JP2021080565A - オーステナイト系ステンレス鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】６５０℃以上の高温環境においても優れた耐水蒸気酸化性を有するオーステナイト系ステンレス鋼材を提供する。【解決手段】本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２５．０％、Ｎｉ：２３．０〜３２．０％、Ｎｂ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．５０％、Ｗ：２．５〜６．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．３００％、Ｖ：０．０１〜１．００％、Ｂ：０．０００５〜０．０５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．１５〜０．３５％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、結晶粒度番号Ｄは、式（１）を満たし、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満である。２Ｗ／７−Ｍｏ＋３Ｄ／４≧３．００（１）【選択図】図１

Description

本開示は、オーステナイト系ステンレス鋼材に関する。

火力発電プラントに代表される発電プラントでは、ＣＯ_２ガスの排出抑制及び経済性の観点から、発電効率の向上が求められている。そのため、タービン蒸気圧力の高温化及び高圧化が進められている。発電プラントで使用される伝熱部材は、高温及び高圧の水蒸気に長時間晒される。伝熱部材はたとえば、火力発電用ボイラ、タービン及び蒸気管等の発電プラント用機器に用いられる配管である。高温の水蒸気に長時間晒されると、伝熱部材の表面に酸化スケールが生成する。伝熱部材の耐水蒸気酸化性が十分でない場合、伝熱部材の表面に多量の酸化スケールが生成する。ボイラの起動及び停止によって、伝熱部材は熱膨張及び熱収縮する。そのため、多量の酸化スケールが生成すれば、酸化スケールは剥離して配管の詰まりの原因となる。酸化スケールが多量に生成した場合はさらに、酸化スケールによって配管外部から配管内部への熱伝導が阻害される。そのため、配管内の温度を高く維持するために、外部からより多くの熱を与える必要がある。配管の温度上昇は、クリープ強度の低下を引き起こす。そのため、火力発電用ボイラ、タービン及び蒸気管等の発電プラント用機器に用いられる伝熱部材には、高い耐水蒸気酸化性が求められている。

発電プラント用途の鋼材として、オーステナイト系ステンレス鋼材が利用される。発電プラント用途のオーステナイト系ステンレス鋼材はたとえば、国際公開第２０１６／２０４００５号（特許文献１）、特開２０１７−１４５７６号公報（特許文献２）、特許第５０００８０５号公報（特許文献３）、及び、特表２００５−５０９７５１号公報（特許文献４）に開示されている。

特許文献１に開示された高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：２１．５０〜２８．００％、Ｎｉ：２６．００超〜３５．００％、Ｗ：２．００超〜５．００％、Ｃｏ：０．８０％以下、Ｖ：０．０１〜０．７０％、Ｎｂ：０．１５〜１．００％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０〜０．４００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、さらに、不純物元素であるＴａ、Ｎｄ、及びＺｒの含有量について、Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ：０．０２０〜０．２００％を満たす。不純物元素であるＴａ、Ｎｄ、及びＺｒの含有量を制限することにより、高温環境でのクリープ強度が高まる、と特許文献１には記載されている。

特許文献２に開示されたオーステナイト系耐熱合金は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：２３〜３２％、Ｃｒ：２０〜２５％、Ｗ：１〜５％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｖ：０．１〜０．６％、Ｎ：０．１〜０．３％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．０３％以下、Ｏ：０．０２％以下、並びにＳｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ、及びＰｂの１種又は２種以上の合計：０．００１〜０．０２％、残部：Ｆｅ及び不純物である。Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｚｎ、及びＰｂの１種又は２種以上の合計含有量を制限することにより、高温環境でのクリープ強度が高まる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：２０〜２７％、Ｎｉ：２２．５〜３２％、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．２０〜０．６０％、Ｗ：０．４〜４．０％、Ｎ：０．１０〜０．３０％、Ｂ：０．００２〜０．００８％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｃｕ：２．０〜３．５％、Ｃｏ：０．５〜３％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。Ｃｕ及びＣｏを含有することにより、高温環境でのクリープ強度が高まる、と特許文献３には記載されている。

特許文献４に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｒ：２３．０〜３０．０％、Ｎｉ：２５．０〜３５．０％、Ｍｏ：２．０〜６．０％、Ｍｎ：１．０〜６．０％、Ｎ：０〜０．４％、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｗ：０〜６．０％、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｂ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｄの族の１種以上の元素：２．０％以下、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。Ｍｇ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｂ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｄの族の１種以上の元素の合計含有量を２．０％以下にすることにより、酸性環境及び塩基性環境において、耐粒界腐食性を高めることができる、と特許文献４には記載されている。

国際公開第２０１６／２０４００５号 特開２０１７−１４５７６号公報 特許第５０００８０５号公報 特表２００５−５０９７５１号公報

ところで、発電プラントでは、６５０℃以上の高温環境において、上述のとおり、優れた耐水蒸気酸化性が求められる。特許文献１〜４では、６５０℃以上の高温環境における耐水蒸気酸化性について検討されていない。

本開示の目的は、６５０℃以上の高温環境においても優れた耐水蒸気酸化性を有するオーステナイト系ステンレス鋼材を提供することである。

本開示のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２５．０％、
Ｎｉ：２３．０〜３２．０％、
Ｎｂ：０．１０〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜２．５０％、
Ｗ：２．５〜６．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．３００％、
Ｖ：０．０１〜１．００％、
Ｂ：０．０００５〜０．０５００％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
Ｎ：０．１５〜０．３５％、
Ｔｉ：０〜０．１００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｚｒ：０〜０．１００％、
Ｔａ：０〜１．０％、
Ｒｅ：０〜５．０％、
Ｃａ：０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
Ｈｆ：０〜１．０％、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
ＡＳＴＭ Ｅ１１２−８８に準拠して測定された前記オーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄは、式（１）を満たし、
前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満である。
２Ｗ／７−Ｍｏ＋３Ｄ／４≧３．００ （１）
ここで、式（１）中のＤには、結晶粒度番号が代入され、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本開示によるオーステナイト系ステンレス鋼材は、６５０℃以上の高温環境においても優れた耐水蒸気酸化性を有する。

