JP6350686B2 - オーステナイトステンレス鋼 - Google Patents

Description

本発明は、オーステナイトステンレス鋼に関する。

日本国内では、１９９０年代から、ボイラの高温高圧化が進み、蒸気温度が６００℃を超える超超臨界圧（ＵＳＣ：Ultra Super Critical power）ボイラが主流となった。
一方、欧州、中国をはじめ、世界のボイラにおいても、地球環境対策のＣＯ_２削減の観点から、高効率のＵＳＣボイラが次々建設されている。
ボイラ内で高温高圧蒸気を生成する熱交換器管及びボイラの配管に用いる素材鋼としては、高温強度が高い鋼材が嘱望され、近年、種々の鋼材が開発されている。

例えば、特許文献１には、高温強度に優れ、かつ、耐水蒸気酸化性に優れた１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼が開示されている。
特許文献２には、耐高温腐食熱疲労割れ性に優れたオーステナイトステンレス鋼が開示されている。
特許文献３には、高温強度と耐繰返し酸化特性に優れた耐熱オーステナイトステンレス鋼が開示されている。

特許文献４には、高温環境に長期間晒された後でも優れた靱性を有するオーステナイトステンレス鋼が開示されている。
特許文献５には、８００℃×６００時間でのクリープ破断強度が１００ＭＰａ以上の高強度オーステナイトステンレス鋼が開示されている。

特許文献６には、低炭素ステンレス鋼の低強度を補うため、多量のＮ（窒素）添加による固溶強化と窒化物の析出強化を活用して高温強度を確保する方法（多量Ｎ添加法）が開示されている。

特許第３６３２６７２号公報 特許第５０２９７８８号公報 特許第５１４３９６０号公報 特許第５５４７７８９号公報 特許第５６７０１０３号公報 特許第３３８８９９８号公報

一般に、高温域で用いる熱交換器管及び高温域で用いるボイラの配管に用いられる素材鋼の成分組成の設計においては、高温強度（例えばクリープ強度）、高温耐食性、耐水蒸気酸化特性、耐熱疲労特性などが重視されている一方、常温から３５０℃近傍までの温度領域における耐食性（例えば、水中での耐応力腐食割れ性）は重視されていない。その理由は、常温から３５０℃近傍までの温度領域における耐食性は、従来から施工技術又は運転管理技術で対処しているためである。

しかし、近年、溶接部、曲げ加工部などの加熱施工部分における、不均質な金属組織又は不均一な炭化物の析出に起因し、常温及び低温（約３５０℃以下）の水中で、応力腐食割れが発生することが大きな問題になっている。
例えば、ボイラの水圧試験時やボイラの運転を止める場合において、熱交換器管の内部に水が長時間滞留することになり、この時、応力腐食割れが顕著に発生する場合がある。

ステンレス鋼の応力腐食割れは、結晶粒界近傍における、Ｃｒ系炭化物の析出又はＣｒ濃度の低い層（Ｃｒ欠乏層）の生成により、結晶粒界が選択的に腐食され易くなることで発生する。

１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼の応力腐食割れを防止する方法としては、従来から、Ｃ量を低減し、粒界Ｃｒ炭化物の生成を抑制する方法（低炭素化法）、
粒界Ｃｒ炭化物の生成を抑制するため、Ｃｒより炭化物形成能が高いＮｂ及びＴｉを添加してＭＣ炭化物を形成し、Ｃを固定する方法（安定化熱処理法）、Ｃｒを２２％以上添加してＣｒ欠乏層の生成を抑制し、粒界の選択腐食を抑制する方法（多量Ｃｒ添加法）、
などが知られている。

しかし、いずれの方法においても問題がある。
低炭素化法においては、高温強度に有効な炭化物が生成せず、高温強度が低下する傾向がある。
安定化熱処理法においては、９５０℃程度の低い温度で安定化熱処理をしなければならず、高温強度、特に、クリープ強度が損なわれる傾向がある。
多量Ｃｒ添加法においては、シグマ相などの脆化相が多量に生成するので、金属組織の安定化及び高温強度の維持のため、高価なＮｉを多量に添加する必要があり、素材コストが大幅に上昇する傾向がある。

特許文献６に記載された方法（多量Ｎ添加法）は、上記の従来法に替わる方法として考案された方法である。
この多量Ｎ添加法は、低炭素ステンレス鋼の低強度を補うため、多量のＮ添加による固溶強化及び窒化物の析出強化を活用し、高温強度を確保する方法である。

しかし、特許文献６の方法（多量Ｎ添加法）では、多量の窒化物が生成して、かえって、応力腐食割れが発生するという問題、または、７００℃以上の高温域で十分な高温強度が得られないという問題があることが判明した。

上述した事情により、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、従来の、低炭素化法、安定化熱処理法、多量Ｃｒ添加法、及び多量Ｎ添加法に依らずに、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を確保することが求められている。
本発明の目的は、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼であって、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性が確保されたオーステナイトステンレス鋼を提供することである。

上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。

＜１＞ 成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．１３％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｐ ：０．０４０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：１７．００〜１９．００％、
Ｎｉ：１２．００〜１５．００％、
Ｃｕ：２．００〜４．００％、
Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
Ｗ ：２．００〜５．００％、
２Ｍｏ＋Ｗ：２．５０〜５．００％、
Ｖ ：０．０１〜０．４０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．１５〜０．７０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、
Ｂ ：０．００１０〜０．０１００％
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｎｄ：０．００１〜０．２０％、
Ｚｒ：０．００２％以下、
Ｂｉ：０．００１％以下、
Ｓｎ：０．０１０％以下、
Ｓｂ：０．０１０％以下、
Ｐｂ：０．００１％以下、
Ａｓ：０．００１％以下、
Ｚｒ＋Ｂｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．００９０％以下、
Ｃｏ：０．８０％以下、
Ｃａ：０．２０％以下、
Ｍｇ：０．２０％以下、
Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上：合計で０．２０％以下、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義する有効Ｍ量Ｍeffが、０．００２〜０．２５０％であるオーステナイトステンレス鋼。

有効Ｍ量Ｍeff ＝Ｎｄ＋１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）−１．６・Ｚｒ … 式（１）
（式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。）

＜２＞ 前記成分組成が、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜０．８０％、Ｃａ：０．０００１〜０．２０％、及び、Ｍｇ：０．０００５〜０．２０％の１種又は２種以上を含む＜１＞に記載のオーステナイトステンレス鋼。
＜３＞ 前記成分組成が、質量％で、Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上を、合計で０．００１〜０．２０％含む＜１＞又は＜２＞に記載のオーステナイトステンレス鋼。
＜４＞ ７００℃、１万時間のクリープ破断強度が１４０ＭＰａ以上である＜１＞〜＜３＞のいずれか１項に記載のオーステナイトステンレス鋼。

本発明によれば、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼であって、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性が確保されたオーステナイトステンレス鋼が提供される。

