質量で、C:0.03~0.08、Si:0.05~0.5、Mn:1.5~3.0、Mo:0.4超~1.2、Al:0.005~0.100、Ca:0.001~0.005、N:0.002~0.015、P:0.03以下、S:0.01以下、Cu:1.5以下、を含有し、残部はFe及び不純物からなる化学組成を有し、熱間加工された後、水冷され、さらに、焼入れ及び焼戻しされて製造される、スチームインジェクション用継目無鋼管。請求項1に記載の継目無鋼管であって、前記化学組成は、前記Feの一部に換えて、Cr:1.0以下、Nb:0.1以下、Ti:0.1以下、Ni:1.0以下、V:0.2以下、からなる群から選択された1種又は2種以上を含有する、継目無鋼管。請求項1に記載の継目無鋼管であって、350°Cにおいて、600MPa以上の降伏応力を有する、継目無鋼管。請求項2に記載の継目無鋼管であって、350°Cにおいて、600MPa以上の降伏応力を有する、継目無鋼管。質量で、C:0.03~0.08、Si:0.05~0.5、Mn:1.5~3.0、Mo:0.4超~1.2、Al:0.005~0.100、Ca:0.001~0.005、N:0.002~0.015、P:0.03以下、S:0.01以下、Cu:1.5以下、を含有し、残部はFe及び不純物からなる化学組成を有する丸ビレットを加熱する工程と、加熱された前記丸ビレットを穿孔して素管を製造する工程と、前記素管を圧延して継目無鋼管を製造する工程と、圧延後の前記継目無鋼管を水冷する工程と、水冷された前記継目無鋼管を焼入れする工程と、焼入れされた前記継目無鋼管を焼戻しする工程とを備える、スチームインジェクション用継目無鋼管の製造方法。請求項5に記載の継目無鋼管の製造方法であって、前記丸ビレットの化学組成は、前記Feの一部に換えて、Cr:1.0以下、Nb:0.1以下、Ti:0.1以下、Ni:1.0以下、V:0.2以下、からなる群から選択された1種又は2種以上を含有する、継目無鋼管の製造方法。以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。本発明者らは、以下の知見に基づいて、本発明の実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管を完成した。1モリブデンMoが多く含有されれば、高温での降伏強度が向上する。Moは鋼に固溶し、高温での鋼の降伏応力を向上する。Moはまた、Cと結合して微細な炭化物を形成し、高温での鋼の降伏応力を強化する。2Moが多く含有されると、溶接性が低下する。しかしながら、熱間加工により製造される継目無鋼管を加速冷却し、さらに焼入れ焼戻しを行うことにより、溶接性が向上する。加速冷却、焼入れ及び焼戻しが行われた鋼管の結晶粒は微細化される。そのため、溶接熱影響部及び母材の靭性が向上し、溶接性の低下が抑制される。以下、本実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の詳細を説明する。[化学組成]本発明の実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管は、以下の化学組成を有する。以降、元素に関するは質量を意味する。C:0.03~0.08炭素Cは、鋼の強度を向上する。しかしながら、Cが過剰に含有されると、靭性が低下し、溶接性が低下する。そのため、C含有量は0.03~0.08である。好ましいC含有量の下限は0.04である。好ましいC含有量の上限は0.06である。Si:0.05~0.5珪素Siは、鋼を脱酸する。しかしながら、Siが過剰に含有されると、鋼の靭性が低下する。特に、溶接熱影響部の靭性が低下し、溶接性が低下する。したがって、Si含有量は0.05~0.5である。好ましいSi含有量の上限は0.3であり、さらに好ましくは0.15である。Mn:1.5~3.0マンガンMnは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Mnはさらに、鋼の靭性を向上する。しかしながら、Mnが過剰に含有されると、耐HICHydrogenInducedCracking:水素誘起割れ性が低下する。したがって、Mn含有量は1.5~3.0である。好ましいMn含有量の下限は1.8であり、より好ましくは2.0であり、さらに好ましくは2.1である。Mo:0.4超~1.2モリブデンMoは鋼の高温強度を向上する。