図１は、化学組成が本実施形態の範囲内であり、かつ、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満であるオーステナイト系ステンレス鋼材における、Ｆ１値と、耐水蒸気酸化性評価試験で得られた内層酸化スケール厚さ（μｍ）との関係を示す図である。

本発明者らは、６５０℃以上の高温環境において、優れた耐水蒸気酸化性を有するオーステナイト系ステンレス鋼材について検討を行った。高温環境で耐水蒸気酸化性を高める場合、高温環境での鋼材の使用中において、鋼材表面にＣｒ_２Ｏ_３を含有する被膜を形成することが有効である。高温環境での使用中に鋼材表面にＣｒ_２Ｏ_３を均一に形成するためには、高温環境において、鋼材中のＣｒを表面に拡散しやすくすることが有効である。

鋼材に含有される元素のうち、Ｗは、６５０℃以上の高温環境において、Ｃｒの拡散を促進する。一方、Ｍｏは、６５０℃以上の高温環境において、Ｃｒの拡散を抑制する。そこで、本発明者らは、６５０℃以上の高温環境において、Ｃｒが拡散しやすい化学組成を検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２５．０％、Ｎｉ：２３．０〜３２．０％、Ｎｂ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．５０％、Ｗ：２．５〜６．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．３００％、Ｖ：０．０１〜１．００％、Ｂ：０．０００５〜０．０５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．１５〜０．３５％、Ｔｉ：０〜０．１００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜０．１００％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｒｅ：０〜５．０％、Ｃａ：０〜０．０５００％、Ｍｇ：０〜０．０５００％、Ｈｆ：０〜１．０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材であれば、６５０℃以上の高温環境において優れた耐水蒸気酸化性が得られる可能性があると考えた。

しかしながら、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材であっても、６５０℃以上の高温環境において十分な耐水蒸気酸化性が得られない場合があることが判明した。そこで、本発明者らは、耐水蒸気酸化性を高める方法について、さらに検討を行った。その結果、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材において、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度を１．００質量％未満とすることが有効であることを知見した。表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度は、表面の酸化スケールの有無を意味する。表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満であれば、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面に酸化スケールが実質的に存在していない。この場合、６５０℃以上の高温環境において、鋼材表面でのＣｒ_２Ｏ_３の生成が酸化スケールにより阻害されない。そのため、高温環境において、鋼材表面にＣｒ_２Ｏ_３が均一に生成しやすくなる。

本発明者らはさらに、上述の化学組成を有し、かつ、鋼材表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満であるオーステナイト系ステンレス鋼材において、オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号Ｄが式（１）を満たせば、６５０℃以上の高温環境における耐水蒸気酸化性が顕著に高まることを知見した。
２Ｗ／７−Ｍｏ＋３Ｄ／４≧３．００ （１）
ここで、式（１）中のＤには、結晶粒度番号が代入され、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝２Ｗ／７−Ｍｏ＋３Ｄ／４は、６５０℃以上の高温環境での鋼材表面のＣｒ_２Ｏ_３の形成度合いを示す指標である。上述のとおり、Ｗは高温環境においてＣｒの拡散を促進する。Ｍｏは高温環境においてＣｒの拡散を抑制する。そして、結晶粒度番号Ｄが大きいほど、つまり、結晶粒が微細であるほど、高温環境においてＣｒの拡散が促進される。結晶粒が微細であれば、結晶粒界の面積が増大する。結晶粒界はＣｒの拡散経路になると考えられる。そのため、結晶粒度番号Ｄが大きいほど、Ｃｒの拡散経路が増加し、Ｃｒの拡散が促進され、６５０℃以上の高温環境での鋼材表面のＣｒ_２Ｏ_３が形成されやすいと考えられる。

図１は、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満であるオーステナイト系ステンレス鋼材における、Ｆ１値と、後述の耐水蒸気酸化性評価試験で得られた内層酸化スケール厚さ（μｍ）との関係を示す図である。内層酸化スケール厚さが薄いほど、６５０℃以上の高温環境における耐水蒸気酸化性が高いことを意味する。

図１を参照して、Ｆ１値が３．００になるまでは、Ｆ１値が増大しても、内層酸化スケール厚さが厚い状態が続く。一方、Ｆ１値が３．００以上となると、内層酸化スケール厚さが顕著に低下する。以上の結果に基づいて、本発明者らは、化学組成が上述の範囲内であり、かつ、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満であるオーステナイト系ステンレス鋼材において、Ｆ１を３．００以上とすれば、６５０℃以上の高温環境において、耐水蒸気酸化性が顕著に高まることを見いだした。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、上記知見に基づいて完成したものであり、次の構成を有する。

［１］
オーステナイト系ステンレス鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２５．０％、
Ｎｉ：２３．０〜３２．０％、
Ｎｂ：０．１０〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜２．５０％、
Ｗ：２．５〜６．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．３００％、
Ｖ：０．０１〜１．００％、
Ｂ：０．０００５〜０．０５００％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
Ｎ：０．１５〜０．３５％、
Ｔｉ：０〜０．１００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｚｒ：０〜０．１００％、
Ｔａ：０〜１．０％、
Ｒｅ：０〜５．０％、
Ｃａ：０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
Ｈｆ：０〜１．０％、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
ＡＳＴＭ Ｅ１１２−８８に準拠して測定された前記オーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄは、式（１）を満たし、
前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満である、
オーステナイト系ステンレス鋼材。
２Ｗ／７−Ｍｏ＋３Ｄ／４≧３．００ （１）
ここで、式（１）中のＤには、結晶粒度番号が代入され、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［２］
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
前記結晶粒度番号Ｄは２．５０〜８．００である、
オーステナイト系ステンレス鋼材。

［３］
［１］又は［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
鋼材表面の算術平均粗さＲａは１０．００μｍ以下である、
オーステナイト系ステンレス鋼材。

［４］
［１］〜［３］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｃｏ：０．１〜１．０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．１００％、
Ｔａ：０．１〜１．０％、及び
Ｒｅ：０．１〜５．０％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼材。

［５］
［１］〜［４］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
Ｃａ：０．０００１〜０．０５００％、及び、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼材。

