母材部が、質量で、C:0.02~0.06Si:0.05~0.5Mn:0.8~1.7Al:0.01~0.08Nb:0.005~0.06Ti:0.005~0.025Ca:0.0010~0.0035を含有し、P:0.01以下S:0.001以下B:0.004以下N:0.008以下であり、さらに、Cu:0.30以下Ni:0.50以下Cr:0.50以下Mo:0.30以下V:0.10以下の中から選ばれる1種以上を含有し、かつ、式1で規定されるCP値が1.1以下、式2で規定されるPy値が0.175以下であり、残部Feおよび不可避不純物からなり、サブマージアーク溶接により管内外面1層ずつ形成された溶接金属部が、質量で、C:0.04~0.1Si:0.05~0.5Mn:1.0~1.8Nb:0.01~0.05Ti:0.01~0.04B:0.001~0.004O:0.025~0.045を含有し、Al:0.02以下であり、さらに、Cu:0.30以下Ni:0.50以下Cr:0.50以下Mo:0.30以下V:0.10以下の中から選ばれる1種以上を含有し、かつ、管内面部の溶接金属組成で計算される式2のPy値Pyiが0.160~0.175を満足し、管外面部の溶接金属組成で計算される式2で規定されるPy値PyoがPyo≧Pyi0.03であることを特徴とする、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管。式1:CP=4.46C2.37Mn/61.18Cr1.95Mo1.74V/51.74Cu1.7Ni/1522.36P式2:Py=CSi/30Mn/20CuCr/20Ni/60Mo/7V/105×B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。鋼管母材表層部の金属組織が、島状マルテンサイトの体積分率は5以下であり、残部がベイナイト又はベイナイトとフェライトの混合組織であることを特徴とする請求項1に記載の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管。本発明は、上記事情に鑑みなされたもので、特に溶接鋼管のみならず、鋼管同士の円周溶接部においても耐SSC性に優れた引張強度600MPa以上の高強度鋼管を提供することを目的とする。本発明者らは、まず円周溶接部の耐SSC性に影響すると考えられる、鋼管母材および鋼管溶接金属それぞれのHAZ硬さの挙動を既存の溶接鋼管を用い調査した。種々の鋼管母材の化学成分、鋼管溶接金属の化学成分の異なる溶接鋼管から母材部、溶接部の試料を採取し、図2左側の概要図に示す要領で、母材部および内面溶接金属部に対して、円周溶接模擬の炭酸ガスアーク溶接ビードを試料表面に溶接BeadOnPlate;以下、BOPと略すし、ビード長手中央部でビードに直角に試料を切断し、切断面を鏡面研磨後、溶接部マクロ組織が見えるように腐食してから、JISZ3101に準拠して溶接熱影響部の最高硬さをビッカース硬さ試験方法JISZ2244で測定した。このようにして得られた円周溶接模擬BOPのHAZ硬さについて、鋼の化学成分で重回帰整理を行ったところ、式2:Py=CSi30Mn/20CuCr/20Ni/60Mo/7V/105×Bで計算されるPy値で、円周溶接による母材部のHAZ硬さ、内面溶接金属部のHAZ硬さが共に精度よく整理されることを見出した図2右側のPyと円周溶接模擬BOP部硬さHvの関係図。また、ISO15156の分類における、Region2環境分圧0.01MPa以下の硫化水素ガスを含む、pH4~5程度の比較的緩やかな腐食環境;以下Region2環境と略すにおけるSSC防止のために規定されるビッカース硬さ上限280Hvを満たすためには、内面溶接金属のPy値を0.175以下とする必要があることも明確になった。次に、発明者らは、引張強度610MPaを有する、化学成分が質量で0.05C0.30Si1.30Mn0.045Nb0.01Ti-0.002Ca-0.19Moの板厚20mmの厚鋼板を母材として、溶接鋼管の内外面1層サブマージアーク溶接を模擬した溶接継ぎ手を作製し、継手引張試験を行って鋼管継手部強度に及ぼす溶接金属化学成分の影響を調査した。なお、サブマージアーク溶接は、内外面とも溶接入熱を42kJ/cmとし、溶着量が同一となるよう調整した。