以下、本発明の実施形態について説明する。
本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
また、本明細書中において、元素の含有量を示す「％」及び有効Ｍ量Ｍeffの値を示す「％」は、いずれも「質量％」を意味する。
また、本明細書中において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。

本実施形態のオーステナイトステンレス鋼（以下、「本実施形態の鋼」ともいう）は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１３％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１７．００〜１９．００％、Ｎｉ：１２．００〜１５．００％、Ｃｕ：２．００〜４．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｗ：２．００〜５．００％、２Ｍｏ＋Ｗ：２．５０〜５．００％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．１５〜０．７０％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｎｄ：０．００１〜０．２０％、Ｚｒ：０．００２％以下、Ｂｉ：０．００１％以下、Ｓｎ：０．０１０％以下、Ｓｂ：０．０１０％以下、Ｐｂ：０．００１％以下、Ａｓ：０．００１％以下、Ｚｒ＋Ｂｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００９０％以下、Ｃｏ：０．８０％以下、Ｃａ：０．２０％以下、Ｍｇ：０．２０％以下、Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上：合計で０．２０％以下、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、下記式（１）で定義する有効Ｍ量Ｍeffが０．０００１〜０．２５％である。

有効Ｍ量Ｍeff ＝Ｎｄ＋１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）−１．６・Ｚｒ … 式（１）
（式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。）

本実施形態の鋼の化学組成は、Ｃｒ：１７．００〜１９．００％を含有する。
即ち、本実施形態の鋼は、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼に属する。
前述したとおり、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、従来の、低炭素化法、安定化熱処理法、多量Ｃｒ添加法、及び多量Ｎ添加法に依らずに、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を確保することが求められている。

本実施形態の鋼によれば、従来の、低炭素化法、安定化熱処理法、多量Ｃｒ添加法、及び多量Ｎ添加法に依らずに、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性が確保される。
本実施形態の鋼により、かかる効果が奏される理由は、以下のように推測される。但し、本発明は以下の推測によって限定されることはない。

本実施形態の鋼では、Ｎｄ及びＢを、それぞれ上記含有量にて複合添加し、更に、有効Ｍ量Ｍeffが上記範囲となるように調整することにより、粒界清浄化及び強度向上が図られる。
更に、本実施形態の鋼では、不純物である、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、及びＡｓ（以下、これらを「不純物６元素」ともいう）の含有量を上記範囲に制限することにより、高純度化が図られる。
上述した、粒界清浄化、強度向上、及び高純度化により、低炭素化法、安定化熱処理法、及び多量Ｃｒ添加法のいずれにも依らずに、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性が確保されると考えられる。

更に、本実施形態の鋼では、Ｎ（窒素）を可能な限り（具体的には０．０１００％以下）に低減し、Ｗを上記の量添加することにより、微細炭化物の析出及び微細で安定なラーベス相の析出による析出強化が可能となると考えられる。
その結果、多量Ｎ添加法（例えば、特許文献６参照）に依らずに、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、優れた高温強度が確保されると考えられる。
この知見は、従来常識に反する新規な知見である。

通常、炭化物及びラーベス相は、窒化物の周囲、及び、結晶粒界の窒化物に優先的に析出して、高温強度及び耐食性を損なう。即ち、窒化物が存在すると、微細炭化物の析出及び微細で安定なラーベス相の析出はいずれも困難となり、高温強度は向上しない。特に、粗大なＺｒ窒化物が存在すると、微細炭化物の析出及び微細で安定なラーベス相の析出はより困難になるので、極力、Ｎ及びＺｒを低減する必要がある。
しかし、極微量のＮは、高温強度の向上に寄与する微細炭化物の析出核を形成する。このため、本実施形態の鋼において、Ｎは、不純物元素ではなく、有用元素として、極低量域（具体的には、０．００１０〜０．０１００％）で管理する。
本実施形態の鋼では、Ｎ量を０．００１０〜０．０１００％とすることにより、微細炭化物による析出強化及び微細で安定なラーベス相の析出強化の両方が効果的に達成され、その結果、７００℃以上の温度域で、高温強度を確保し、金属組織を安定化することができる。
即ち、本実施形態の鋼では、窒化物の析出強化に依らないで、高強度化を達成でき、かつ、脆化相等の生成を伴わずに、金属組織の安定化を達成できる。この手法は、従来技術にない手法である。

以下、まず、本実施形態の鋼の化学組成及びその好ましい態様について説明し、引き続き、有効Ｍ量Ｍeff（式（１））等について説明する。

Ｃ：０．０５〜０．１３％
Ｃは、炭化物の生成及びオーステナイト組織の安定化、さらには、高温強度の向上及び高温での金属組織の安定化に不可欠な元素である。
本実施形態の鋼は、Ｎ添加による強化を用いず、また、Ｃを低減しなくても応力腐食割れを防止できる。
但し、Ｃ量が０．０５％未満であると、高温クリープ強度の向上と高温での金属組織の安定化とが難しくなるので、Ｃ量は０．０５％以上とする。Ｃ量は、好ましくは、０．０６％以上である。

一方、Ｃ量が０．１３％を超えると、粗大なＣｒ系炭化物が結晶粒界に析出し、応力腐食割れ又は溶接割れの原因となり、また、靭性が低下する。このため、Ｃ量は、０．１３％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１２％以下である。

Ｓｉ：０．１０〜１．００％
Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として機能し、また、高温における水蒸気酸化を防止する元素である。しかし、Ｓｉ量が０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉ量は０．１０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２０％以上である。

一方、Ｓｉ量が１．００％を超えると、加工性が低下するとともに、高温でシグマ相などの脆化相が析出するので、Ｓｉ量は１．００％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．８０％以下である。

Ｍｎ：０．１０〜３．００％
Ｍｎは、不純物元素のＳとＭｎＳを形成してＳを無害化し、熱間加工性の向上に寄与するとともに、高温での金属組織の安定化に寄与する元素である。
しかし、Ｍｎ量が０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎ量は０．１０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．２０％以上である。
一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、加工性と溶接性が低下するので、Ｍｎ量は３．００％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．６０％以下である。

Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、不純物元素であり、加工性及び溶接性を阻害する元素である。
Ｐ量が０．０４０％を超えると、加工性及び溶接性が著しく低下する。このため、Ｐ量は０．０４０％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。

Ｐは、少ないほど好ましいので、Ｐ量は０％であってもよい。
しかし、Ｐは、鋼原料（原料鉱石、スクラップ等）から不可避的に混入する場合があり、Ｐ量を０．００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇する。このため、製造コストの観点から、Ｐ量は、０．００１％以上であってもよい。

Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不純物元素であり、加工性、溶接性、及び、耐応力腐食割れ性を阻害する元素である。
Ｓ量が０．０２０％を超えると、加工性、溶接性、及び、耐応力腐食割れ性が著しく低下する。このため、Ｓ量は、０．０２０％以下とする。
溶接時の湯流れ改善するためＳを添加する場合があるが、その場合も、０．０２０％以下添加する。Ｓ量は、好ましくは０．０１０％以下である。