［６］
［１］〜［５］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
Ｈｆ：０．１〜１．０％を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼材。

以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．０１〜０．１５％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での使用中において、炭化物を形成して鋼材のクリープ強度を高める。Ｃ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温環境での使用中において炭化物が粗大化して、クリープ強度が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．１５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１２％である。

Ｓｉ：０．０１〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、製造工程において、鋼を脱酸する。さらに、Ｓｉ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７５％である。

Ｍｎ：２．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｎ含有量は０％超である。ＭｎはＳｉと同様に、製造工程において、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成して、鋼材の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での使用中において、鋼材の表面に、Ｃｒ及びＭｎを含有するスピネル型酸化物（Ｃｒ−Ｍｎスピネル型酸化物）を形成する。Ｃｒ−Ｍｎスピネル型酸化物は、高温環境での使用中の鋼材の表面において、Ｃｒ_２Ｏ_３の生成を阻害し、鋼材の耐水蒸気酸化性を低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８５％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７５％であり、さらに好ましくは１．６０％である。

Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、鋼材の溶接性及び熱間加工性を低下する。Ｐ含有量が０．０４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の溶接性及び熱間加工性が十分に得られない。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量の過剰な低減は、鋼材の製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、鋼材の溶接性及び熱間加工性を低下する。Ｓ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の溶接性及び熱間加工性が十分に得られない。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量の過剰な低減は、鋼材の製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

Ｃｒ：２０．０〜２５．０％
クロム（Ｃｒ）は、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での使用中において、耐水蒸気酸化性を高める。具体的には、６５０℃以上の高温環境での使用中において、Ｃｒは、鋼材の表面にＣｒ_２Ｏ_３（クロミア）を形成する。鋼材の表面にＣｒ_２Ｏ_３が均一に形成されれば、鋼材の耐水蒸気酸化性が高まる。Ｃｒ含有量が２０．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、オーステナイトの安定性が低下する。この場合、高温環境での使用中において、クリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２０．０〜２５．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２０．５％であり、さらに好ましくは２１．０％であり、さらに好ましくは２１．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．５％であり、さらに好ましくは２４．０％であり、さらに好ましくは２３．５％である。

Ｎｉ：２３．０〜３２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化する。Ｎｉはさらに、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での使用中において、鋼材の耐水蒸気酸化性を高める。Ｎｉ含有量が２３．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が３２．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は２３．０〜３２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２３．５％であり、さらに好ましくは２４．０％であり、さらに好ましくは２４．５％であり、さらに好ましくは２５．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３１．５％であり、さらに好ましくは３１．０％であり、さらに好ましくは３０．５％であり、さらに好ましくは３０．０％である。

Ｎｂ：０．１０〜１．００％
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での使用中において、Ｎと結合して窒化物を形成する。Ｎｂはさらに、Ｎｉ及びＦｅと結合して、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ_２（Ｎｂ、Ｗ））及び／又はガンマダブルプライム相（γ’’相（Ｎｉ_３Ｎｂ））に代表される金属間化合物を形成する。これらの析出物は、高温環境での使用中において、粒内及び粒界に析出する。その結果、鋼材のクリープ強度が高まる。Ｎｂ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上述の金属間化合物が過剰に多く生成する。この場合、鋼材の靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０〜１．００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％である。

Ｍｏ：０．０１〜２．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、母相であるオーステナイトに固溶して、固溶強化により、高温環境で使用中の鋼材のクリープ強度を高める。Ｍｏはさらに、高温環境において微細な金属間化合物を生成して、析出強化により、高温環境で使用中の鋼材のクリープ強度を高める。Ｍｏ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が２．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温環境においてＣｒの拡散を抑制し、高温環境での鋼材表面のＣｒ_２Ｏ_３の形成を抑制する。その結果、鋼材の耐水蒸気酸化性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０１〜２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．４５％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは２．３５％であり、さらに好ましくは２．３０％である。

Ｗ：２．５〜６．０％
タングステン（Ｗ）は、母相であるオーステナイトに固溶して、固溶強化により、高温環境で使用中の鋼材のクリープ強度を高める。Ｗはさらに、高温環境においてＬａｖｅｓ相（Ｆｅ_２Ｗ）等の微細な金属間化合物を生成して、析出強化により、高温環境で使用中の鋼材のクリープ強度を高める。Ｗはさらに、高温環境においてＣｒの拡散を促進し、高温環境での鋼材表面のＣｒ_２Ｏ_３の形成を促進する。その結果、鋼材の耐水蒸気酸化性が高まる。Ｗ含有量が２．５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｗ含有量が６．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は２．５〜６．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は２．６％であり、さらに好ましくは２．７％であり、さらに好ましくは２．８％である。Ｗ含有量の好ましい上限は５．８％であり、さらに好ましくは５．５％であり、さらに好ましくは５．３％であり、さらに好ましくは５．０％である。

Ａｌ：０．０１０〜０．３００％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉ及びＭｎと同様に、製造工程において鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、非金属介在物が多量に生成する。この場合、鋼材の熱間加工性及び高温環境でのクリープ強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．３００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。

Ｖ：０．０１〜１．００％
Ｖ（バナジウム）は、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での使用中において、Ｎと結合してＶ窒化物を形成する。Ｖ窒化物は、高温環境での鋼材のクリープ強度を高める。Ｖ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温環境においてＶ窒化物が粗大化する。この場合、鋼材のクリープ延性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜１．００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。

Ｂ：０．０００５〜０．０５００％
ボロン（Ｂ）は、結晶粒界に偏析して、高温環境において、Ｌａｖｅｓ相に代表される金属間化合物及び炭化物の粒界での微細析出を促進する。Ｂ含有量が０．０００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．０５００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温環境での使用中の鋼材のクリープ強度及びクリープ延性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．０５００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４８％であり、さらに好ましくは０．００４６％であり、さらに好ましくは０．００４５％である。

希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１〜０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は、Ｓを硫化物として固定し、鋼材の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材表面に形成されるＣｒ_２Ｏ_３の鋼材表面への密着性を高める。ＲＥＭ含有量が０．００１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、ＲＥＭ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施の範囲内であっても、酸化物等の介在物が過剰に多くなり、鋼材の溶接性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．００１〜０．１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。

