質量で、C:0.05以下、Si:1.0以下、Mn:0.3以下、P:0.05以下、S:0.002未満、Cr:16を超え18以下、Mo:1.5~3.0、Cu:1.0~3.5、Ni:3.5~6.5、Al:0.001~0.1、N:0.025以下、及び、O:0.01以下を含有し、残部はFe及び不純物からなる化学組成と、マルテンサイト相と、体積率で10~48.5のフェライト相と、体積率で10以下の残留オーステナイト相とを含む組織とを有し、758MPa以上の降伏強度と、10以上の均一伸びとを有する、加工性に優れた高強度油井用ステンレス鋼。請求項1に記載のステンレス鋼であって、Feの一部に代えて、V:0.30以下、Nb:0.30以下、Ti:0.30以下、及びZr:0.30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、ステンレス鋼。請求項1又は請求項2に記載のステンレス鋼であって、Feの一部に代えて、Ca:0.005以下、Mg:0.005以下、La:0.005以下、Ce:0.005以下、及び、B:0.01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、ステンレス鋼。請求項1~請求項3のいずれか1項に記載のステンレス鋼を用いて製造される高強度油井用ステンレス鋼管。以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。本発明者らは、検討の結果、以下の知見を得た。1高温環境での耐食性及び常温での耐SSC性を得るために、16以上のCrを含有することが有効である。さらに、高温環境での耐SCC性を得るために、Mo、Ni及びCuを含有することが有効である。2ステンレス鋼が16以上のCrを含有し、かつ、Mo、Ni、Cuを含有する場合、従来の焼入れ及び焼戻しAc1点以下の焼戻しを施されたステンレス鋼の組織は、マルテンサイト単相にならない。ステンレス鋼の金属組織は、マルテンサイト相とフェライト相とオーステナイト相とを含有する。フェライト相の体積率が10~48.5であれば、高温環境での割れの発生が抑制され、高温環境での耐食性が向上する。3上述のステンレス鋼の組織内において、フェライト相の体積率が10~48.5であり、かつ、オーステナイト相の体積率が10以下であれば、758MPa以上の耐力が得られる。鋼中のMn含有量及びN含有量を少なく抑えることにより、オーステナイト相の体積率は10以下になる。4上記1の化学組成を有するステンレス鋼において、N含有量が0.025以下であり、フェライト相の体積率が10~48.5であり、オーステナイト相の体積率が10以下である場合、耐力に依存することなく優れた加工性が得られる。具体的には、10以上の均一伸びが得られる。以上の知見に基づいて、本発明者らは本発明を完成した。以下、本発明について説明する。[化学組成]本発明の実施の形態による油井用ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。C:0.05以下炭素Cは、焼戻し時にCr炭化物を生成し、高温の炭酸ガスに対する耐食性を低下する。したがって、本発明において、C含有量は少ない方が好ましい。C含有量は0.05以下である。好ましいC含有量は0.03以下であり、さらに好ましくは0.01以下である。Si:1.0以下シリコンSiは、鋼を脱酸する。しかしながら、Si含有量が多すぎると、フェライトの生成量が増え、耐力が低下する。そのため、Si含有量は1.0以下である。好ましいSi含有量は0.5以下である。Si含有量が0.05以上であれば、Siは脱酸剤として特に有効に作用する。ただし、Si含有量が0.05未満であっても、Siは、鋼をある程度脱酸する。Mn:0.3以下マンガンMnは、鋼を脱酸及び脱硫し、熱間加工性を向上する。しかしながら、Mn含有量が多すぎれば、高温環境における耐食性が低下する。また、Mnはオーステナイト形成元素である。そのため、鋼が、オーステナイト形成元素であるNi及びCuを含有する場合、Mn含有量が多すぎれば、残留オーステナイトが増加し、耐力が低下する。したがって、Mn含有量は0.3以下である。Mn含有量が0.01以上であれば、上記効果熱間加工性の向上が特に有効に得られる。しかしながら、Mn含有量が0.01未満であっても、上記効果はある程度得られる。好ましいMn含有量は0.05以上0.2未満である。