"油井用継目無鋼管であって、massで、C:015~050、Si:01~10、Mn:03~10、P:0015以下、S:0005以下、Al:001~01、N:001以下、Cr:01~17、Mo:040~11、V:001~012、Nb:001~008、Ti:003以下、B:00005~0003を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で85以上である組織とを有し、円周方向に互いに90°離れた4箇所で、管内表面から板厚方向に254~381mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に254~381mmの領域の外面側、および、板厚中央の各3位置において、荷重:10kgf試験力:980MPaで、各位置各3点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下であることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管。前記組成に加えてさらに、massで、Cu:10以下、Ni:10以下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に記載の油井用継目無鋼管。前記組成に加えてさらに、massで、W:20以下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に記載の油井用継目無鋼管。前記組成に加えてさらに、massで、Ca:0001~0005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油井用継目無鋼管。前記油井用継目無鋼管の偏肉率が8以下であることを特徴とする請求項1ないし4のいずれかに記載の油井用継目無鋼管。massで、C:015~050、Si:01~10、Mn:03~10、P:0015以下、S:0005以下、Al:001~01、N:001以下、Cr:01~17、Mo:040~11、V:001~012、Nb:001~008、Ti:003以下、B:00005~0003を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼管素材に、熱間加工を施し、所定形状の継目無鋼管とし、ついで、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却したのち、さらに再加熱し、焼入れ処理および焼戻処理を施し、ついで、580°C以上焼戻温度以下の温度範囲で温間矯正を施し、円周方向に互いに90°離れた4箇所で、管内表面から板厚方向に254~381mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に254~381mmの領域の外面側、および、板厚中央の各3位置において、荷重:10kgf試験力:980MPaで、各位置各3点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下である硬さ分布を有する継目無鋼管とすることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管の製造方法。前記鋼管素材が、鋳片に熱間圧延を施してなる鋼片であることを特徴とする請求項6に記載の油井用継目無鋼管の製造方法。前記熱間加工のための加熱炉内での前記鋼管素材の温度が、該鋼管素材の全周および全長にわたり、±20°C以内であることを特徴とする請求項6または7に記載の油井用継目無鋼管の製造方法。前記熱間加工時の被圧延材の温度が、該被圧延材の全周および全長にわたり、±50°C以内であることを特徴とする請求項6ないし8のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。前記焼入れ処理および焼戻処理を、2回以上繰返すことを特徴とする請求項6ないし9のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。前記焼入れ処理および焼戻処理に代えて、焼入れ処理を2回繰返したのち焼戻処理を施すことを特徴とする請求項6ないし9のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。前記焼入れ処理が、Ac3変態点~1050°Cの範囲の焼入れ温度に再加熱し、5min以上保持したのち急冷する処理であり、前記焼戻処理が、630~730°Cの範囲の焼戻温度に10min以上保持したのち急冷する処理であることを特徴とする請求項6ないし11のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。前記組成に加えてさらに、massで、Cu:10以下、Ni:10以下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6ないし12のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。前記組成に加えてさらに、massで、W:20以下を含有する組成とすることを特徴とする請求項6ないし13のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。前記組成に加えてさらに、massで、Ca:0001~0005を含有する組成とすることを特徴とする請求項6ないし14のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。しかしながら、耐SSC性に及ぼす各種要因は極めて複雑であり、110ksi級の高強度鋼管において安定して、耐SSC性を確保するための条件は明確になっていないのが現状である。例えば、特許文献1に記載された技術では、耐SSC性向上に有利な介在物を形成するための具体的な条件、例えば最高硬さについて明確になっておらず、また、特許文献2に記載された技術では、最大硬さと最小硬さの差が示されているだけで、最高硬さの絶対値について記載がなく、耐SSC性確保のための具体的条件について言及されていない。