本明細書において、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称である。本実施形態の鋼材に含有されるＲＥＭがこれらの元素のうちの１種である場合、ＲＥＭ含有量は、含有されている元素の含有量を意味する。本実施形態に含有されるＲＥＭが２種以上である場合、ＲＥＭ含有量は、それらの元素の総含有量を意味する。ＲＥＭは、一般的にミッシュメタルに含有される。たとえば、製鋼工程において、ミッシュメタルを鋼材に添加して、ＲＥＭ含有量が上記の範囲となるように調整してもよい。

Ｎ：０．１５〜０．３５％
窒素（Ｎ）は、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での使用中において、Ｖ又はＮｂと結合して窒化物を形成する。これらの窒化物は、高温環境での使用中において、クリープ強度を高める。Ｎはさらに、鋼材中に固溶して、鋼材の強度を高める。Ｎはさらに、オーステナイトを安定化する。Ｎ含有量が０．１５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．３５％を超えれば、窒化物が過剰に多く生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１５〜０．３５％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．１６％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．３２％であり、さらに好ましくは０．３１％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、次の第１群〜第３群から選択される１元素以上を含有してもよい。以下、第１群〜第３群について説明する。
第１群：
Ｔｉ：０〜０．１００％
Ｃｕ：０〜１．００％
Ｃｏ：０〜１．０％
Ｚｒ：０〜０．１００％
Ｔａ：０〜１．０％
Ｒｅ：０〜５．０％
第２群：
Ｃａ：０〜０．０５００％
Ｍｇ：０〜０．０５００％
第３群
Ｈｆ：０〜１．０％

［第１群（Ｔｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｒｅ）］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｔａ、及び、Ｒｅからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、高温環境での使用中において、鋼材のクリープ強度を高める。

Ｔｉ：０〜０．１００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔｉは、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での使用中において、Ｎと結合して窒化物を形成する。Ｔｉ窒化物は、鋼材の高温環境での使用中において、クリープ強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｔｉ窒化物が粗大化して、高温環境での使用中において、鋼材のクリープ延性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

Ｃｕ：０〜１．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは、高温環境での使用中において、鋼材中にＣｕ相として析出する。Ｃｕ相は高温環境で使用中の鋼材のクリープ強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．００％を超えれば、原料コストが高くなる。したがって、Ｃｕ含有量は０〜１．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。

Ｃｏ：０〜１．０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは鋼材の組織を安定化して、高温環境で使用中の鋼材のクリープ強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が１．０％を超えれば、原料コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。

Ｚｒ：０〜０．１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは、Ｎ及びＯと結合してＺｒ窒化物又はＺｒ酸化物を形成する。これらの窒化物及び酸化物は、微細炭窒化物の析出核となり、高温環境での使用中の鋼材のクリープ強度を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｚｒ窒化物及びＺｒ酸化物が多量に生成する。この場合、鋼材の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０〜０．１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。

Ｔａ：０〜１．０％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔａは炭窒化物の微細化を促進する。その結果、高温環境での使用中における鋼材のクリープ強度を高める。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が１．０％を超えれば、析出物が過剰に多く生成して、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０〜１．０％である。Ｔａ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。

Ｒｅ：０〜５．０％
レニウム（Ｒｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｒｅ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｒｅは鋼材に固溶して、高温環境での使用中における鋼材のクリープ強度を高める。Ｒｅが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｒｅ含有量が５．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｒｅ含有量は０〜５．０％である。Ｒｅ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。Ｒｅの好ましい上限は４．８％であり、さらに好ましくは４．６％である。

［第２群（Ｃａ、Ｍｇ）］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ及びＭｇからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の熱間加工性を高める。

Ｃａ：０〜０．０５００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは、Ｓを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａはさらに、鋼を脱酸する。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０５００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０５００％である。Ｃａの好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに０．００５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０４００％である。

Ｍｇ：０〜０．０５００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは、Ｓを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０５００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０５００％である。Ｍｇの好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％である。

［第３群（Ｈｆ）］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｈｆを含有してもよい。
Ｈｆ：０〜１．０％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｈｆは、Ｔａ、Ｚｒ及びＲＥＭの作用を高める。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が１．０％を超えれば、非金属介在物が多量に生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性、熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０〜１．０％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．８％である。

［式（１）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材ではさらに、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−８８に準拠して測定されたオーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄが、式（１）を満たす。
２Ｗ／７−Ｍｏ＋３Ｄ／４≧３．００ （１）
ここで、式（１）中のＤには、結晶粒度番号が代入され、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝２Ｗ／７−Ｍｏ＋３Ｄ／４と定義する。Ｆ１は、高温環境での鋼材表面のＣｒ_２Ｏ_３の形成度合いを示す指標である。上述のとおり、Ｗは高温環境でのＣｒの拡散を促進する。Ｍｏは高温環境でのＣｒの拡散を抑制する。そして、結晶粒度番号Ｄが大きいほど、Ｃｒの拡散が促進される。

Ｆ１が３．００以上であれば、高温環境において、Ｃｒが十分に拡散する。そのため、高温環境でのオーステナイト系ステンレス鋼材の使用中において、鋼材表面にＣｒ_２Ｏ_３が均一に生成しやすくなる。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼材の高温環境での耐水蒸気酸化性が十分に高まる。Ｆ１の好ましい下限は３．１０であり、さらに好ましくは３．２０であり、さらに好ましくは３．３０であり、さらに好ましくは３．５０であり、さらに好ましくは３．８０である。Ｆ１は計算値の小数第三位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第二位の値）である。

［オーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄについて］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄは、次の方法で求めることができる。オーステナイト系ステンレス鋼材の厚さ中央位置から１個のサンプルを採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、肉厚中央位置からサンプルを採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、板幅中央位置であって、かつ、板厚中央位置から、サンプルを採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、長手方向に垂直な断面の中心位置からサンプルを採取する。

