JP7173348B2 - オーステナイト系ステンレス鋼材及び溶接継手 - Google Patents

Description

本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼材、及び、そのオーステナイト系ステンレス鋼材を用いた溶接継手に関する。

石油精製プラントや石油化学プラント等の化学プラント設備に用いられる鋼材は、高温強度が求められる。これらの化学プラント設備用途の鋼材として、オーステナイト系ステンレス鋼材が用いられている。

化学プラント設備は複数の装置を含む。化学プラント設備の各装置は例えば、常圧蒸留装置、減圧蒸留装置、直接脱硫装置、接触改質装置等である。これらの装置は、加熱炉管、反応塔、槽、熱交換器、配管等を含む。これらの装置は、鋼材を溶接して形成された溶接構造物である。

各装置の操業時の平均温度は異なる。以下、操業時の平均温度を「平均操業温度」という。例えば、減圧蒸留装置は、４００～４５０℃で操業される。直接脱硫装置は、４００～４５０℃で操業される。接触改質装置は、４２０～７００℃で操業される。したがって、これらの装置の加熱炉管、反応塔、槽、熱交換器、配管等に使用される鋼材では、装置の操業時において、４００～７００℃程度の平均操業温度で長時間保持される場合がある。なお、化学プラント設備の装置には、７００℃超の温度で稼働する装置もある。

さらに、化学プラント設備を新規に建設したり、化学プラント設備を補修したりする場合、化学プラント設備内の装置に使用される鋼材は、化学プラントの建設予定地、又は、化学プラントが所在する現地にて、溶接される。最近の溶接施工では、溶接のパス数を低減するために、入熱量を大きくした大入熱溶接が採用される場合が多い。

ところで、オーステナイト系ステンレス鋼材が溶接された場合、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）ともいう）においてＣｒ炭化物に起因した鋭敏化が生じることが知られている。鋭敏化が生じた場合、粒界において固溶Ｃｒが欠乏する。このような固溶Ｃｒが欠乏している領域を、「Ｃｒ欠乏領域」という。粒界近傍でのＣｒ欠乏領域は、粒界腐食や応力腐食割れを発生させる。

オーステナイト系ステンレス鋼材のＨＡＺでの鋭敏化の抑制を目的として、安定化オーステナイト系ステンレス鋼材が開発されている。安定化オーステナイト系ステンレス鋼材は、Ｎｂ又はＴｉを含有する。Ｃとの親和性は、Ｎｂ及びＴｉの方がＣｒよりも高い。そのため、安定化オーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｎｂ及びＴｉによりＮｂ炭化物及びＴｉ炭化物を生成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。これにより、粒界近傍でのＣｒ欠乏領域の生成が抑制される。その結果、安定化オーステナイト系ステンレス鋼材では、ＨＡＺの鋭敏化を抑制できる。

しかしながら、安定化オーステナイト系ステンレス鋼材では、大入熱溶接を実施した場合にナイフラインアタックが生じる可能性がある。ナイフラインアタックとは、次の現象を意味する。大入熱溶接を実施したとき、安定化オーステナイト系ステンレス鋼材のうち、溶接金属の近傍部分（ＨＡＺに相当する部分）の温度が、融点近くまで上がる。具体的には、上述の溶接金属の近傍部分の温度が１２００℃程度まで上がる。このとき、鋼材中でＣを固定していたＮｂ炭化物及びＴｉ炭化物が溶融する。溶接金属の凝固段階（冷却段階）において、Ｎｂ及びＴｉは再びＣと結合しようとする。しかしながら、凝固段階での上記近傍部分の冷却速度は速い。そのため、凝固段階において、Ｎｂ及びＴｉがＣと結合しきれないまま、上記近傍部分の温度が、Ｃｒ炭化物の生成温度域である８００～５００℃まで下がる。この場合、Ｎｂ及びＴｉがＣと結合できずにＣｒがＣと結合して、Ｃｒ炭化物が生成する。その結果、ＨＡＺのうち溶接金属との境界近傍の部分で鋭い割れが発生する。この現象をナイフラインアタックという。ナイフラインアタックは、鋭敏化の一種である。したがって、大入熱溶接を実施した場合においても、鋭敏化の発生を抑制できることが望まれている。

さらに、上述の化学プラント設備のうち、平均操業温度が４００～７００℃となる装置で使用される鋼材の場合、装置の操業期間中においても、鋭敏化を抑制できる方が好ましい。従前の研究では、平均操業温度が４００～７００℃程度の装置用途の鋼材に対しては、５５０℃の温度域で１０００時間保持し、鋭敏化の発生有無を検討していた。しかしながら、化学プラントの稼働期間を考慮すると、５５０℃で１０００時間の保持は短すぎる。したがって、５５０℃で１０００時間よりもはるかに長い、５５０℃で１００００時間保持した後であっても、鋼材の鋭敏化を抑制できる方が好ましい。