その結果、内外面とも同一の溶接材料を用いて同じ溶接金属化学成分とした場合には、継手強度を600MPa以上とするためには溶接金属のPy値を0.19以上としなくてはならず、そのようなPy値で溶接鋼管の溶接部を設計した場合には、円周溶接部でHAZ硬さがビッカース硬さで300Hvを超えてしまい、ISO15156の分類ではサワー環境下での耐SSC性を満足できそうにないことがわかった。ここで発明者らは発想を変え、硫化水素腐食環境に接するのは天然ガスまたは原油輸送パイプラインの場合では鋼管内面であると考え、SSC防止のために内面溶接金属は極力化学成分を低減し、替わりに腐食環境に接しないことから円周溶接部HAZ硬さが増加してもSSCが発生しにくいと考えられる外面溶接金属の化学成分を増やすことで、鋼管溶接部の継手強度向上が図られないか、さらなる検討を行った。その結果を図3に示す。同じ内面溶接金属のPy値でも、△Pyで示される外面溶接金属のPy値と内面溶接金属のPy値の差Pyo-Pyiが、0から0.02、さらに0.03と大きくなるに従い、溶接継手の強度が増大することが確認された。この結果、ISO15156の分類における、Region2環境におけるSSC防止のための内面溶接金属上限Py値0.175以下であっても、外面溶接金属のPy値を内面溶接金属のPy値より0.03以上高くすることで継手引張強度600MPa以上とできることがわかった。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]母材が、質量で、C:0.02~0.06Si:0.05~0.5Mn:0.8~1.7Al:0.01~0.08Nb:0.005~0.06Ti:0.005~0.025Ca:0.0010~0.0035を含有し、P:0.01以下S:0.001以下B:0.004以下N:0.008以下であり、さらに、Cu:0.30以下Ni:0.50以下Cr:0.50以下Mo:0.30以下V:0.10以下の中から選ばれる1種以上を含有し、かつ、式1で規定されるCP値が1.1以下、式2で規定されるPy値が0.175以下であり、残部Feおよび不可避的不純物からなり、サブマージアーク溶接により管内外面1層ずつ形成された溶接金属部が、質量で、C:0.04~0.1Si:0.05~0.5Mn:1.0~1.8Nb:0.01~0.05Ti:0.01~0.04B:0.001~0.004O:0.025~0.045を含有し、Al:0.02以下であり、さらに、Cu:0.30以下Ni:0.50以下Cr:0.50以下Mo:0.30以下V:0.10以下の中から選ばれる1種以上を含有し、かつ、管内面部の溶接金属組成で計算される式2のPy値Pyiが0.160~0.175を満足し、管外面部の溶接金属組成で計算される式2で規定されるPy値PyoがPyo≧Pyi0.03であることを特徴とする、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管。式1:CP=4.46C2.37Mn/61.18Cr1.95Mo1.74V/51.74Cu1.7Ni/1522.36P式2:Py=CSi30Mn/20CuCr/20Ni/60Mo/7V/105×B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]鋼管母材表層部の金属組織が、島状マルテンサイトの体積分率は5以下であり、残部がベイナイト又はベイナイトとフェライトの混合組織であることを特徴とする[1]に記載の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管。本発明により、比較的緩やかな硫化水素腐食環境が想定される天然ガスや原油輸送パイプラインにおいて鋼管母材の耐HIC性、耐SSC性のみならず、鋼管同士をつなぐ円周溶接部においても優れた耐SSC性を有する高強度鋼管の提供が可能となり、高圧操業による天然ガスまたは原油輸送の効率化を図ることができる。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.母材部化学成分はじめに鋼管母材部の化学成分の限定理由を説明する。なお、単位は全て質量とする。