ラインパイプ用鋼管において、管軸方向引張試験での降伏強度及び引張強度をそれぞれL-YST及びL-TST、管周方向引張試験での降伏強度をC-YST、管周方向圧縮試験での降伏強度C-YSCとしたときに、L-YST/L-TSTが0.9以上、L-YST/C-YSTが0.95以上、C-YSC/C-YSTが0.9以上であることを特徴とする、耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管。前記ラインパイプ用鋼管において、化学成分が質量で、C:0.03~0.1、Si:0.5以下、Mn:1.0~2.0、P:0.015以下、S:0.003以下、Al:0.08以下、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.03を含有し、さらに、Cu:0.5以下、Ni:1.0以下、Cr:0.5以下、Mo:0.5以下、V:0.1以下、Ca:0.0005~0.0035の中から選ばれる1種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、金属組織はベイナイト組織が面積分率で80以上であることを特徴とする請求項1に記載の耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管。特許文献6に記載された技術のような金属組織の制御によって、鋼管の圧縮強度が改善され、耐コラプス性能向上に対して一定の効果は得られるが、パイプラインの敷設条件によっては圧縮強度の改善だけでは十分にコラプスを防止することはできない。海底パイプラインの敷設では、海底に到達したパイプが曲げモーメントを受けるため、DNV規格では鋼管が塑性変形しない歪範囲、すなわち曲げ歪が0.5以内で敷設するように決められている。しかしながら、急激な海流の変化や風の影響などによって敷設船の位置を一定に保つことが困難になり、過大な曲げモーメントを受ける危険性がある。このような大きな曲げ変形を受ける場合パイプのコラプス圧力が大幅に低下し、たとえ熱処理により高い圧縮応力を有していてもコラプス圧力の低下は避けられない。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優れた耐コラプス性能を有するラインパイプ用鋼管、特に敷設時に大きな曲げ変形を受けても、高い耐コラプス性能が維持される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、曲げ変形を受ける鋼管の外圧によるコラプス挙動を解明するために、種々の実験及び解析を試みた結果、以下の知見を得るに至った。ア海底管のコラプス防止のためには、DNV規格OSF-101にも示されているとおり、ファブリケーションファクターαfabの向上、すなわち鋼管の管周方向の圧縮強度が高いことが基本であり、引張試験での降伏強度に対する圧縮試験での降伏強度の比を一定値以上とすることが不可欠である。イ上記のような鋼管であっても、曲げ変形によって断面形状が扁平になるため、外圧によってコラプスを生じやすくなる。このような鋼管の扁平は、鋼管の管軸方向の引張特性を改善することで防止可能であり、具体的には、管軸方向引張試験での降伏強度と引張強度の比、すなわち管軸方向の降伏比を一定値以上とすることが効果的である。図1に種々の引張特性を有する鋼管の曲げモーメントによる扁平率の変化を示す。図1は、外径762mm、管厚34.6mmの鋼管の曲げ変形解析をFEMで行った結果であり、管長8mの両端に曲げモーメントを付与したときの鋼管中央部断面の扁平率扁平部外径の長径-短径/初期外径を求めた。ここで、管軸方向の降伏比YR、すなわち、管軸方向引張試験での引張強度に対する降伏強度の比が85の場合と92の場合とを示す。また、図中C-TSは、管周方向引張強度を意味する。管軸方向の降伏比管軸方向引張試験での降伏強度と引張強度との比が大きい鋼管のほうが扁平率が小さくなることが明らかである。ここで言う扁平率は、DNVOS-F101に規定されている真円度と同じ意味であり、扁平率が大きいほどコラプス圧力が低下することになる。すなわち、海底へのレイイングなどの曲げ変形を受ける場合は、管軸方向の降伏比が大きいほどパイプの扁平率が小さくなり、コラプス圧力が大きくなると言える。ウ管軸方向の降伏比が高くても、管軸方向引張での降伏強度が低いと曲げ変形による鋼管の扁平化が早期に起こってしまうため、管軸方向引張の降伏強度は管周方向引張の降伏強度に比べ一定の割合以上に高くなければならない。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、ラインパイプ用鋼管において、管軸方向引張試験での降伏強度及び引張強度をそれぞれL-YST及びL-TST、管周方向引張試験での降伏強度をC-YST、管周方向圧縮試験での降伏強度C-YSCとしたときに、L-YST/L-TSTが0.9以上、L-YST/C-YSTが0.95以上、C-YSC/C-YSTが0.9以上であることを特徴とする、耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管。