特許文献１は、高温で長時間使用された場合のＨＡＺの耐脆化割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提案する。特許文献１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％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５～２５％、Ｎｉ：６～３０％、Ｎ：０．０２～０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含有するとともに、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下及びＺｒ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、Ｐｂ及びＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下及びＳｂ：０．０１％以下であり、かつ、下記の（１）式及び（２）式で表されるＦ１及びＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５及び０．０５≦Ｆ２≦１．７－９×Ｆ１を満足する。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝ （１）式
Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０） （２）式

国際公開第２００９／０４４８０２号

特許文献１に提案されたオーステナイト系ステンレス鋼は、高温で長時間使用された場合のＨＡＺの耐脆化割れ性を高める。しかしながら、特許文献１では、大入熱溶接を想定していない。そのため、特許文献１では、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長時間使用した後の耐鋭敏化特性について検討されていない。

本開示の目的は、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長時間使用した後であっても、優れた耐鋭敏化特性を有する、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。

本開示によるオーステナイト系ステンレス鋼材は、
化学組成が、質量％で
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：１．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
Ｎｉ：９．００～２０．００％、
Ｎ：０．０５～０．１５％、
Ｎｂ：０．１～０．８％、
Ｍｏ：０．１０～４．５０％、
Ｗ：０．０１～１．００％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．０３０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０１０％、
Ａｓ：０～０．０１０％、
Ｚｎ：０～０．０１０％、
Ｐｂ：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．０１０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下である。
２１．９Ｍｏ＋５．９Ｗ－５．０≧０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、前記化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本開示のオーステナイト系ステンレス鋼材は、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長時間使用した後であっても、優れた耐鋭敏化特性を有する。

図１は、本実施形態の溶接継手の一例を示す平面図である。 図２は、図１の溶接継手を溶接金属幅方向で切断した断面図である。 図３は、図１の溶接継手を溶接金属延在方向で切断した断面図である。 図４は、図３と異なる、溶接継手を溶接金属延在方向で切断した断面図である。 図５は、本実施形態の溶接継手において、溶接金属延在方向に垂直な方向の断面を示す図である。 図６は、実施例で作製した大入熱溶接継手模擬試験片の側面図である。

本発明者らは、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長時間使用した後であっても、優れた耐鋭敏化特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。

本発明者らは初めに、鋼材の化学組成について検討を行った。耐鋭敏化特性を高めるためには、粒界でのＣｒ欠乏領域の生成を抑制することが有効である。粒界でのＣｒ欠乏領域の生成を抑制するためには、鋼材中にＣｒ炭化物が生成するのを抑制することが有効である。Ｃｒ炭化物の生成を抑制するためには、鋼材の化学組成中のＣ含有量を低減することが有効である。さらに、鋼材中のＣがＣｒと結合するのを抑制するため、鋼材にＮｂを含有して鋼材中のＣをＮｂと結合させることが有効である。そこで、本発明者らは初めに、鋼材の耐鋭敏化特性を高めるために、鋼材の化学組成について検討を行った。その結果、化学組成が、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｃｒ：１５．００～２５．００％、Ｎｉ：９．００～２０．００％、Ｎ：０．０５～０．１５％、Ｎｂ：０．１～０．８％、Ｔｉ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｃｏ：０～１．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．０３０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０２００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０１０％、Ａｓ：０～０．０１０％、Ｚｎ：０～０．０１０％、Ｐｂ：０～０．０１０％、Ｓｂ：０～０．０１０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼材であれば、Ｃｒ炭化物の生成を抑えることができると考えた。

ところで、上述のとおり、化学プラント設備の新規建設時又は補修時において、オーステナイト系ステンレス鋼材に対して大入熱溶接を実施する場合がある。大入熱溶接を実施した場合、大入熱溶接時の溶接熱により、鋼材のうち、溶接金属の近傍部分（ＨＡＺに相当する部分）の温度は１２００℃を超える。そのため、大入熱溶接前の鋼材にＣｒ炭化物がそれほど多く存在していなくても、大入熱溶接後の鋼材中に、Ｃｒ炭化物が生成してしまう場合がある。この場合、化学プラント設備を稼働して、４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持された場合に、オーステナイト系ステンレス鋼材に鋭敏化が発生する可能性がある。

そこで、本発明者らはさらに、オーステナイト系ステンレス鋼材を大入熱溶接した後に、４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持した場合であっても、鋭敏化の発生を抑制できる手段を検討した。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。

上述のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成において、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．１０～４．５０％、及び、Ｗ：０．０１～１．００％を必須元素として含有する。鋼材の製造工程時及び大入熱溶接時に鋼材中に生成するＣｒ炭化物は、Ｍ_２３Ｃ_６型の炭化物である。Ｍｏ及びＷは、Ｍ_２３Ｃ_６型のＣｒ炭化物のＣｒのサイト（Ｍサイト）にＣｒと置換して入り、Ｃｒ炭化物の自由エネルギーを下げる。さらに、Ｍｏの拡散速度及びＷの拡散速度は、Ｃｒの拡散速度よりも遅い。そのため、Ｃｒと置換してＭｏ及び／又はＷがＭサイトに入ったＣｒ炭化物の成長速度は顕著に遅くなる。以上のメカニズムにより、Ｍｏ及びＷを含有することにより、鋼材製造時及び大入熱溶接時におけるＣｒ炭化物の生成及び成長が抑制されると本発明者らは考えた。

