massで、C:0001~0015、Si:005~050、Mn:010~20、P:0020以下、S:0010以下、Al:0001~010、Cr:150~180、Ni:20~60、Mo:15~35、V:0001~020、N:0015以下を、下記1式を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、溶接時にフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、旧フェライト粒界の全長に対する比率で、旧フェライト粒界の50以上がマルテンサイト相および/またはオーステナイト相で占有された組織となることを特徴とする溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管。記115≦CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N≦133....1ここで、Cr、Mo、W、Si、C、Mn、Ni、Cu、N:各元素の含有量mass前記組成に加えてさらに、massで、Cu:001~35、W:001~35のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項1に記載のラインパイプ用Cr含有鋼管。前記組成に加えてさらに、massで、Ti:001~020、Nb:001~020、Zr:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項1または2に記載のラインパイプ用Cr含有鋼管。前記組成に加えてさらに、massで、Ca:00005~00100、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載のラインパイプ用Cr含有鋼管。しかしながら、厳しい腐食性環境下では、特許文献1に記載された技術によってもなお、溶接熱影響部に発生する粒界応力腐食割れを完全には抑制できないという問題があり、溶接後熱処理を行なって、溶接熱影響部に発生する粒界応力腐食割れを防止しているのが現状であった。また、特許文献2に記載された技術によって製造された鋼管は、Cr含有量を高めたにもかかわらず、耐粒界応力腐食割れ性という観点からは、Cr含有量の低い特許文献1に記載された鋼管よりも、むしろ低下して、溶接熱影響部に発生する粒界応力腐食割れを完全には抑制できていないという問題があった。本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、所望の高強度と、靭性、耐食性、耐硫化物応力腐食割れ性に優れ、かつ溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管を提供することを目的とする。本発明が目的とする鋼管は、X65~X80級鋼管である。またここで、靭性に優れたとは、シャルピー衝撃試験における、-40°Cでの吸収エネルギーvE-40Jが、50J以上である場合をいうものとする。また、耐食性に優れたとは、30MPaの炭酸ガスを飽和させた150°Cの200glNaCl水溶液中での腐食速度mmyが010mmy以下である場合をいうものとする。なお、ここでいう鋼管には、継目無鋼管、溶接鋼管をも含むものとする。本発明者らは、上記した目的を達成するために、Crを16~17含むフェライト-マルテンサイト系ステンレス鋼管について、炭酸ガス、塩素イオンを含む腐食環境下での、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に影響する各種要因について鋭意考究した。その結果、このようなフェライト-マルテンサイト系ステンレス鋼においては、粒界応力腐食割れは、溶接時の加熱サイクル中にその熱影響部に粗大なフェライト粒が形成され、その後の冷却サイクル中にその粗大なフェライト粒の粒界にCr炭化物が析出し、それにともなってその粒界にCr欠乏層が形成されることに起因することを見出した。そして、本発明者らは、この種の鋼においては、粗大なフェライト粒の粒界にCr炭化物が析出する前に、少なくとも粒界からフェライトα→オーステナイトγ変態を生じさせ、ほとんどの粒界をオーステナイトで占有することができれば、粒界へのCr炭化物の析出を阻止でき、Cr欠乏層の形成を抑制して、粒界応力腐食割れの発生を防止できることに想到した。そして、更なる研究の結果、粒界にCr炭化物が析出する前に、粒界からα→γ変態を生じさせるためには、組成範囲を、次1式115≦CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N≦133....1を満足するように、組成範囲を適正化する必要があることを見出した。本発明者らの検討によれば、{CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N}が133以下となるような組成とすることにより、粒界に炭化物Cr炭化物が析出しにくく、したがってCr欠乏層の形成も生じにくく、粒界応力腐食割れを防止することが可能となることを新規に見出した。というのは、{CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N}が133以下と、フェライト形成元素の割合が低い組成となる場合には、パイプラインの敷設時のような円周溶接に際して、加熱時に、融点近傍の1200°Cを超えるような高温に晒される領域で粗大なフェライト相単相の組織が形成されるが、冷却時に、α→γ変態を生じ、粒界あるいは粒内からγ相が生じる。このような場合には、γ相がα相に比べ炭化物の溶解度積が大きいため、粒界に炭化物Cr炭化物は析出しにくく、したがってCr欠乏層の形成も生じにくく、粒界応力腐食割れを防止可能となる。なお、γ相の大半あるいは全ては、その後の冷却で、マルテンサイト相に変態することはいうまでもない。