCl0.5CH3COOH水溶液中に試験片を720時間浸漬して破断するか否か評価した。試験は3本ずつ行い、3本とも破断しなかった場合は、Nocrack、1本でも破断した場合は、Crackと評価した。本試験で、3本とも破断しなかった場合は、耐サワー性能が優れると評価できる。表3に表2の製造方法で得られた溶接鋼管のミクロ組織形態と機械的特性を示す。本発明例の請求範囲内の溶接鋼管はいずれも、ラインパイプとして必要とされる強度、DWTT性能を満たしつつ、優れた耐圧潰性、耐サワー性能を両立していることがわかる。一方で、本発明の請求範囲外の溶接鋼管は、それらのいずれかの特性を満たしていない。"