JP2022089302A - オーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管ならびにこれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】耐水素脆化性と耐高温割れ性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管ならびにこれらの製造方法を提供する。【解決手段】化学組成が、質量％で、Ｃ：0.10％以下、Ｓｉ：1.0％以下、Ｍｎ：8.0～10.0％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.0030％以下、Ｃｒ：15.0～18.0％、Ｎｉ：7.0～9.0％、Ｎ：0.15～0.25％、Ａｌ：0.005～0.20％、Ｃａ：0.0005～0.01％、Ｂ：0.0002～0.01％、Ｍｇ：0.0001～0.0050％、Ｃｕ：1.0％未満、Ｍｏ：0.5％以下、Ｏ：0.0050％以下、任意元素、残部：Ｆｅおよび不純物であり、［Ｎｉ＋0.72Ｃｒ＋0.88Ｍｏ＋1.11Ｍｎ－0.27Ｓｉ＋12.93Ｃ＋7.55Ｎ］で算出されるｆ値が、29.5超32.5未満である、オーステナイト系ステンレス鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管ならびにこれらの製造方法に関する。

近年、二酸化炭素等、温室効果ガスを排出しないクリーンなエネルギーとして、水素エネルギーが注目されている。水素エネルギーを活用する上で、水素を製造する、貯蔵する、輸送するといった水素関連技術の確立が求められている。

その一方、水素関連技術の確立には様々な問題がある。その一つとして、水素脆化の問題がある。水素エネルギーは、水素ガスを燃料源とするものである。このため、例えば、水素製造装置、貯蔵装置等の関連機器で、金属材料を使用した場合、水素ガスに起因し、材料が脆化する、いわゆる水素脆化の問題が生じる。

製造コスト、強度、耐食性といった観点から、上記関連機器に使用される金属材料の一つとして、オーステナイト系ステンレス鋼があるが、さらに、水素脆化を抑制すべく、耐水素脆化性を高めたオーステナイト系ステンレス鋼が開発されている。その一例として、特許文献１には、Ｍｎ含有量を高め、他の元素の含有量を所定の範囲に調整することで、耐水素脆化特性を向上させたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。上記鋼は、添加原料として高価なＮｉ等の代わりに、比較的安価であるＭｎ含有量を高めているため、経済性にも優れている。

国際公開第２０１８／１８０７８８号

ＮＥＤＯ「水素社会構築共通基盤整備事業」成果報告書（２０１０） 福山誠司他"ＳＵＳ３１６型ステンレス鋼の低温における水素環境脆化に及ぼす温度の影響" 日本金属学会誌ｖｏｌ．６７，Ｎｏ．９（２００３）ｐ４５６

ところで、上述したように、耐水素脆化性を向上させるためにＭｎ含有量を高めた場合、鋳造の際に凝固割れを引き起こす場合がある。また、鋳造後の熱間圧延において、熱間加工割れ等を引き起こす場合もある。そして、鋼板として製造した後、溶接した際に、溶接割れを引き起こすことも予想される。このような割れが発生する結果、鋼板および溶接鋼管において製造時の歩留まりが低下する、さらには所望する耐水素脆化性を得られないという課題がある。したがって、耐水素脆化性を向上させつつも、耐高温割れ性も高める必要がある。

本発明は、上記の課題を解決し、耐水素脆化性と耐高温割れ性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管ならびにこれらの製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のオーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管ならびにこれらの製造方法を要旨とする。

（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：８．０～１０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｃｒ：１５．０～１８．０％、
Ｎｉ：７．０～９．０％、
Ｎ：０．１５～０．２５％、
Ａｌ：０．００５～０．２０％、
Ｃａ：０．０００５～０．０１％、
Ｂ：０．０００２～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
Ｃｕ：１．０％未満、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｇａ：０～０．０１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で算出されるｆ値が、２９．５超３２．５未満である、オーステナイト系ステンレス鋼板。
ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．００１～０．５０％、
Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｇａ：０．００１～０．０１０％、
Ｈｆ：０．０１～０．１０％、および
ＲＥＭ：０．０１～０．１０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。

（３）表面から板厚方向にｔ／４で、任意に選択された５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、
偏析度が１．０以下である負偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析度が、下記（ii）および（iii）式を満足し、
偏析度が１．０超である正偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析帯幅が、下記（iv）および（ｖ）式を満足する、上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｍｎｓ＞０．８５ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８５ ・・・（iii）
Ｗ_Ｍｎｓ≦５．０ ・・・（iv）
Ｗ_Ｎｉｓ≦５．０ ・・・（ｖ）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度
Ｗ_Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析帯幅（μｍ）
Ｗ_Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析帯幅（μｍ）

（４）上記（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板を用いた鋼管。

（５）表面から板厚方向にｔ／４で、任意に選択された５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、
偏析度が１．０以下である負偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析度が、下記（ii）および（iii）式を満足し、
偏析度が１．０超である正偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析帯幅が、下記（iv）および（ｖ）式を満足する、上記（４）に記載の鋼管。
Ｍｎｓ＞０．８５ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８５ ・・・（iii）
Ｗ_Ｍｎｓ≦５．０ ・・・（iv）
Ｗ_Ｎｉｓ≦５．０ ・・・（ｖ）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度
Ｗ_Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析帯幅（μｍ）
Ｗ_Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析帯幅（μｍ）

（６）上記（３）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
（ａ）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する熱延鋼板を、１０００～１２００℃の温度域で焼鈍し、酸洗する、熱延鋼板焼鈍工程と、
（ｂ）前記熱延鋼板に、圧下率２０～５０％の範囲で、冷間圧延を行い、冷延鋼板とする、第一冷延工程と、
（ｃ）前記冷延鋼板に、１０００～１２００℃の温度域で焼鈍し、酸洗する、第一焼鈍工程と、
（ｄ）前記冷延鋼板に、圧下率４０％以上で、冷間圧延を行う、第二冷延工程と、
（ｅ）前記冷延鋼板を、９５０～１１５０℃の温度域で焼鈍する、第二焼鈍工程と、
を有する、オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。

（７）上記（５）に記載の鋼管の製造方法であって、
（Ａ）上記（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板を管状に成形する、成形工程と、
（Ｂ）成形された前記鋼板の端部を溶接し、鋼管とする、溶接工程と、
（Ｃ）溶接された前記鋼管を９５０～１１５０℃の温度域で熱処理する、熱処理工程と、
を有する、鋼管の製造方法。

（８）上記（５）に記載の鋼管の製造方法であって、
（Ｄ）前記（Ｃ）の工程の後、冷間で引き抜き加工する、引き抜き加工工程と、
をさらに有する、上記（７）に記載の鋼管の製造方法。

本発明によれば、耐水素脆化性と耐高温割れ性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管を得ることができる。

図１は、ＥＰＭＡ分析により得られるＮｉの濃度分布をマッピングで示した図である。 図２は、正偏析帯幅を算出するための方法を示した模式図である。

本発明者は、オーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管において、耐水素脆化性と耐高温割れ性の検討を行い、以下の（ａ）～（ｃ）の知見を得た。

（ａ）割れを抑制するためには、割れの発生要因となるＰ、ＳおよびＯ含有量を低減するのが有効である。上記Ｏに関して言えば、微量にＡｌ、Ｃａ、Ｂ、およびＭｇを複合的に含有させることで、脱酸を強化するのが望ましい。この結果、Ｏ含有量が低減されるからである。また、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、およびＭｇの含有は、低融点元素の粒界偏析を低減する観点からも、割れの抑制に有効である。