しかしながら、本発明者らが検討した結果、鋼材に上述の含有量のＭｏ及びＷを含有しても、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持した場合、鋭敏化を十分に抑制できない場合があった。そこで、本発明者らはさらなる検討を行った。その結果、鋼材中のＭｏ含有量（質量％）及びＷ含有量（質量％）が式（１）を満たせば、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持された場合であっても、耐鋭敏化特性が高まることがわかった。
２１．９Ｍｏ＋５．９Ｗ－５．０≧０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明者らはさらに、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材において、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持されても、耐鋭敏化特性をさらに高めることができる手段を検討した。

ここで、本発明者らは、鋼材中の析出物に注目した。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中の析出物のうち、ＣｒＮｂ窒化物の占める割合を高める。つまり、析出物中におけるＣｒＮｂ窒化物の割合を高める。ＣｒＮｂ窒化物は、Ｃｒ及びＮｂを含有する微細な析出物（窒化物）である。ＣｒＮｂ窒化物は、鋼材の結晶粒界面積を増加させる。結晶粒界面積が増加すれば、大入熱溶接した後に、４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持した場合であっても、耐鋭敏化特性が高まる。

ＣｒＮｂ窒化物は非常に微細である。そのため、走査型電子顕微鏡等でＣｒＮｂ窒化物の個数密度を定量的に測定することは現時点の測定技術では困難である。しかしながら、鋼材に対して抽出残渣法を実施し、抽出残渣法により得られた残渣の化学組成を定量すれば、鋼材中の析出物を予想することができる。本発明者らの検討の結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材に対して抽出残渣法を実施して得られた残渣中のＮｂ含有量が、質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下であれば、鋼材中の析出物中においてＣｒＮｂ窒化物が占める割合が十分に高くなる。その結果、大入熱溶接した後に、４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持した場合であっても、優れた耐鋭敏化特性が得られることが判明した。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、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、
化学組成が、質量％で
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：１．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
Ｎｉ：９．００～２０．００％、
Ｎ：０．０５～０．１５％、
Ｎｂ：０．１～０．８％、
Ｍｏ：０．１０～４．５０％、
Ｗ：０．０１～１．００％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．０３０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０１０％、
Ａｓ：０～０．０１０％、
Ｚｎ：０～０．０１０％、
Ｐｂ：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．０１０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下である、
オーステナイト系ステンレス鋼材。
２１．９Ｍｏ＋５．９Ｗ－５．０≧０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、前記化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

ここで、「残渣中のＮｂ含有量」とは、オーステナイト系ステンレス鋼材の質量（抽出残渣法で本電解されたオーステナイト系ステンレス鋼材の質量）に対する、残渣中のＮｂ含有量の質量の割合（質量％）を意味する。「残渣中のＣｒ含有量」とは、オーステナイト系ステンレス鋼材の質量（抽出残渣法で本電解されたオーステナイト系ステンレス鋼材の質量）に対する、残渣中のＣｒ含有量の質量の割合（質量％）を意味する。

上記本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長時間使用した後であっても、優れた耐鋭敏化特性を有する。

［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、
前記化学組成は、
Ｍｏ：２．５０～４．５０％、及び、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
を含有し、さらに、式（２）及び式（３）を満たし、
前記抽出残渣法により得られた前記残渣中のＮｂ含有量は質量％で０．０６５～０．２４５％であり、かつ、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％以下である、
オーステナイト系ステンレス鋼材。
２≦７３Ｗ＋５Ｃｏ≦６０ （２）
０．２０≦Ｎｂ＋０．１Ｗ≦０．５８ （３）

上記［２］のオーステナイト系ステンレス鋼材はさらに、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、優れた耐液化割れ性、及び、優れた耐ナフテン酸腐食性を有する。

［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、
前記化学組成は、第１群～第５群のいずれかの群に属する少なくとも１元素又は２元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼材。
第１群：
Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
Ｔａ：０．０１～０．５０％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｚｒ：０．０１～０．１０％、及び、
Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
第２群：
Ｃｕ：０．０１～２．００％、及び、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
第３群：
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．０３０％、
第４群：
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
第５群：
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、及び、
希土類元素：０．００１～０．１００％。

［４］
溶接継手であって、
［２］又は［３］に記載の一対のオーステナイト系ステンレス鋼材と、
前記一対のオーステナイト系ステンレス鋼材の間に配置された溶接金属とを備え、
前記溶接金属の延在方向と垂直な前記オーステナイト系ステンレス鋼材の断面のうち、溶接熱影響部内であって溶融線から前記溶接金属の幅方向に２００μｍの範囲における平均結晶粒径を平均結晶粒径Ｒ１と定義し、前記溶接熱影響部以外の部分の平均結晶粒径を平均結晶粒径Ｒ２と定義したとき、
前記平均結晶粒径Ｒ１と前記平均結晶粒径Ｒ２とは式（４）を満たす、
溶接継手。
Ｒ１／Ｒ２≦４．８ （４）