ここで、CおよびTはそれぞれ圧縮方向の試験の値および引張方向の試験の値であることを意味している。第二の発明は、前記ラインパイプ用鋼管において、化学成分が質量で、C:0.03~0.1、Si:0.5以下、Mn:1.0~2.0、P:0.015以下、S:0.003以下、Al:0.08以下、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.03を含有し、さらにCu:0.5以下、Ni:1.0以下、Cr:0.5以下、Mo:0.5以下、V:0.1以下、Ca:0.0005~0.0035の中から選ばれる1種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、金属組織はベイナイト組織が面積分率で80以上であることを特徴とする、上記第一の発明に記載の耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管、である。本発明の第一発明によれば、海底パイプラインの敷設に過大な曲げ変形を受けるような場合でも、優れた耐コラプス性能を有するラインパイプ用鋼管が得られる。また、第二発明によれば、さらに鋼管の強度及び靭性、並びに溶接部の靭性を向上させることができる。以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。1.鋼管の機械的特性について本発明の最大の特徴は、従来の海底管のコラプス防止策として一切考慮されていなかった鋼管の管軸方向の特性を制御することで、DNV規格などで規定されている応力範囲を超える過大な曲げが加わってもコラプスを生じにくくすることである。そのためには、管軸方向引張試験での降伏強度及び引張強度をそれぞれL-YST及びL-TST、管周方向引張試験での降伏強度をC-YST、管周方向圧縮試験での降伏強度C-YSCとしたときに、以下のような特性が必要である。L-YST/L-TST:0.9以上この関係式は、鋼管の管軸方向引張試験での降伏強度[L-YST]と引張強度[L-TST]との比であり、以下の説明で管軸方向引張の降伏比とも略することもある。管軸方向引張の降伏比が0.9未満では鋼管が曲げ変形を受けた場合の断面の扁平が大きくなり、コラプスを生じやすくなる。しかし、管軸方向引張の降伏比は0.9以上であれば、このような扁平が十分に抑制されるため、管軸方向引張での降伏比を0.9以上に規定する。好ましくは、0.92以上である。L-YST/C-YST:0.95以上この関係式は、鋼管の管軸方向引張試験での降伏強度[L-YST]と管周方向引張試験の降伏強度[C-YST]との比であり、以下の説明で管軸方向の降伏強度と管周方向の降伏強度の比とも略することもある。曲げ変形による鋼管の扁平は、管軸方向の降伏比のみで決まるのではなく、管周方向と管軸方向の引張特性のバランスによって大きく影響をうける。管周方向引張での降伏応力に対して管軸方向引張の降伏応力が低すぎると、曲げモーメントを受けた場合のパイプの変形量が大きくなり扁平量も大きくなるため、コラプス性能が低下する。しかし、管軸方向の降伏強度と管周方向の降伏強度の比が0.95以上であれば問題ないため、管軸方向引張での降伏強度と管周方向引張での降伏強度の比を0.95以上に規定する。好ましくは、0.97以上である。C-YSC/C-YST:0.9以上この関係式は、管周方向圧縮試験での降伏強度[C-YSC]と鋼管の管周方向引張試験での降伏強度[C-YST]との比であり、以下の説明で管周方向圧縮での降伏強度と管周方向引張での降伏強度の比とも略することもある。本関係式は、DNVで規定されているファブリケーションファクターと同様の意味であり、コラプス防止の基本的な対策として、管周方向圧縮での降伏強度を管周方向引張での降伏強度に対して一定値以上に高める必要があることを意味している。この値が0.9より小さい場合は、圧縮強度が低いため、コラプスを防止するために鋼管の管厚を厚くする必要がありパイプラインの施工コストが上昇する。しかし、0.9以上であれば、一般的なUOEプロセスによる鋼管よりも高い圧縮強度が得られ、管厚を高めなくとも高い耐コラプス性能が得られる。よって、管周方向圧縮での降伏強度と管周方向引張での降伏強度の比を0.9以上に規定する。好ましくは、0.92以上である。また、本発明は、海底パイプラインの敷設を対象にし、特に管厚は20mm以上の鋼管においてその効果が発揮されるので、管厚が20mm以上の鋼管に適用することが好ましいが、この範囲の板厚には限られない。本発明は、上述の鋼管の管軸方向と管周方向の特性を制御することで高い耐コラプス性能が得られるが、海底パイプラインに適用する鋼管として好ましい強度、靱性、または溶接施工性等の性能向上を図るため、材料の化学成分及び金属組織を以下のように規定する。2.化学成分についてはじめに本発明の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。C:0.03~0.1C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ず、0.1を超えると靭性を劣化させるだけでなく、MA島状マルテンサイトの生成が促進されるため、圧縮強度の低下をも招く。