具体的には、Moは鋼に固溶し、鋼の焼入れ性を向上する。焼入れ性の向上により、鋼の高温強度が向上する。Moはさらに、微細な炭化物を形成し、鋼の高温強度を向上する。Moはさらに、鋼に固溶して焼戻し軟化抵抗を高める。しかしながら、Moが過剰に含有されれば、溶接性が低下する。より具体的には、溶接熱影響部の靭性が低下する。したがって、Mo含有量は、0.4よりも大きく、1.2以下である。Mo含有量の好ましい下限は0.5であり、さらに好ましくは0.6である。Al:0.005~0.100アルミニウムAlは鋼を脱酸する。しかしながら、Alが過剰に含有されると、Alはクラスター状の介在物を生成し、鋼の靭性を低下する。Alが過剰に含有されるとさらに、管端にベベル面を加工するとき、表面欠陥が発生しやすい。したがって、Al含有量は0.005~0.100である。Al含有量の好ましい上限は0.050であり、さらに好ましくは、0.030である。Al含有量の好ましい下限は0.010である。本発明におけるAl含有量は、酸可溶AlいわゆるSol.Alの含有量を意味する。Ca:0.001~0.005カルシウムCaは、Sと結合してCaSを形成する。CaSの生成によりSは固定される。そのため、鋼の靭性及び耐食性が向上する。カルシウムはさらに、鋳込み時に連続鋳造装置のノズルが詰まるのを抑制する。一方、Caが過剰に含有されれば、Caはクラスター状の介在物を生成しやすく、耐HIC性が低下する。したがって、Ca含有量は0.001~0.005である。N:0.002~0.015窒素Nは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。一方、Nが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。したがって、N含有量は0.002~0.015である。P:0.03以下燐Pは、不純物である。Pは、鋼の靭性を低下する。したがって、P含有量は少ない方が好ましい。P含有量は0.03以下である。S:0.01以下硫黄Sは、不純物である。Sは、鋼の靭性を低下する。したがって、S含有量は少ない方が好ましい。S含有量は0.01以下である。Cu:1.5以下銅Cuは耐HIC性を向上する。具体的には、Cuは、鋼中に水素が侵入するのを抑制し、HICの発生及び伝搬を抑制する。Cuが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいCu含有量は、0.02以上である。一方、Cuが過剰に含有されれば、上記効果が飽和する。したがって、Cu含有量は1.5以下である。本実施の形態による継目無鋼管の化学組成の残部はFe及び不純物である。本実施の形態による継目無鋼管はまた、上記Feの一部に換えて、Cr、Nb、Ti、Ni及びVからなる群から選択された1種又は2種以上を含有してもよい。これらの元素は、鋼の強度を向上する。Cr:1.0以下クロムCrは選択元素である。Crは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Crが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいCr含有量は、0.02以上であり、より好ましくは0.1以上であり、さらに好ましくは、0.2以上である。一方、Crが過剰に含有されると、鋼の靭性が低下する。したがって、Cr含有量は1.0以下である。Nb:0.1以下ニオブNbは選択元素である。Nbは、炭窒化物を形成して、鋼の結晶粒を微細化する。そのため、Nbは、鋼の強度及び靭性を向上する。Nbが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいNb含有量は、0.003以上である。一方、Nbが過剰に含有されれば、上記効果は飽和する。したがって、Nb含有量は0.1以下である。Ti:0.1以下チタンTiは選択元素である。Tiは、連続鋳造時において、鋳片の表面欠陥の発生を抑制する。Tiはさらに、炭窒化物を生成して、鋼の結晶粒を微細化する。そのため、Tiは鋼の強度及び靭性を向上する。Tiが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいTi含有量は、0.003以上である。一方、Tiが過剰に含有されれば、上記効果は飽和する。したがって、Ti含有量は0.1以下である。Ni:1.0以下ニッケルNiは選択元素である。