以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材及び溶接継手について詳述する。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、次の元素を含有する。

Ｃ：０．０２０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、粒界にＭ_２３Ｃ_６型のＣｒ炭化物を生成する。Ｃ含有量が０．０２０％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、Ｃｒ炭化物が過剰に生成して鋼材の耐鋭敏化特性が顕著に低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１４％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産上、Ｃ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。

Ｓｉ：１．５０％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、製鋼工程において、鋼を脱酸する。Ｓｉ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、Ｓｉ含有量が１．５０％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、溶接割れ感受性が顕著に高まる。さらに、Ｓｉはフェライト安定化元素であるため、オーステナイトの安定性が低下する。この場合、４００～７００℃の平均操業温度での長時間使用時において、鋼材中にシグマ相（σ相）が生成する。σ相は、４００～７００℃の平均操業温度での使用時における鋼材の靱性及び延性を低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．５０％以下である。Ｓｉ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０．１５％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１．４０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％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。

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、鋼材中のＳと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｎはさらに、溶接時において鋼材の溶接部を脱酸する。Ｍｎ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、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、４００～７００℃の平均操業温度での使用時において、鋼材中にシグマ相（σ相）が生成しやすくなる。σ相は、４００～７００℃の平均操業温度での使用時における鋼材の靱性及び延性を低下する。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０．１０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５５％である。

Ｐ：０．０４５％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、大入熱溶接時において、鋼材の粒界に偏析する。その結果、鋼材の耐鋭敏化特性が低下する。Ｐはさらに、溶接時において、鋼材の溶接割れ感受性を高める。Ｐ含有量が０．０４５％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、鋼材の耐鋭敏化特性が低下し、溶接割れ感受性が高まる。したがって、Ｐ含有量は０．０４５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、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０．００２％である。

Ｓ：０．０３００％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、高温環境下での鋼材使用中において、粒界に偏析する。その結果、鋼材の耐鋭敏化特性が低下する。Ｓはさらに、溶接時において、鋼材の溶接割れ感受性を高める。Ｓ含有量が０．０３００％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、鋼材の耐鋭敏化特性が低下し、溶接割れ感受性が高まる。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、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０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。

Ｃｒ：１５．００～２５．００％
クロム（Ｃｒ）は、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材使用時において、鋼材の耐酸化性及び耐食性を高める。Ｃｒ含有量が１５．００％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２５．００％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、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材中のオーステナイトの安定性が低下する。この場合、鋼材のクリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．００～２５．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１５．５０％であり、さらに好ましくは１６．００％であり、さらに好ましくは１６．２０％であり、さらに好ましくは１６．４０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．００％であり、さらに好ましくは２３．００％であり、さらに好ましくは２２．００％であり、さらに好ましくは２１．００％であり、さらに好ましくは２０．００％であり、さらに好ましくは、１９．００％である。

Ｎｉ：９．００～２０．００％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が９．００％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２０．００％を超えれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は９．００～２０．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、９．５０％であり、さらに好ましくは９．８０％であり、さらに好ましくは１０．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１８．００％であり、さらに好ましくは１６．００％であり、さらに好ましくは１５．００％であり、さらに好ましくは１４．５０％であり、さらに好ましくは１４．００％であり、さらに好ましくは１３．５０％である。

Ｎ：０．０５～０．１５％
窒素（Ｎ）はマトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化する。Ｎはさらに、鋼材中にＣｒＮｂ窒化物を生成する。ＣｒＮｂ窒化物は、結晶粒界の総面積を増大する。そのため、４００～７００℃の平均操業温度で長時間操業した場合であっても、Ｃｒ炭化物の生成を抑えることができる。その結果、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。Ｎ含有量が０．０５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．１５％を超えれば、結晶粒界にＣｒ窒化物（Ｃｒ_２Ｎ）が生成する。この場合、鋼材中の固溶Ｃｒ量が低減してしまい、その結果、鋼材の耐鋭敏化特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５～０．１５％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０９％である。

Ｎｂ：０．１～０．８％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎとともに、オーステナイト結晶粒内にＣｒＮｂ窒化物を生成し、結晶粒界の総面積を増大する。そのため、４００～７００℃の平均操業温度で長時間操業した場合であっても、Ｃｒ炭化物の生成を抑えることができる。その結果、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。Ｎｂはさらに、Ｃと結合してＭＸ型のＮｂ炭化物を生成する。Ｎｂ炭化物を生成してＣを固定することにより、鋼材中の固溶Ｃ量が低減する。これにより、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、粒界でのＣｒ炭化物の生成が抑制され、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。Ｎｂ炭化物はさらに、析出強化により、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が０．１％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０．８％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、ＣｒＮｂ窒化物及びＮｂ炭化物が過剰に生成する。この場合、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生し、溶接割れや脆化割れが発生しやすくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１～０．８％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．７％であり、さらに好ましくは０．６％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．４％である。