採取したサンプルの表面のうち、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面を、観察面とする。観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面を、塩酸及び硝酸の混合溶液を用いて腐食して、観察面のオーステナイトの結晶粒界を現出させる。腐食された観察面の任意の３視野を観察して、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−８８に準拠して、次の式に基づいて、オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号を求める。各視野の面積は０．７５ｍｍ^２とする。３視野の結晶粒度番号の算術平均値を、結晶粒度番号Ｄと定義する。
結晶粒度番号Ｄ＝−３．２８７７−６．６４３９ｌｏｇ_１０Ｌ
ここで、Ｌは結晶粒内を横切る試験線の１結晶粒当たりの平均線分長（ｍｍ）である。

オーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄを求めるためには、上述の各視野（０．７５ｍｍ^２）における未再結晶領域が面積率で２０％未満であることが前提である。つまり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材において、上述の３つの視野の各々において、未再結晶領域の面積率が２０％未満であれば、結晶粒度番号を決定できる。上述の３視野のうち１視野でも結晶粒度番号が測定できない場合、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄを決定できない。

なお、ミクロ組織中における未再結晶領域の面積率は次の方法で測定できる。上述の結晶粒度番号Ｄを決定するときに用いる視野（面積は０．７５ｍｍ^２）において、コントラストにより、未再結晶領域と、未再結晶領域以外の領域とは明確に区別可能である。そこで、各視野において、未再結晶領域の面積を求める。未再結晶領域の面積と、視野面積（０．７５ｍｍ^２）とに基づいて、未再結晶領域の面積率（％）を求める。

［鋼材表層の酸素濃度について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材ではさらに、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満である。要するに、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、表面に酸化スケールが実質的に存在していない。

オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％以上である場合、鋼材表面に酸化スケールが存在していることを意味する。ここで、酸化スケールとは、Ｆｅ酸化物、及び／又はＦｅ−Ｃｒスピネル酸化物からなる。表面に酸化スケールが存在すれば、高温環境で使用中のオーステナイト系ステンレス鋼材の表面において、酸化スケールがＣｒ_２Ｏ_３の形成を阻害する。この場合、Ｃｒ_２Ｏ_３が鋼材表面に均一に生成しにくい。その結果、高温環境における鋼材の耐水蒸気酸化性が低下する。

オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満であれば、鋼材表面において酸化スケールが実質的に存在していない。この場合、高温環境で使用中のオーステナイト系ステンレス鋼材の表面において、Ｃｒ_２Ｏ_３が均一に生成しやすくなる。その結果、高温環境における鋼材の耐水蒸気酸化性が高まる。

［酸素濃度の測定方法］
オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度は、次の方法で測定できる。オーステナイト系ステンレス鋼材の表面を含むサンプルを採取する。採取したサンプルの表面のうち、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面に相当する面を、観察面とする。観察面に対して、深さ方向にＸ線電子分光法（Ｘ−ｒａｙ Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：以下、ＸＰＳという）の深さ方向分析を実施する。このとき、ビーム径を１００μｍとして、深さ方向に４８ｎｍピッチで深さ方向分析を実施する。深さ方向分析では、酸素濃度（質量％）を測定する。観察面から１μｍ深さ位置での酸素濃度（質量％）を測定する。上記方法により、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面の３箇所で、表面から１μｍ（＝１００８ｎｍ）深さ位置での酸素濃度（質量％）を求める。求めた酸素濃度の算術平均値を、そのオーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度（質量％）と定義する。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度の好ましい上限は０．８０質量％であり、さらに好ましくは０．５０質量％であり、さらに好ましくは０．３０質量％であり、さらに好ましくは０．１０質量％であり、さらに好ましくは０．０５質量％であり、さらに好ましくは０．０１質量％である。

［好ましい結晶粒度番号Ｄ］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のオーステナイト結晶粒の結晶粒度番号Ｄは、好ましくは、２．５０〜８．００である。結晶粒度番号Ｄが２．５０以上であれば、高温環境においてＣｒが鋼材内部から鋼材表面に向かって拡散するための経路（粒界）が十分に形成されている。そのため、高温環境においてＣｒがさらに拡散しやすくなり、高温環境において、鋼材表面にＣｒ_２Ｏ_３がさらに均一に生成しやすくなる。また、結晶粒度番号Ｄが８．００以下であれば、高温環境でのクリープ強度を高く維持できる。したがって、好ましい結晶粒度番号Ｄは、２．５０〜８．００である。結晶粒度番号Ｄのさらに好ましい下限は２．５５であり、さらに好ましくは２．６０であり、さらに好ましくは２．６５であり、さらに好ましくは２．７０である。結晶粒度番号Ｄのさらに好ましい上限は７．８０であり、さらに好ましくは７．５０である。

［好ましい算術平均粗さＲａ］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材ではさらに、鋼材表面の好ましい算術平均粗さＲａが１０．００μｍ以下である。

鋼材表面の粗さは、Ｃｒ_２Ｏ_３が形成される表面積に相当する。鋼材表面の算術平均粗さＲａが１０．００μｍ以下であれば、鋼材の表面が平坦であり、表面積が小さい。この場合、Ｃｒ_２Ｏ_３の形成がさらに容易になる。その結果、高温環境での鋼材の耐水蒸気酸化性がさらに高まる。

［算術平均粗さＲａの測定方法］
オーステナイト系ステンレス鋼材表面の算術平均粗さＲａは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２０１３）に規定された算術平均粗さの測定方法により測定する。具体的には、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面において、任意の１０箇所を測定箇所とする。各測定箇所において、鋼材の長手方向に延びる評価長さで、算術平均粗さＲａを測定する。評価長さは、基準長さ（カットオフ波長）の５倍とする。算術平均粗さＲａの測定は、レーザー測定式の粗さ計を用いて行い、測定速度は、０．５ｍｍ／秒とする。求めた１０個の算術平均粗さＲａのうち、最大の算術平均粗さＲａ、２番目に大きい算術平均粗さＲａ、最小の算術平均粗さＲａ、及び、２番目に小さい算術平均粗さＲａを除いた、６個の算術平均粗さＲａの算術平均値を、「算術平均粗さＲａ」（μｍ）と定義する。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材表面の算術平均粗さＲａのさらに好ましい上限は９．５０μｍであり、さらに好ましくは９．００μｍであり、さらに好ましくは８．５０μｍであり、さらに好ましくは８．００μｍである。算術平均粗さＲａの下限は特に限定されない。しかしながら、工業生産を考慮すれば、算術平均粗さＲａの好ましい下限は０．１０μｍであり、さらに好ましくは０．５０μｍであり、さらに好ましくは０．８０μｍである。