（ｂ）耐水素脆化性を高めるためには、後述するｆ値を一定範囲に制限するのが好ましい。また、鋼管の割れは、溶接時の金属組織、すなわち素材となる鋼板の金属組織に起因するものが多い。このため、鋼板の化学組成および金属組織を適切に制御することで、その後の鋼管において割れを抑制することができる。

（ｃ）加えて、ＭｎおよびＮｉに関し、周辺の濃度と比較して、濃度が低い領域である負偏析帯が生じると、鋼板および鋼管において、耐水素脆化性を低下させるとともに、溶接時の割れの発生を助長する。特に、凝固時に成長した正偏析帯と隣接する負偏析帯の界面において局所的な濃度低下が生じると、上述した特性の低下が生じやすくなる。そこで、負偏析帯において、濃度低下を抑制し、濃度を所定の範囲に制御するのに加え、正偏析帯の幅を一定範囲に制御するのが望ましい。このためには、鋼板および鋼管の製造において、冷間圧延、焼鈍および熱処理の条件を適切に制御することが重要である。

本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

１．鋼板
１－１．鋼板の化学組成
鋼板の化学組成における各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、過剰なＣの含有は、Ｃｒ系炭化物が粒界析出するのを助長し、溶接時の耐高温割れ性を低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０８％以下とするのが好ましく、０．０７％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、耐水素脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物の生成を助長し、溶接時の耐高温割れ性を低下させ、割れを生じやすくさせる。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．７％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．３％以上とするのが好ましい。

Ｍｎ：８．０～１０．０％
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素脆化性の向上に寄与する。また、Ｎの固溶限を大きくするため、高価なＮｉの節減に間接的に寄与する。このため、Ｍｎ含有量は、８．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、８．５％以上とするのが好ましく、９．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、水素脆化感受性の高いε相の生成を助長し、却って耐水素脆化性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、１０．０％以下とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼に含有される元素であるが、凝固の最終過程で濃化して鋼の融点を下げ、凝固割れ（高温割れ）を助長する場合がある。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、耐高温割れ性改善の点から、０．０２５％以下とするのが好ましく、０．０１５％以下とするのがより好ましい。一方、Ｐを過剰に低減すると、製造コストの増加に繋がることから、Ｐ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましい。

Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、不純物として鋼に含有される元素であり、Ｐと同様に凝固割れ（高温割れ）を助長する場合がある。このため、Ｓ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は、０．００２０％以下とするのが好ましく、０．００１０％以下とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。

Ｃｒ：１５．０～１８．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼において一定量含有させる元素であり、耐食性、特に耐候性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｒ含有量は、１５．０％以上とする。しかしながら、Ｃｒは、フェライト形成元素である。このため、Ｃｒを過剰に含有させると、オーステナイト相を不安定化させ、耐水素脆化性を低下させる。また、熱間加工性をも低下させる。このため、Ｃｒ含有量は、１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１７．０％以下とするのが好ましく、１６．０％以下とするのがより好ましい。

Ｎｉ：７．０～９．０％
Ｎｉは、Ｍｎとともに、耐水素脆化性および耐高温割れ性を確保するために必要な元素である。このため、Ｎｉ含有量は、７．０％以上とする。しかしながら、過剰にＮｉを含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｎｉ含有量は、９．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、８．５％以下とするのが好ましく、８．０％以下とするのがより好ましい。

Ｎ：０．１５～０．２５％
Ｎは、ＭｎおよびＮｉと同様に、耐水素脆化性の向上に有効な元素である。このため、Ｎ含有量は、０．１５％以上とする。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、溶接時のブローホール等、内部欠陥が発生する場合があり、溶接鋼管の製造性を低下させる。このため、Ｎ含有量は、０．２５％以下とする。Ｎ含有量は、０．２２％以下とするのが好ましく、０．２０％以下とするのがより好ましい。

Ａｌ：０．００５～０．２０％
Ａｌは、有効な脱酸元素であることに加え、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、耐高温割れ性等が向上し、割れの発生が低減される。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、溶接時の溶け込みを阻害して溶接性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．２０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０８％以下とするのが好ましく、０．０６％以下とするのがより好ましい。

Ｃａ：０．０００５～０．０１％
Ｃａは、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、耐高温割れ性等が向上し、割れの発生が低減される。また、脱酸効果を有し、Ｏ含有量の低減に寄与する。このため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、０．００２０％以上とするのが好ましく、０．００２５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、介在物の形成により、却って熱間加工性等が低下し、割れが発生しやすくなる。このため、Ｃａ含有量は、０．０１％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００５０％以下とするのが好ましい。

Ｂ：０．０００２～０．０１％
Ｂは、粒界を強化し、強度を向上させるとともに、割れの発生を抑制する効果を有する。このため、Ｂ含有量は、０．０００２％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましく、０．０００５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させてもその効果が飽和するばかりか、ボロン化合物（ＢＮ、ＢＣ、Ｃｒ_２Ｂ）の粒界析出を促進して耐高温割れ性も低下する。このため、Ｂ含有量は、０．０１％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とするのが好ましい。

Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％
Ｍｇは、脱酸効果に有効な元素であり、鋼管の溶接性を向上させる効果を有する。このため、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上とする。Ｍｇ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、精錬などの製造性等が低下し、製造コストが増加する。このため、Ｍｇ含有量は、０．００５０％以下とする。効果と製造性の兼ね合いから、Ｍｇ含有量は、０．００２０％以下とするのが好ましい。

Ｃｕ：１．０％未満
Ｃｕは、スクラップ等の原料から混入する元素であり、オーステナイト相を安定化させて耐水素脆化性の向上に有効な元素である。その一方、Ｃｕは、低融点元素であり、粒界に偏析し、ＰおよびＳによる高温割れを助長し、割れを生じやすくさせる。このため、Ｃｕ含有量は、１．０％未満とする。Ｃｕ含有量は、０．５％以下とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、スクラップ等の原料から混入する元素であるが、強度および耐食性を向上させる効果を有する。その一方、過剰に含有させると、δフェライト相の生成を促進させ、耐水素脆化性を低下させる。このため、Ｍｏ含有量は、０．５％以下とする。一方、Ｍｏ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、鋼に不純物として含有される元素であり、溶接金属表面に非剥離性のスラグを生成しやすくする。この結果、Ｏは、溶接性を低下させる。Ｏ含有量は、溶接金属表面でのＭｎ、Ｓｉ、Ａｌの酸化に影響するため、Ｏ含有量を一定以下に制限する必要がある。これにより、溶接性が向上し、耐高温割れ性も改善されるからである。このため、Ｏ含有量は、０．００５０％以下とする。Ｏ含有量は、０．００４０％以下とするのが好ましく、０．００３０％以下とするのがより好ましい。しかしながら、Ｏ含有量を過剰に低減すると、鋼の脱酸効率の観点から製造コストを増加させる。このため、Ｏ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましい。

上記の元素に加えて、さらにＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｈｆ、およびＲＥＭから選択される一種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。