Niは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度及び靭性を向上する。Niが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいNi含有量は0.02以上である。一方、Niが過剰に含有されれば、上記効果は飽和する。したがって、Ni含有量は1.0以下である。V:0.2以下バナジウムVは選択元素である。Vは、炭窒化物を生成して、鋼の結晶粒を微細化する。そのため、Vは、鋼の強度及び靭性を向上する。Vが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいV含有量は、0.003以上である。一方、Vが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。したがって、V含有量は0.2以下である。[製造方法]本実施の形態による継目無鋼管は、熱間加工後に加速冷却される。継目無鋼管はさらに、加速冷却後に焼入れ及び焼戻しされる。上述の工程により製造された継目無鋼管の350°Cにおける降伏応力は600MPa以上である。継目無鋼管はさらに、結晶粒が微細化された組織を有するため、高い靭性を有する。したがって、Mo含有量が高いにもかかわらず、鋼の溶接性の低下が抑制される。以下、本実施の形態による継目無鋼管の製造方法を詳述する。[製造設備]図1は、本実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の製造ラインの一例を示すブロック図である。図1を参照して、製造ラインは、加熱炉1と、穿孔機2と、延伸圧延機3と、定径圧延機4と、補熱炉5と、水冷装置6と、焼入れ装置7と、焼戻し装置8とを備える。各装置間には、複数の搬送ローラ10が配置される。図1では、焼入れ装置7及び焼戻し装置8が製造ラインに含まれている。しかしながら、焼入れ装置7及び焼戻し装置8は、製造ラインから離れて配置されていてもよい。要するに、焼入れ装置7及び焼戻し装置8はオフラインに配置されていてもよい。[製造フロー]図2は、本実施の形態による継目無鋼管の製造工程を示すフロー図であり、図3は、製造中の圧延素材丸ビレット、素管及び継目無鋼管の時間に対する表面温度の変化を示す図である。図2及び図3を参照して、本実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の製造方法では、初めに、丸ビレットを加熱炉1で加熱するS1。続いて、加熱された丸ビレットを熱間加工して継目無鋼管にするS2及びS3。具体的には、丸ビレットを穿孔機2により穿孔圧延して素管にするS2。さらに、素管を延伸圧延機3や定径圧延機4で圧延し、継目無鋼管とするS3。熱間加工により製造された継目無鋼管を、必要に応じて、補熱炉5により所定の温度に加熱するS4。続いて、継目無鋼管を水冷装置6により水冷する加速冷却:S5。水冷された継目無鋼管を焼入れ装置7により焼入れしS6、焼戻し装置8により焼戻しするS7。以下、それぞれの工程について詳しく説明する。[加熱工程S1]初めに、丸ビレットを加熱炉1で加熱する。好ましい加熱温度は1050°C~1300°Cである。この温度範囲で丸ビレットを加熱すれば、穿孔圧延時の丸ビレットの熱間加工性は良好であり、表面疵の発生が抑制される。また、この加熱温度範囲で丸ビレットを加熱すれば、結晶粒の粗大化が抑制される。加熱炉1はたとえば、周知のウォーキングビーム炉やロータリー炉である。[穿孔工程S2]丸ビレットを加熱炉1から出す。そして、加熱された丸ビレットを穿孔機2により穿孔圧延する。穿孔機2は周知の構成を有する。具体的には、穿孔機2は、一対の傾斜ロールと、プラグとを備える。プラグは、傾斜ロール間に配置される。好ましい穿孔機2は交叉型の穿孔機である。高い拡管率での穿孔が可能だからである。[圧延工程S3]次に、素管を圧延する。具体的には、素管を延伸圧延機3により延伸圧延する。延伸圧延機3は直列に配列された複数のロールスタンドを含む。延伸圧延機3はたとえば、マンドレルミルである。続いて、延伸圧延された素管を、定径圧延機4により定径圧延して、継目無鋼管を製造する。定径圧延機4は、直列に配列された複数のロールスタンドを含む。定径圧延機4はたとえば、サイザやストレッチレデューサである。定径圧延機4の複数のロールスタンドのうち、最後尾のロールスタンドで圧延された素管の表面温度を仕上げ温度と定義する。