C:0.02~0.06Cは、鋼の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、0.02未満では十分な強度を確保できず、0.06を超えると焼入性が上昇し、偏析部や鋼表面部の硬さ上昇により耐サワー性を劣化させる。従って、C含有量は0.02~0.06の範囲とする。より好ましくは、0.03~0.05である。Si:0.05~0.5Siは0.05以上含有することで鋼を固溶強化するため、高強度化に有効である。しかし、0.5を超えて含有すると靭性が著しく低下するため、Si含有量は0.05~0.5の範囲とする。Mn:0.8~1.7Mnは鋼の高強度化のために添加するが、0.8未満ではその効果が十分でなく、1.7を超えると特に偏析部の硬さ上昇が著しくなり、耐HIC性が劣化する。従って、Mn含有量は、0.8~1.7の範囲とする。より好ましくは、1.0~1.5である。Al:0.01~0.08Alは脱酸元素として作用する。0.01以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが、0.08を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、HICの起点として母材部の耐HIC性を低下させるため、Al含有量は0.01~0.08の範囲とする。より好ましくは、0.02~0.05の範囲である。Nb:0.005~0.06Nbは、鋼の焼入性向上元素であり、高強度化のために添加するが、0.005未満ではその効果がなく、0.06を超えると偏析部に粗大なNb炭窒化物が残存し、HICの起点として母材部の耐HIC性を低下させるため、Nb含有量は0.005~0.06の範囲とする。より好ましくは、0.02~0.05の範囲である。Ti:0.005~0.025Tiは、鋼中で微細な炭窒化物をNbにさきがけて形成し、偏析部にHICの起点となるような粗大Nb炭窒化物の残存を抑制する目的で添加する。しかし、0.005未満では効果がなく、0.025を超えると逆にTi炭窒化物そのものが粗大化しHICの起点となって母材部の耐HIC性を低下させるため、Ti含有量は0.005~0.025の範囲とする。より好ましくは、0.007~0.020の範囲である。Ca:0.0010~0.0035CaはHICの起点となる硫化物系介在物の形態を制御し、特にMnSによるHICの発生を防止するために必要な元素であるが、0.0010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、むしろ粗大なCaOCaS介在物がHICの起点となり、かえって耐HIC性を劣化させる。従って、Ca含有量は0.0010~0.0035とする。より好ましくは、0.0015~0.0030の範囲である。P:0.01以下Pは不可避不純物であり、中心偏析により著しく偏析部硬さを上昇させて耐HIC性を劣化させる。この傾向は0.01を超えると顕著となる。従って、Pは極力低減することが望ましいが、0.01までは許容することができる。より好ましくは、0.006以下とする。S:0.001以下Sは、鋼中においては一般にMnS系の介在物となるが、Ca添加によりMnS系からCaS系介在物に形態制御される。しかしSの含有量が多いとCaS系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、S量が0.001を超えると顕著となる。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。より好ましくは、0.0006以下とする。B:0.0004以下Bは、焼入性向上元素であり鋼の高強度化に効果があるが、同時にHAZの硬さ上昇効果が著しく、鋼管同士の円周溶接部における耐SSC性を劣化させるため、鋼管母材部ではできる限り低減する必要があり、その上限を0.0004とする。N:0.008以下Nは不可避不純物元素であるが、前述の通りNbやTiの粗大炭窒化物を形成し、HICの起点として母材部の耐HIC性を低下させることから、上限を0.008とする。本発明では、さらに、鋼管母材部の強度を向上させるため、以下に示すCu、Ni、Cr、Mo、Vの中から選ばれた1種以上を添加する。