Ｓは、少ないほど好ましいため、Ｓ量は０％であってもよい。
しかし、Ｓは、鋼原料（原料鉱石、スクラップ等）から不可避的に混入する場合があり、Ｓ量を０．００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇する。このため、製造コストの観点から、Ｓ量は、０．００１％以上であってもよい。

Ｃｒ：１７．００〜１９．００％
Ｃｒは、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼の主要元素として、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐応力腐食割れ性の向上、及び、Ｃｒ炭化物による強度や金属組織の安定化に寄与する元素である。
Ｃｒ量が１７．００％未満では、添加効果が十分に得られない。このため、Ｃｒ量は１７．００％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは１７．３０％以上であり、より好ましくは１７．５０％以上である。

一方、Ｃｒ量が１９．００％を超えると、オーステナイト組織の安定性を維持するために、多量のＮｉが必要となる他、脆化相が生成し、高温強度や靭性が低下する。このため、Ｃｒ量は１９．００％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは１８．８０％以下であり、より好ましくは１８．６０％以下である。

Ｎｉ：１２．００〜１５．００％
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼の主要元素として、高温強度及び加工性の向上、並びに、高温での金属組織の安定化に寄与する元素である。

Ｎｉ量が１２．００％未満では、添加効果が十分に得られず、また、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏなどのフェライト生成元素の量とのバランスを欠いて、高温で脆化相（シグマ相など）の生成を促進する。このため、Ｎｉ量は、１２．００％以上とする。Ｎｉ量は、好ましくは１２．５０％以上である。

一方、Ｎｉ量が１５．００％を超えると、高温強度と経済性が低下するので、１５．００％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは１４．９０％以下であり、より好ましくは１４．８０％以下であり、更に好ましくは１４．５０％以下である。

Ｃｕ：２．００〜４．００％
Ｃｕは、微細で、かつ、高温で安定なＣｕ相として析出し、高温強度の向上に寄与する元素である。
Ｃｕ量が２．００％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｃｕ量は２．００％以上とする。Ｃｕ量は、好ましくは２．２０％以上であり、より好ましくは２．５０％以上である。

一方、Ｃｕ量が４．００％を超えると、加工性、クリープ延性、及び、強度が低下する。このため、Ｃｕ量は４．００％以下とする。Ｃｕ量は、好ましくは３．９０％以下であり、より好ましくは３．８０％以下であり、更に好ましくは３．５０％以下である。

Ｍｏ：０．０１〜２．００％
Ｍｏは、耐食性、高温強度、及び、耐応力腐食割れ性の向上に不可欠な元素である。また、Ｍｏは、Ｗとの複合添加による相乗効果で、高温で長時間安定なラーベス相や炭化物の生成に寄与する元素である。

Ｍｏ量が０．０１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｏは０．０１％以上とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．０２％以上である。

一方、Ｍｏ量が２．００％を超えると、脆化相が多量に生成し、加工性、高温強度、及び、靭性が低下するので、Ｍｏは２．００％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは１．８０％以下であり、より好ましくは１．５０％以下であり、更に好ましくは１．３０％以下である。

Ｗ：２．００〜５．００％
Ｗは、耐食性、高温強度、及び、耐応力腐食割れ性の向上に不可欠な元素である。また、Ｍｏとの複合添加による相乗効果で、高温で長時間安定なラーベス相及び炭化物の析出に寄与する元素である。さらに、Ｗは、高温下での拡散がＭｏより遅いので、高温で、強度の安定的な長時間維持に寄与する元素である。

Ｗ量が２．００％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｗ量は２．００％以上とする。Ｗ量は、好ましくは２．１０％以上である。

一方、Ｗ量が５．００％を超えると、脆化相が多量に生成し、加工性及び強度が低下するので、Ｗ量は５．００％以下とする。Ｗ量は、好ましくは４．９０％以下であり、より好ましくは４．８０％以下であり、更に好ましくは４．７０％以下である。

２Ｍｏ＋Ｗ：２．５０〜５．００％
Ｍｏ及びＷの複合添加は、高温強度、耐応力腐食割れ性、及び、高温耐食性の向上に寄与する。２Ｍｏ＋Ｗ（ここで、ＭｏはＭｏ量を表し、ＷはＷ量を表す。以下同じ。）が２．５０％未満であると、複合添加による相乗効果が十分に得られない。このため、２Ｍｏ＋Ｗは、２．５０％以上とする。２Ｍｏ＋Ｗは、好ましくは２．６０％以上であり、より好ましくは２．８０％以上であり、更に好ましくは３．００％以上である。

一方、２Ｍｏ＋Ｗが５．００％を超えると、強度や靭性が低下し、また、高温での金属組織の安定性が低下する。このため、２Ｍｏ＋Ｗは、５．００％以下とする。２Ｍｏ＋Ｗは、好ましくは４．９０％以下である。

Ｖ：０．０１〜０．４０％
Ｖは、Ｔｉ及びＮｂとともに、微細な炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与する元素である。Ｖ量が０．０１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｖ量は、０．０１％以上とする。Ｖ量は、好ましくは０．０２％以上である。

一方、Ｖ量が０．４０％を超えると、強度や耐応力腐食割れ性が低下するので、Ｖ量は０．４０％以下とする。Ｖ量は、好ましくは０．３８％以下である。

Ｔｉ：０．０５〜０．５０％
Ｔｉは、Ｖ及びＮｂとともに、微細な炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与するとともに、Ｃを固定して、結晶粒界におけるＣｒ炭化物の析出を抑制し、耐応力腐食割れ性の向上に寄与する元素である。

従来のＮ添加のオーステナイトステンレス鋼では、窒化物が塊状に析出して、Ｎ添加の効果が有効に発現しないばかりか、粒界に粗大なＣｒ炭化物が析出して耐応力腐食割れ性が低下する。
本発明者らは、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、Ｎ量を極低レベルに管理することによって、微細なＴｉ炭化物の有用な作用効果が奏されること、具体的には、微細なＴｉ炭化物を核として微細なラーベス相が析出し、その結果、鋼の高温強度が大きく向上することを知見した。

Ｔｉ量が０．０５％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｔｉ量は０．０５％以上とする。Ｎｂ、Ｖとの複合添加が好ましく、Ｔｉ量は、好ましくは０．１０％以上である。

一方、Ｔｉ量が０．５０％を超えると、塊状の析出物が析出し、強度、靭性、及び、耐応力腐食割れ性が低下するので、Ｔｉ量は０．５０％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．４５％以下である。

Ｎｂ：０．１５〜０．７０％
Ｎｂは、Ｖ及びＴｉとともに、微細な炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与するとともに、Ｃを固定して、結晶粒界におけるＣｒ炭化物の析出を抑制し、耐応力腐食割れ性の向上に寄与する元素である。
また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、微細なラーベス相の析出による高温強度の向上に寄与する元素である。