P:0.05以下燐Pは不純物である。Pは、高温の炭酸ガスに対する耐食性を低下する。したがって、P含有量は少ない方が好ましい。P含有量は0.05以下である。好ましいP含有量は0.025以下であり、さらに好ましくは、0.015以下である。S:0.002未満硫黄Sは不純物である。Sは、熱間加工性を低下する。本実施の形態によるステンレス鋼は、熱間加工時に、フェライト相とオーステナイト相とを含む2相組織になる。Sは、このような2相組織の熱間加工性を顕著に低下する。したがって、S含有量は少ない方が好ましい。S含有量は、0.002未満である。好ましいS含有量は、0.001以下である。Cr:16を超え18以下クロムCrは、高温の炭酸ガスに対する耐食性を向上する。より具体的には、Crは、耐食性を向上する他の元素との相乗効果により、高温炭酸ガス環境での耐SCC性を向上する。しかしながら、Crはフェライト形成元素である。そのため、Cr含有量が多すぎると、鋼中のフェライト量が増加し、鋼の強度が低下する。したがって、Cr含有量は16を超え18以下である。好ましいCr含有量は16.5~17.8である。Mo:1.5~3.0上述のとおり、油井において流体の生産が一時停止したとき、油井管内の流体の温度は低下する。このとき、高強度材の硫化物応力腐食割れ感受性は、一般的に、高くなる。モリブデンMoは、硫化物応力腐食割れ感受性を改善する。しかしながら、Moはフェライト形成元素である。そのため、Mo含有量が多すぎれば、鋼中のフェライト量が増加し、鋼の強度が低下する。したがって、Mo含有量は1.5~3.0である。好ましいMo含有量は2.2~2.8である。Cu:1.0~3.5銅Cuは、時効析出により鋼の強度を向上する。本発明のステンレス鋼は、Cu相が時効析出するため、高い強度を有する。一方、Cu含有量が多すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Cu含有量は1.0~3.5である。好ましいCu含有量は1.5~3.2であり、さらに好ましくは、2.3~3.0である。Ni:3.5~6.5ニッケルNiは、オーステナイト形成元素である。Niは、高温でのオーステナイトを安定化し、常温でのマルテンサイト量を増加する。そのため、Niは鋼の強度を向上する。Niはさらに、高温環境における耐食性を改善する。しかしながら、Ni含有量が多すぎれば、Ms点が大きく低下し、常温における鋼中の残留オーステナイト量が顕著に増加する。少量の残留オーステナイトは、鋼の靭性を向上する。しかしながら、多量の残留オーステナイトは、鋼の強度を低下する。したがって、Ni含有量が多い場合、Mn含有量及びN含有量が少なければ、残留オーステナイトが多量に発生しにくい。しかしながら、Ni含有量が6.5を超えると、Mn含有量及びN含有量を少なくしても、強度を低下する程度の量の残留オーステナイトが生成される。したがって、Ni含有量は3.5~6.5である。好ましいNi含有量は4.0~5.5であり、より好ましくは、4.2~4.9である。Al:0.001~0.1アルミニウムAlは、鋼を脱酸する。しかしながら、Al含有量が多すぎれば、鋼中のフェライト量が増加して鋼の強度が低下する。したがって、Al含有量は0.001~0.1である。O酸素:0.01以下酸素Oは不純物である。Oは、鋼の靭性及び耐食性を低下する。したがって、O含有量は少ない方が好ましい。O含有量は、0.01以下である。N:0.025以下窒素Nは、鋼の強度を向上する。しかしながら、Nは冷間加工性を低下する。また、N含有量が多すぎると、鋼中の介在物が増加し、耐食性が低下する。本発明においては、冷間加工性及び耐食性の低下を抑制するために、N含有量は0.025以下にする。好ましいN含有量は0.020以下であり、さらに好ましくは、0.018以下である。N含有量を過剰に抑制すれば、精錬コストが上昇する。したがって、好ましいN含有量の下限は0.002以上である。本発明の化学組成の残部は鉄Fe及び不純物である。本発明によるステンレス鋼の化学組成はさらに、Feの一部に代えて、以下の複数の元素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。V:0.30以下Nb:0.30以下Ti:0.30以下Zr:0.30以下バナジウムV、ニオブNb、チタンTi及びジルコニウムZrはいずれも選択元素である。