Cu:0.30以下Cuは、強度の上昇に有効な元素であるとともに、鋼管母材部がpH4~5程度の緩やかな硫化水素腐食環境下にさらされた場合、緻密な腐食生成物を形成しHICの起点への水素の侵入集積を抑制するが、0.30を超えて添加してもその効果は飽和し、かつ、後述の鋼管溶接金属部への希釈により、溶接金属部の高温割れの原因となる。従って、Cuを添加する場合には上限を0.30とする。Ni:0.50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、0.50を超えて添加した場合、硫化水素腐食環境下にさらされた鋼管母材部表面で毛割れが発生する。従って、Niを添加する場合には上限を0.50とする。Cr:0.50以下Crは、焼入性を高めることで強度を得るために有効な元素である。しかしながら、0.50を超えて添加すると溶接性を劣化させる。従って、Crを添加する場合は0.50以下とする。Mo:0.30以下Moは、焼入性を向上し、強度の上昇に大きく寄与する元素である。しかし、HAZの硬さ上昇効果が著しく、0.30を超えて添加すると、鋼管同士の円周溶接部における耐SSC性を劣化させる。従って、Moを添加する場合は、0.30以下とする。V:0.10以下Vは、強度を上昇させる元素である。しかし、0.10を超えて添加するとMoと同様HAZの硬さ上昇効果が著しく、鋼管同士の円周溶接部における耐SSC性を劣化させる。従って、Vを添加する場合は0.10以下とする。式1で計算されるCP値が1.1以下CP値は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、CP値が高いほど、中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。発明者らは、鋭意検討の結果、硫化水素環境ごとに中心偏析部でHICが発生する限界硬さを明確化し、その硬さを超えないための指標としてCP値での整理を試みた。その結果、本発明で解決しようとしているISO15156の分類のRegion2環境においては、このCP値を1.1以下とすることで、HICを抑制することが可能となることがわかった。従って、CP値は1.1以下とする。式1:CP=4.46C2.37Mn/61.18Cr1.95Mo1.74V/51.74Cu1.7Ni/1522.36P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。式2で計算されるPy値が0.175以下図2に示すようにPy値は鋼管同士の円周溶接を行った場合の鋼管母材部および溶接金属部のHAZ硬さと良い相関がある。さらに、本発明で解決しようとしているISO15156の分類のRegion2環境でのSSC発生防止のためには鋼のビッカース硬さを280Hv以下とする必要があることから、円周溶接部におけるHAZ硬さを280Hv以下にするためPy値は0.175以下とする。式2:Py=CSi30Mn/20CuCr/20Ni/60Mo/7V/105×B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。本発明では、上記の元素以外はFeおよび不可避不純物とし、意図的に添加しない。なお、鋼管母材部素材の製造方法については、材質と製造効率の点から転炉法によって溶製された鋼を連続鋳造法によりスラブとし、厚板圧延後、加速冷却を適用して600MPa以上の高強度化を行うことが望ましい。2.溶接金属部化学成分次に、鋼管溶接金属部の化学成分の限定理由を説明する。なお、単位は全て質量とする。C:0.04~0.1Cは、母材部と同様、溶接金属の強度を高めるために最も有効な元素である。特に凝固まま組織である溶接金属において高強度を得るために0.04以上必要である。一方、0.1を超えると、円周溶接時、溶接金属のHAZ硬さの上昇が著しく、円周溶接部の耐SSC性を劣化させるため、上限を0.1とする。なお、より好ましくは、0.05~0.09である。Si:0.05~0.5Siは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量を制御するために必要な元素である。溶接金属中のSiが0.05未満の場合、脱酸が不十分となり溶接金属中の酸素量が増加し強度の低下をもたらすため0.05以上必要である。一方、0.5を超える添加をしても効果が飽和する。従って、Si含有量は0.05~0.5の範囲とする。