Ｎｂ量が０．１５％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｂ量は０．１５％以上とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．２０％以上である。
一方、Ｎｂ量が０．７０％を超えると、塊状の析出物が析出し、強度、靭性、及び、耐応力腐食割れ性が低下するので、Ｎｂ量は０．７０％以下とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．６０％以下である。

Ａｌ：０．００１〜０．０４０％
Ａｌは、製鋼時、脱酸元素として機能し、鋼を清浄化する元素である。
Ａｌ量が０．００１％未満では、鋼の清浄化を十分に達成できないので、Ａｌ量は０．００１％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００２％以上である。

一方、Ａｌ量が０．０４０％を超えると、非金属介在物が多量に生成し、耐応力腐食割れ性、高温強度、加工性、靭性、及び、高温下での金属組織の安定性が低下するので、Ａｌ量は０．０４０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０３４％以下である。

Ｂ：０．００１０〜０．０１００％
Ｂは、本実施形態の鋼において重要なＮｄとの複合添加により、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性の確保を達成するための元素であり、不可欠な元素である。Ｂは、結晶粒界に偏析して、高温強度の向上に寄与するだけでなく、高温強度の向上に有効な、炭化物の生成、ラーベス相の微細化、及び金属組織の安定化にも寄与する元素である。

また、Ｂは、Ｎ（本実施形態の鋼中に０．００１０〜０．０１００％存在する）をＢＮとして無害化し、高温強度及び耐応力腐食性の向上にも寄与する元素である。

Ｂ量が０．００１０％未満では、窒化物として消費されずに存在するＢ、即ち、高温強度及び耐応力腐食性の向上に寄与するＢを確保できない。このため、Ｂ量が０．００１０％未満であると、Ｎｄとの複合添加（及び有効Ｍ量の確保）による相乗効果（この点については後述する）が得られないので、高温強度及び耐応力腐食割れ性が向上しない。従って、Ｂ量は０．００１０％以上とする。
Ｂ量は、好ましくは０．００１５％以上である。

一方、Ｂ量が０．０１００％を超えると、ボロン化合物が生成して、加工性、溶接性、及び、高温強度が低下するので、Ｂ量は０．０１００％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。

Ｎ：０．００１０〜０．０１００％
Ｎ（窒素）は、一般の１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼においては、固溶強化と窒化物の析出強化による高温強度の向上とに有用な元素である。しかし、本実施形態の鋼において、窒化物は耐応力腐食割れ性を阻害するので、Ｎは積極的には添加しない。
しかし、微量のＮは、高温強度の向上に有効な微細析出物の析出核を生成するので、本実施形態の鋼では、高温強度の向上に有効な微細析出物の析出核を生成する微量の範囲でＮを許容する。

即ち、本実施形態の鋼の基本思想は、Ｎを積極的には添加せず、微量の範囲でＮを許容する点で、従来技術と異なる。

Ｎ量が０．００１０％未満では、高温強度の向上に有効な微細析出物の析出核の形成が困難であるので、Ｎ量は０．００１０％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．００２０％以上、より好ましくは０．００３０％以上である。

一方、Ｎ量が０．０１００％を超えると、窒化物が生成し、高温強度及び耐応力腐食割れ性が低下するので、Ｎ量は０．０１００％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００９０％以下、より好ましくは０．００８０％以下であり、更に好ましくは０．００７０％以下である。

Ｎｄ：０．００１〜０．２０％
Ｎｄは、Ｂとの複合添加による相乗効果（後述する）により、高温強度及び耐応力腐食割れ性を顕著に向上させる元素である。
前述したように、本実施形態の鋼においては、高温強度の向上に有効な炭化物及びラーベス相を微細化し、かつ、長時間の安定性を確保し、さらに、Ｎｄ及びＢの複合添加により、結晶粒界を強化して耐応力腐食割れ性を向上させる。

しかし、Ｎｄは、Ｎ、Ｏ、及びＳとの結合力が極めて強く、金属Ｎｄとして添加しても、有害析出物として析出して消費されてしまい、添加効果が十分に発現し難い。このため、Ｎｄの添加効果を十分に得るためには、極力、Ｎ量、Ｏ量、及びＳ量を低減する必要がある。

Ｎｄ量が０．００１％未満では、Ｎ量、Ｏ量、及びＳ量を低減した場合であっても、Ｎｄの添加効果が十分に得られない。従って、Ｎｄ量は０．００１％以上とする。Ｎｄ量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上である。

一方、Ｎｄ量が０．２０％を超えると、添加効果が飽和するとともに、酸化物系介在物が生成して、強度、加工性、及び、経済性が低下する。従って、Ｎｄ量は０．２０％以下とする。Ｎｄ量は、好ましくは０．１８％以下であり、より好ましくは０．１５％以下であり、更に好ましくは０．１０％以下である。

前述の有効Ｍ量Ｍeffをより確保し易い点で、Ｎｄ量の範囲は、好ましくは０．００２〜０．１５％、より好ましくは、０．００５〜０．１０％である。

本実施形態の鋼においては、本実施形態の鋼の優れた特性を確保するため、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓ、及びＯを不純物元素として扱い、それら元素の量を制限する。

通常、ステンレス鋼の原料として、主に、合金鋼等のスクラップを用いるが、このスクラップには、少量ではあるが、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、及びＡｓ（不純物６元素）が含まれている。これら不純物６元素が、ステンレス鋼（製品）に不可避的に混入する。

また、ステンレス鋼の製造過程で、溶解設備等が他の合金の製造で汚染されていると、溶解設備等から不純物６元素がステンレス鋼（製品）に混入し、また、Ｏ（酸素）が、ステンレス鋼中に不可避的に残存する。

本実施形態の鋼においては、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を確保するため、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓ、及びＯを極力低減し、高純度鋼とする必要がある。

Ｚｒ：０．００２％以下
Ｚｒは、通常は混入しないが、スクラップ等、及び／又は、他の合金の製造で汚染された溶解設備等から混入し、酸化物及び窒化物を形成する。窒化物は、ラーベス相などの析出物が析出する核として機能する。
しかし、窒化物を核として塊状の析出物が析出すると、高温強度及び耐応力腐食割れ性が阻害される。

このように、Ｚｒは、高温強度及び耐応力腐食割れ性に有害な元素である。このため、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を確保するために導入した有効Ｍ量の関係式（式（１））においては、負の作用効果を考慮して、「−１．６・Ｚｒ」の項を設けた。

Ｚｒは、少ないほど好ましいので、Ｚｒ量は、分析限界（０．００１％）に近い０．００２％を上限とする。Ｚｒ量は、好ましくは０．００１％以下である。
Ｚｒ量は０％であってもよい。しかし、Ｚｒは、不可避的に０．０００１％程度は混入する場合がある。このため、製造コストの観点から、Ｚｒ量は、０．０００１％以上であってもよい。