したがって、C量を0.03~0.1の範囲内とする。より高い靱性と圧縮強度を得るためには、好ましくは、0.03~0.08の範囲内とする。Si:0.5以下Siは脱酸のために含有するが、0.5を越えると靭性や溶接性を劣化させ、またMAの生成も促進される。したがってSi量は0.5以下の範囲とする。Mn:1.0~2.0Mnは鋼の強度および靭性の向上のため含有するが、1.0未満ではその効果が十分ではなく、2.0を超えると溶接性と耐HIC性能が劣化する。したがって、Mn量は1.0~2.0の範囲とする。P:0.015以下Pは不可避不純物元素であり、鋼材の靱性を劣化させる。特に、溶接熱影響部の硬さを上昇させるため、溶接熱影響部の靱性を顕著に劣化させる。したがって、P量を0.015以下とする。好ましくは、0.008以下とする。S:0.003以下Sは、鋼中においてはMnS系の介在物となり、衝撃破壊時のボイド発生起点として作用するため、シャルピー衝撃試験での吸収エネルギー低下の原因となる。したがって、S量を0.003以下とする。より高い吸収エネルギーが要求される場合は、S量をさらに低下することが有効であり、好ましくは0.0015以下とする。Al:0.08以下Alは脱酸剤として含有するが、0.08を超えると清浄度の低下により延性を劣化させる。したがって、Al量は0.08以下とする。Nb:0.005~0.05Nbは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Nb量が0.005未満ではその効果がなく、0.05を超えると溶接熱影響部の靱性低下を招く。したがって、Nb量は0.005~0.05の範囲とする。Ti:0.005~0.03Tiは、TiNを形成してスラブ加熱時の結晶粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の組織を微細化するにより靭性を向上させる。しかし、Ti量が0.005未満ではその効果がなく、0.03を超えると靭性を劣化させる。したがって、Ti量は0.005~0.03の範囲とする。本発明では上記の化学成分の他に、鋼板の強度、靱性又は溶接部の特性をさらに向上させる場合、以下に示すCu、Ni、Cr、Mo、V、Caの1種以上を選択的に含有させることが好ましい。Cu:0.5以下Cuは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには0.05以上含有することが好ましいが、0.5を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Cuを含有する場合は0.5以下とすることが好ましい。Ni:1.0以下Niは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには0.05以上含有することが好ましいが、1.0を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Niを含有する場合は1.0以下とすることが好ましい。Cr:0.5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り、この効果を得るには0.05以上含有することが好ましいが、0.5を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性を劣化させる場合がある。したがって、Crを含有する場合は0.5以下とすることが好ましい。Mo:0.5以下Moは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには0.05以上含有することが好ましいが、0.5を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Moを含有する場合は0.5以下とすることが好ましい。V:0.1以下Vは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素であり、この効果を得るには0.01以上含有することが好ましいが、0.1を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性低下を招くため、Vを含有する場合は、0.1以下とすることが好ましい。Ca:0.0005~0.0035Ca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るが、0.0005未満ではその効果がなく、0.0035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。したがって、Caを含有する場合には、0.0005~0.0035の範囲とすることが好ましい。本発明においては鋼管の強度は特に規定しないが、海底管用の厚肉鋼管においてAPIグレードX65程度以上の高強度を得るためには、下式1で示されるCeq値が0.28以上であることが好ましい。