Mn:1.0~1.8Mnは溶接金属においても焼入性向上元素として作用する。溶接金属の高強度化のためには、少なくとも1.0以上のMnが必要であるが、1.8を超えると円周溶接時に溶接金属のHAZ硬さの上昇が著しく、円周溶接部の耐SSC性を劣化させるため、上限を1.8とする。従って、Mn含有量は、1.0~1.8の範囲とする。Nb:0.01~0.05Nbは溶接金属中の固溶NをBより先に窒化物形成することにより、オーステナイト粒界に固溶Bとして存在させるため、少なくとも0.01以上必要である。一方、0.05を超えると炭化物を形成し、溶接金属を析出硬化させ靭性の低下をもたらすため、上限を0.05とする。より好ましくは、0.01~0.03の範囲である。Ti:0.01~0.04Tiは溶接金属中の酸素と反応してTiOを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。アシキュラフェライト組織の微細化による強度上昇効果を得るためには多数のTiOの生成が必要であり、Tiは少なくとも0.01以上必要である。一方、0.04を超えると溶接金属中のTiOが凝集粗大化して靭性の低下をもたらすため、上限を0.04とする。より好ましくは、0.02~0.04の範囲である。B:0.001~0.004Bは溶接金属のオーステナイト粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制し、アシキュラフェライト主体組織とすることで高強度化に寄与する。粒界からのポリゴナルフェライト生成を完全に抑制するためには少なくとも0.001以上必要であるが、0.004を超えても効果が飽和するため、上限を0.004とする。より好ましくは、0.002~0.003の範囲である。O:0.025~0.045Oは、上述のTiと反応してTiOを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のTiOの生成が必要であり、Oは少なくとも0.025以上必要である。一方、0.045を超えると溶接金属中のTiOが凝集粗大化して靭性の低下をもたらすため、上限を0.045とする。より好ましくは、0.030~0.040である。Al:0.02以下Alは母材部からの希釈で不可避不純物として溶接金属中に存在するが、0.02を超えると上述したTiOの生成を阻害し、溶接金属中のアシキュラフェライトの微細化による強度上昇効果を得ることができないため、上限を0.02とする。本発明では、さらに、鋼管溶接金属部の強度を向上させるため、以下に示すCu、Ni、Mo、Cr、Vの中から選ばれた1種以上を添加する。なお、添加する場合は、母材に添加している元素と同じものを添加することが好ましい。Cu:0.30以下Cuは、焼入性向上元素として作用し、Mnの代替とすることができる。しかし、0.30を超えるとCu液化割れが著しく溶接欠陥の原因となる場合がある。従って、Cuを添加する場合には上限を0.30とする。Ni:0.50以下Niは、焼入性向上元素として作用し、Mnの代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ0.50を超えると強度上昇の効果が飽和する。従って、Niを添加する場合には上限を0.50とする。Cr:0.50以下Crもまた、焼入性向上元素として作用し、Mnの代替とすることができる。しかし、0.50を超えて添加しても強度上昇の効果が飽和する。従って、Crを添加する場合には上限を0.50とする。Mo:0.30以下Moもまた、焼入性向上元素として作用し、Mn添加の代替とすることができる。しかし、鋼管母材部と同様、鋼管同士の円周溶接時において溶接金属が溶接熱影響を受ける際、HAZの硬さ上昇効果が著しく、0.30を超えて添加すると円周溶接部における耐SSC性を劣化させる場合がある。従って、Moを添加する場合には、上限を0.30とする。V:0.10以下VもMoと同様、焼入性向上元素として作用し、Mnの代替とすることができる。しかし、鋼管母材部と同様、鋼管同士の円周溶接時において溶接金属が溶接熱影響を受ける際、HAZの硬さ上昇効果が著しく、0.10を超えて添加すると円周溶接部における耐SSC性を劣化させる場合がある。従って、Vを添加する場合には、上限を0.10とする。