Ｂｉ：０．００１％以下
Ｂｉは、通常は混入しないが、スクラップ等、及び／又は、他の合金の製造で汚染された溶解設備等から混入し、高温強度及び耐応力腐食割れ性を阻害する元素である。
Ｂｉ量は、極力低減する必要があるので、Ｂｉ量の上限を、分析限界の０．００１％とする。
Ｂｉ量は０％であってもよい。しかし、Ｂｉは、不可避的に０．０００１％程度は混入する場合がある。このため、製造コストの観点から、Ｂｉ量は、０．０００１％以上であってもよい。

Ｓｎ：０．０１０％以下
Ｓｂ：０．０１０％以下
Ｐｂ：０．００１％以下
Ａｓ：０．００１％以下
Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、及びＡｓは、スクラップ等、及び／又は、他の合金の製造で汚染された溶解設備等から容易に混入し、精錬過程で除去することが困難な元素である。
しかし、これらの元素の量は、極力低減しなければならない。
そこで、原料組成及び精錬限界を考慮して、Ｓｎ量及びＳｂ量の上限を、それぞれ０．０１０％とする。Ｓｎ量及びＳｂ量は、それぞれ、好ましくは０．００５％以下である。
また、Ｐｂ量及びＡｓ量の上限を、それぞれ０．００１％とする。Ｐｂ及びＡｓは、それぞれ、好ましくは０．０００５％以下である。

Ｓｎ量、Ｓｂ量、Ｐｂ量、及びＡｓ量は、いずれも０％であってもよい。
しかし、これらの元素は、不可避的に０．０００１％程度は混入する場合がある。このため、製造コストの観点から、いずれの元素の量も、０．０００１％以上であってもよい。

Ｚｒ＋Ｂｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ：０．０２０％以下
本発明鋼が、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、及びＡｓ（不純物６元素）を、不可避的に含有する場合、Ｎｄ及びＢの複合添加による相乗効果によって、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を確保するためには、不純物６元素の含有量を個別に制限するだけでなく、不純物６元素の含有量の総和（Ｚｒ＋Ｂｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ；ここで、各元素記号は、各元素の含有量を表す。）を０．０２０％以下に制限し、より高純度化を図る必要がある。
本実施形態の鋼では、不純物６元素の含有量の総和は、０．０２０％以下である。
不純物６元素の含有量の総和は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
一方、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を確保する点で、不純物６元素の含有量の総和は、可能な限り少ないことが好ましい。このため、不純物６元素の含有量の総和の下限は０％である。

Ｏ：０．００９０％以下
溶鋼の精錬後、不可避的に残存するＯ（酸素）は、非金属介在物量の指標となる元素である。
Ｏが０．００９０％を超えると、Ｎｄ酸化物が生成してＮｄが消費されてしまい、微細な炭化物又はラーベス相が生成し、高温強度及び耐応力腐食割れ性の向上効果が得られない。従って、Ｏ量は、０．００９０％以下とする。Ｏ量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下である。

Ｏ量は０％であってもよい。しかし、Ｏは、精錬後、不可避的に０．０００１％程度は残留する場合がある。このため、製造コストの観点から、Ｏ量は、０．０００１％以上であってもよい。

本実施形態の鋼の成分組成は、Ｃｏ、Ｃａ、及び、Ｍｇの１種又は２種以上、及び／又は、Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上を含有してもよい。
これらの元素はいずれも任意の元素である。このため、これらの元素の含有量は、それぞれ、０％であってもよい。

Ｃｏ：０．８０％以下
Ｃｏは、他の鋼を製造する際の汚染源となり得る。このため、Ｃｏ量は、０．８０％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは０．６０％以下である。
本実施形態の鋼はＣｏを含有する必要はないが（即ち、Ｃｏ量は０％であってもよいが）、金属組織をより安定化させ、高温強度をより向上させる観点から、Ｃｏを含有してもよい。
本実施形態の鋼がＣｏを含有する場合、Ｃｏ量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。

Ｃａ：０．２０％以下
Ｃａは、任意の元素であり、Ｃａ量は、０％であってもよい。
Ｃａは、脱酸の仕上げとして添加され得る元素である。本実施形態の鋼はＮｄを含有するので、精錬過程において、Ｃａによって脱酸することが好ましい。本実施形態の鋼がＣａを含有する場合、脱酸効果をより効果的に得る観点から、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。

一方、Ｃａ量が０．２０％を超えると、非金属介在物の量が増えて、高温強度、耐応力腐食割れ性、及び靭性が低下するので、Ｃａ量は０．２０％以下とする。Ｃａ量は、好ましくは０．１５％以下である。

Ｍｇ：０．２０％以下
Ｍｇは、任意の元素であり、Ｍｇ量は、０％であってもよい。
Ｍｇは、微量の添加で、高温強度や耐食性向上に寄与する元素である。本実施形態の鋼がＭｇを含有する場合、上記効果をより効果的に得る観点から、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。

一方、Ｍｇ量が０．２０％を超えると、強度、靭性、耐食性、及び溶接性が低下するので、Ｍｇ量は０．２０％以下とする。Ｍｇ量は、好ましくは０．１５％以下である。

Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上の合計：０．２０％以下
Ｎｄ以外のランタノイド元素（即ち、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕ）、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅは、いずれも任意の元素であり、これらの元素の合計含有量は、０％であってもよい。
Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅは、高価であるが、Ｎｄ及びＢの複合添加による相乗効果を高める作用をなす元素である。本実施形態の鋼がこれらの元素の１種又は２種以上を含有する場合、これらの元素の合計含有量は、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。

一方、Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅの合計含有量が０．２０％を超えると、非金属介在物の量が増えて、強度、靭性、耐食性、及び溶接性が低下するので、上記合計含有量は０．２０％以下とする。上記合計含有量は、好ましくは０．１５％以下である。

本実施形態の鋼の成分組成から上述した元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
ここでいう不純物は、上述した元素以外の元素の１種又は２種以上を指す。上述した元素以外の元素（不純物）の含有量は、各々、０．０１０％以下に制限されることが好ましく、０．００１％以下に制限されることが好ましい。

本実施形態の鋼の成分組成は、下記式（１）で定義する有効Ｍ量Ｍeffが、０．０００１〜０．２５０％である。
以下、有効Ｍ量Ｍeffについて説明する。

有効Ｍ量Ｍeff ＝Ｎｄ＋１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）−１．６・Ｚｒ … 式（１）
（式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。）

有効Ｍ量Ｍeffは、高温強度及び耐応力腐食割れ性の向上に必要不可欠な、ＮｄとＢとの量的関係を規定する指標である。

有効Ｍ量Ｍeffを定義する式（１）は、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を確保する観点から、本発明者らが見出した関係式である。
式（１）は、基本的には、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性の確保に有効に機能するＮｄの量に、同じく有効に機能するＢの量を加算し、かつ、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性の確保に有害なＺｒの量を減算する関係式である。

本実施形態の鋼では、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を確保するため、Ｎを可能な限り低減し、窒化物の生成を抑制する。
しかし、工業的に鋼を製造する場合、ある程度の量のＮが、不可避的に鋼に混入する。鋼中に混入したＮが、ＢＮを形成すると、Ｂの作用効果を得ることができない。このため、Ｎと結合しないＢを確保する必要がある。