Ｎｂ：０～０．５０％
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、粒界を強化する効果を有する。この結果、溶接時の割れの発生を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、熱間圧延時の製造性および加工性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は、０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｔｉ：０～０．５０％
Ｔｉは、炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、粒界を強化する効果を有する。この結果、Ｔｉは、溶接時の割れの発生を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、熱間圧延時の製造性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｖ：０～０．５０％
Ｖは、鋼中に固溶または炭窒化物として析出し、強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、炭窒化物が過剰に形成し、熱間圧延時の製造性を低下させる。このため、Ｖ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｗ：０～０．５０％
Ｗは、強度および耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｗ含有量は、０．５０％以下とする。Ｗ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｚｒ：０～０．５０％
Ｚｒは、脱酸効果を有し、溶接性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、精錬などでの製造性が低下する。このため、Ｚｒ含有量は、０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｃｏ：０～０．５０％
Ｃｏは、耐食性を向上させ、オーステナイト相を安定化させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｇａ：０～０．０１０％
Ｇａは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、製造性を低下させる。このため、Ｇａ含有量は、０．０１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｈｆ：０～０．１０％
Ｈｆは、脱酸効果を有し、溶接性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆを過剰に含有させると、精錬などでの製造性が低下する。このため、Ｈｆ含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｈｆ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

ＲＥＭ：０～０．１０％
ＲＥＭは、脱酸効果を有し、溶接性を向上させる効果を有する。また、耐食性を向上させる効果も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると、その効果が飽和するばかりか、精錬などでの製造性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加されることがある。

本発明に係る鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、オーステナイト系ステンレス鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

ｆ値
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板では、オーステナイト相の安定性を表す指標として、以下に示されるｆ値を所定の範囲に制限する。具体的には、下記（ｉ）式で算出されるｆ値を、２９．５超３２．５未満とする。

ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

ここで、ｆ値が２９．５以下であると、オーステナイト相の安定性が低く、耐水素脆化性が低下する。このため、ｆ値は、２９．５超とする。ｆ値は、３０．０以上とするのが好ましい。しかしながら、ｆ値が３２．５以上であると、高合金化により、製造性および溶接性が低下し、耐高温割れ性も低下する。また、原料コストおよび製造コストが増加する。このため、ｆ値は、３２．５未満とする。製造性、溶接性、および経済性の観点から、ｆ値は、３１．５以下とするのが好ましい。

１－２．偏析
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板においては、良好な耐水素脆化性および耐高温割れ性を得るために、偏析の状態を制御する。偏析とは、凝固の際、溶質元素の濃度が不均一になる現象のことをいう。そして、この偏析の状態が、後々、鋼板として製造された後も、金属組織において、一部、残存することで、耐水素脆化性および耐高温割れ性に悪影響を及ぼす。

このように、耐水素脆化性および耐高温割れ性を向上させる上で、偏析状態を制御することは重要であり、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板では、後述するが、ＥＰＭＡによる面分析に基づいた偏析度および偏析帯幅を要件とする。

なお、偏析には、平均濃度よりも高く元素が分布する正偏析と、平均濃度よりも低く元素が分布する負偏析とがある。以下では、正偏析における要件と、負偏析における要件とを分けて説明する。

１－２－１．負偏析
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、表面から板厚方向にｔ／４で、任意に選択された５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、負偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析度が、下記（ii）および（iii）式を満足する。

Ｍｎｓ＞０．８５ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８５ ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度

なお、偏析度とは、所定の元素の平均濃度に対する偏析部の濃度であり、例えば、Ｍｎの偏析度であれば、（Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度）／（鋼板のＭｎ含有量）で算出することができる。ここで、鋼板のＭｎ含有量とは、鋼板の全厚における平均のＭｎ濃度のことである。また、負偏析帯とは、偏析度が１．０以下である偏析部のことをいう。さらに、上記のｔとは、鋼板の全厚のことを意味し、ｔ／４とは、鋼板の全厚に対し、１／４の厚さであることを意味する。

負偏析帯において、Ｍｎの偏析度（「Ｍｎｓ」とも記載する。）が０．８５以下である、すなわち（ii）式を満足しない場合、耐水素脆化性が低下する。また、耐高温割れ性も低下する。このため、上記Ｍｎｓは、０．８５超とするのが好ましい。上記Ｍｎｓは、０．９０以上とするのがより好ましく、０．９５以上とするのがさらに好ましい。

同様に、負偏析帯において、Ｎｉの偏析度（「Ｎｉｓ」とも記載する。）が０．８５以下である、すなわち（iii）式を満足しない場合、耐水素脆化性が低下する。また、耐高温割れ性も低下する。このため、上記Ｎｉｓは、０．８５超とするのが好ましい。上記Ｎｉｓは、０．９０以上とするのがより好ましく、０．９５以上とするのがさらに好ましい。

なお、上記ＭｎｓおよびＮｉｓは、上述した条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析により得られるマッピングデータに基づき、測定を行えばよい。この際の観察倍率は、２０００倍とするのがよい。

１－２－２．正偏析
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、１－２－１に記載した偏析度に加え、正偏析帯幅についても要件とする。具体的には、表面から板厚方向にｔ／４で、任意に選択された５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、正偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析帯幅が、下記（iv）および（ｖ）式を満足する。なお、正偏析帯とは、偏析度が１．０超である偏析部のことをいう。

Ｗ_Ｍｎｓ≦５．０ ・・・（iv）
Ｗ_Ｎｉｓ≦５．０ ・・・（ｖ）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｗ_Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析帯幅（μｍ）
Ｗ_Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析帯幅（μｍ）

正偏析帯において、Ｍｎの偏析帯幅（「Ｗ_Ｍｎｓ」とも記載する。）が、５．０μｍ超である、すなわち（iv）式を満足しない場合、正偏析帯と、正偏析帯に隣接する負偏析帯との界面付近で、水素脆化に起因する亀裂が発生しやすくなる。また、上述した界面付近の負偏析帯で、局所的な濃度低下、具体的には、偏析度が０．８５以下となるような濃度低下を生じる場合もある。この結果、耐水素脆化性および耐高温割れ性が低下する。このため、上記Ｗ_Ｍｎｓは、５．０μｍ以下とするのが好ましい。上記Ｗ_Ｍｎｓは、３．０μｍ以下とするのがより好ましい。上記Ｗ_Ｍｎｓは、小さければ小さい程、好ましい。

同様に、正偏析帯において、Ｎｉの偏析帯幅（「Ｗ_Ｎｉｓ」とも記載する。）が、５．０μｍ超である、すなわち（ｖ）式を満足しない場合、正偏析帯と、正偏析帯に隣接する負偏析帯との界面付近で、水素脆化に起因する亀裂が発生しやすくなる。また、上述した界面付近の負偏析帯で、局所的な濃度低下、具体的には、偏析度が０．８５以下となるような濃度低下を生じる場合もある。この結果、耐水素脆化性および耐高温割れ性が低下する。このため、上記Ｗ_Ｎｉｓは、５．０μｍ以下とするのが好ましい。上記Ｗ_Ｎｉｓは、３．０μｍ以下とするのがより好ましい。上記Ｗ_Ｎｉｓは、小さければ小さい程、好ましい。