さらに、本発明において、鋼管溶接部の継手強度の高強度化と、鋼管円周溶接時に溶接金属に形成されるHAZの硬さ低減を両立させるため、鋼管の内面溶接金属と外面溶接金属それぞれに、式2で計算されるPy値の範囲を規定する。内面溶接金属のPy値Pyi:0.160~0.175発明者らの種々検討の結果、内面溶接金属の引張強度は、その化学成分で計算されるPyiと相関し、Pyiが0.160を下回ると著しく強度が低下し、それに伴い継手強度を600MPa以上とすることが著しく困難となるため、下限を0.160とする。一方、内面溶接金属を円周溶接した際に形成されるHAZの硬さもまたPyiと相関し、ISO15156の分類のRegion2環境でのSSC発生防止には硬さ上限をビッカース硬さで280Hv以下とする必要がある。従って、Pyiの上限を0.175とする。外面溶接金属のPy値Pyo:Pyo≧Pyi0.03鋼管の溶接部および鋼管同士の円周溶接部において問題となるSSCは、輸送する天然ガスまたは原油が硫化水素を含む腐食環境となっている場合に生じる。すなわち、鋼管の溶接部および鋼管同士の円周溶接部の管内面側において耐SSC性を向上させることが重要である。よって上述の通り、鋼管溶接部の内面溶接金属はSSC防止のためPyiを極力低減し、溶接金属自身の引張強度が不足する分を、外面溶接金属の高強度化によって補ってやることで、鋼管溶接部の継手強度を600MPa以上とすることができる。発明者らの種々検討の結果、図3に示すように、内面溶接金属のPy値Pyiが0.160以上であり、外面溶接金属のPy値Pyoを0.03以上Pyiより高めることで、継手強度600MPa以上を達成することから、Pyoの下限はPyi0.03とする。なお、円周溶接を行った際、鋼管外面溶接金属HAZのビッカース硬さが280Hvを超えてもSSCは問題とならないが、硬さが350Hvを超えてしまうと円周溶接直後に溶接低温割れを起こす危険がある。従って、より好ましくはPyoの上限を0.230とする。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。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分を含有することができる。上記溶接金属中の化学成分を上記範囲内に制御するには、母材の化学成分および溶接条件に応じて、溶接に用いる溶接材料溶接ワイヤを適宜選択することが好ましい。例えば、各元素について、溶接金属中の成分元素の目標成分を母材希釈率で割り戻して求めた成分を有する溶接ワイヤを作製し、これを用いて溶接する方法である。なお、鋼管の溶接方法は、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。3.母材部金属組織本発明では、鋼管母材部におけるSSC発生防止の観点から、特に鋼管表層部の金属組織を以下のように規定する。ここで、体積分率は各金属組織の面積率を画像解析により測定し、体積分率とみなしている。鋼管表層部の島状マルテンサイトの体積分率:5以下島状マルテンサイト以下、MAと略すは、加速冷却によって生成する組織であり、MAが生成することで硬さが大きく上昇する。上述の通りISO15156の分類のRegion2環境でのSSC発生防止のためには、ビッカース硬さを280Hv以下とすることが好ましく、少なくとも硫化水素腐食環境下に直接さらされる鋼管表層部の硬さ低減が重要である。発明者らは鋭意検討の末、鋼管母材部金属組織中のMAに着目し、MAの体積分率の増大に伴い鋼管表層部硬さが上昇し、少なくとも5を超えるMA体積分率でビッカース硬さが280Hvを超え、耐SSC性が劣化すること場合があることを見出した。従って、鋼管表層部の島状マルテンサイトの体積分率を5以下とすることが好ましい。なお、母材部引張強度600MPa以上を得るためには少なくとも母材部の金属組織はベイナイト主体である必要があり、体積分率で70以上であることが好ましい。ただし、表層部に限っては軟質なフェライトを生成させることで硬さ低減を図っても、母材部引張強度への影響が小さいため、体積分率で20以下のフェライトを含むフェライトとベイナイトの混合組織とすることができる。