有効Ｍ量Ｍeffを定義する上記式（１）において、「（Ｂ−１１・Ｎ／１４）」の部分は、有効に機能するＢの量（即ち、添加したＢのうちＮと結合していないＢの量）である。
上記式（１）では、「（Ｂ−１１・Ｎ／１４）」（Ｎと結合していないＢ量）を１３倍して「１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）」とすることにより、有効に機能するＢの量に重みを付ける。ここで、１３倍は、Ｂの原子量（≒１１）に対するＮｄの原子量（≒１４４）の比である。
上記式（１）では、上記で得られた「１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）」をＮｄの量に加算する（「Ｎｄ＋１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）」）。Ｎｄは、Ｂと同様に、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性の確保に有効に機能する元素である。

上記式（１）では、「Ｎｄ＋１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）」に加え、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性の確保に有害なＺｒの量を減算する項「−１．６・Ｚｒ」が存在する。

不純物元素のＺｒは、窒化物及び酸化物を形成して、ＮｄとＢとの複合添加による相乗効果を減殺する作用をなす。
式（１）では、Ｚｒの原子量（≒９１）に対するＮｄの原子量（≒１４４）の比である１．６（≒１４４／９１）をＺｒ量に乗算して「１．６Ｚｒ」とすることにより、Ｚｒの上記減殺効果に重みを付けている。
式（１）では、上記「１．６Ｚｒ」を、上記「Ｎｄ＋１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）」から減算する。

以上のように、式（１）で定義される有効Ｍ量Ｍeffによって、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を得るために必要なＮｄ及びＢの添加量、及び、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性の確保に有害なＺｒの制限量を定量化することができる（具体例については、実施例で詳述する）。

有効Ｍ量Ｍeffが０．０００１％未満であると、優れた高温強度及び耐応力腐食割れ性を得ることが困難である。このため、有効Ｍ量Ｍeffは、０．０００１％以上とする。有効Ｍ量Ｍeffは、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上であり、更に好ましくは０．０１０％以上である。
なお、有効Ｍ量Ｍeffは、Ｎ量又はＺｒ量が多い場合には、負の値になることがある。

一方、有効Ｍ量Ｍeffが０．２５０％を超えると、有効Ｍ量Ｍeffによる高温強度及び耐応力腐食割れ性の向上効果が飽和して経済性が低下する他、強度、靭性、加工性、及び、溶接性が低下する。このため、有効Ｍ量Ｍeffは、０．２５０％以下とする。有効Ｍ量Ｍeffは、好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１５０％以下である。

本実施形態の鋼の金属組織には特に制限はない。
本実施形態の鋼の金属組織は、高温強度（例えば７００℃〜７５０℃の高温クリープ強度）をより向上させる観点から、粗粒の金属組織であることが好ましい。
具体的には、本実施形態の鋼は、金属組織のＡＳＴＭ結晶粒度番号が７以下であることが好ましい。
本実施形態の鋼の金属組織が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号で７以下の粗粒組織であると、クリープの粒界すべり、結晶粒界を介する元素の拡散による金属組織の変化、及び、シグマ相の析出サイトの生成を抑制する効果が奏されると考えられる。
従って、本実施形態の鋼の金属組織が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号で７以下の粗粒組織であることは、高温強度をより向上させる観点からみて好ましい。

また、一般的な鋼では、鋼の金属組織が粗粒の金属組織であると、結晶粒界における不純物元素の偏析に起因し、応力腐食割れが生じやすくなる傾向がある。
しかし、本実施形態の鋼では、高純度化により、結晶粒界における不純物元素の偏析が低減されている。このため、本実施形態の鋼では、粗粒の金属組織である場合（例えば、金属組織のＡＳＴＭ結晶粒度番号が７以下である場合）においても、応力腐食割れが抑制される（即ち、優れた耐応力腐食割れ性が維持される）。

以上の観点から、本実施形態の鋼の金属組織のＡＳＴＭ結晶粒度番号は、７以下であることが好ましく、６以下であることがより好ましい。
金属組織のＡＳＴＭ結晶粒度番号の下限には特に制限はないが、クリープ延性の低下及び溶接割れを抑制する観点から、金属組織のＡＳＴＭ結晶粒度番号の下限は、３であることが好ましい。

本実施形態の鋼は、上述したとおり、高温強度（特に、クリープ破断強度）に優れる。
本実施形態の鋼の高温強度の具体的な範囲には特に制限はないが、本実施形態の鋼は、７００℃、１万時間のクリープ破断強度が１４０ＭＰａ以上であることが好ましい。

ここで、７００℃は、実際の使用温度よりも高い温度である。
従って、７００℃、１万時間のクリープ破断強度が１４０ＭＰａ以上であることは、高温特性に顕著に優れることを示している。
具体的には、７００℃、１万時間のクリープ破断強度が１４０ＭＰａ以上である高温強度は、従来の１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼として、世界で広く使われている３４７Ｈ鋼（１８Ｃｒ−１２Ｎｉ−Ｎｂ系）よりも、格段優れた高温強度である（例えば、後述の表３中、発明鋼１〜２０及び比較鋼２１参照）。

１４０ＭＰａ未満であるクリープ破断強度は、従来技術の延長で容易に達成できるが、１４０ＭＰａ以上であるクリープ破断強度は、従来技術の延長で達成することは困難である。
この点に関し、本実施形態の鋼によれば、成分組成の適性化、Ｎｄ量及びＢ量による有効Ｍ量Ｍeffの適性化、不純物元素の量の制限による高純度化、等により、炭化物及びクリープ中に析出するラーベス相の微細析出により、実際の使用温度より高い７００℃で、１万時間のクリープ破断強度１４０ＭＰａ以上（優れた高温強度）を達成できる。

本実施形態の鋼を製造する方法には特に限定はなく、公知のオーステナイトステンレス鋼の製法を適宜採用できる。
本実施形態の鋼は、熱処理された鋼板又は鋼管であってもよい。
上記熱処理における加熱温度は、粗粒組織を得やすく、高温強度（例えばクリープ破断強度）を向上させ易い点で、１０５０〜１２５０℃が好ましく、１１５０℃〜１２５０℃がより好ましい。
熱処理における加熱後の冷却の態様には特に制限はなく、急冷（例えば水冷）であってもよいし、空冷であってもよいが、急冷が好ましく、水冷がより好ましい。

上記熱処理が施された鋼板又は鋼管は、例えば、上述した本実施形態の鋼における成分組成を有する鋼板又は鋼管を準備し、準備した鋼板又は鋼管を、例えば１０５０〜１２５０℃（好ましくは１１５０℃〜１２５０℃）に加熱し、次いで冷却することによって得られる。
上記成分組成を有する鋼板又は鋼管（熱処理前の鋼板又は鋼管）は、いずれも常法に従って準備できる。
上記成分組成を有する鋼管は、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を鋳造して鋼塊又は鋼片とし、得られた鋼塊又は鋼片に対し、熱間押出、熱間圧延、熱間鍛造、冷間引抜き、冷間圧延、冷間鍛造、及び切削加工からなる群から選択される少なくとも１種の加工を施すことによって準備できる。