ここで、各元素記号は含有量質量を意味し、含有しない場合は0とする。Ceq=CMn/6CrMoV/5CuNi/151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。上記以外の元素及び不可避的不純物については、本発明の効果を損なわない限り含有することができる。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。ベイナイト分率:80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相の少ない組織とし、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、ベイナイト主体の組織とすることが好ましい。その効果を得るためにはベイナイトの面積分率が80以上必要である。さらに、高い圧縮強度が必要な場合はベイナイト面積分率を90以上とすることが望ましい。本発明の鋼管は、金属組織として上記の特徴を有することで高い圧縮強度が得られるが、上記以外の、セメンタイト、パーライト、マルテンサイト等の組織は、それらの分率の合計が5以下であれば何ら悪影響を及ぼさないため、含有することができる。なお、島状マルテンサイトMAは非常に硬質な相であり、変形時に局所的な転位の集積を促進し、バウシンガー効果により圧縮強度の低下を招くため、その分率を厳しく制限する必要がある。しかし、MAの分率が3以下ではその影響が小さく圧縮強度の低下も生じないため、島状マルテンサイトMAの分率は3以下であることが好ましい。MAの分率は、ナイタールエッチング後に電解エッチング2段エッチングを行い、その後走査型電子顕微鏡SEMによる観察を行い、面積分率を求めることができる。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、内面側の板厚1/4の位置の組織とする。本発明の鋼管は、上述の管軸方向及び管周方向の特性が得られれば優れた耐コラプス性能が発揮されるため、鋼管の製造方法は特に規定しない。しかし、適切な管軸方向及び管周方向の特性を有し、かつ、海底パイプラインへの適用に適した強度靱性及びその他の性能と優れた真円度を得るためには、UOEプロセスやプレスベンドプロセスにより製造した鋼管が適しており、さらに鋼管の素材である鋼板の製造工程では、制御圧延と加速冷却などを適用したTMCPプロセスにより鋼管の素材である鋼板を製造することが好ましい。以下に、鋼管の素材である鋼板及び鋼管の好ましい製造条件について説明する。本発明の鋼管の素材である鋼板は、上述した化学成分を含有する鋼スラブを、加熱し熱間圧延を行った後、加速冷却を施す、あるいは加速冷却に引き続いて誘導加熱による焼戻しを行うことにより製造することが好ましい。以下に、鋼板の製造条件の好適条件について説明する。なお、以下の温度は特に記載しない限り鋼板の板厚方向の平均温度を表す。板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算などにより求められる。たとえば、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、板厚方向の平均温度を求めることができる。スラブ加熱温度:1000~1200°Cスラブ加熱温度は、1000°C未満では十分な強度が得られず、1200°Cを超えると、靱性やDWTT特性が劣化する。したがって、スラブ加熱温度1000~1200°Cの範囲とすることが好ましい。さらに優れたDWTT特性が要求される場合は、スラブ加熱温度の上限を1100°Cにすることがさらに望ましい。未再結晶温度域の圧下率:60以上微細ベイナイト組織と高い母材靱性を得るためには、熱間圧延工程において未再結晶温度域で十分な圧下を行うことが好ましい。しかし、この温度域での圧下率が60未満では効果が不十分であるため、未再結晶温度域で圧下率を60以上とすることが好ましい。なお、圧下率は複数の圧延パスで圧延を行う場合はその累積の圧下率とする。また、未再結晶温度域はNb、Ti等の合金元素によって変化するが、本発明のNb及びTi添加量では、未再結晶温度域の上限温度を950°Cとみなしてよい。圧延終了温度:Ar3以上金属組織をベイナイト分率が80以上の組織とするためには、フェライト生成温度であるAr3温度以上で圧延を終了し、直ちに鋼板を冷却することが好ましい。また、フェライトが生成した後に圧延されると、金属組織が鋼板の長手方向に伸長した組織となり、鋼管となったときの管軸方向の降伏比が低下する。よって、圧延終了温度はAr3温度以上とすることが好ましい。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、化学成分から下式2で求めることもできる。Ar3°C=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo2ここで、各元素記号は含有量質量を意味し、含有しない場合は0とする。熱間圧延に引き続いて加速冷却を行うことが好ましい。加速冷却の好ましい条件は以下の通りである。