これらの元素は炭化物を形成して鋼の強度及び靭性を向上する。しかしながら、これらの元素の含有量が多すぎれば、炭化物が粗大化するため、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、V含有量、Nb含有量、Ti含有量及びZr含有量はそれぞれ、0.30以下である。これらの元素の含有量が0.005以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。しかしながら、これらの元素の含有量が0.005未満であっても、上記効果はある程度得られる。本発明によるステンレス鋼の化学組成はさらに、Feの一部に代えて、以下の複数の元素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。Ca:0.005以下Mg:0.005以下La:0.005以下Ce:0.005以下B:0.01以下カルシウムCa、マグネシウムMg、ランタンLa、セリウムCe及び硼素Bはいずれも選択元素である。熱間加工時における本発明のステンレス鋼は、フェライト及びオーステナイトの2相組織を有する。そのため、熱間加工によりステンレス鋼にキズや欠陥が生成される可能性がある。Ca、Mg、La、Ce及びBは、熱間加工時におけるキズや欠陥の生成を抑制する。一方、Ca、Mg、La及びCe含有量が多すぎれば、鋼中の介在物が増加して、鋼の靭性及び耐食性が低下する。また、B含有量が多すぎれば、結晶粒界にCrの炭硼化物が析出し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ca含有量、Mg含有量、La含有量及びCe含有量はそれぞれ、0.005以下である。また、B含有量は0.01以下である。これらの元素の含有量が0.0002以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。しかしながら、これらの元素の含有量が0.0002未満であっても、上記効果はある程度得られる。[金属組織]本発明によるステンレス鋼の金属組織は、体積率で、10~48.5のフェライト相と、10以下の残留オーステナイト相と、マルテンサイト相とを含有する。フェライト相:体積率で10~48.5本発明のステンレス鋼は、フェライト形成元素であるCr及びMo含有量が多い。一方、オーステナイト生成元素であるNi含有量は、Ms点の過度の低下が生じない程度に抑制される。したがって、本発明のステンレス鋼は、常温においてマルテンサイト単相組織とならず、常温において体積率で10以上のフェライト相を含有する。金属組織中のフェライト相の体積率が大きすぎれば、鋼の強度が低下する。したがって、フェライト相の体積率は10~48.5である。フェライト相の体積率は以下の方法で決定される。ステンレス鋼の任意の位置から、サンプルを採取する。採取されたサンプルのうち、ステンレス鋼の断面に相当するサンプル表面を研磨する。研磨後、王水とグリセリンとの混合溶液を用いて、研磨されたサンプル表面をエッチングする。光学顕微鏡観察倍率100倍を用いて、エッチングされた表面におけるフェライト相の面積率を、JISG0555に準拠した点算法で測定する。測定された面積率をフェライト相の体積率と定義する。残留オーステナイト相:体積率で10以下少量の残留オーステナイト相は、強度を低下しにくく、かつ、鋼の靭性を顕著に向上する。しかしながら、残留オーステナイト相の体積率が大きすぎれば、鋼の強度が顕著に低下する。したがって、残留オーステナイト相の体積率は10以下である。上述のとおり、残留オーステナイト相は鋼の靭性を向上するため、本発明では必須の相である。つまり、残留オーステナイト相の体積率は0よりも多い。残留オーステナイト相の体積率が1.5以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。しかしながら、残留オーステナイト相の体積率が1.5未満であっても、上記効果はある程度得られる。残留オーステナイト相の体積率は、X線回折法により決定される。具体的には、ステンレス鋼の任意の位置からサンプルを採取する。サンプルの大きさは15mm×15mm×2mmとする。サンプルを用いて、フェライト相α相の200面及び211面と、残留オーステナイト相γ相の200面、220面及び311面の各々のX線強度を測定する。そして、各面の積分強度を算出する。