表1に示す化学成分の鋼鋼種A~Hを連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚20mmの鋼管素材を厚板圧延加速冷却プロセスで製造した。鋼管素材に、溶接入熱約42kJ/cmの条件で、種々の溶接ワイヤを用いて内面1層、外面1層のサブマージアーク溶接を実施し、鋼管溶接部とした。溶接部の内面溶接金属および外面溶接金属より化学成分分析試料を採取し、それぞれの化学成分を分析した。化学成分の分析結果を表2に示す。母材部および鋼管溶接部それぞれからAPI規格に従い全厚引張試験片を採取し、引張強度を測定した。なお、引張強度600MPa以上を本発明に必要な強度とした。また、母材部および鋼管溶接部のHIC性能を評価するため、NACETM0284に従い、母材部および溶接部からHIC試験片を採取し、酢酸水溶液と酢酸ナトリウム水溶液を混合してpH4.0に調整した浸漬液に圧力比で硫化水素10、窒素90に調整した混合ガスを飽和させ、96hr浸漬した。浸漬が終了したHIC試験片は等間隔に3断面切断し、NACETM0284の判定方法で割れ長さ率CLRを算出した。なお、CLR15以下を本発明における耐HIC性能を満足するものとした。次に、図4に示すように、母材部と鋼管溶接部がつき合わせとなるような円周溶接模擬多層溶接を、炭酸ガスアーク溶接法で実施した。溶接入熱の平均値は約10kJ/cmであった。そして、作製した円周溶接模擬継手の1断面を円周方向に垂直に切断後、鏡面研磨し、図4に示すように母材部表面、鋼管溶接部の内面溶接金属表面、円周溶接模擬部の母材側HAZ、円周溶接模擬部の内面溶接金属側HAZの4箇所についてそれぞれ5点ずつ、ビッカース硬さを測定し、その平均値を算出した。また、母材部表面のビッカース硬さ測定箇所の脇から金属組織観察用試験片を採取し、まずナイタールエッチングを施して、400倍の光学顕微鏡でミクロ組織の種類を調査した。次に同試験片に2段エッチングを施してMAを現出させてから、1500倍の走査型電子顕微鏡にて無作為に5視野撮影し、写真中のMAの面積率を画像解析により計測算出した。次に母材部表面、鋼管溶接部内面側表面、および円周溶接模擬部内面側表面の3箇所より、厚さ5mm、幅15mm、長さ115mmの矩形試験片を採取し、図5に示す治具を使って4点曲げにより試験片中央に降伏強度の90に相当する応力を付与した後、HIC試験と同様、酢酸水溶液と酢酸ナトリウム水溶液を混合してpHを4.0に調整した浸漬液に圧力比で硫化水素10、窒素90に調整した混合ガスを飽和させ、720時間浸漬した。浸漬が終了した試験片を治具から外し、水洗後、100倍の倍率で試験片表面でのSSC発生有無を確認した。母材部表面のミクロ組織調査結果、母材部および溶接部の引張試験結果、硬さ測定結果、HIC試験結果、およびSSC試験結果をまとめて表3に示す。表3において、本発明例であるNo.1~5はいずれも、母材内面溶接金属外面溶接金属の化学成分および母材表面部のミクロ組織が本発明の範囲内であり、母材溶接部とも引張強度600MPa以上の高強度かつHICのCLRが0であり、さらに母材部、溶接部、円周溶接模擬部の全ての箇所の4点曲げSSC試験で割れが発生しなかった。一方、母材のC量が本発明の上限を超えた比較例No.6は、母材表面部のミクロ組織観察においてMA分率が本発明の上限を超えており、近傍の硬さが284Hvと非常に硬くなった結果、母材部の4点曲げSSC試験で割れが発生した。また、母材部のHIC試験においても表面側で多数の割れが発生し、CLRが15を超えていた。母材のCP値が本発明の上限を超えた比較例No.7は、母材部のHIC試験において中心偏析部で割れが多数発生し、CLRが15を超えていた。母材のPy値が上限を超えた比較例No.8は、円周溶接模擬部の母材側HAZ硬さが非常に硬くなっており、円周溶接模擬部の4点曲げSSC試験で割れが発生した。内面溶接金属のPyiが本発明の下限を下回った比較例No.9は、溶接部の引張強度が600MPaに達しなかった。一方、Pyiが本発明の上限を上回った比較例No.10は、円周溶接模擬部の内面溶接金属側HAZ硬さが非常に硬くなっており、円周溶接模擬部の4点曲げSSC試験で割れが発生した。外面溶接金属のPyoと内面溶接金属のPyiの差が本発明の下限0.03を下回った比較例No.11は、溶接部の引張強度が600MPaに達しなかった。