以上、本実施形態の鋼について説明した。
本実施形態の鋼の用途には特に制限はなく、本実施形態の鋼は、高温強度及び耐応力腐食割れ性の確保が要求されるあらゆる用途に適用できる。
本実施形態の鋼は、例えば、ボイラ、化学プラント等の耐熱耐圧熱交換器管又は配管；耐熱鍛造品；耐熱棒鋼；耐熱鋼板；等に好適な素材鋼である。
本実施形態の鋼は、特に、ボイラの内部に備えられる耐熱耐圧熱交換器管（例えば、外径３０〜７０ｍｍ、肉厚２〜１５ｍｍの耐熱耐圧熱交換器管）、又は、ボイラの配管（例えば、外径１２５〜８５０ｍｍ、肉厚２０〜１００ｍｍの配管）の素材鋼として特に好適である。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明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り、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

本実施例では、表１及び表２（表１の続き）に成分組成を示す３０種の鋼を溶製した。
表１及び表２中、鋼１〜２０は、本発明の実施例である発明鋼（以下、それぞれ、発明鋼１〜２０とも称する）であり、鋼２１〜３０は、比較例である比較鋼（以下、それぞれ、比較鋼２１〜３０とも称する）である。

比較鋼２１は、汎用の３４７Ｈ（１８Ｃｒ−１２Ｎｉ−Ｎｂ）鋼であり、従来技術と発明鋼１〜２０とを比較するための標準材である。

発明鋼１〜２０を溶製する際には、Ｆｅ源として、高炉転炉製錬と真空酸素脱ガス法による二次精錬とを経て得られた高純度のＦｅを用い、合金元素として、事前に分析された高純度の合金元素を用いた。更に、発明鋼１〜２０を溶製する前に、発明鋼１〜２０を溶製するための炉を十分洗浄し、不純物混入が起こらないように特別に配慮した。
発明鋼１〜２０の作製においては、以上の特別な管理により、不純物６元素（具体的には、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、及びＡｓ）、Ｏ量、Ｎ量などを制限し、Ｎｄ量及びＢ量を適切な範囲に制御した。

比較鋼２３〜３０を溶製する際にも上記高純度のＦｅ源を用いたが、比較鋼２３〜３０の溶製では、更に、以下のようにして成分組成を調整した。
比較鋼２１、２３、２４、２７、及び２９を溶製する際には、意図的に、不純物６元素及びＯ（酸素）のうちの少なくとも１種を添加した。
比較鋼２１、２４、及び２６を溶製する際には、意図的に、Ｎ（窒素）を添加した。
比較鋼２１〜２３、２５、２７、及び２８を溶製する際には、Ｂ及びＮｄの少なくとも１種を無添加とした。
比較鋼２１を溶製する際には、Ｃｕの添加量を不足とし、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、及びＴｉを無添加とした。
比較鋼３０を溶製する際には、Ｗの添加量を不足とした。

−表１及び表２の説明−
・数値は、各元素の含有量（質量％）を示す。
・下線を付した数値は、本実施形態における化学組成の範囲外の数値である。
・各鋼において、表１及び表２に示した元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
・Ｍeffは、前述の式（１）に基づき算出した。ここで、Ｚｒ量が０．００１％未満（表２中では「＜０．００１」と表記）である鋼については、Ｚｒ量を０％として、Ｍeffを算出した。
・小計（Ｘ）は、不純物６元素（具体的には、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、及びＡｓ）の合計量（質量％）を示す。ここで、含有量が０．００１％未満（表２中では「＜０．００１」と表記）の元素については、含有量０％として小計（Ｘ）を算出した。

＜試験材の製造及び熱処理（１２００℃）＞
表１及び表２に示した成分組成の鋼を真空溶解によって溶製し、鋳造することにより、５０ｋｇの鋼塊を得た。
得られた鋼塊を熱間鍛造することにより、厚さ１５ｍｍの鋼板を得た。
得られた厚さ１５ｍｍの鋼板の表面を切削加工することにより、厚さ約１２ｍｍの鋼板を得た。
得られた厚さ約１２ｍｍの鋼板に対し、約３０％の断面減少率で冷間圧延を施すことにより、厚さ約８ｍｍの板状の試験材を得た。
上記試験材を１２００℃に加熱して１５分保持し、保持後、水冷することにより、上記試験材に対し、１２００℃の熱処理を施した。

＜ＡＳＴＭ結晶粒度の測定＞
上記熱処理後の試験材のＡＳＴＭ結晶粒度を、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠して測定した。ＡＳＴＭ結晶粒度の測定位置は、試験材の縦断面における肉厚中央部付近とした。
結果を表３に示す。

＜高温強度の測定＞
上記熱処理後の試験材から、試験材の長手方向を長手方向とする、φ６ｍｍ、平行部３０ｍｍのクリープ破断試験片を切り出した。このクリープ破断試験片を用い、７００℃、１万時間以上の長時間のクリープ破断試験を実施し、高温強度として、７００℃、１万時間のクリープ破断強度（ＭＰａ）を測定した。
結果を表３に示す。

＜母材の応力腐食割れ試験＞
上記熱処理後の試験材から、幅１０ｍｍ×厚さ４ｍｍ×長さ４０ｍｍの腐食用試験片を切り出した。切り出した腐食用試験片を、以下、「母材」とする。
母材に対し、６５０℃で１０時間、加熱時効処理を施した。
加熱時効処理後の母材に対し、ストラウス試験（ＡＳＴＭ Ａ２６２、Ｐｒａｃｔｉｃｅ Ｅ：鋭敏化評価）を実施し、深さ１００μｍ以上の割れの有無を判断した。
以上の結果を、表３に示す。

＜溶接ＨＡＺ（Heat Affected Zone）相当材の応力腐食割れ試験＞
上記熱処理後の試験材から、幅１０ｍｍ×厚さ４ｍｍ×長さ４０ｍｍの腐食用試験片を切り出した。
切り出した試験片を、グリーブル試験機（真空中、通電加熱）を用い、９５０℃、２５秒加熱した。加熱後、Ｈｅを吹きつけて冷却することにより、溶接ＨＡＺ相当材（溶接熱影響部相当材）を得た。
得られた溶接ＨＡＺ相当材に対し、母材の応力腐食割れ試験と同様にして、加熱時効処理及びストラウス試験を実施し、深さ１００μｍ以上の割れの有無を判断した。
結果を表３に示す。

表３に示すように、発明鋼１〜２０及び比較鋼２１〜３０の金属組織は、いずれもＡＳＴＭ結晶粒度番号７以下の粗粒組織であった。

表３に示すように、発明鋼１〜２０の高温強度は、１４７ＭＰａ以上の優れた強度であり、比較鋼２１（汎用の３４７Ｈ鋼）の高温強度の約１．５倍以上であった。
一方、比較鋼２１〜３０の高温強度は、１３７ＭＰａ以下の低強度であり、発明鋼１〜２０の高温強度に比べて劣位であった。