なお、上記Ｗ_ＭｎｓおよびＷ_Ｎｉｓは、上述した条件で、偏析度の測定と同様、ＥＰＭＡにより得られるマッピングデータに基づき、測定を行えばよい。この際の観察倍率は、２０００倍とするのがよい。そして、Ｗ_ＭｎｓおよびＷ_Ｎｉｓは、例えば、図１の矢印の方向のように、負偏析と正偏析とが交互に生じている領域に対し、垂直に、ＭｎおよびＮｉの濃度分布を測定したときに、図２に示されるように、平均の元素濃度より高い領域の距離を算出することで測定される。なお、図１および図２は、Ｗ_Ｎｉｓを測定した際の一例を示したものである。

２．鋼管
本発明に係る鋼管は、上記１の鋼板を用いて、製造する鋼管である。なお、鋼管として、鋼板を用いて成形、溶接、熱処理し、さらに必要に応じて、冷間で引き抜き加工した溶接鋼管が想定される。鋼管が溶接鋼管である場合は、溶加材（「フィラー」ともいう。）を用いずに溶接した鋼管が想定されるが、フィラーを使用しても構わない。

２－１．化学組成
本発明に係る鋼管においては、溶接を行った場合であっても、化学組成は、上記１の鋼板と同様のものとなる。したがって、各元素の限定理由は、１に記載したものと同様であり、以下に記載するとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、鋼板の場合と同様、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、過剰なＣの含有は、Ｃｒ系炭化物が粒界析出するのを助長し、溶接時の耐高温割れ性を低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０８％以下とするのが好ましく、０．０７％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、耐水素脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物の生成を助長し、溶接時の耐高温割れ性を低下させ、割れを生じやすくさせる。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．７％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．３％以上とするのが好ましい。

Ｍｎ：８．０～１０．０％
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素脆化性の向上に寄与する。また、Ｎの固溶限を大きくするため、高価なＮｉの節減に間接的に寄与する。このため、Ｍｎ含有量は、８．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、８．５％以上とするのが好ましく、９．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、水素脆化感受性の高いε相の生成を助長し、却って耐水素脆化性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、１０．０％以下とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼に含有される元素であるが、凝固の最終過程で濃化して鋼の融点を下げ、凝固割れ（高温割れ）を助長する場合がある。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、耐高温割れ性改善の点から、０．０２５％以下とするのが好ましく、０．０１５％以下とするのがより好ましい。一方、Ｐを過剰に低減すると、製造コストの増加に繋がることから、Ｐ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましい。

Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、不純物として鋼に含有される元素であり、Ｐと同様に凝固割れ（高温割れ）を助長する場合がある。このため、Ｓ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は、０．００２０％以下とするのが好ましく、０．００１０％以下とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。

Ｃｒ：１５．０～１８．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼において一定量含有させる元素であり、耐食性、特に耐候性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｒ含有量は、１５．０％以上とする。しかしながら、Ｃｒはフェライト形成元素である。このため、Ｃｒを過剰に含有させると、オーステナイト相を不安定化させ、耐水素脆化性を低下させる。また、熱間加工性をも低下させる。このため、Ｃｒ含有量は、１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１７．０％以下とするのが好ましく、１６．０％以下とするのがより好ましい。

Ｎｉ：７．０～９．０％
Ｎｉは、Ｍｎとともに、耐水素脆化性および耐高温割れ性を確保するために必要な元素である。このため、Ｎｉ含有量は、７．０％以上とする。しかしながら、過剰にＮｉを含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｎｉ含有量は、９．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、８．５％以下とするのが好ましく、８．０％以下とするのがより好ましい。

Ｎ：０．１５～０．２５％
Ｎは、ＭｎおよびＮｉと同様に、耐水素脆化性の向上に有効な元素である。このため、Ｎ含有量は、０．１５％以上とする。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、溶接時のブローホール等、内部欠陥が発生する場合があり、溶接鋼管の製造性を低下させる。このため、Ｎ含有量は、０．２５％以下とする。Ｎ含有量は、０．２２％以下とするのが好ましく、０．２０％以下とするのがより好ましい。

Ａｌ：０．００５～０．２０％
Ａｌは、有効な脱酸元素であることに加え、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、耐高温割れ性等が向上し、割れの発生が低減される。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、溶接時の溶け込みを阻害して溶接性を低下させる。この結果、鋼管において、高温割れが発生しやすくなる。このため、Ａｌ含有量は、０．２０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０８％以下とするのが好ましく、０．０６％以下とするのがより好ましい。

Ｃａ：０．０００５～０．０１％
Ｃａは、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、耐高温割れ性等が向上し、割れの発生が低減される。また、脱酸効果を有し、Ｏ含有量の低減に寄与する。このため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、０．００２０％以上とするのが好ましく、０．００２５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、介在物の形成により却って熱間加工性等が低下し、割れが発生しやすくなる。このため、Ｃａ含有量は、０．０１％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００５０％以下とするのが好ましい。

Ｂ：０．０００２～０．０１％
Ｂは、粒界を強化し、強度を向上させるとともに、割れの発生を抑制する効果を有する。このため、Ｂ含有量は、０．０００２％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましく、０．０００５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させてもその効果が飽和するばかりか、ボロン化合物（ＢＮ、ＢＣ、Ｃｒ_２Ｂ）の粒界析出を促進して耐高温割れ性も低下する。このため、Ｂ含有量は、０．０１％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とするのが好ましい。

Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％
Ｍｇは、脱酸効果に有効な元素であり、鋼管の溶接性を向上させる効果を有する。このため、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上とする。Ｍｇ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、精錬などの製造性等が低下し、製造コストが増加する。このため、Ｍｇ含有量は、０．００５０％以下とする。効果と製造性の兼ね合いから、Ｍｇ含有量は、０．００２０％以下とするのが好ましい。

Ｃｕ：１．０％未満
Ｃｕは、スクラップ等の原料から混入する元素であり、オーステナイト相を安定化させて耐水素脆化性の向上に有効な元素である。その一方、Ｃｕは、低融点元素であり、粒界に偏析し、ＰおよびＳによる高温割れを助長し、割れを生じやすくさせる。このため、Ｃｕ含有量は、１．０％未満とする。Ｃｕ含有量は、０．５％以下とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、スクラップ等の原料から混入する元素であるが、強度および耐食性を向上させる効果を有する。その一方、過剰に含有させると、δフェライト相の生成を促進させ、耐水素脆化性を低下させる。このため、Ｍｏ含有量は、０．５％以下とする。一方、Ｍｏ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、鋼に不純物として含有される元素であり、溶接金属表面に非剥離性のスラグを生成しやすくする。この結果、溶接性が低下する。Ｏ含有量は、溶接金属表面でのＭｎ、Ｓｉ、Ａｌの酸化に影響するため、Ｏ含有量を一定以下に制限する必要がある。これにより、溶接性が向上し、耐高温割れ性も改善されるからである。このため、Ｏ含有量は、０．００５０％以下とする。Ｏ含有量は、０．００４０％以下とするのが好ましく、０．００３０％以下とするのがより好ましい。しかしながら、Ｏ含有量を過剰に低減すると、鋼の脱酸効率の観点から製造コストを増加させる。このため、Ｏ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましい。

上記の元素に加えて、鋼板の場合と同様、さらにＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｈｆ、およびＲＥＭから選択される一種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。

上記元素を含有させる場合は、Ｎｂ：０．０１～０．５０％、Ｔｉ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．００１～０．５０％、Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｇａ：０．００１～０．０１０％、Ｈｆ：０．０１～０．１０％、ＲＥＭ：０．０１～０．１０％の範囲となる。なお、本発明に係る鋼管の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。