一方、{CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N}が133を超えるような、フェライト形成元素の割合が高い組成となる場合には、形成された粗大なフェライト相単相の組織は、その後の冷却時に、α→γ変態を生じないで、そのまま室温に至るため、粒界にCr炭化物が析出し、Cr欠乏層が形成され、粒界応力腐食割れが発生しやすくなることになる。次に、本発明の基礎となった実験結果について説明する。各成分含有量を変化させた各種鋼管から、大きさ:厚さ4mm×幅15mm×長さ115mmの試験片素材を採取し、素材中央部に、図1に示す条件の溶接熱サイクルを付与した。なお、溶接熱サイクル付与後の試験片から組織観察用試験片を採取し、研磨し、腐食して溶接熱サイクル付与後の組織を観察し、旧α粒界における変態生成物マルテンサイト相および/またはオーステナイト相の有無と、変態生成物マルテンサイト相および/またはオーステナイト相に占有された旧α粒界の長さを測定し、旧α粒界全長に対する占有率を算出した。さらに、得られた溶接熱サイクル付与済みの試験片素材の中央部から、厚さ2mm×幅15mm×長さ75mmの試験片を切り出し、U曲げ応力腐食割れ試験を実施した。U曲げ応力腐食割れ試験は、試験片を、図2に示すように、内半径:80mmでU字型に曲げ、腐食液に浸漬する試験とした。使用した腐食液は、液温:100°C、CO2圧:01MPa、pH:20の50glNaCl液とした。なお、試験期間は168hとした。試験後、試験片断面について、100倍の光学顕微鏡で観察し、割れの有無を調査し、割れがある場合を●、割れがない場合を○として、旧α粒界占有率と、{CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N}との関係を図3に示す。図3から、{CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N}を133以下とすることにより、旧α粒界占有率が高くなり、溶接熱影響部の粒界応力腐食割れを防止することが可能であることがわかる。本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。1massで、C:0001~0015、Si:005~050、Mn:010~20、P:0020以下、S:0010以下、Al:0001~010、Cr:150~180、Ni:20~60、Mo:15~35、V:0001~020、N:0015以下を、次1式115≦CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N≦133....1ここで、Cr、Mo、W、Si、C、Mn、Ni、Cu、N:各元素の含有量massを満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、溶接時にフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、旧フェライト粒界の全長に対する比率で、旧フェライト粒界の50以上がマルテンサイト相および/またはオーステナイト相で占有された組織となることを特徴とする溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管。21において、前記組成に加えてさらに、massで、Cu:001~35、W:001~35のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とするラインパイプ用Cr含有鋼管。31または2において、前記組成に加えてさらに、massで、Ti:001~020、Nb:001~020、Zr:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とするラインパイプ用Cr含有鋼管。41ないし3のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、massで、Ca:00005~00100、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とするラインパイプ用Cr含有鋼管。本発明によれば、溶接後熱処理を行なう必要がない、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管を、安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、パイプライン等の鋼管構造物を、溶接後熱処理を行なうことなく施工でき、施工期間の短縮等、施工コストを著しく低減できるという効果もある。まず、本発明鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎりmassは、単にで記す。C:0001~0015Cは、強度増加に寄与する元素であり、本発明では0001以上の含有を必要とする。一方、0015を超えて多量に含有すると、溶接熱影響部の靭性を劣化させる。多量に含有すると、とくに溶接熱影響部の粒界応力腐食割れを防止することが困難となる。このため、Cは0001~0015の範囲に限定した。なお、好ましくは0002~0010である。Si:005~050Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して強度を増加させる元素であり、本発明では005以上の含有を必要とする。しかし、050を超える多量の含有は、母材、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Siは005~050の範囲に限定した。なお、好ましくは010~040である。Mn:010~20Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、オーステナイト生成元素で有り、フェライト生成を抑制して、母材、溶接熱影響部の靭性を向上させる。このような効果は010以上の含有を必要とするが、20を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Mnは010~20の範囲に限定した。なお、好ましくは020~090である。