また、特許文献3に記載された技術では、表層部の耐SSC性は向上すると言えるが、鋼管全体としての耐SSC性が十分であるとは言えない。また、特許文献4に記載された技術では、たかだかYS500MPa級程度までの鋼管の製造は可能であるが、それを超える高強度鋼管の製造は難しいという問題がある。また、特許文献5に記載された技術では、繰返し2回の焼入れ焼戻を行う必要があり、しかも各回の焼入れ焼戻処理の間で、曲り取り矯正を行うため、工程が複雑となり、生産性が低下するという恐れがある。本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、油井用として好適な、耐硫化物応力割れ性耐SSC性に優れた高強度継目無鋼管を提供することを目的とする。なお、ここでいう耐硫化物応力割れ性耐SSC性に優れたとは、NACETM0177MethodAの規定に準拠した、H2Sが飽和した05酢酸50食塩水溶液液温:24°C中での定荷重試験を実施し、降伏強さの85の負荷応力で負荷時間:720時間を超えて、割れが生じない場合をいうものとする。本発明者らは、上記した目的を達成するために、継目無鋼管の強度および耐硫化物応力割れ性におよぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、油井用の継目無鋼管として、所望の高強度と優れた耐硫化物応力割れ性とを両立させるには、Moを11以下程度まで低減し、さらに適正量のCr、V、Nb、Bを必須含有したうえで、さらに、鋼管の円周方向各位置において、円周方向に互いに90°離れた4箇所で、管内表面から板厚方向に254~381mmの外面側領域、管外表面から板厚方向に254~381mmの内面側領域、および板厚中央で測定したビッカース硬さHV10がいずれも、最も高い値最大硬さでも、295HV10以下である硬さ分布を有する継目無鋼管とする必要があることを見出した。そして、そのためには組織の均一化が重要となることを知見した。本発明は、かかる知見に基づいて、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。1油井用継目無鋼管であって、massで、C:015~050、Si:01~10、Mn:03~10、P:0015以下、S:0005以下、Al:001~01、N:001以下、Cr:01~17、Mo:040~11、V:001~012、Nb:001~008、Ti:003以下、B:00005~0003を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、円周方向に互いに90°離れた4箇所で、管内表面から板厚方向に254~381mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に254~381mmの領域の外面側、および、板厚中央の各3位置において、荷重:10kgf試験力:980MPaで、各位置各3点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下であることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管。21において、前記組成に加えてさらに、massで、Cu:10以下、Ni:10以下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油井用継目無鋼管。31または2において、前記組成に加えてさらに、massで、W:20以下を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管。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:0001~0005を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管。51ないし4のいずれかにおいて、前記油井用継目無鋼管の偏肉率が8以下であることを特徴とする油井用継目無鋼管。6massで、C:015~050、Si:01~10、Mn:03~10、P:0015以下、S:0005以下、Al:001~01、N:001以下、Cr:01~17、Mo:040~11、V:001~012、Nb:001~008、Ti:003以下、B:00005~0003を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼管素材に、熱間加工を施し、所定形状の継目無鋼管とし、ついで、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却したのち、さらに再加熱し、焼入れ処理および焼戻処理を施し、ついで、580°C以上焼戻温度以下の温度範囲で温間矯正を施し、円周方向に互いに90°離れた4箇所で、管内表面から板厚方向に254~381mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に254~381mmの領域の外面側、および、板厚中央の各3位置において、荷重:10kgf試験力:980MPaで、各位置各3点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下である硬さ分布を有する継目無鋼管とすることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管の製造方法。76において、前記鋼管素材が、鋳片に熱間圧延を施してなる鋼片であることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。86または7において、前記熱間加工のための加熱炉内での前記鋼管素材の温度が、該鋼管素材の全周および全長にわたり、±20°C以内であることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。96または7において、前記熱間加工時の被圧延材の温度が、該被圧延材の全周および全長にわたり、±50°C以内であることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。