仕上げ温度はたとえば、定径圧延機4の最後尾のロールスタンドの出側に配置された温度センサにより計測される。好ましい仕上げ温度は、図3に示すとおりA3点より具体的にはAc3点以上である。より好ましい仕上げ温度は、900°C以上であり、さらに好ましくは、950°C以上である。本発明の化学組成を有する継目無鋼管のAc3点は750~950°Cである。仕上げ温度が900°C以上であれば、定径圧延中の素管において、ロール抜熱による熱損失が小さい。そのため、製造された継目無鋼管の温度むらを低減できる。[再加熱工程S4]再加熱工程S4は、必要に応じて実施される。要するに、再加熱工程を実施しなくてもよい。再加熱工程を実施しない場合、図2において、ステップS3からステップS5に進む。また、再加熱工程を実施しない場合、図1において、補熱炉5は配置されなくてもよい。再加熱工程を実施する場合、製造された継目無鋼管を補熱炉5に装入し、加熱する。これにより、製造された継目無鋼管の温度むらが低減される。補熱炉5における加熱温度はAr3点~1100°Cである。加熱温度がAr3点未満であれば、α相が析出して組織が不均一になり、強度のばらつきが大きくなる。一方、加熱温度が1100°Cを超えると、結晶粒が粗大化する。好ましい加熱時間は1~30分である。[水冷工程S5]ステップS3で製造された継目無鋼管、又は、ステップS4で再加熱された継目無鋼管を水冷装置6により水冷加速冷却する。水冷直前の継目無鋼管の表面温度は仕上げ温度又は補熱炉での加熱温度と実質的に同じである。つまり、水冷直前の継目無鋼管の表面温度は、A3点以上であり、好ましくは900°C以上、さらに好ましくは950°C以上である。水冷装置6は、複数の回転ローラと、ラミナー水流装置と、ジェット水流装置とを備える。複数の回転ローラは2列に配置される、継目無鋼管は2列に配列された複数の回転ローラの間に配置される。このとき、2列の回転ローラはそれぞれ、継目無鋼管の外面下部と接触する。回転ローラが回転すると、継目無鋼管が軸周りに回転する。ラミナー水流装置は、回転ローラの上方に配置され、継目無鋼管に対して上方から水を注ぐ。このとき、継目無鋼管に注がれる水は、ラミナー状の水流を形成する。ジェット水流装置は、回転ローラに配置された継目無鋼管の端近傍に配置される。ジェット水流装置は、継目無鋼管の端から鋼管内部に向かってジェット水流を噴射する。ラミナー水流装置及びジェット水流装置により、継目無鋼管の外面及び内面は同時に冷却される。好ましくは、水冷装置6は、継目無鋼管の表面温度が450°C以下になるまで、継目無鋼管を冷却する。換言すれば、水冷停止温度は450°C以下である。水冷停止温度を450°C以下にすれば、後工程で焼入れを行うことにより、継目無鋼管の結晶粒がより微細化される。その結果、継目無鋼管の靭性がより向上する。水冷装置6の好ましい冷却速度は、10°C/sec以上である。水冷装置6は、上述の回転ローラ、ラミナー水流装置及びジェット水流装置以外の他の装置であってもよい。水冷装置6はたとえば、水槽であってもよい。この場合、ステップS3で製造された継目無鋼管は水槽内に浸漬され、冷却される。このような冷却方法は、どぶ漬けと呼ばれる。水冷装置6はまた、ラミナー水流装置のみであってもよい。要するに、冷却装置6の種類は限定されない。[焼入れ工程S6]水冷装置6により水冷された継目無鋼管を焼入れする。好ましい焼入れ温度はAc3点よりも高く1000°C以下である。継目無鋼管を上記焼入れ温度に加熱すると、継目無鋼管の組織は、ベイナイトから微細なオーステナイト組織に変態する。つまり、逆変態が起こる。このとき、結晶粒が微細化される。つまり、ステップS5で加速冷却が実施されることにより、焼入れ工程において結晶粒の微細化を促進できる。焼入れ温度がAc3変態点未満であれば、逆変態が十分に起こらない。一方、焼入れ温度が1000°Cを超えると、結晶粒が粗大化する。焼き入れ処理の好ましい均熱時間は、10秒~30分である。焼入れ温度で均熱した後、継目無鋼管を水冷する。[焼戻し工程S7]焼入れされた鋼管を、焼戻しする。焼戻し温度は、Ac1点以下であり、所望の力学特性に基づいて調整される。焼戻し処理により、本発明の継目無鋼管の350°Cにおける降伏応力を600MPa以上にすることができる。焼戻し温度のばらつきは、好ましくは±10°Cであり、さらに好ましくは±5°Cである。