ｆ値
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼管では、上述した（ｉ）式で算出されるｆ値を、２９．５超３２．５未満とする。鋼板の場合と同様、ｆ値が２９．５以下であると、オーステナイト相の安定性が低く、耐水素脆化性が低下する。このため、ｆ値は、２９．５超とする。ｆ値は、３０．０以上とするのが好ましい。しかしながら、ｆ値が３２．５以上であると、高合金化により、製造性および溶接性が低下し、耐高温割れ性も低下する。また、原料コストおよび製造コストが増加する。このため、ｆ値は、３２．５未満とする。製造性、溶接性、および経済性の観点から、ｆ値は、３１．５以下とするのが好ましい。

２－２．偏析
本発明に係る鋼管では、耐水素脆化性および耐高温割れ性を向上させるため、上述した鋼板の場合と同様、ＥＰＭＡによる面分析に基づいた偏析度および偏析帯幅を要件とする。

溶接を行って鋼管を製造する場合、鋼管は、溶融金属が凝固し、接合部となった溶接金属と、母材とを、有する。ここで、母材は、溶接により入熱の影響を受ける溶接熱影響部を含む。また、溶接熱影響部を除いた母材は、上記の鋼板の特性を受け継ぐ。そして、溶接金属を含む鋼管全体において、下記の偏析度および偏析帯幅の要件を満足すればよい。一般的には、鋼板において残存した偏析が、溶接する際、溶融、凝固が生じることにより、さらに大きくなる。このため、溶接鋼管においては、通常、溶接金属において、下記の偏析度および偏析帯幅の要件を満足すればよい。

２－２－１．負偏析
本発明に係る鋼管は、表面から板厚方向にｔ／４で、任意に選択された５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、負偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析度が、下記（ii）および（iii）式を満足する。なお、偏析度、負偏析帯およびｔの定義は、上述した鋼板における定義と同様である。

Ｍｎｓ＞０．８５ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８５ ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度

負偏析帯において、Ｍｎｓが０．８５以下である、すなわち（ii）式を満足しない場合、耐水素脆化性が低下する。また、耐高温割れ性も低下する。このため、上記Ｍｎｓは、０．８５超とするのが好ましい。上記Ｍｎｓは、０．９０以上とするのがより好ましく、０．９５以上とするのがさらに好ましい。

同様に、負偏析帯において、Ｎｉｓが０．８５以下である、すなわち（iii）式を満足しない場合、耐水素脆化性が低下する。また、耐高温割れ性も低下する。このため、上記Ｎｉｓは、０．８５超とするのが好ましい。上記Ｎｉｓは、０．９０以上とするのがより好ましく、０．９５以上とするのがさらに好ましい。

なお、鋼管におけるＭｎｓおよびＮｉｓも、上述した条件で、鋼板の場合と同様の倍率で、ＥＰＭＡを用いた面分析により得られるマッピングデータに基づき、測定を行えばよい。ここで、測定を行う鋼管が溶接鋼管である場合、面分析に供する試料は、溶接金属を含む試料とする必要がある。これは、上述したように、溶接金属が、溶接鋼管において、最も偏析が生じる部分だからである。

２－２－２．正偏析
本発明に係る鋼管は、２－２－１に記載した偏析度に加え、正偏析帯幅についても要件とする。具体的には、表面から板厚方向にｔ／４で、任意に選択された５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、正偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析帯幅が、下記（iv）および（ｖ）式を満足する。なお、偏析帯幅の定義は、上述した鋼板における定義と同様である。

Ｗ_Ｍｎｓ≦５．０ ・・・（iv）
Ｗ_Ｎｉｓ≦５．０ ・・・（ｖ）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｗ_Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析帯幅（μｍ）
Ｗ_Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析帯幅（μｍ）

正偏析帯において、Ｗ_Ｍｎｓが、５．０μｍ超である、すなわち（iv）式を満足しない場合、正偏析帯と、正偏析帯に隣接する負偏析帯との界面付近で、水素脆化に起因する亀裂が発生しやすくなる。また、上述した界面付近の負偏析帯で、局所的な濃度低下、具体的には、偏析度が０．８５以下となるような濃度低下を生じる場合もある。この結果、耐水素脆化性および耐高温割れ性が低下する。このため、上記Ｗ_Ｍｎｓは、５．０μｍ以下とするのが好ましい。上記Ｗ_Ｍｎｓは、３．０μｍ以下とするのがより好ましい。上記Ｗ_Ｍｎｓは、小さければ小さい程、好ましい。

同様に、正偏析帯において、Ｗ_Ｎｉｓが、５．０μｍ超である、すなわち（ｖ）式を満足しない場合、正偏析帯と、正偏析帯に隣接する負偏析帯との界面付近で、水素脆化に起因する亀裂が発生しやすくなる。また、上述した界面付近の負偏析帯で、局所的な濃度低下、具体的には、偏析度が０．８５以下となるような濃度低下を生じる場合もある。この結果、耐水素脆化性および耐高温割れ性が低下する。このため、上記Ｗ_Ｎｉｓは、５．０μｍ以下とするのが好ましい。上記Ｗ_Ｎｉｓは、３．０μｍ以下とするのがより好ましい。上記Ｗ_Ｎｉｓは、小さければ小さい程、好ましい。

なお、鋼管におけるＷ_ＭｎｓおよびＷ_Ｎｉｓも、上述した条件で、鋼板の場合と同様、ＥＰＭＡにより得られるマッピングデータに基づき、測定を行えばよい。この際の観察倍率は、２０００倍とするのがよい。また、２－２－１に記載した偏析度の場合と同様、面分析に供する試料は、溶接金属を含む試料とする必要がある。

３．用途
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管は、高圧水素等の水素用機器および同機器の配管に用いられるのが好ましい。なお、上記用途を想定し、鋼板の板厚は、２．５ｍｍ以下とするのが好ましく、鋼管の肉厚は、２．０ｍｍ以下とするのが好ましい。

４．製造方法
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管の好ましい製造方法について説明する。本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。

４－１．鋼板の製造方法
４－１－１．鋳造工程
上述の化学組成に調整した鋼を溶製、鋳造するのが好ましい。鋳造後、得られる鋳片について１０００℃以上、１４００℃未満の温度域で水スプレーによる冷却を行うのが好ましい。この温度域で水スプレーによる冷却を行うことで、表面から圧縮応力を付与するのと同等の効果を鋳片に及ぼし、内部割れを抑制することができる。加えて、冷却が遅くなる内部の凝固を促進し、負偏析帯の成長を抑制することができるからである。なお、この際、得られた鋼材を適宜、切断等を行い、寸法形状を整えてもよい。例えば、スラブにするのがよい。以下、スラブの場合を例に採り、説明する。

４－１－２．熱間圧延工程
続いて、得られたスラブを、後述する熱間圧延温度で熱間圧延するために、１１５０～１２５０℃の範囲に加熱し、熱間圧延に供する。熱間圧延温度は、８００～１２００℃の範囲とし、総圧下率９０％超の熱間圧延を行い、巻取り温度が９００℃以下となるよう巻取りをするのが好ましい。