106ないし9のいずれかにおいて、前記焼入れ処理および焼戻処理を、2回以上繰返すことを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。116ないし9のいずれかにおいて、焼入れ処理および焼戻処理に代えて、焼入れ処理を2回繰返したのち焼戻処理を施すことを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。126ないし11のいずれかにおいて、前記焼入れ処理が、Ac3変態点~1050°Cの範囲の焼入れ温度に再加熱し、5min以上保持したのち急冷する処理であり、前記焼戻処理が、630~730°Cの範囲の焼戻温度に10min以上保持したのち冷却する処理であることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。136ないし12のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、massで、Cu:10以下、Ni:10以下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油井用継目無鋼管の製造方法。146ないし13のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、massで、W:20以下を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。156ないし14のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、massで、Ca:0001~0005を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。本発明によれば、110ksi級の高強度と、さらに硫化水素を含む厳しい腐食環境下における優れた耐硫化物応力割れ性とを兼備する高強度継目無鋼管を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。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:015~050Cは、鋼の強度を増加させる作用を有し所望の高強度を確保するために重要な元素である。また、Cは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、015以上の含有を必要とする。一方、050を超える含有は、焼戻時に、水素のトラップサイトとして作用する炭化物を多量に析出させ、鋼中への過剰な拡散性水素の侵入を阻止できなくなるとともに、焼入れ時の割れを抑制できなくなる。このため、Cは015~050に限定した。なお、好ましくは020~030である。Si:01~10Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、01以上の含有を必要とする。一方、10を超える含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、強い水素トラップサイトとして作用するとともに、有効元素の固溶量低下を招く。このため、Siは01~10の範囲に限定した。なお、好ましくは020~030である。Mn:03~10Mnは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Sと結合しMnSとしてSを固定して、Sによる粒界脆化を防止する作用を有する元素であり、本発明では03以上の含有を必要とする。一方、10を超える含有は、粒界に析出するセメンタイトが粗大化し耐硫化物応力割れ性を低下させる。このため、Mnは03~10の範囲に限定した。なお、好ましくは04~08である。P:0015以下Pは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示し、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0015までは許容できる。このようなことから、Pは0015以下に限定した。なお、好ましくは0013以下である。S:0005以下Sは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性や、耐硫化物応力割れ性等の耐食性を低下する。一部は固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示す。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、過剰な低減は精錬コストを高騰させる。このようなことから、本発明では、Sは、その悪影響が許容できる0005以下に限定した。Al:001~01Alは、脱酸剤として作用するとともに、Nと結合しAlNを形成してオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。このような効果を得るために、Alは001以上の含有を必要とする。一方、01を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し靭性が低下する。このため、Alは001~01の範囲に限定した。なお、好ましくは002~007である。N:001以下Nは、Mo、Ti、Nb、Al等の窒化物形成元素と結合しMN型の析出物を形成する。しかし、これらの析出物は耐SSC性を低下させるとともに、焼戻時に析出するMC、M2Cの析出量を低減し、所望の高強度化が期待できなくなる。このため、Nはできるだけ低減することが好ましく、Nは001以下に限定した。なお、MN型析出物は、鋼素材等の加熱時に、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するため、Nは0003程度以上含有することが好ましい。