以上の説明のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、上述の化学組成を有し、結晶粒度番号Ｄが式（１）を満たす。さらに、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満である。そのため、高温環境において、優れた耐水蒸気酸化性が得られる。

［製造方法］
上述の本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法を説明する。以降に説明するオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例である。したがって、上述の構成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の好ましい一例である。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、素材に対して熱間加工を実施して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）と、熱間加工工程後の中間鋼材に対して酸洗処理を実施した後冷間加工を実施する工程（冷間加工工程）と、冷間加工後の中間鋼材に対して、溶体化処理を実施する工程（溶体化処理工程）と、溶体化処理工程後の中間鋼材に対して酸洗処理を実施して、表面のスケールを除去する工程（酸洗処理工程）とを含む。以下、各工程について説明する。

［準備工程］
準備工程では、上述の化学組成を有する素材を準備する。素材は第三者から供給されてもよいし、製造してもよい。素材はインゴットであってもよいし、スラブ、ブルーム、ビレットであってもよい。素材を製造する場合、次の方法により、素材を製造する。上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブ、ブルーム、ビレット（円柱素材）を製造してもよい。製造されたインゴット、スラブ、ブルームに対して熱間加工を実施して、ビレットを製造してもよい。たとえば、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、円柱状のビレットを製造し、このビレットを素材（円柱素材）としてもよい。この場合、熱間加工開始直前の素材の温度は特に限定されないが、たとえば、９００〜１３００℃である。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、素材に対して熱間加工を実施して、所定の形状の中間鋼材を製造する。中間鋼材はたとえば鋼管であってもよいし、鋼板であってもよいし、棒鋼であってもよい。

熱間加工を実施する前に、素材を加熱する。素材の加熱温度は特に限定されないが、たとえば、９００〜１３００℃である。

中間鋼材が鋼管である場合、熱間加工工程では、次の加工を実施する。素材として、円柱素材を準備する。機械加工により、円柱素材の中心軸に沿った貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出を実施して、中間鋼材（鋼管）を製造する。熱間押出に代えて、マンネスマン法による穿孔圧延を実施して、鋼管を製造してもよい。この場合、素材を、穿孔機を用いて穿孔圧延する。穿孔圧延された素材をさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して中間鋼材（鋼管）にする。

中間鋼材が鋼板である場合、熱間加工工程では、次の熱間圧延を実施する。一対のワークロールを備える１又は複数の圧延機を用いる。素材に対して圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼板を製造する。

中間鋼材が棒鋼である場合、熱間加工工程では、たとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間圧延してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、たとえば、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。仕上げ圧延工程では、粗圧延工程後のビレットを周知の温度（９００〜１３００℃）で再加熱する。仕上げ圧延工程では、加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、棒鋼を製造する。

なお、熱間加工工程として熱間鍛造を実施して、中間鋼材（鋼管、鋼板、棒鋼）を製造してもよい。熱間鍛造はたとえば、鍛伸鍛造である。

［冷間加工工程］
冷間加工工程では、中間鋼材に対して、酸洗処理を実施した後、冷間加工を実施する。中間鋼材が鋼管又は棒鋼である場合、冷間加工はたとえば、冷間抽伸である。中間鋼材が鋼板である場合、冷間加工はたとえば、冷間圧延である。冷間加工工程における減面率は特に限定されないが、たとえば、１０〜９０％である。

［溶体化処理工程］
溶体化処理工程では、冷間加工工程後の中間鋼材に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理により、中間鋼材中の析出物を固溶する。溶体化処理工程ではさらに、鋼材中のオーステナイト結晶粒を調整する。

溶体化処理は、次の方法で実施する。炉内雰囲気が大気雰囲気である熱処理炉内に、冷間加工工程後の中間鋼材を装入する。ここでいう大気雰囲気は、大気を構成する気体である窒素を体積で７８％以上、酸素を体積で２０％以上含有する雰囲気を意味する。大気雰囲気の炉内において、中間鋼材を次の溶体化処理温度Ｔ１で加熱し、溶体化処理温度Ｔ１で保持時間ｔ１保持する。
溶体化処理温度Ｔ１：１１５０℃以上
保持時間ｔ１：１分以上

溶体化処理温度Ｔ１が１１５０℃未満である場合、又は、保持時間ｔ１が１分未満である場合、熱処理中のオーステナイトの再結晶化が不十分となる。そのため、ミクロ組織中の未再結晶領域の割合が増大する。この場合、高温環境での耐水蒸気酸化性が低下する。なお、この場合、ミクロ組織中の未再結晶領域の割合が増大するため、結晶粒度番号Ｄも決定できない。したがって、溶体化処理温度Ｔ１は１１５０℃以上であり、保持時間ｔ１は１分以上である。なお、溶体化処理温度Ｔ１の上限、及び、保持時間ｔ１の上限は特に限定されない。しかしながら、溶体化処理温度Ｔ１が高すぎる場合、又は、保持時間ｔ１が長すぎる場合、結晶粒度番号Ｄが小さくなり（つまり、粗粒になり）、式（１）を満たさなくなる場合がある。したがって、溶体化処理温度Ｔ１及び保持時間ｔ１は式（１）を満たす範囲で適宜調整すればよい。溶体化処理温度Ｔ１の好ましい下限は１１６０℃であり、さらに好ましくは１１７０℃であり、さらに好ましくは１１８０℃である。保持時間ｔの好ましい下限は２分であり、さらに好ましくは３分である。

好ましくは、溶体化処理温度Ｔ１及び保持時間ｔ１は次のとおりである。
溶体化処理温度Ｔ１：１１５０〜１３００℃
保持時間ｔ１：１〜３０分

溶体化処理温度Ｔ１が１３００℃以下であり、かつ、保持時間ｔ１が３０分以内であれば、結晶粒度番号Ｄが２．５０以上となる。したがって、溶体化処理温度Ｔ１の好ましい上限は１３００℃であり、保持時間ｔ１の好ましい上限は３０分である。溶体化処理温度Ｔ１の好ましい上限は１２９０℃であり、さらに好ましくは１２８０℃である。保持時間ｔの好ましい上限は２８分であり、さらに好ましくは２５分であり、さらに好ましくは２２分である。