P:0020以下Pは、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を劣化させる元素であり、本発明では可及的に低減することが望ましいが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。工業的に比較的安価に実施可能でかつ耐食性を劣化させない範囲として、Pは0020以下に限定した。なお、好ましくは0015以下である。S:0010以下Sは、パイプ製造過程において熱間加工性を著しく劣化させる元素であり、可及的に少ないことが望ましいが、0010以下に低減すれば通常工程でのパイプ製造が可能となることから、Sは0010以下に限定した。なお、好ましくは0004以下である。Al:0001~010Alは、強力な脱酸作用を有する元素であり、このような効果を得るためには、0001以上の含有を必要とするが、010を超える含有は、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Alは010以下に限定した。なお、好ましくは005以下である。Cr:150~180Crは、保護被膜を形成して、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を向上させる元素である。本発明ではとくに苛酷な腐食環境下における耐食性を向上させる目的で、150以上の含有を必要とする。一方、180を超えて含有すると、熱間加工性が低下する。このため、Crは150~180の範囲に限定した。Ni:20~60Niは、保護被膜を強固にする作用を有し、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を高めるとともに、強度の増加にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、20以上の含有を必要とするが、60を超える含有は、熱間加工性を低下するとともに、強度の低下を招く。このため、Niは20~60の範囲に限定した。なお、好ましくは30~50である。Mo:15~35Moは、Cl-による孔食に対する抵抗性を増加させる作用を有し、耐食性向上に有効に作用する元素である。このような効果を得るためには、15以上含有する必要がある。一方、35を超えて含有すると、熱間加工性が低下するとともに、製造コストを高騰させる。このため、Moは15~35の範囲に限定した。なお、好ましくは18~30である。V:0001~020Vは、強度の増加に寄与するとともに、耐応力腐食割れ性を向上させる作用を有する元素である。このような効果は0001以上の含有で顕著となるが、020を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Vは0001~020の範囲に限定した。なお、好ましくは0010~010である。N:0015以下Nは、耐孔食性を向上させる作用を有するが、溶接性を著しく低下させる作用を有する元素であり、本発明では可及的に低減することが望ましいが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。工業的に比較的安価に実施可能でかつ溶接性を劣化させない範囲として、0015を上限とした。上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに選択元素として、Cu:001~35、W:001~35のうちから選ばれた1種または2種、および/または、Ti:001~020、Nb:001~020、Zr:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上、および/または、Ca:00005~00100、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種を必要に応じて選択して含有できる。Cu:001~35、W:001~35のうちから選ばれた1種または2種Cu、Wはいずれも、耐炭酸ガス腐食性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。Cuは、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、強度増加にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、001以上含有することが望ましいが、35を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、含有する場合、Cuは001~35の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは030~20である。Wは、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、耐応力腐食割れ性、さらには耐硫化物応力腐食割れ性、耐孔食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、001以上含有することが望ましいが、35を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、含有する場合、Wは001~35の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは030~20である。Ti:001~020、Nb:001~020、Zr:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上Ti、Nb、Zrはいずれも、Crに比べ炭化物形成傾向が強い元素であり、冷却時に粒界にCr炭化物が析出することを抑制する作用を有し、必要に応じて選択して1種または2種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Ti:001以上、Nb:001以上、Zr:001以上、をそれぞれ含有することが望ましいが、Ti:020、Nb:020、Zr:020、をそれぞれ超えて含有すると、溶接性、靭性が低下する。