Cr:01~17Crは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Crは、焼戻時にCと結合し、M3C系、M7C3系、M23C6系等の炭化物を形成し、とくにM3C系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻による強度変化を少なくして、強度調整を容易にする。このような効果を得るためには、01以上の含有を必要とする。一方、17を超えて含有すると、多量のM7C3系炭化物、M23C6系炭化物を形成し、水素のトラップサイトとして作用し耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、Crは01~17の範囲に限定した。なお、好ましくは05~15、さらに好ましくは09~15である。Mo:040~11Moは、炭化物を形成し析出硬化により強度の増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して更なる耐硫化物応力割れ性の向上に寄与する。また、Moは、腐食生成物を緻密化し、さらに割れの起点となるピット等の生成成長を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、040以上の含有を必要とする。一方、11を超える含有は、針状のM2C型析出物や、場合によってはLaves相Fe2Moを形成し耐硫化物応力割れ性を低下させる。このため、Moは040~11の範囲に限定した。なお、好ましくは06~11である。V:001~012Vは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、001以上の含有を必要とする。一方、012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、Vは001~012の範囲に限定した。なお、好ましくは002~008である。Nb:001~008Nbは、オーステナイトγ温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、マルテンサイトの下部組織例えばパケット、ブロック、ラスの微細化に極めて有効に作用するとともに、炭化物を形成し鋼を強化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、001以上の含有を必要とする。一方、008を超える含有は、粗大な析出物NbC、NbNの析出を促進し、耐硫化物応力割れ性の低下を招く。このため、Nbは001~008の範囲に限定した。なお、好ましくは002~006である。ここで、パケットとは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、ブロックは、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。Ti:003以下Tiは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に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。一方、003を超える含有は、鋳造時に粗大なTiNの形成が促進され、その後の加熱でも固溶しないため、靭性や耐硫化物応力割れ性の低下を招く。このため、Tiは003以下の範囲に限定した。なお、好ましくは001~002である。B:00005~0003Bは、微量の含有で焼入れ性向上に寄与する元素であり、本発明では00005以上の含有を必要とする。一方、0003を超えて多量に含有しても、効果が飽和するかあるいはFe-B硼化物の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。なお、0003を超えて含有すると、Mo2B、Fe2B等の粗大な硼化物の形成を促進し、熱延時に割れを発生しやすくする。このため、Bは00005~0003の範囲に限定した。なお、好ましくは0001~0003である。以上の成分が基本であるが、基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Cu:10以下、および/または、Ni:10以下、および/または、W:20以下、および/または、Ca:0001~0005を選択して含有してもよい。Cu:10以下Cuは、鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて添加できる。とくに、厳しい耐硫化物応力割れ性が要求される場合には、極めて重要な元素となる。添加した場合、緻密な腐食生成物が形成され、さらに割れの起点となるピットの生成成長が抑制されて、耐硫化物応力割れ性が顕著に向上するため、本発明では003以上含有することが望ましい。一方、10を超えて含有しても効果が飽和するうえ、コストの高騰を招く。このため、含有する場合には10以下に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは、003~010である。Ni:10以下Niは、鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ni:003以上含有することが望ましいが、Ni:10を超えて含有しても効果が飽和するうえ、コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Ni:10以下に限定することが好ましい。W:20以下Wは、炭化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。Wは、Moと同様に、炭化物を形成し析出硬化により強度の増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して耐硫化物応力割れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、003以上含有することが望ましいが、20を超える含有は、耐硫化物応力割れ性を低下させる。このため、Wは20以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは005~050である。