Ｍｏ：０．１０～４．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、粒界でＭ_２３Ｃ_６型のＣｒ炭化物が生成及び成長するのを抑制する。Ｍｏはさらに、固溶強化元素として、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。Ｍｏ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、Ｍｏ含有量が４．５０％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、結晶粒内において、ＬＡＶＥＳ相等の金属間化合物の生成を促進する。この場合、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生し、溶接割れや脆化割れが発生しやすくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０～４．５０％である。

なお、鋼材の化学組成において、Ｍｏ以外の他の元素の含有量が本実施形態の範囲内である場合、Ｍｏ含有量が２．５０％以上であればさらに、４００～７００℃の平均操業温度で使用される鋼材において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を高めることができる。したがって、４００～７００℃の平均操業温度で使用される鋼材において十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び十分な耐ナフテン酸腐食性が必要である場合、Ｍｏ含有量は２．５０～４．５０％である。

耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を特に要求されない用途にオーステナイト系ステンレス鋼材を用いる場合、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２７％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を特に要求されない用途にオーステナイト系ステンレス鋼材を用いる場合、Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．５０％未満であり、さらに好ましくは２．４５％であり、さらに好ましくは２．２０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％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。

耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が要求される用途にオーステナイト系ステンレス鋼材を用いる場合、Ｍｏ含有量の好ましい下限は上述のとおり２．５０％であり、さらに好ましくは２．７０％であり、さらに好ましくは２．９０％であり、さらに好ましくは３．００％であり、さらに好ましくは３．０５％であり、さらに好ましくは３．１０％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が要求される用途にオーステナイト系ステンレス鋼材を用いる場合、Ｍｏ含有量の好ましい上限は４．３０％であり、さらに好ましくは４．２０％であり、さらに好ましくは４．１５％であり、さらに好ましくは４．０５％であり、さらに好ましくは３．９５％である。

Ｗ：０．０１～１．００％
タングステン（Ｗ）は、Ｍｏと同様に、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、粒界でのＭ_２３Ｃ_６型のＣｒ炭化物が生成及び成長するのを抑制する。Ｗはさらに、固溶強化元素として、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。Ｗ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、Ｗ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、結晶粒内において、ＬＡＶＥＳ相等の金属間化合物の生成を促進する。この場合、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生し、溶接割れや脆化割れが発生しやすくなる。したがって、Ｗ含有量は０．０１～１．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

本実施形態による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、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。

不純物のうち、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、Ｐｂ及びＳｂの含有量はそれぞれ、次のとおりである。
Ｓｎ：０～０．０１０％
Ａｓ：０～０．０１０％
Ｚｎ：０～０．０１０％
Ｐｂ：０～０．０１０％
Ｓｂ：０～０．０１０％
すず（Ｓｎ）、ヒ素（Ａｓ）、亜鉛（Ｚｎ）、鉛（Ｐｂ）及びアンチモン（Ｓｂ）はいずれも、不純物である。Ｓｎ含有量は０％であってもよい。同様に、Ａｓ含有量は０％であってもよい。Ｚｎ含有量は０％であってもよい。Ｐｂ含有量は０％であってもよい。Ｓｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、これらの元素はいずれも、粒界に偏析して粒界の融点を下げたり、粒界の結合力を低下したりする。Ｓｎ含有量が０．０１０％を超える場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性及び溶接性が低下する。同様に、Ａｓ含有量が０．０１０％を超える場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性及び溶接性が低下する。Ｚｎ含有量が０．０１０％を超える場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性及び溶接性が低下する。Ｐｂ含有量が０．０１０％を超える場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性及び溶接性が低下する。Ｓｂ含有量が０．０１０％を超える場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０～０．０１０％である。Ａｓ含有量は０～０．０１０％である。Ｚｎ含有量は０～０．０１０％である。Ｐｂ含有量は０～０．０１０％である。Ｓｂ含有量は０～０．０１０％である。Ｓｎ含有量の下限は０％超であってもよいし、０．００１％であってもよい。Ａｓ含有量の下限は０％超であってもよいし、０．００１％であってもよい。Ｚｎ含有量の下限は０％超であってもよいし、０．００１％であってもよい。Ｐｂ含有量の下限は０％超であってもよいし、０．００１％であってもよい。Ｓｂ含有量の下限は０％超であってもよいし、０．００１％であってもよい。

［任意元素について］
［第１群任意元素］
本実施形態による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、Ｔｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｚｒ及びＨｆからなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、Ｃと結合して炭化物を生成する。そのため、固溶Ｃを低減して、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。

Ｔｉ：０～０．５０％
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、鋼材中のＣと結合して炭化物を生成する。これにより、Ｃｒ炭化物の生成が抑制され、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。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０．５０％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、炭化物が結晶粒内に過剰に析出する。この場合、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生し、溶接割れや脆化割れが発生しやすくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

Ｔａ：０～０．５０％
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、Ｃと結合して炭化物を生成する。これにより、Ｃｒ炭化物の生成が抑制され、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。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０．５０％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、炭化物が結晶粒内に過剰に析出する。この場合、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生し、溶接割れや脆化割れが発生しやすくなる。したがって、Ｔａ含有量は０～０．５０％である。Ｔａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