焼戻し温度のばらつきが小さければ、所望の力学特性が得られやすい。以上の製造方法では、加速冷却が実施されS5、その後焼入れ処理が実施されるS6。これらの工程により、結晶粒の微細化が促進される。そのため、製造された継目無鋼管は優れた靭性を有する。したがって、本実施の形態による継目無鋼管は、Moを多く含有するものの、靭性の低下が抑制され、溶接性の低下も抑制される。さらに、上述の化学組成を有する継目無鋼管を焼入れ及び焼戻しすることにより、継目無鋼管の350°Cにおける降伏応力を600MPa以上にすることができる。種々の化学組成を有する複数のスチームインジェクション用継目無鋼管を製造し、常温23°C~360°Cにおける降伏応力を調査した。[調査方法]表1に示す化学組成を有する複数のビレットを製造した。表1を参照して、鋼番号1本発明例及び鋼番号2本発明例のビレットの化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であった。一方、鋼番号3比較例の化学組成は、本発明の化学組成の範囲外であった。具体的には、鋼番号3のMn含有量は、本発明のMn含有量の下限未満であった。さらに、鋼番号3のMo含有量は、本発明のMo含有量の下限未満であった。鋼番号3のMn及びMo以外の他の元素の含有量は、本発明の範囲内であった。鋼番号1~3のN含有量は、いずれも0.002~0.015の範囲内であった。なお、鋼番号2のTi含有量、及び、鋼番号1及び2のNb含有量は、不純物レベルであった。製造された各ビレットを加熱炉により加熱した。続いて、各ビレットを穿孔機により穿孔圧延して素管にした。続いて、マンドレルミルにより各素管を延伸圧延した。続いて、サイザにより各素管を定径圧延し、複数の継目無鋼管を製造した。続いて、鋼番号1及び2の継目無鋼管を水冷加速冷却した。継目無鋼管の仕上げ温度はいずれも1100°Cであり、水冷停止温度は450°Cであった。一方、鋼番号3の継目無鋼管については、圧延後に空冷した。冷却後の各継目無鋼管を焼入れした。焼入れ温度はいずれも950°Cであり、40分均熱した。焼入れ後、各継目無鋼管を焼戻しした。焼戻し温度は650°Cであり、30分均熱した。以上の工程によりスチームインジェクション用継目無鋼管を製造した。[降伏応力]製造された各継目無鋼管の肉厚中央部からASTMA370に準拠した複数の引張り試験片を採取した。そして、引張り試験片を用いて、ASTME21に準拠した引張り試験を常温23°C~360°Cの温度範囲で実施した。より具体的には、各試験番号において、23°C、100°C、200°C、300°C、350°C鋼番号3のみ、360°C鋼番号1及び2のみの各温度で2つの引張試験片を使用して引張試験を実施した。試験結果に基づいて、降伏応力及び引張強さを求めた。本実施例では、降伏応力を0.5全伸び法により求めた。[調査結果]表2は、各鋼番号の継目無鋼管の降伏応力及び引張強さを示す。図4は、鋼番号1の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力及び引張強さとの関係を示す。図5は、鋼番号2の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力及び引張強さとの関係を示す。図6は、鋼番号3の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力及び引張強さとの関係を示す。図4~図6中の記号◆は降伏応力を示す。記号■は引張強さを示す。表2中の降伏応力欄には、対応する鋼番号の各温度における降伏応力MPaが示される。各温度における降伏応力は、2つの値が示されている。たとえば、鋼番号1の23°Cにおける降伏応力欄には720/721と記載されている。この場合、2つの引張試験片により得られた降伏応力が、720MPa、721MPaであったことを示す。同様に、表2中の引張強さ欄には、対応する鋼番号の各温度における引張強さMPaが示される。表2及び図4~図6を参照して、鋼番号1及び鋼番号2の継目無鋼管の降伏応力は、全ての温度域において、鋼番号3の継目無鋼管の降伏応力よりも大きかった。さらに、鋼番号1及び2の350°Cにおける降伏応力は600MPa以上であった。一方、鋼番号3の350°Cにおける降伏応力は600MPa未満であった。以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。