冷却速度:10°C/秒以上冷却速度は、高強度で高靱性の鋼板を特に得るために制御することが好ましく、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と組織の微細化による高靱性が得られる。しかし、冷却速度が10°C/秒未満では十分な強度、靱性が得られない。よって加速冷却時の冷却速度を10°C/秒以上とすることが好ましい。加速冷却停止温度:500°C以下加速冷却により微細ベイナイト組織を得るためには、ベイナイト変態が十分に進行する温度域まで冷却する必要がある。冷却停止温度が500°Cを超える場合は、ベイナイト変態が不十分で、十分な強度が得られないだけでなく、その後の空冷過程でセメンタイトやMA等の硬質な第2相が生成し、靱性が劣化する。よって、冷却停止温度は500°C以下が好ましい。また、厚肉材でさらに高い強度及び靱性を得るためには400°C以下にすることがより好ましい。加速冷却後の鋼板は、そのままUOEプロセスやプレスベンドプロセスによる鋼管製造に供することができるが、本発明の管軸方向と管周方向の特性を十分に満足するためには、加速冷却後に熱処理を施すことが好ましい。このときの鋼板表層部の加熱温度は、450~700°Cとすることが好ましい。これは、加速冷却時のベイナイト変態によって多量に導入された転位を回復し、さらに鋼中に固溶している炭素との相互作用を活用することで、降伏強度を向上し、かつ、鋼管とした後の管軸方向と管周方向の降伏強度の差を小さくできるためである。さらに、熱処理によって加速冷却時に生成するセメンタイトやMA等の硬質第2相が分解され、母材靱性が向上し、また、鋼板のバウシンガー効果が小さくなるため、鋼管での高い圧縮強度が得られる。熱処理温度が450°Cより低い温度ではこのような効果が得られず、700°Cを超えると鋼板の強度が低下するため、熱処理温度は450~700°Cとすることが好ましい。このような熱処理は、鋼板の加速冷却終了後にガス燃焼炉などのオフラインの熱処理炉で行っても良い。また、鋼板の製造能率を高めるため、鋼板の圧延冷却ラインと同一のラインに設置した、誘導加熱型のオンライン加熱設備を用いても良い。本発明は上述の方法によって製造された鋼板を素材として鋼管に成形加工し製造するが、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方法が挙げられる。その後、シーム溶接する。このシーム溶接工程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。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を目的として、拡管を行う。この拡管率は、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以上が好ましい。また、拡管率が高すぎるとバウシンガー効果による管軸方向引張試験での降伏強度が低下するため、その上限を1.0とすることが好ましい。より好ましくは、拡管率の上限を0.8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の鋼板No.1~6を製造した。鋼板製造条件を表2に示す。鋼板製造時の再加熱処理は、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘導加熱炉を用いて熱処理を行った。熱処理温度は鋼板平均温度とするが、誘導加熱では加熱直後に鋼板表層と中心部とで温度差を生じるため、誘導加熱に表層温度と中心温度がほぼ等しくなった時点での鋼板温度とした。これらの鋼板を用いて、UOEプロセスにより種々の外径の鋼管を製造した。鋼管製造時の拡管率も表2に示す。以上のようにして製造した鋼管の引張特性は、管軸方向は全厚の矩形試験片、管周方向は鋼管内面側より採取した平行部径10mmの丸棒引張試験片により、降伏強度及び引張強度を測定した。圧縮試験は鋼管の鋼管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板厚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装置を用いてベイナイトの面積分率を求めた。鋼管の金属組織を表2に、機械的特性を表3に示す。これらの鋼管に曲げモーメントを負荷した場合の、鋼管の変形挙動をFEMによって解析し、曲げモーメントが11.5MNmのときの鋼管の扁平率を求めた。また、このように曲げが加わり扁平している鋼管のコラプス圧力を、DNV規格OSF-101に基づいて求めた。ただし、鋼管周方向の圧縮降伏強度は、引張試験での降伏強度にファブリケーションファクターを掛けた値ではなく、実際の圧縮試験で得られた圧縮降伏強度を用いた。鋼管の扁平率とコラプス圧力を表3に示した。本発明例であるNo.1~4はいずれも、機械的特性が本発明範囲であり、圧縮強度が高く、曲げ変形時の扁平率が小さい。その結果、高いコラプス圧力が得られている。一方、No.5及び6は、機械的特性が本発明の範囲外であるため、圧縮強度が低くさらに曲げ変形時の扁平率も高いため、コラプス圧力が低い。