Ｖ：０～１．００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、Ｃと結合して炭化物を生成する。これにより、Ｃｒ炭化物の生成が抑制され、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。Ｖ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、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、炭化物が結晶粒内に過剰に析出する。この場合、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生し、溶接割れや脆化割れが発生しやすくなる。したがって、Ｖ含有量は０～１．００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは、０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｖ含有量の好ましい上限は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０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

Ｚｒ：０～０．１０％
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、Ｃと結合して炭化物を生成する。これにより、Ｃｒ炭化物の生成が抑制され、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。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０．１０％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、炭化物が結晶粒内に過剰に析出する。この場合、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生し、溶接割れや脆化割れが発生しやすくなる。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％である。

Ｈｆ：０～０．１０％
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、Ｃと結合して炭化物を生成する。これにより、Ｃｒ炭化物の生成が抑制され、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。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０．１０％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、炭化物が結晶粒内に過剰に析出する。この場合、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生し、溶接割れや脆化割れが発生しやすくなる。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．１０％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６である。

［第２群任意元素］
本実施形態による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、Ｃｕ及びＣｏ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、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。

Ｃｕ：０～２．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕは０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは４００～７００℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、粒内にＣｕ相として析出して、析出強化により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、Ｃｕ相が過剰に析出する。この場合、溶接後のＨＡＺでの脆化割れ感受性が高まる。したがって、Ｃｕ含有量は０～２．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％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１．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。

Ｃｏ：０～１．００％
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はオーステナイトを安定化して、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。Ｃｏはさらに、Ｗと同様に、鋼材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。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１．００％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、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは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０．２０％である。Ｃｏ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％である。

［第３群任意元素］
本実施形態による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、Ａｌを含有してもよい。Ａｌは製鋼工程において、鋼を脱酸する。

ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．０３０％
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ａｌ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ａｌは製鋼工程において、鋼を脱酸する。Ａｌ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、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０３０％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、鋼材の加工性及び延性が低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０～０．０３０％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％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。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０２９％であり、さらに好ましくは０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。本実施形態においてｓｏｌ．Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。

［第４群任意元素］
本実施形態による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、Ｂを含有してもよい。Ｂは、粒界に偏析して粒界を強化する。

Ｂ：０～０．０１００％
ボロン（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは、４００～７００℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。Ｂ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、Ｂ含有量が０．０１００％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、粒界でのＣｒ炭化物の生成を促進する。そのため、鋼材の耐鋭敏化特性が低下する。Ｂ含有量が０．０１００％を超えればさらに、粒界の融点が低下して、溶接時において、ＨＡＺの粒界で液化割れが生じる。したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは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％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

［第５群任意元素］
本実施形態による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、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼材の熱間加工性を高める。

Ｃａ：０～０．０２００％
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、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａはさらに、Ｓを固定して、Ｓの粒界偏析を抑制する。これにより、溶接時のＨＡＺの脆化割れが低減する。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０．０２００％を超えれば、鋼材の清浄性が低下し、鋼材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０２００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。

Ｍｇ：０～０．０２００％
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、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｇはさらに、Ｓを固定して、Ｓの粒界偏析を抑制する。これにより、溶接時のＨＡＺの脆化割れを低減する。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０．０２００％を超えれば、鋼材の清浄性が低下し、鋼材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０２００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。

希土類元素：０～０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、母材の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。

本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ～７１番のＬｕ）の少なくとも１元素又は２元素以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。

［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の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
２１．９Ｍｏ＋５．９Ｗ－５．０≧０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝２１．９Ｍｏ＋５．９Ｗ－５．０と定義する。Ｆ１は、鋼材中のＭ_２３Ｃ_６型のＣｒ炭化物の生成量の指標である。Ｍｏ及びＷはいずれも、Ｃｒ炭化物のＭサイトのＣｒと置換して、Ｃｒ炭化物の自由エネルギーを下げる。したがって、Ｍｏ及びＷは、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。さらに、Ｍｏ及びＷの拡散速度は、Ｃｒの拡散速度よりも遅い。そのため、ＭサイトのＣｒがＭｏ又はＷに置換されたＣｒ炭化物の成長速度は遅くなる。

Ｆ１が０以上であれば、Ｃｒ炭化物の生成を抑えることが可能な量のＭｏ及びＷが十分含有されている。そのため、溶接時及び４００～７００℃の平均操業温度での鋼材使用時におけるＣｒ炭化物の生成及び成長を十分に抑制することができる。その結果、鋼材に対して大入熱溶接を実施した後、鋼材を上述の平均操業温度で長時間操業した場合であっても、優れた耐鋭敏化特性が得られる。Ｆ１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。Ｆ１の上限は特に限定されないが、化学組成中のＭｏの最大含有量及びＷの最大含有量を考慮すれば、９９．４５である。Ｆ１は、得られた数値の小数第二位を四捨五入して得られた値（つまり、Ｆ１は小数第一位）とする。

［オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成分析方法］
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、周知の成分分析法により求めることができる。具体的には、オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、ドリルを用いて、肉厚中央位置にて穿孔加工して切粉を生成し、その切粉を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、ドリルを用いて、板幅中央位置かつ板厚中央位置にて穿孔加工して切粉を生成し、その切粉を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、ドリルを用いてＲ／２位置にて穿孔加工して切粉を生成し、その切粉を採取する。ここで、Ｒ／２位置とは、棒鋼の長手方向に垂直な断面における、半径Ｒの中央位置を意味する。

採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＯＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法により求める。具体的には、上記溶液を酸素気流中で高周波加熱により燃焼して、発生した二酸化炭素、二酸化硫黄を検出して、Ｃ含有量及びＳ含有量を求める。以上の分析法により、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成を求めることができる。

［オーステナイト系ステンレス鋼材中の析出物（残渣）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、抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下である。

ここで、「残渣中のＮｂ含有量」とは、オーステナイト系ステンレス鋼材の質量（抽出残渣法で本電解されたオーステナイト系ステンレス鋼材の質量）に対する、残渣中のＮｂ含有量の質量の割合（質量％）を意味する。「残渣中のＣｒ含有量」とは、オーステナイト系ステンレス鋼材の質量（抽出残渣法で本電解されたオーステナイト系ステンレス鋼材の質量）に対する、残渣中のＣｒ含有量の質量の割合（質量％）を意味する。

抽出残渣法により抽出された残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下である場合、オーステナイト系ステンレス鋼材中の析出物のうちのＣｒＮｂ窒化物が占める割合が多くなる。つまり、抽出残渣法により抽出された残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下である場合、ＣｒＮｂ窒化物以外の析出物（Ｃｒ炭化物、Ｃｒ_２Ｎ、その他の炭化物、窒化物、及び、炭窒化物等）の量は、ＣｒＮｂ窒化物の量に対して十分に少ないことを意味する。

残渣中のＮｂ含有量が０．０５０％未満である場合、鋼材中にＣｒＮｂ窒化物が十分に析出していないことを意味する。この場合、大入熱溶接後の鋼材を４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持した場合、十分な耐鋭敏化特性が得られない。

一方、残渣中のＮｂ含有量が０．２６７％を超える場合、及び／又は、残渣中のＣｒ含有量が０．１２５％を超える場合、４００～７００℃の平均操業温度で使用する前の鋼材中に、既に、粒界に、多数の又は粗大なＣｒＮｂ窒化物又は他の析出物が生成していることを意味する。そのため、大入熱溶接後の鋼材を４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持した場合、Ｃｒ欠乏領域が過剰に発生してしまい、その結果、十分な耐鋭敏化特性が得られない。

抽出残渣法により抽出される残渣において、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０５２％であり、さらに好ましくは０．０５４％であり、さらに好ましくは０．０５５％である。残渣におけるＮｂ含有量の好ましい上限は０．２６５％であり、さらに好ましくは０．２６３％であり、さらに好ましくは０．２６０％であり、さらに好ましくは０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２４０％である。

抽出残渣法により得られた残渣中のＣｒ含有量の好ましい上限は０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１１０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。Ｃｒ含有量の下限は特に限定されない。Ｃｒ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％であり、さらに好ましくは０．００５％である。

［残渣中の化学組成の測定方法］
残渣中のＮｂ含有量及びＣｒ含有量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から、試験片を採取する。試験片の長手方向に垂直な断面は、円形であっても矩形であってもよい。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が鋼管の肉厚中央位置となり、試験片の長手方向が鋼管の長手方向となるように、試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が鋼板の板幅中央位置かつ板厚中央位置となり、試験片の長手方向が鋼板の長手方向となるように、試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が棒鋼のＲ／２位置となり、試験片の長手方向が棒鋼の長手方向となるように、試験片を採取する。

採取した試験片の表面を、予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した試験片を、電解液（１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノール）で電解（本電解）する。本電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にて、残渣中のＮｂ質量、及び、残渣中のＣｒ質量を求める。さらに、本電解された母材（オーステナイト系ステンレス鋼材）の質量を求める。具体的には、本電解前の試験片の質量と、本電解後の試験片の質量とを測定する。そして、本電解前の試験片の質量から本電解後の試験片の質量を差し引いた値を、本電解された母材質量と定義する。

残渣中のＮｂ質量を本電解された母材質量で除して、残渣中のＮｂ含有量（質量％）を求める。つまり、次の式（ｉ）に基づいて、残渣中のＮｂ含有量（質量％）を求める。さらに、残渣中のＣｒ質量を本電解された母材質量で除して、残渣中のＣｒ含有量（質量％）を求める。つまり、次の式（ｉｉ）に基づいて、残渣中のＣｒ含有量（質量％）を求める。
残渣中のＮｂ含有量＝残渣中のＮｂ質量／母材質量×１００ （ｉ）
残渣中のＣｒ含有量＝残渣中のＣｒ質量／母材質量×１００ （ｉｉ）