Ca:0001~0005Caは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とする、いわゆる介在物の形態を制御する作用を有し、この介在物の形態制御を介して、延性、靭性や耐硫化物応力割れ性を向上させる効果を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0001以上の含有で顕著となるが、0005を超える含有は、非金属介在物が増加し、かえって延性、靭性や耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0001~0005の範囲に限定することが好ましい。上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。つぎに本発明鋼管は、上記した組成を有し、かつ焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で85以上である組織を有する。多量の合金元素を含有することなく、比較的低い合金元素含有量で、110ksi級の高強度を確保するために、本発明鋼管では、マルテンサイト相組織とするが、所望の靭性、延性さらには耐硫化物応力割れ性の確保の観点から、これらマルテンサイト相を焼戻した焼戻マルテンサイト相を主相とする組織とする。ここでいう主相とは、焼戻マルテンサイト相単相、あるいは、焼戻マルテンサイト相に加えて、特性に影響しない範囲である、体積で5未満の第二相を含む組織とする。第二相が、5以上となると、強度、さらには靭性、延性等の特性が低下する。なお、第二相としては、ベイナイト、パーライト、フェライトあるいはそれらの混合相等が例示できる。したがって、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織とは、体積で95以上の焼戻マルテンサイト相を含む組織を意味する。また、本発明鋼管では、旧オーステナイトγ粒が粒度番号で85以上である組織とする。なお、旧γ粒の粒度番号は、JISG0551の規定に準拠して測定した値を用いるものとする。旧γ粒が粒度番号で85未満では、γ相から変態で生成するマルテンサイト相の下部組織が粗大化し、所望の耐硫化物応力割れ性を確保できなくなる。また、本発明鋼管は、図1に示すように、円周方向に互いに90°離れた4箇所で、管内表面から板厚方向に254~381mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に254~381mmの領域の外面側、および、板厚中央の各3位置において、荷重:10kgf試験力:980MPaで、各位置各3点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下であることを特徴とする。すなわち、本発明鋼管は、少なくとも、上記した、管の内面側、外面側、および、板厚中央の各3位置における硬さが、最大でも295HV10以下となる鋼管である。少なくとも上記した板厚方向の3位置の測定点のうち、どれか1箇所の測定点で、硬さが、295HV10を超えると、耐硫化物応力割れ性が顕著に低下する。上記した板厚方向の3位置で、すべての測定点硬さが295HV10以下とすることが、優れた耐硫化物応力割れ性を有する鋼管をばらつきなく製造するための、必須の要件である。つぎに、本発明鋼管の好ましい製造方法について説明する。上記した組成を有する鋼管素材を出発素材として、該鋼管素材を所定範囲の温度に加熱したのち、熱間加工により所定寸法の継目無鋼管とする。本発明では、上記した組成を有する鋼管素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、通常公知の連続鋳造法でビレット等の鋳片とすることが好ましい。なお、鋳片をさら加熱し、該鋳片に圧延等の熱間加工を施し、鋼片とすることが好ましい。これにより、得られる鋼管素材の組織が均一化し、鋼管硬さを295HV10以下とするために有効である。また、連続鋳造法に代えて、造塊-分塊法で鋼管素材としてもなんら問題はない。これら鋼管素材を、好ましくは1000~1350°Cの範囲の温度に加熱する。加熱温度が1000°C未満では、炭化物の溶解が不十分となる。一方、1350°Cを超えると、結晶粒が粗大化しすぎて、旧オーステナイトγ粒界上のセメンタイトが粗大化するとともに、P,S等の不純物元素の粒界上への濃化偏析が顕著となり、粒界が脆弱となり、粒界破壊を生じやすくなる。なお、上記した温度での保持時間は4h以内とすることが生産性の観点から好ましい。なお、熱間加工のための加熱炉内では、鋼管素材は、その全周および全長にわたり、±20°C以内の温度分布となるように加熱保持されることが好ましい。加熱時の鋼管素材の温度分布が、上記した範囲を外れると、熱間加工後の鋼管の組織にばらつきが生じ、焼入れ焼戻処理を施した後に、所望の均一な硬さ分布を確保できなくなる。加熱された鋼管素材は、ついで、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加工し造管して、所定寸法の継目無鋼管とする。なお、プレス方式による熱間押出で継目無鋼管を製造してもよい。なお、造管後、継目無鋼管は、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却する。なお、熱間加工時には、被圧延材鋼管素材の温度は、被圧延材の全周および全長にわたり、±50°C以内とすることが好ましい。圧延時に被圧延材の温度が、上記した範囲を外れると、熱間加工後の鋼管の組織にばらつきが生じ、焼入れ焼戻処理を施した後に、所望の均一な硬さ分布を確保できなくなる。このような鋼管素材、被圧延材の温度管理を行うことにより、得られる鋼管の偏肉率は8以下に調整できる。なお、偏肉率は次式を用いて算出するものとする。偏肉率=最大肉厚-最小肉厚/平均肉厚熱間加工後の継目無鋼管には、ついで材質安定化、組織均一化のために、再加熱し急冷水冷する焼入れ処理と、さらに焼戻処理を施す。なお、焼入れ処理および焼戻処理は2回以上繰返すことが好ましい。