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ合計6組ごとに、式1を用いて体積率Vγを算出する。そして、6組の体積率Vγの平均値を、残留オーステナイトの体積率と定義する。Vγ=100/1Iα×Rγ/Iγ×Rα1ここで、Iα、Iγはそれぞれα相、γ相の積分強度である。Rα、Rγはそれぞれ、α相、γ相のスケールファクタscalefactorであり、物質の種類と面方位とによって、結晶学的に理論計算される値である。マルテンサイト相:本発明のステンレス鋼の金属組織のうち、上述のフェライト相及び残留オーステナイト相以外の部分は、主として、焼き戻されたマルテンサイト相である。より具体的には、本発明のステンレス鋼の金属組織は、体積率で50以上のマルテンサイト相を含有する。マルテンサイト相の体積率は、上述の方法で決定されたフェライト相の体積率及び残留オーステナイト相の体積率を100から差し引いて求める。なお、本発明のステンレス鋼の金属組織は、フェライト相、残留オーステナイト相、マルテンサイト相の他に、炭化物、窒化物、硼化物、Cu相等を含有してもよい。[製造方法]本発明のステンレス鋼の製造方法の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。上述の化学組成を有する素材を準備する。素材は、連続鋳造法ラウンドCCを含むにより製造された鋳片であってもよい。また、造塊法により製造されたインゴットを熱間加工して製造された鋼片でもよい。鋳片から製造された鋼片でもよい。準備された素材を加熱炉又は均熱炉に装入し、加熱する。続いて、加熱した素材を熱間加工して素管を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施する。具体的には、素材を穿孔機により穿孔圧延して素管にする。続いて、マンドレルミルやサイジングミルにより、素管をさらに圧延する。熱間加工として熱間押出を実施してもよいし、熱間鍛造を実施してもよい。熱間加工時、素材温度が850~1250°Cにおける素材の減面率が50以上となるのが好ましい。本発明の鋼の化学組成の範囲では、素材温度が850~1250°Cにおける素材の減面率が50以上となるように熱間加工を行なえば、マルテンサイト相と、圧延方向に長く伸びた例えば50~200μm程度フェライト相とを含む組織が鋼の表層部分に形成される。フェライト相はCr等をマルテンサイトよりも含有しやすいため、高温でのSCCの進展防止に有効に寄与する。上述のとおり、フェライト相が圧延方向に長く伸びていれば、仮に、高温においてSCCが表面に発生しても、割れの進展過程でフェライト相に到達して割れの進展が停止する確率が高くなる。そのため、高温での耐SCC性が向上する。熱間加工後の素管を常温まで冷却する。冷却方法は、空冷でも水冷でもよい。冷却後、素管を焼入れ及び焼戻しして、耐力が758MPa以上となるように強度を調整する。好ましい焼入れ温度はAc3変態点以上である。好ましい焼戻し温度はAc1変態点以下である。焼戻し温度がAc1点を超えると、残留オーステナイトの体積率が急増し、強度が低下する。以上の工程により製造された高強度油井用ステンレス鋼は、758MPa以上の耐力を有する。また、高強度油井用ステンレス鋼は、N含有量が0.025以下であり、かつ、10~48.5のフェライト相と10以下の残留オーステナイト相を有するため、10以上の均一伸びを有する。好ましくは、高強度油井用ステンレス鋼は、12以上の均一伸びを有する。上述のとおり、高強度油井用ステンレス鋼管は、高強度油井用ステンレス鋼を用いて製造される。表1に示す化学組成の鋼A~Jを溶製し、鋳片を製造した。表1を参照して、鋼A~鋼C、鋼H及び鋼Iの化学組成は、本発明の範囲内であった。一方、鋼D~鋼G及び鋼Jの化学組成は、本発明の範囲外であった。鋼Gは、従来の13Cr鋼と同じ化学組成を有した。鋼A~鋼Jの酸素O含有量はいずれも、本発明のO含有量の範囲内0.01以下であった。各鋼A~鋼Jの鋳片を分塊圧延機により圧延し、丸ビレットを製造した。各鋼A~鋼E、鋼H~鋼Jの丸ビレットの直径は191mmであった。そして、各丸ビレットの外面を切削し、丸ビレットの直径を187mmとした。一方、鋼F及び鋼Gの鋳片を分塊圧延し、225mmの直径を有する丸ビレットを製造した。鋼A~鋼E、鋼H~鋼Jの各丸ビレットを加熱炉にて1230°Cに加熱した。