このため、含有する場合には、それぞれ、Ti:001~020、Nb:001~020、Zr:001~020の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくはTi:002~010、Nb:002~010、Zr:002~010である。Ca:00005~00100、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種Ca、REMはいずれも、介在物の形態制御を介して、熱間加工性、連続鋳造時の製造安定性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、それぞれCa:00005以上、REM:00005以上含有することが望ましいが、Ca:00100、REM:00100をそれぞれ超える含有は、介在物量の増加を招き、鋼の清浄度を低下させる。このため、含有する場合には、Ca:00005~00100、REM:00005~00100の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくはCa:00010~00030、REM:00010~00050である。本発明では、上記した成分の範囲で、かつ次1式を満足するように、各成分の含有量を調整する。115≦CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N≦133....1ここで、Cr、Mo、W、Si、C、Mn、Ni、Cu、N:各元素の含有量mass1式の中央値{CrMo04W03Si-435C-04Mn-Ni-03Cu-9N}は、熱間加工性、さらには耐粒界応力腐食割れ性を評価する指数であり、本発明では、1式を満足する115~133の範囲になるように、各元素の含有量を上記した範囲内で調整する。1式の中央値が、115未満では、熱間加工性が不足し、継目無鋼管の製造に必要十分な熱間加工性を確保できず、継目無鋼管の製造が困難となる。一方、1式の中央値が、133を超えて大きくなると、上記したように、耐粒界応力腐食割れ性が低下する。このようなことから、各元素の含有量を上記した範囲内で、かつ1式を満足するように、調整することとした。上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、O:0010以下が許容できる。本発明鋼管は、上記した組成を有し、さらにマルテンサイト相をベース相として、体積率で10~50のフェライト相と、体積率で30以下のオーステナイト相からなる組織を有する。なお、ここでいうベース相とは、最も体積率の大きい相、若しくはそれと同等の体積率を有する相をいうものとする。なお、マルテンサイト相には、焼戻マルテンサイト相も含まれるものとする。マルテンサイト相は、所望の強度を確保するために、体積率で25以上含有することが好ましい。また、フェライト相は、軟質で加工性を向上させる組織であり、加工性を向上させるという観点からは、体積率で10以上含有することが好ましい。一方、50を超えて含有すると、所望の高強度X65が確保できなくなる。また、オーステナイト相は、靭性を向上させる組織であるが、30を超えると強度確保が難しくなる。なお、オーステナイト相は、焼入れ処理時に全てがマルテンサイト相に変態せず、一部残在する場合と、焼戻処理時にマルテンサイト相やフェライト相の一部が逆変態して安定化し、冷却後もオーステナイト相として残る場合とがある。なお、上記した組成と、上記した組織を有する本発明鋼管では、溶接部が形成された場合に、溶接時に、好ましくは1300°C以上のフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、旧フェライト粒界の全長に対する比率で、旧フェライト粒界の50以上がマルテンサイト相および/またはオーステナイト相で占有された組織となる。これにより、粗大な旧フェライト粒の粒界にCr炭化物の析出を回避でき、粒界応力腐食割れの発生が抑制され、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性が改善される。つぎに、本発明鋼管の好ましい製造方法について継目無鋼管を例として説明する。まず、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊-分塊圧延方法等の常用の方法でビレット等の鋼素材とすることが好ましい。ついで、これら鋼素材を加熱し、通常のマンネスマン-プラグミル方式、あるいはマンネスマン-マンドレルミル方式の製造工程を用いて熱間圧延し、造管して所望の寸法の継目無鋼管とする。造管後の継目無鋼管は、空冷以上、好ましくは800~500°Cでの平均で05°C/s以上の冷却速度で室温まで冷却する加速冷却を施すことが好ましい。これにより、本発明の組成範囲内の組成を有する鋼管であれば、上記したようなマルテンサイト相をベースとする組織とすることができる。冷却速度が05°C/s未満では、上記したようなマルテンサイト相をベース相とする組織とすることができなくなる。なお、上記した圧延後の加速冷却に代えて、再加熱し、焼入れ焼戻処理を行ってもよい。焼入れ処理としては、800°C以上に再加熱し、その温度に10min以上保持したのち、空冷以上または800~500°Cでの平均で05°C/s以上の冷却速度で100°C以下まで冷却する処理とすることが好ましい。再加熱温度が800°C未満では、所望のマルテンサイト相をベース相とする組織を確保できなくなる。焼戻処理としては、焼入れ処理後に、500°C以上700°C以下、好ましくは580°C以上680°C以下の範囲の温度に加熱し、所定時間保持後、空冷する処理とすることが好ましい。これにより、所望の高強度と、所望の高靭性、所望の優れた耐食性を兼備させることができる。ここまでは、継目無鋼管を例として、説明したが、本発明はこれに限定されるものではない。上記した組成を有する鋼管素材鋼板をもちいて、通常の工程で、電縫鋼管、UOE鋼管を製造し、ラインパイプ用鋼管とすることもできる。なお、電縫鋼管、UOE鋼管についても、上記した焼入れ-焼戻処理を鋼管素材鋼板あるいは鋼管に施し、上記した組織を有する鋼管とすることが好ましい。