表３に示すように、発明鋼１〜２０では、発明鋼は、母材及び溶接ＨＡＺ相当材ともに、深さ１００μｍ以上の割れは確認されなかった。これらの結果から、発明鋼１〜２０は、優れた耐応力割れ性を有していることが実証された。
一方、比較鋼２１〜２８では、深さ１００μｍ以上の割れが確認された。

より詳細には、ＢもＮｄも無添加である比較鋼２１、並びに、Ｂは添加されているがＮｄが無添加である比較鋼２２、２３、２５、及び２７の結果から、Ｎｄの添加が、高温強度及び耐応力腐食割れ性の向上に有効であることが実証された。

また、Ｎｄ及びＢが複合添加されているものの、Ｎ量が過剰であり、Ｍeffが０．０００１質量％未満である比較鋼２６の結果から、Ｎ量が０．０１００％以下であり、Ｍeffが０．０００１〜０．２５０％であることが、高温強度及び耐応力腐食割れ性の向上に有効であることが実証された。

また、Ｍeffは０．０００１〜０．２５％の範囲内であるが、Ｏ量が０．００９０％超であり、Ｎ量が０．０１００％超である比較鋼２４の結果から、Ｏ量が０．００９０％以下であり、Ｎ量が０．０１００％以下であることが、高温強度及び耐応力腐食割れ性の向上に有効であることが実証された。
比較鋼２４の高温強度が低い理由は、Ｎｄ及びＢが、それぞれ、酸化物又は窒化物として消費されてしまい、微細析出強化が発現しなかったため、と推測される。

また、比較鋼２８の結果から、Ｂ量が０．００１０％以上であることが、高温強度及び耐応力腐食割れ性の向上に有効であることが実証された。
また、比較鋼２９の結果から、Ｚｒ量が０．００２％以下であることが、高温強度の向上に有効であることが実証された。
また、比較鋼３０の結果から、Ｗ量が２．００％以上であることが、高温強度の向上に有効であることが実証された。

＜結晶粒度と応力腐食割れとの関係＞
発明鋼１、１０、及び１７、並びに、比較鋼２１及び２３について、鋼の結晶粒度と応力腐食割れとの関係を調べるため、以下の試験を実施した。

まず、上述した１２００℃の熱処理が施された試験材について、上述した方法により、ＡＳＴＭ結晶粒度の測定、母材の応力腐食割れ試験、及び溶接ＨＡＺ相当材の応力腐食割れ試験を実施した。但し、ここでは、母材及び溶接ＨＡＺ相当材の応力腐食割れ試験において、割れの深さを実測するとともに、割れの状態を詳細に観察した。
結果を表４に示す。

次に、上述した１２００℃の熱処理が施される前の試験材を１１２５℃に加熱し、この温度で１５分保持し、保持後、水冷することにより、上記試験材に対し、１１２５℃の熱処理を施した。
１１２５℃の熱処理が施された試験材について、１２００℃の熱処理が施された試験材と同様にして、ＡＳＴＭ結晶粒度の測定、母材の応力腐食割れ試験、及び溶接ＨＡＺ相当材の応力腐食割れ試験を実施した。
結果を表４に示す。

表４及び前述の表３に示した通り、発明鋼１、１０、及び１７、並びに、比較鋼２１及び２３において、１２００℃で熱処理を施した試験材の金属組織は、ＡＳＴＭ結晶粒度番号７以下の粗粒組織であった。
一方、表４に示すように、発明鋼１、１０、及び１７、並びに、比較鋼２１及び２３において、１１２５℃で熱処理を施した試験材の金属組織は、ＡＳＴＭ粒度番号８以上の細粒組織となった。

また、表４に示すように、発明鋼１、１０、及び１７では、細粒組織（ＡＳＴＭ結晶粒度番号８以上）及び粗粒組織（ＡＳＴＭ結晶粒度番号７以下）のいずれである場合においても、比較鋼２１及び２３と比較して、応力腐食割れが十分に低減されていた。
これら発明鋼に対し、比較鋼２１及び２３では、細粒組織（ＡＳＴＭ結晶粒度番号８以上）及び粗粒組織（ＡＳＴＭ結晶粒度番号７以下）のいずれである場合においても、応力腐食割れ試験による割れの深さが２ｍｍ以上であり、顕著な応力腐食割れが発生した。特に、溶接ＨＡＺ相当材では、３ｍｍ以上の割れが多数発生した。

以上のように、発明鋼１、１０、及び１７は、比較鋼２１及び２３と比較して、応力腐食割れが顕著に低減されていた。

日本出願２０１５−１１４６６５の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (4)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．１３％、
   Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
   Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
   Ｐ ：０．０４０％以下、
   Ｓ ：０．０２０％以下、
   Ｃｒ：１７．００〜１９．００％、
   Ｎｉ：１２．００〜１５．００％、
   Ｃｕ：２．００〜４．００％、
   Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
   Ｗ ：２．００〜５．００％、
   ２Ｍｏ＋Ｗ：２．５０〜５．００％、
   Ｖ ：０．０１〜０．４０％、
   Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｎｂ：０．１５〜０．７０％
   Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、
   Ｂ ：０．００１０〜０．０１００％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％、
   Ｎｄ：０．００１〜０．２０％、
   Ｚｒ：０．００２％以下、
   Ｂｉ：０．００１％以下、
   Ｓｎ：０．０１０％以下、
   Ｓｂ：０．０１０％以下、
   Ｐｂ：０．００１％以下、
   Ａｓ：０．００１％以下、
   Ｚｒ＋Ｂｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ：０．０２０％以下、
   Ｏ ：０．００９０％以下、
   Ｃｏ：０．８０％以下、
   Ｃａ：０．２０％以下、
   Ｍｇ：０．２０％以下、
   Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上：合計で０．２０％以下、並びに、
   残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
   下記式（１）で定義する有効Ｍ量Ｍeffが０．００２〜０．２５０％であり、
   金属組織のＡＳＴＭ結晶粒度番号が９．６以下であるオーステナイトステンレス鋼。
   有効Ｍ量Ｍeff＝Ｎｄ＋１３・（Ｂ−１１・Ｎ／１４）−１．６・Ｚｒ … 式（１）
   （式（１）中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。）
2. 前記成分組成が、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜０．８０％、Ｃａ：０．０００１〜０．２０％、及び、Ｍｇ：０．０００５〜０．２０％の１種又は２種以上を含む請求項１に記載のオーステナイトステンレス鋼。
3. 前記成分組成が、質量％で、Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上を、合計で０．００１〜０．２０％含む請求項１又は請求項２に記載のオーステナイトステンレス鋼。
4. ７００℃、１万時間のクリープ破断強度が１４０ＭＰａ以上である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイトステンレス鋼。