［酸洗処理工程］
酸洗処理工程では、溶体化処理後の中間鋼材に対して、酸洗処理を実施する。酸洗処理により、中間鋼材の表面に形成された酸化スケールを除去する。上述のとおり、酸洗処理工程前の中間鋼材の表面に形成された酸化スケールは、主としてＦｅ酸化物、及び／又はＦｅ−Ｃｒスピネル酸化物からなる。酸洗処理を実施して、中間鋼材の表面から酸化スケールを十分に除去して、鋼材表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度を１．００質量％未満とする。

酸洗溶液として、硝酸及び弗酸の混合溶液を用いる。混合溶液はたとえば、体積％で５．０〜８．０％の硝酸と、体積％で５．０〜８．０％の弗酸とを含む水溶液である。

酸洗処理での上述の酸洗溶液への浸漬時間ｔ２（以下、酸洗時間という）は、次の条件とする。
酸洗時間ｔ２：１．０時間以上

酸洗時間ｔ２が１．０時間未満である場合、鋼材表面から酸化スケールが十分に除去できない。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％以上となる。酸洗時間ｔ２が１．０時間以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満となる。

好ましくは、酸洗処理工程において、酸洗溶液の温度Ｔ２（以下、浴温という）、及び、酸洗時間ｔ２を次の条件とする。
浴温Ｔ２：常温〜４０℃
酸洗時間ｔ２：１．０〜５．０時間

浴温Ｔ２が４０℃以下であれば、酸洗処理後の鋼材表面の算術平均粗さＲａは１０μｍ以下になる。また、酸洗時間ｔ２が１．０〜５．０時間である場合、酸洗処理後の鋼材表面の算術平均粗さＲａは１０．００μｍ以下になる。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐水蒸気酸化性がさらに高まる。

以上の製造工程により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材が製造される。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、上述の化学組成を有し、結晶粒度番号Ｄが式（１）を満たす。さらに、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満である。そのため、高温環境において、優れた耐水蒸気酸化性が得られる。結晶粒度番号Ｄが２．５０〜８．００である場合、さらに優れた耐水蒸気酸化性が得られる。鋼材表面の算術平均粗さがＲａは１０．００μｍ以下であれば、さらに優れた耐水蒸気酸化性が得られる。

以下、実施例により本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材はこの一条件例に限定されない。

表１に示す化学組成を有する溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。

表１中の「−」は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。表１中の試験番号の溶鋼を用いて、円柱状のインゴットを製造した。インゴットを１２２０℃で３時間加熱した。加熱後のインゴットに対して熱間鍛造を実施して、円柱状のビレットを製造した。機械加工により、円柱状のビレットの中心軸に貫通孔を形成した。貫通孔が形成された円柱状のビレットに対して、熱間押出を実施して、中間鋼材（鋼管）を製造した。熱間押出前のビレットの温度は、１２００℃であった。熱間押出後の中間鋼材に対して、冷間引抜を実施して、直径４５ｍｍ、肉厚９．５ｍｍの中間鋼材（鋼管）を製造した。

得られた中間鋼材に対して、表２に示す溶体化処理温度Ｔ１及び保持時間ｔ１で溶体化処理を実施した。溶体化処理後の中間鋼材に対して、表２に示す浴温Ｔ２及び酸洗時間ｔ２で酸洗処理を実施した。なお、酸洗溶液は、体積％で５．０〜８．０％の硝酸と、体積％で５．０〜８．０％の弗酸とを含む水溶液であった。以上の工程により、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材を製造した。

［評価試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、次の評価試験を実施した。

［表面酸素濃度測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材（鋼管）の表面を含むサンプルを採取した。採取したサンプルの表面のうち、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面に相当する面を、観察面とした。観察面に対して、深さ方向にＸＰＳの深さ方向分析を実施した。このとき、ビーム径を１００μｍとして、深さ方向に４８ｎｍピッチで深さ方向分析を実施した。深さ方向分析では、観察面から１μｍ深さ位置での酸素濃度（質量％）を測定した。具体的には、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面の任意の３箇所で、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度（質量％）を求めた。求めた酸素濃度の算術平均値を、そのオーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度（質量％）と定義した。得られた酸素濃度（質量％）を、表２中の「酸素濃度（質量％）」欄に示す。

［結晶粒度番号Ｄ測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄを次の方法で求めた。オーステナイト系ステンレス鋼材（鋼管）の肉厚中央位置から１個のサンプルを採取した。採取したサンプルの表面のうち、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面を、観察面とした。観察面を鏡面研磨した。鏡面研磨後の観察面を、塩酸及び硝酸の混合溶液を用いて腐食して、観察面のオーステナイトの結晶粒界を現出させた。腐食された観察面の任意の３視野（各視野面積は０．７５ｍｍ^２）を観察して、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−８８に準拠して、次の式に基づいて、オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号を求めた。３視野の結晶粒度番号の算術平均値を、結晶粒度番号Ｄと定義した。
結晶粒度番号Ｄ＝−３．２８７７−６．６４３９ｌｏｇ_１０Ｌ
ここで、Ｌは結晶粒内を横切る試験線の１結晶粒当たりの平均線分長（ｍｍ）である。
得られた結晶粒度番号Ｄを表２に示す。

［算術平均粗さＲａの測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材（鋼管）の表面の算術平均粗さＲａを、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２０１３）に規定された算術平均粗さの測定方法により測定した。具体的には、オーステナイト系ステンレス鋼材の表面において、任意の１０箇所を測定箇所とした。各測定箇所において、鋼材の長手方向に延びる評価長さで、算術平均粗さＲａを測定した。評価長さは、基準長さ（カットオフ波長）の５倍とした。算術平均粗さＲａの測定は、レーザー測定式の粗さ計（ＫＥＹＥＮＣＥ社製ＶＲ−３０００ Ｇ２）を用いて行い、測定速度は、０．５ｍｍ／秒とした。求めた１０個の算術平均粗さＲａのうち、最大の算術平均粗さＲａ、２番目に大きい算術平均粗さＲａ、最小の算術平均粗さＲａ、及び、２番目に小さい算術平均粗さＲａを除いた、６個の算術平均粗さＲａの算術平均値を、「算術平均粗さＲａ」と定義した。得られた算術平均粗さＲａ（μｍ）を表２の「Ｒａ（μｍ）」欄に示す。