また、上記した本発明鋼管を溶接接合して、溶接構造物鋼管構造物とすることができる。なお、本発明鋼管の溶接接合は、本発明鋼管と他種の鋼管との溶接接合する場合をも含むものとする。本発明鋼管を溶接接合してなる、これら溶接構造物では、溶接時に好ましくは1300°C以上のフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、旧フェライト粒界の全長に対する比率で、旧フェライト粒界の50以上がマルテンサイト相および/またはオーステナイト相で占有された組織となる溶接熱影響部を有することになる。これにより、粒界応力腐食割れが抑制されて、溶接後熱処理を行なうことなく、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性が改善される。以下、さらに実施例に基づいて、本発明を説明する。表1に示す組成の溶鋼を真空溶解炉で溶製し脱ガス後、100kgf鋼塊に鋳造し、熱間鍛造により、所定寸法の鋼管素材とした。これら鋼管素材を加熱し、モデルシームレス圧延機を用いた熱間加工により造管して、継目無鋼管外径65mmφ×肉厚55mmとした。得られた継目無鋼管について、造管後の冷却のままで、内外表面の割れ発生の有無を目視で調査し、熱間加工性を評価した。なお、管長手方向端面に、長さ5mm以上の割れが認められる場合には割れ有りとして×、それ以外を割れ無しとして○、とした。ついで、得られた継目無鋼管から、試験材鋼管を採取し、該試験材鋼管に表2に示す条件で焼入れ処理、焼戻処理を施した。焼入れ処理および焼戻処理を施された試験材鋼管から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、腐食試験、硫化物応力腐食割れ試験、U曲げ応力腐食割れ試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。1組織観察得られた試験材鋼管から、組織観察用試験片を採取した。組織観察用試験片を研磨、腐食後、光学顕微鏡倍率:1000倍を用いて観察し、撮像して、組織を同定し、画像解析装置を利用して、母材における各相の組織分率を求めた。なお、γ量は、X線回折法を用いて測定した。2引張試験得られた試験材鋼管から、管軸方向が引張方向となるように、API弧状引張試験片を採取し、引張試験を実施して、引張特性降伏強さYS、引張強さTSを求め、母材強度を評価した。3衝撃試験得られた試験材鋼管から、JISZ2242の規定に準拠して、Vノッチ試験片50mm厚を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、-40°Cにおける吸収エネルギーvE-40Jを求め、母材靭性を評価した。4腐食試験得られた試験材鋼管から、機械加工により、厚さ3mm×幅25mm×長さ50mmの腐食試験片を採取して、腐食試験を実施し、耐食性耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性を評価した。腐食試験は、30MPaの炭酸ガスを飽和させた150°Cの200glNaCl水溶液をオートクレーブ中に保持し、該水溶液中に腐食試験片を浸漬し、30日間保持した。腐食試験終了後、試験片の重量を測定し、腐食試験前後の重量変化重量減から腐食速度を算出した。また、腐食試験後に、腐食試験片を10倍のルーペを利用して、試験片表面の孔食発生の有無を観察した。孔食が発生している場合には×、発生していない場合には○として評価した。5硫化物応力腐食割れSSC試験得られた試験材鋼管から、4点曲げ試験片大きさ:厚さ4mm×幅15mm×長さ115mmを採取し、EFCNo17に準拠した4点曲げ試験を実施し、耐硫化物応力腐食割れ性を評価した。使用した試験液は、50glNaClNaHCO3液pH:45とし、10volH2S90volCO2混合液を流しながら試験を行い、破断の有無を調査した。なお、付加応力は母材のYS降伏強さとし、試験期間は720hとした。破断したものを×、破断しなかったものを○として評価した。6U曲げ応力腐食割れ試験得られた試験材鋼管から、大きさ:厚さ4mm×幅15mm×長さ115mmの試験片素材を採取し、素材中央部に、図1に示す条件の溶接熱サイクルを付与した。なお、図1に示す条件の溶接熱サイクル付与後の試験片から組織観察用試験片を採取し、研磨し、腐食して溶接熱サイクル付与後の組織を観察した。旧α粒界からの変態生成物マルテンサイト相および/またはオーステナイト相の有無を調査し、旧α粒界が変態生成物マルテンサイト相および/またはオーステナイト相に占有された旧α粒界の長さを測定し、旧α粒界全長に対する占有率を算出した。さらに、得られた溶接熱サイクル付与済みの試験片素材の中央部から、厚さ2mm×幅15mm×長さ75mmの試験片を切り出し、U曲げ応力腐食割れ試験を実施した。U曲げ応力腐食割れ試験は、試験片を、内半径:80mmでU字型に曲げ、腐食液に浸漬する試験とした。使用した腐食液は、液温:100°C、CO2圧:01MPa、pH:20の50glNaCl液とした。なお、試験期間は168hとした。試験後、試験片断面について、100倍の光学顕微鏡で観察し、割れの有無を調査し、耐粒界応力腐食割れ性を評価した。割れがある場合を×、割れがない場合を○とした。得られた結果を表3に示す。本発明例はいずれも、熱間加工性に優れ、YS:448MPa65ksi以上の高強度と、vE-40:50J以上の高靭性と、腐食速度:012mmy以下の高耐食性とを有し、硫化物応力腐食割れの発生もなく、1300°C以上に加熱される溶接熱影響部における、粒界応力腐食割れの発生もなく、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れた鋼管となっている。本発明の範囲を外れる比較例は、熱間加工性が低下しているか、靭性が低下しているか、耐食性が低下しているか、耐硫化物応力割れ性が低下しているか、あるいは溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性が低下している。