焼入れ処理を2回繰返した後、焼戻する処理としてもよい。焼入れ処理および焼戻処理を2回以上繰返すこと、あるいは焼入れ処理を2回以上繰返すことにより、組織の均一化がより進行し、最大硬さが低下して、耐硫化物応力割れ性が顕著に増加する。本発明における焼入れ処理は、Ac3変態点以上1050°C以下、好ましくは830~940°Cの焼入れ温度に再加熱したのち、該焼入れ温度からMs変態点以下、好ましくは100°C以下の温度域まで急冷水冷する処理とする。これにより、微細なγ相から変態した微細な下部組織を有するマルテンサイト相を主相とする組織とすることができる。焼入れ加熱温度が、Ac3変態点未満では、オーステナイト単相域に加熱することができず、その後の冷却で十分なマルテンサイト組織とすることができないため、所望の強度を確保できなくなる。このため、焼入れ処理の加熱温度はAc3変態点以上に限定することが好ましい。なお、焼入れ温度を1050°Cを超えて高温とすると、組織の粗大化を招き、靭性および耐硫化物応力割れ性が低下する。また、焼入れ加熱温度からの冷却は、好ましくは2°C/s以上の水冷とし、Ms変態点以下、好ましくは100°C以下の温度域まで行う。これにより、十分な焼入れ組織95体積以上のマルテンサイト組織を得ることができる。また、焼入れ温度における保持時間は、5min以上、好ましくは10min以下とする。これにより、組織の均一化が促進され、鋼管断面の最大硬さを295HV10以下に安定してすることができる。焼入れ処理を施された継目無鋼管は、引続き、焼戻処理を施される。本発明では焼戻処理は、過剰な転位を減少させ組織の安定化を図り、所望の高強度と優れた耐硫化物応力割れ性とを兼備させるために行う。焼戻温度は、630~730°Cの温度域の温度とすることが好ましい。焼戻温度が上記した範囲を低く外れると、転位等の水素トラップサイトが増加し、耐硫化物応力割れ性が低下する。一方、焼戻温度が上記した範囲を高く外れると、組織の軟化が著しくなり、所望の高強度を確保できなくなるうえ、針状のM2C型析出物が増加し、耐硫化物応力割れ性が低下する。なお、焼戻処理は、上記した範囲内の温度で、10min以上保持したのち、好ましくは空冷以上の冷却速度で、好ましくは室温まで冷却する処理とすることが好ましい。なお、焼戻温度での保持時間が、10min未満では、所望の組織の均一化が達成できない。なお、好ましくは、20min以内である。焼戻保持時間が長すぎると、Laves相Fe2Moが析出する。焼入れ処理および焼戻処理後に、鋼管形状の不良を矯正するため、および硬さバラツキを低減するために、矯正処理を行う。矯正処理は、580°C以上焼戻温度以下の温度範囲で行う温間矯正とする。室温で行う冷間矯正では、転位密度が増加し、耐硫化物応力腐食割れ性の改善ができない。580°C未満の低温域で行う矯正でも同様である。焼戻温度超えの高温域で矯正すると、強度が低下する。なお、矯正処理では、断面塑性率が1以上10未満となるように行うことが好ましい。断面塑性率が1未満では、矯正処理の効果が不十分となる。一方、10以上では、塑性変形が加わり、水素トラップ源となる転位密度が増加し、耐SSC性が低下する。以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。表1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片とした。これら鋳片を鋼管素材として、マンネスマン-プラグミル方式の製造工程を用いて熱間加工し造管して、表2に示す寸法の継目無鋼管としたのち、室温まで空冷した。ついで、熱間加工まま継目無鋼管に表2に示す焼入れ温度まで再加熱し、水冷する焼入れ処理と、焼入れ処理に引続き、表2に示す条件の焼戻処理を施した。ついで、表2に示す温度で矯正を行った。得られた鋼管から、試験片を採取し、組織観察試験、引張試験、断面硬さ試験、腐食試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。1組織観察試験得られた鋼管から、組織観察用試験片を採取し、管長手方向に直交する断面C断面を研磨、腐食腐食液:ナイタール液して、光学顕微鏡倍率:1000倍および走査型電子顕微鏡倍率:2000倍で組織を観察し、撮像して、画像解析装置を用い、組織の種類およびその分率を測定した。なお、旧γ粒界の現出は、ピクラール腐食液を用いて腐食し、得られた組織を光学顕微鏡倍率:1000倍で各3視野観察し、JISG0551の規定に準拠して、切断法を用いて旧γ粒の粒度番号を求めた。2断面硬さ試験また、得られた鋼管の管端から400mmの位置で、図1にしめすように、円周方向に互いに90°離れた4箇所で、管内表面から板厚方向に254~381mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に254~381mmの領域の外面側、および、板厚中央の各3位置において、荷重:10kgf試験力:980MPaで、ビッカース硬さHV10を測定した。なお、測定箇所は、各位置各3点とした。得られた測定値について、算術平均して平均硬さHV10を算出するとともに、各鋼管における最大硬さHV10を求めた。3腐食試験得られた鋼管から、腐食試験片を10本採取し、NACETM0177MethodAの規定に準拠した、H2Sが飽和した05酢酸50食塩水溶液液温:24°C中での定荷重試験を実施し、降伏強さの85の負荷応力で、720時間、負荷したのち、試験片の割れの有無を観察し、耐硫化物応力割れ性を評価した。なお、割れ観察は、倍率:10倍の投影機を使用した。耐硫化物応力割れ性の評価は、割れ発生率で行った。得られた結果を表3に示す。本発明例はいずれも、所望の高強度降伏強さ:758MPa以上を有するとともに、最大硬さが295HV10以下という所望の硬さ分布を確保でき、耐硫化物応力割れ性に優れた鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の組織、所望の高強度、最大硬さが295HV10以下という所望の硬さ分布、および/または、最大硬さが295HV10以下という所望の硬さ分布を確保できず、耐硫化物応力割れ性が低下していた。"