［耐水蒸気酸化性評価試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材（鋼管）の内表面（管内表面）を含む試験片を採取した。試験片のサイズは、肉厚方向（ｔ方向）に約３ｍｍ、鋼材の長手方向（ｌ方向）に２５ｍｍ、肉厚方向と鋼材の長手方向に垂直な方向（ｗ方向）に１０ｍｍであった。試験片を１００％水蒸気雰囲気中に、６５０℃で１０００時間保持した。水蒸気雰囲気の溶存酸素量を１００ｐｐｂとした。１００％水蒸気雰囲気中に、６５０℃で１０００時間保持した後の試験片を、ｌ方向に垂直に切断した。切断面（ｔ方向とｗ方向とを含む面、つまり、鋼管の長手方向に垂直な断面）を観察面とした。観察面を鏡面研磨した。鏡面研磨後の観察面のうち、管内表面近傍の任意の１０視野を選択した。各視野において、管内表面からの内層酸化スケール厚さ（内層酸化スケール深さ）を測定した。１０視野での内層酸化スケール厚さの算術平均値を、その試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材での内層酸化スケール厚さ（μｍ）と定義した。得られた内層酸化スケール厚さを、表２中の「内層酸化スケール厚さ（μｍ）」欄に示す。

［試験結果］
表２を参照して、試験番号１〜１８、２６、２７、３０、３１、３９〜４６では、化学組成が適切であり、かつ、製造条件も適切であった。そのため、試験番号１〜１８、２６、２７、３０、３１、３９〜４６のオーステナイト系ステンレス鋼材では、式（１）を満たし、かつ、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満であった。その結果、試験番号１〜１８、２６、２７、３０、３１、３９〜４６では、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ未満と薄く、耐水蒸気酸化性に優れていた。

なお、試験番号１〜１８、２６、２７、３０、３１、及び、４３〜４６は、試験番号３９〜４２と比較して、結晶粒度番号Ｄが２．５０〜８．００の範囲内であるか、又は、算術平均粗さＲａが１０．００μｍ以下であった。そのため、試験番号１〜１８、２６、２７、３０、３１、及び、４３〜４６では、試験番号３９〜４２よりも、内層酸化スケール厚さが薄かった。

また、試験番号１〜１８では、結晶粒度番号Ｄが２．５０〜８．００の範囲内であり、かつ、算術平均粗さＲａが１０．００μｍ以下であった。そのため、試験番号２６、２７、３０、３１、及び、４３〜４６と比較して、内層酸化スケール厚さがさらに薄かった。

一方、試験番号１９及び２０では、溶体化処理温度Ｔ１が低すぎた。そのため、未再結晶領域の面積率が２０％を超える視野が存在し、結晶粒度番号Ｄが特定できなかった。その結果、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

試験番号２１及び２２では、溶体化処理温度Ｔ１が高く、結晶粒度番号Ｄが小さくなり、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。その結果、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

試験番号２３及び２４では、溶体化処理温度Ｔ１での保持時間ｔ１が短すぎた。そのため、未再結晶領域の面積率が２０％を超える視野が存在し、結晶粒度番号Ｄが特定できなかった。その結果、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

試験番号２５では、溶体化処理温度Ｔ１での保持時間ｔ１が長く、結晶粒度番号Ｄが小さくなり、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。その結果、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

試験番号２８及び２９では、酸洗処理での酸洗時間ｔ２が短すぎた。そのため、表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％以上であった。その結果、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

試験番号３２及び３３では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

試験番号３４及び３５では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

試験番号３６では、Ｗ含有量が低すぎた。そのため、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

試験番号３７及び３８では、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、内層酸化スケール厚さが１２．００μｍ以上であり、耐水蒸気酸化性が低かった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、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更して実施することができる。

Claims (6)

1. オーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．１５％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
   Ｍｎ：２．００％以下、
   Ｐ：０．０４０％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ｃｒ：２０．０〜２５．０％、
   Ｎｉ：２３．０〜３２．０％、
   Ｎｂ：０．１０〜１．００％、
   Ｍｏ：０．０１〜２．５０％、
   Ｗ：２．５〜６．０％、
   Ａｌ：０．０１０〜０．３００％、
   Ｖ：０．０１〜１．００％、
   Ｂ：０．０００５〜０．０５００％、
   ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
   Ｎ：０．１５〜０．３５％、
   Ｔｉ：０〜０．１００％、
   Ｃｕ：０〜１．００％、
   Ｃｏ：０〜１．０％、
   Ｚｒ：０〜０．１００％、
   Ｔａ：０〜１．０％、
   Ｒｅ：０〜５．０％、
   Ｃａ：０〜０．０５００％、
   Ｍｇ：０〜０．０５００％、
   Ｈｆ：０〜１．０％、及び、
   残部はＦｅ及び不純物からなり、
   ＡＳＴＭ Ｅ１１２−８８に準拠して測定された前記オーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号Ｄは、式（１）を満たし、
   前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から１μｍ深さ位置での酸素濃度が１．００質量％未満である、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
   ２Ｗ／７−Ｍｏ＋３Ｄ／４≧３．００ （１）
   ここで、式（１）中のＤには、結晶粒度番号が代入され、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
2. 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   前記結晶粒度番号Ｄは２．５０〜８．００である、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
3. 請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   鋼材表面の算術平均粗さＲａは１０．００μｍ以下である、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、
   Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
   Ｃｏ：０．１〜１．０％、
   Ｚｒ：０．００１〜０．１００％、
   Ｔａ：０．１〜１．０％、及び
   Ｒｅ：０．１〜５．０％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０５００％、及び、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０５００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
6. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   Ｈｆ：０．１〜１．０％を含有する、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。

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