熱間圧延温度が８００℃未満であると、偏析が解消しにくく、耐水素脆化性および耐高温割れ性が低下する。このため、熱間圧延温度が８００℃以上とするのが好ましい。一方、熱間圧延温度は、１２００℃を超えると、熱間圧延で、導入された加工歪が、焼失しやすくなり、粗粒になりやすくなる。このため、熱間圧延温度は、１２００℃以下とするのが好ましい。

また、熱間圧延の際の総圧下率が、９０％以下であると、負偏析帯および正偏析帯を細分化し、続く熱延鋼板焼鈍工程で、負偏析帯の濃度低下を解消しにくくなる。このため、熱間圧延の総圧下率９０％超とするのが好ましい。ここで、熱間圧延後の巻取り温度は、９００℃以下とするのが好ましい。上記巻取り温度が９００℃超であると、熱間圧延において、導入された加工歪が消失し、続く熱延鋼板焼鈍工程において、負偏析帯の濃度低下を解消しにくくなるからである。

４－１－３．熱延鋼板焼鈍工程
続いて、（ii）～（ｖ）式を満足するために、得られた熱延鋼板を、１０００～１２００℃の温度域で焼鈍し、酸洗するのが好ましい。熱延鋼板を焼鈍する温度（以下、「熱延鋼板焼鈍温度」と記載する。）が、１０００℃未満であると、拡散が十分に生じず、鋳造、凝固の際に生じた負偏析帯の濃度低下を解消することができず、偏析が残存しやすくなる。この結果、（ii）～（ｖ）式を満足しにくくなり、耐水素脆化性および高温割れ性が低下する。このため、熱延鋼板焼鈍温度は、１０００℃以上とするのが好ましい。

一方、熱延鋼板焼鈍温度が、１２００℃を超えると、酸化に起因した歩留まりの低下および結晶粒の粗大化が生じる。この結果、製造時に割れ、疵等が生じやすくなり、製造性が低下する。このため、熱延鋼板焼鈍温度は、１２００℃以下とするのが好ましい。なお、焼鈍時間については、特に限定しないが、１～１０分の範囲とするのが好ましい。

４－１－４．第一冷延工程
ここで、（ii）～（ｖ）式を満足する鋼板を得るためには、後述するように、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを、２回繰り返して製造するのが好ましい。なお、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを、必要に応じて、２回以上繰り返しても良いが、生産性の観点からは、冷間圧延工程と、２回行うのが望ましい。最初の冷間圧延の工程を、第一冷延工程とし、２回目の冷間圧延の工程を、第二冷延工程とする。同様に、最初の冷延鋼板の焼鈍および酸洗工程を、第一焼鈍工程とし、２回目の冷延鋼板の焼鈍および酸洗工程を第二焼鈍工程とする。最初に、第一冷間圧延工程について記載する。

第一冷延工程では、焼鈍および酸洗された熱延鋼板に、圧下率２０～５０％の範囲で、冷間圧延を行い、冷延鋼板とするのが好ましい。冷間圧延を行う際の圧下率が２０％未満であると、正偏析帯を解消しにくくなる。この結果、（ii）～（ｖ）式を満足しにくくなる。このため、上記圧下率は、２０％以上とするのが好ましい。一方、上記圧下率が５０％を超えると、第二冷延工程において、圧下率を確保することが難しくなり、粗粒化し、結晶粒の大きさを調整しにくくなる。この結果、製造性が低下する。このため、上記圧下率は、５０％以下とするのが好ましい。

４－１－５．第一焼鈍工程
第一焼鈍工程では、得られた冷延鋼板に、１０００～１２００℃の温度域で焼鈍し、酸洗するのが好ましい。第一焼鈍工程における焼鈍温度が１０００℃未満であると、偏析が十分解消せず、（ii）～（ｖ）式を満足しにくくなる。この結果、耐水素脆化性および高温割れ性が低下しやすくなる。このため、第一焼鈍工程における焼鈍温度は、１０００℃以上とするのが好ましい。

一方、第一焼鈍工程における焼鈍温度が１２００℃を超えると、上述したような歩留まりと、結晶粒の粗粒化を生じる。このため、第一焼鈍工程における焼鈍温度は、１２００℃以下とする。なお、この際の焼鈍時間については、特に限定しないが、１０～６００秒の範囲とするのが好ましい。第一焼鈍工程において、上記温度で焼鈍後、脱スケールのため、酸洗するのが好ましい。

４－１－６．第二冷延工程
第一焼鈍工程を経た後、第二冷延工程において、冷延鋼板に、圧下率４０％以上で、冷間圧延を行うのが好ましい。第二冷延工程における冷間圧延は、仕上げのための冷間圧延であり、この際の圧下率を４０％未満とすると、続く第二焼鈍工程において、結晶粒が粗粒化し、結晶粒の大きさを制御しにくくなり、整粒組織を得にくくなる。この結果、製造性が低下する。このため、第二冷延工程における冷間圧延の圧下率は、４０％以上とするのが好ましい。

４－１－７．第二焼鈍工程
第二冷延工程を経た後、第二焼鈍工程において、冷延鋼板を、９５０～１１５０℃の温度域で焼鈍するのが好ましい。第二焼鈍工程における焼鈍温度が９５０℃未満であると、偏析が十分解消せず、（ii）～（ｖ）式を満足しにくくなる。この結果、耐水素脆化性および高温割れ性が低下しやすくなる。このため、第二焼鈍工程における焼鈍温度は、９５０℃以上とするのが好ましい。

一方、第二焼鈍工程における焼鈍温度が１１５０℃を超えると、上述したような歩留まりの低下と、結晶粒の粗粒化とを生じる。この結果、製造性が低下する。このため、第二焼鈍工程における焼鈍温度は、１１５０℃以下とする。なお、この際の焼鈍時間については、特に限定しないが、１０～３００秒の範囲とするのが好ましい。その後、適当な冷却速度で冷却し、オーステナイト系ステンレス鋼板を得る。なお、第二焼鈍工程において、上記温度で焼鈍後、脱スケールのため、酸洗するのが好ましい。

４－２．鋼管の製造方法
本発明に係る鋼管は、溶接鋼管以外の鋼管等も含むが、以下の説明においては、水素用機器に一般的に用いられる溶接鋼管の製造方法について記載する。

４－２－１．成形工程
４－１に記載した方法で得られたオーステナイト系ステンレス鋼板を、管状に成形するのが好ましい。成形方法は、特に限定されないが、通常、種々の曲率を有するロールを用いて、曲げ加工し、管状に成形する、所謂、ロールフォーミングを用いる。なお、鋼管の外径は例えば、ＡＳＴＭ Ａ２６９規格に準拠する１／８～１／２インチ、すなわち、およそ２～１４ｍｍであるのが好ましい。

４－２－２．溶接工程
続いて、管の形状に成形された鋼板の板幅方向の端部を溶接し、鋼管とするのが好ましい。溶接方法は、特に限定しないが、例えば、高周波電気抵抗溶接（「ＥＲＷ」ともいう。）、イナートガスアーク溶接（「ＴＩＧ溶接」ともいう。）、またはレーザー溶接とすればよい。その他、溶接条件は、適宜、調整すればよい。