加熱後、各丸ビレットを穿孔機により穿孔圧延して、196mmの外径と、21.2mmの肉厚とを有する素管を製造した。製造された素管をマンドレルミルにより延伸圧延した。延伸圧延された素管を加熱し、加熱後、ストレッチレディユーサにより縮径し、88.9mmの外径と、11.0mmの肉厚とを有する継目無鋼管を製造した。鋼F及び鋼Gの各丸ビレットを1240°Cに加熱した。加熱後、各丸ビレットを穿孔圧延して、228mmの外径と、23.0mmの肉厚とを有する素管を製造した。そして、鋼A~鋼Eと同様に、各素管を延伸圧延及び縮径し、177.8mmの外径と12.65mmの肉厚とを有する継目無鋼管を製造した。縮径後、鋼A~鋼Jの各継目無鋼管を常温まで放冷した。そして、各継目無鋼管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施し、各鋼の強度を調整した。焼入れ温度は980°Cであり、焼入れ時の均熱時間は20分であった。また、焼戻し温度は520~620°Cであり、焼戻し時の均熱時間は30~40分であった。なお、鋼A~鋼C、鋼H及び鋼IのAc1点は600~660°C、Ac3点は、760~820°Cの範囲であり、鋼D~鋼G及び鋼JのAc1点は590~650°C、Ac3点は、700~750°Cの範囲であった。以上の工程により製造された各鋼A~鋼Jの継目無鋼管を用いて、以下の調査を実施した。[引張試験]各鋼A~鋼Jの継目無鋼管から、API規定に準拠した丸棒試験片φ6.35mm×GL25.4mmを採取した。丸棒試験片の引張方向は、継目無鋼管の管軸方向とした。準備された丸棒試験片を用いて、API規定に準拠して、常温25°Cで引張試験を実施した。引張試験結果から、耐力降伏強度YSMPaと、引張強さTSMPaと、全伸びELと、均一伸びとを求めた。[金属組織観察]各鋼A~鋼Jの継目無鋼管の任意の位置から組織観察用のサンプルを採取した。採取されたサンプルのうち、継目無鋼管軸方向に対して垂直な断面のサンプル表面を研磨した。研磨後、王水とグリセリンとの混合溶液を用いて、研磨されたサンプル表面をエッチングした。エッチングされた表面におけるフェライト相の面積率を、JISG0555に準拠した点算法により測定した。測定された面積率を、フェライト相の体積率と定義した。さらに、残留オーステナイト相の体積率を、上述のX線回折法により求めた。さらに、求められたフェライト相の体積率及び残留オーステナイト相の体積率とに基づいて、上述の方法により、マルテンサイト相の体積率を求めた。[高温耐食性試験]各鋼A~鋼Jの継目無鋼管から4点曲げ試験片を採取した。試験片の長さは75mmであり、幅は10mmであり、厚さは2mmであった。各試験片に4点曲げによるたわみを付与した。このとき、ASTMG39に準拠して、試験片に与えられる応力が、試験片の耐力と等しくなるように、各試験片のたわみ量を決定した。30atmのCO2と0.01atmのH2Sとが加圧封入された175°C及び200°Cのオートクレーブを準備した。たわみをかけた各試験片を、各オートクレーブに収納した。そして、各オートクレーブ内において、各試験片を、重量で25のNaCl水溶液に1ヶ月間浸漬した。NaCl水溶液は、175°CのオートクレーブではpH3.3に調整され、200°CのオートクレーブではpH4.5に調整された。1ヶ月間浸漬した後、各試験片について、応力腐食割れSCCの発生の有無を調査した。具体的には、各試験片の引張応力が付加された部分の断面を、100倍視野の光学顕微鏡で観察し、割れの有無を判定した。さらに、試験前後の試験片の重量を測定した。測定された重量の変化量に基づいて、各試験片の腐食減量を求めた。腐食減量に基づいて、各試験片の腐食速度g/m2hを求めた。[常温での耐SSC試験]各鋼A~鋼Jの継目無鋼管から、NACETM0177METHODA用の丸棒試験片を採取した。試験片のサイズは、φ6.35mm×GL25.4mmであった。各試験片の軸方向に引張応力を付加した。このとき、NACETM0177-2005に準拠して、各試験片に与えられる応力が、各試験片の耐力実測の90になるように、各試験片のたわみ量を決定した。表2に示す試験ガスが封入された常温25°Cの2つの試験セルを準備した。たわみをかけた各試験片を各試験セル1、試験セル2内に収納した。そして、各試験セル内において、試験片を、表2に示すNaCl水溶液に1ヶ月間浸漬した。