４－２－３．熱処理工程
続いて、溶接された鋼管を、９５０～１１５０℃の温度域で熱処理するのが好ましい。鋼管の熱処理温度が９５０℃未満であると、残留した加工歪および偏析の解消が十分に行えない。この結果、（ii）～（ｖ）式を満足しにくくなる。このため、鋼管の熱処理温度は、９５０℃以上とするのが好ましい。一方、鋼管の熱処理温度が１１５０℃超であると、歩留まりが低下し、かつ結晶粒が整粒組織とならない。このため、鋼管の熱処理温度は、１１５０℃以下とするのが好ましい。上記熱処理後、適切な範囲の冷却速度で冷却し、オーステナイト系ステンレス鋼管とする。

４－２－４．引き抜き加工工程
上記熱処理工程の後、必要に応じて、冷間で引き抜き加工を行ってもよい。引き抜き加工の際、肉厚の減少率が２０％超であると、延性および耐水素脆化性が低下しやすくなる。このため、肉厚の減少率は、２０％以下とするのが好ましい。

以下、実施例によって本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に記載の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造し、２５０ｍｍ厚のスラブを得た。なお、スラブは、１０００℃以上１４００℃未満の温度域において、水スプレーにより冷却した。

その後、スラブを１２３０℃で加熱し、９００℃以上の温度域で、熱間圧延を行い、８５０℃で巻取りを行い、６．０ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。続いて、得られた熱延鋼板について、１１２０℃で５分、焼鈍を行い、その後、酸洗し、脱スケールを行った（熱延鋼板焼鈍工程）。

その後、３．６ｍｍ厚まで冷間圧延し（第一冷延工程）、１１００℃で、３０～６０秒焼鈍を行い、その後、酸洗し、脱スケールを行った（第一焼鈍工程）。続いて、１．５ｍｍ厚まで、再度、冷間圧延を行った（第二冷延工程）。その後、１０８０℃で１０～３０秒、焼鈍を行った（第二焼鈍工程）。なお、一部の例については、最終の板厚は、１．５ｍｍとしたが、第一冷延工程および第一焼鈍工程を行わなかった。得られた鋼板について、後述するように負偏析帯におけるＭｎおよびＮｉの偏析度、正偏析帯幅、耐水素脆化性、および耐高温割れ性について調べた。なお、表２の一部の例については、熱延鋼板焼鈍工程の焼鈍温度を９８０℃とし、第一焼鈍工程の焼鈍温度を９８０℃とした（表２参照。）。

（ＭｎおよびＮｉの偏析度および正偏析帯幅）
ＭｎおよびＮｉの偏析度および正偏析帯幅については、以下の手順で測定した。具体的には、ＥＰＭＡを用いて、５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、濃度分布を調べた。この際の分析試料は、表面から板厚方向にｔ／４まで研磨した、幅５ｍｍ、長さ１０ｍｍ小片のサンプルであり、分析面が鏡面研磨仕上されたものとした。

その後、観察面をカーボン蒸着し、面内中央付近の５０μｍ各エリアを幅方向に、倍率２０００倍で、ＥＰＭＡ分析し、濃度をマッピングした。マッピングの結果に基づいて、負偏析帯におけるＭｎおよびＮｉ偏析度および正偏析帯幅を測定した。なお、上述したように、正偏析帯幅とは、濃度の高低が見られる領域において、平均の元素濃度より高い領域の距離を濃度分布から算出することで測定される。

（耐水素脆化性）
耐水素脆化性については、以下の手順で特性評価を行った。具体的には、得られた１．５ｍｍ厚の鋼板から平行部長さ２０ｍｍ、幅４．０ｍｍの板状引張試験片を採取した。続いて、上記引張試験片を３００℃、１０ＭＰａ水素中で、７２ｈ保持して、３５ｐｐｍの水素をチャージした。この引張試験片について、－４０℃および－７０℃で、歪速度１０^－３／ｓの条件で引張試験を実施した。なお、チャージした水素量は、非特許文献１にある約３０ｐｐｍの水素量が、９０℃、７０～８５ＭＰａＨ_２中でのオーステナイト系ステンレス鋼の固溶限界に相当するという記載に基づくものである。また、引張試験の温度は、非特許文献２で示されているように、オーステナイト系ステンレス鋼の水素脆化が、－４０℃から－７０℃にかけて増大する点に基づくものである。

ここで、引張試験においては、引張破断強さ（ＴＳ）と引張破断伸び（ＥＬ）とを測定した。そして、３００℃、大気中、７２ｈ保持したものを基準材とし、耐水素脆化性について、下記（ａ）式の強度・伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）を用いて評価した。

評価値＝｛（水素チャージ材のＴＳ×ＥＬ）／（基準材のＴＳ×ＥＬ）｝ ・・・（ａ）
上記式から算出された評価値が、－４０℃における引張試験で、０．９５以上を達成したものを、良好な耐水素脆化性であるとして、〇と記載した。さらに、－７０℃での引張試験の評価値も０．９５以上である場合を、さらに良好な耐水素脆化性であるとして、◎と記載した。一方、－４０℃における引張試験の評価値が０．９５に満たない場合を耐水素脆化性が不良であるとして、×と記載した。

（耐高温割れ性）
耐高温割れ性については、以下の手順で特性評価を行った。具体的には、１．５ｍｍ厚の鋼板において、溶接鋼管と同条件のＴＩＧを行い、冷間圧延・熱処理・酸洗処理を実施した試験片を準備した。冷間圧延は鋼管のロールフォーミングに相当する歪を冷間圧延で導入した。溶接で発生する高温割れは、ＴＩＧ溶接した鋼板を１０トンプレス機で、Ｖブロック曲げ加工を行い、溶接金属の割れを観察して評価した。溶接金属に割れが観察されない場合は、耐高温割れ性を達成したものとして〇と記載した。その一方、割れが発生したものは、耐高温割れ性が不良だったとして、×と記載した。以下、結果を纏めて、表２に示す。

鋼板の試験Ｎｏ．１～８は、本発明に係る製造条件を満足し、耐水素脆化割れ性および耐高温割れ性が良好であった。一方、本発明の要件を満足しないＮｏ．９および１０は、耐水素脆化性および耐高温割れ性の少なくとも一方が劣る結果となった。また、Ｎｏ．１～８の中で、１、３および４の例が、耐水素脆化性が特に良好であった。これは、ｆ値の値が好ましい範囲内であり、かつ、本発明に係る製造条件を満足したからである。

また、上記方法で、得られた１．５ｍｍ厚の鋼板を、以下の手順で要せる鋼管にした。具体的には、鋼板を、ロールフォーミングにより管状に成形した。この際、管の外径は、６．５ｍｍとした。成形した鋼板の端部をＴＩＧ溶接した。ＴＩＧ溶接では、シールドガスをＡｒとし、入熱は７００～９００Ｊ／ｃｍの範囲とした。なお、入熱の値はＨＩ（Ｊ／ｃｍ）＝６０×Ｅ（Ｖ）×Ｉ（Ａ）／Ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）の簡易計算値であり、上記記号は、Ｅ：アーク電圧、Ｉ：溶接電流、Ｖ：溶接速度を意味する。このように、作製した溶接鋼管は、溶加材を用いずに製造されているため、その化学組成は、素材とした鋼板の化学組成と同じである。なお、Ｎｏ．２６～２８については、表２の試験Ｎｏ．６～８を用いて、鋼管を作成し、それ以外の例については、上記条件で、かつ本発明に係る製造条件を満足する製造方法で、作製した鋼板を用いた。

続いて、得られた鋼管を、１０５０℃で熱処理し、その後、酸洗処理を行い、オーステナイト系ステンレス溶接鋼管とした。また、一部、ダイスにより冷間で引き抜き加工した溶接引き抜き鋼管も作製した。この際の加工は、肉厚の減肉率が５％の加工とした。

得られた溶接鋼管についても、鋼板と同様、ＭｎおよびＮｉの偏析度、正偏析帯幅、耐水素脆化性、および耐高温割れ性について調べた。ＭｎおよびＮｉの偏析度ならびに正偏析帯を測定するための試験片は、溶接金属を含む分析試料とした。それ以外の測定条件は、鋼板で測定した場合と同様とした。

耐水素脆化性については、１．５ｍｍ厚の鋼板において、溶接鋼管と同条件のＴＩＧを行い、冷間圧延・熱処理・酸洗処理を実施した試験片を準備した。冷間圧延は鋼管のロールフォーミングに相当する歪を冷間圧延で導入した。さらに、溶接引き抜き鋼管を模擬するために酸洗処理後、５％の冷間圧延を施した試験片を作製し、評価した。引張試験条件および評価方法は、上述した方法と同様である。

溶接で発生する高温割れは、製造した溶接鋼管および溶接引き抜き鋼管を１０トンプレス機で、Ｒ＝５０ｍｍとして、Ｕ曲げ加工を行い、溶接金属の割れを観察して評価した。溶接金属に割れが観察されない場合は、耐高温割れ性を達成したものとして、溶接鋼管の場合を〇、引き抜き鋼管の場合を特に耐高温割れ性に優れるものとして◎と記載した。その一方、割れが発生したものは、耐高温割れ性が不良だったとして、×と記載した。以下、結果を纏めて、表３に示す。

本発明に係る鋼管の要件を満足する、Ｎｏ．１１～２８は、耐水素脆化性および耐高温割れ性のいずれも良好であった。その一方、本発明に係る鋼管の要件を満足しないＮｏ．２９～３６は、耐水素脆化性および耐高温割れ性の少なくとも一方が劣る結果になった。

特に、Ｎｏ．２９～３６は、本発明の好ましい製造方法を実施しても、Ｃｕ、Ｂ、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏ、またはＳの含有量が本発明に係る鋼管で規定する範囲を満足しなかったため、耐水素脆化性と耐高温割れ性の少なくとも一方が不良であった。Ｎｏ．２９～３３は、溶接性に係るのいずれかが本発明の規定を満足しなかったため、耐高温割れ性は低下した。Ｎｏ．３５は、ｆ値が高かったため、耐高温割れ性が低下した。Ｎｏ．３４は、ｆ値が低かったため、耐水素脆化性が低下した。Ｎｏ．３６は、Ｎｉ含有量が低かったため、耐水素脆化性が低下した。

本発明に係る鋼板ならびにそれを用いた溶接鋼管は、耐水素脆化性と耐高温割れ性とに優れ、高圧水素ガス用途の鋼板、鋼管として好適である。

Claims (8)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１０％以下、
   Ｓｉ：１．０％以下、
   Ｍｎ：８．０～１０．０％、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ｓ：０．００３０％以下、
   Ｃｒ：１５．０～１８．０％、
   Ｎｉ：７．０～９．０％、
   Ｎ：０．１５～０．２５％、
   Ａｌ：０．００５～０．２０％、
   Ｃａ：０．０００５～０．０１％、
   Ｂ：０．０００２～０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
   Ｃｕ：１．０％未満、
   Ｍｏ：０．５％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下、
   Ｎｂ：０～０．５０％、
   Ｔｉ：０～０．５０％、
   Ｖ：０～０．５０％、
   Ｗ：０～０．５０％、
   Ｚｒ：０～０．５０％、
   Ｃｏ：０～０．５０％、
   Ｇａ：０～０．０１０％、
   Ｈｆ：０～０．１０％、
   ＲＥＭ：０～０．１０％、
   残部：Ｆｅおよび不純物であり、
   下記（ｉ）式で算出されるｆ値が、２９．５超３２．５未満である、オーステナイト系ステンレス鋼板。
   ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
   但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
   Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
   Ｖ：０．０１～０．５０％、
   Ｗ：０．００１～０．５０％、
   Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
   Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
   Ｇａ：０．００１～０．０１０％、
   Ｈｆ：０．０１～０．１０％、および
   ＲＥＭ：０．０１～０．１０％、
   から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
3. 表面から板厚方向にｔ／４で、任意に選択された５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、
   偏析度が１．０以下である負偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析度が、下記（ii）および（iii）式を満足し、
   偏析度が１．０超である正偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析帯幅が、下記（iv）および（ｖ）式を満足する、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
   Ｍｎｓ＞０．８５ ・・・（ii）
   Ｎｉｓ＞０．８５ ・・・（iii）
   Ｗ_Ｍｎｓ≦５．０ ・・・（iv）
   Ｗ_Ｎｉｓ≦５．０ ・・・（ｖ）
   但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
   Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
   Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度
   Ｗ_Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析帯幅（μｍ）
   Ｗ_Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析帯幅（μｍ）
4. 請求項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板を用いた鋼管。
5. 表面から板厚方向にｔ／４で、任意に選択された５０μｍ四方の観察視野に対して、ビーム径０．１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．０×１０^－９Ａの条件で、ＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、
   偏析度が１．０以下である負偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析度が、下記（ii）および（iii）式を満足し、
   偏析度が１．０超である正偏析帯において、ＭｎおよびＮｉの偏析帯幅が、下記（iv）および（ｖ）式を満足する、請求項４に記載の鋼管。
   Ｍｎｓ＞０．８５ ・・・（ii）
   Ｎｉｓ＞０．８５ ・・・（iii）
   Ｗ_Ｍｎｓ≦５．０ ・・・（iv）
   Ｗ_Ｎｉｓ≦５．０ ・・・（ｖ）
   但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
   Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
   Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度
   Ｗ_Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析帯幅（μｍ）
   Ｗ_Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析帯幅（μｍ）
6. 請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
   （ａ）請求項１または２に記載の化学組成を有する熱延鋼板を、１０００～１２００℃の温度域で焼鈍し、酸洗する、熱延鋼板焼鈍工程と、
   （ｂ）前記熱延鋼板に、圧下率２０～５０％の範囲で、冷間圧延を行い、冷延鋼板とする、第一冷延工程と、
   （ｃ）前記冷延鋼板に、１０００～１２００℃の温度域で焼鈍し、酸洗する、第一焼鈍工程と、
   （ｄ）前記冷延鋼板に、圧下率４０％以上で、冷間圧延を行う、第二冷延工程と、
   （ｅ）前記冷延鋼板を、９５０～１１５０℃の温度域で焼鈍する、第二焼鈍工程と、
   を有する、オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
7. 請求項５に記載の鋼管の製造方法であって、
   （Ａ）請求項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板を管状に成形する、成形工程と、
   （Ｂ）成形された前記鋼板の端部を溶接し、鋼管とする、溶接工程と、
   （Ｃ）溶接された前記鋼管を９５０～１１５０℃の温度域で熱処理する、熱処理工程と、
   を有する、鋼管の製造方法。
8. 請求項５に記載の鋼管の製造方法であって、
   （Ｄ）前記（Ｃ）の工程の後、冷間で引き抜き加工する、引き抜き加工工程と、
   をさらに有する、請求項７に記載の鋼管の製造方法。

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