1ヶ月間浸漬した後、各試験片に割れSSCが発生しているか否かを、高温耐食性試験と同じ方法で判定した。[調査結果][金属組織及び耐力について]各鋼A~鋼Jの金属組織観察及び引張試験の結果を表3に示す。表3中の焼入温度は、各試験番号の試験片を焼入れしたときの焼入れ温度°Cを示す。焼戻温度は、各試験番号の試験片を焼戻ししたときの焼戻し温度°Cを示す。γ量は、各試験番号の試験片の残留オーステナイト相の体積率を示し、α量はフェライト相の体積率を示し、M量は、マルテンサイト相の体積率を示す。表3中のYSは各試験番号の試験片の耐力MPaを示す。TSは、各試験番号の試験片の引張強度MPaを示し、ELは全伸びを示し、U.ELは均一伸びを示す。表3を参照して、試験番号1~7、9、10及び60~65の化学組成及び金属組織は本発明の範囲内であった。そのため、758MPa以上の降伏強度耐力と10以上の均一伸びとが得られた。一方、試験番号8の化学組成は本発明の範囲内であったものの、残留オーステナイト相の体積率が10を超え、マルテンサイトの体積率が50未満であった。そのため、試験番号8の降伏強度は758MPa未満であった。試験番号8の焼戻し温度は、670°Cであり、Ac1点約630°Cよりも高かった。そのため、残留オーステナイト量が増加し、マルテンサイト量が低下したと考えられる。試験番号11は、Cr含有量が本発明の下限未満であり、さらに、オーステナイト形成元素であるMn含有量及びN含有量が本願発明の上限を超えた。そのため、降伏強度が758MPa未満であった。試験番号12のN含有量は、本発明の上限を超えた。そのため、残留オーステナイト相の体積率が10を超えた。その結果、降伏強度が758MPa未満であった。試験番号13のMn含有量及びN含有量は、本発明の上限を超えた。また、試験番号13のCu含有量及びCr含有量は、本願発明の下限未満であった。Mn及びNはオーステナイト形成元素であり、Crはフェライト形成元素である。オーステナイト形成元素のCuは本発明の下限未満であるが、NやMnが過剰であった。さらに試験番号13の焼戻し温度は690°Cであり、Ac1点約600°Cよりも高かった。そのため、残留オーステナイトの体積率が10を超え、耐力が758MPa未満になった。試験番号51~54の試験片は鋼Gから採取されたものであり、従来の13Cr鋼に相当した。これらの試験片では種々の焼戻し温度520°C~690°Cの範囲で焼戻しを実施した。しかしながら、いずれも試験片においても、一様伸びが10未満であった。試験番号66~68の試験片は鋼Jから採取されたものであり、Mnが本願発明の上限を超え、Moが本願発明の下限未満であった。これらの試験片では、550~600°Cで焼戻しを実施したものの、残留オーステナイトの体積率が10を超えた。そのため、耐力が758MPa未満となり、十分な強度を得ることができなかった。[高温での耐食性及び常温での耐SSC性について]各鋼A~鋼Jの高温での耐食性試験及び常温での耐SSC性試験の結果を表4に示す。但し、鋼D~鋼F試験番号11~13の降伏強度は600MPa未満であったため、耐SSC性試験の評価から除外した。表4中の高温SCC及び腐食減量中の175°Cは、上述の175°Cでの高温耐食性試験の結果を示し、200°Cは、上述の200°Cでの高温耐食性試験の結果を示す。ピット発生欄中の有りは、SCCが確認されたことを示し、無しはSCCが確認されなかったことを示す。表4中の常温SSC欄の試験セル1は、表2中の試験セル1での試験結果を示し、試験セル2は表2中の試験セル2での試験結果を示す。試験セル1及び試験セル2中の有りは、SSCが確認されたことを示し、無しはSSCが確認されなかったことを示す。表4を参照して、試験番号1~10及び60~65の試験片では、SCCもSSCも発生しなかった。さらに、腐食速度は0.1g/m2h未満であった。一方、従来の13Cr鋼に相当する試験番号51~54の試験片では、いずれもSCC及びSSCが確認された。さらに、175°Cにおける腐食速度は0.1g/m2h以上であった。また、試験番号66~68の試験片は鋼Jから得られたため、Mo含有量が本発明のMo含有量の下限未満であった。そのため、試験番号66~68の試験片では、SCCは発生しなかったものの、SSCが発生した。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。