以上のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、式（１）を満たす。さらに、抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下である。そのため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業時間で長時間使用した後であっても、優れた耐鋭敏化特性を有する。

ここで、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業時間で長時間使用した後であっても、優れた耐鋭敏化特性を有するとは、次の事項を意味する。

オーステナイト系ステンレス鋼材から角状試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が鋼管の肉厚中央位置となり、試験片の長手方向が鋼管の長手方向となるように、角状試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が鋼板の板幅中央位置かつ板厚中央位置となり、試験片の長手方向が鋼板の長手方向となるように、角状試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が棒鋼のＲ／２位置となり、試験片の長手方向が棒鋼の長手方向となるように、角状試験片を採取する。

角状試験片の長さは特に限定されないが、例えば、１００ｍｍである。角状試験片の長手方向に垂直な断面（横断面）は、特に限定されないが、例えば、１０ｍｍ×１０ｍｍの矩形である。

高周波熱サイクル装置を用いて、角状試験片に対して次の熱履歴を付与する。具体的には、角状試験片の長手方向の中央位置の所定幅（たとえば、１０ｍｍ）を有する中央部分を、大気中で常温から７０～１００℃／秒で１３５０～１４００℃まで昇温する。さらに昇温した温度で１～６０秒保持する。その後、角状試験片を２０℃／秒の冷却速度で常温まで冷却する。以上の熱履歴を角状試験片に付与することにより、大入熱溶接継手模擬試験片を作製する。

大入熱溶接継手模擬試験片を用いて、次に示す長時間鋭敏化処理を実施する。大入熱溶接継手模擬試験片を熱処理炉に装入する。熱処理炉において、大入熱溶接継手模擬試験片を大気中、大気圧にて、５５０℃で１００００時間保持する（鋭敏化処理）。１００００時間経過後の大入熱溶接継手模擬試験片を熱処理炉から抽出して、放冷する。

長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片に対して、次のストラウス試験、及び、再活性化率測定試験を実施する。

［ストラウス試験（硫酸・硫酸銅腐食試験）］
ＡＳＴＭ Ａ２６２－１５ ＰＲＡＣＴＩＣＥ Ｅに準拠したストラウス試験を次のとおり実施する。長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片から、中央部分が板状試験片の長手方向の中央位置にくるように、板状試験片を採取する。板状試験片のサイズは特に限定されない。板状試験片のサイズは例えば、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ８０ｍｍである。板状試験片を、１６％硫酸を含有する硫酸銅試験液中に浸漬して、１５時間沸騰する。その後、板状試験片を硫酸銅試験液から取り出す。取り出した板状試験片に対して、曲げ試験を実施する。曲げ試験では、大気中において、大入熱溶接継手模擬試験片の長手方向中央位置を中心として、板状試験片を１８０°曲げる。曲げた試験片の曲げ部を切断する。切断面を２０倍の光学顕微鏡で観察する。割れが観察された場合、割れの長さを求める。割れが観察されなかった場合、又は、割れが観察されても、割れの長さが１００μｍ以下である場合、耐鋭敏化特性に優れると判断する。

［再活性化率測定試験］
長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｇ１０８－９４に準拠した電気化学的再活性化率測定試験（Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ Ｒｅａｃｔｉｖａｔｉｏｎ ｔｅｓｔ）を実施する。具体的には、長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片の中央部分（大入熱が加えられた部分）から板状試験片を採取する。採取した板状試験片内において、評価面積１００ｍｍ^２の表面部分以外の領域をマスキングする。マスキングされた板状試験片を電極として、温度３０℃、容量２００ｃｍ^３の０．５ｍｏｌ硫酸＋０．０１ｍｏｌチオシアン酸カリウム溶液に浸漬する。次に、板状試験片に対して、分極速度１００ｍＶ／分の直線分極で、自然電位から３００ｍＶまで貴方向に走査する。飽和甘こう電極基準で３００ｍＶに到達後、直ちに元の自然電位まで卑方向に走査する。貴方向（往路）への電圧印加時に流れた電流を測定する。そして、卑方向（復路）への電圧印加時に流れた電流を測定する。得られた電流値に基づいて、再活性化率（％）を次のとおり定義する。
再活性化率＝（復路の最大アノード電流／往路の最大アノード電流）×１００

再活性化率が低いほど、鋭敏化度（Ｄｅｇｒｅｅ Ｏｆ Ｓｅｎｓｉｔｉｚａｔｉｏｎ：ＤＯＳ）が低く、耐鋭敏化特性が高い。再活性化率が１０％以下である場合、耐鋭敏化特性に優れると判断する。

長時間鋭敏化処理された大入熱溶接継手模擬試験片において、ＡＳＴＭ Ａ２６２－１５ ＰＲＡＣＴＩＣＥ Ｅに準拠したストラウス試験において割れが観察されない、又は、割れが観察されても割れの長さが１００μｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ Ｇ１０８－９４に準拠した電気化学的再活性化率測定試験で得られた再活性化率が１０％以下である場合、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業時間で長時間使用した後であっても、優れた耐鋭敏化特性を有すると判断する。

［耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を高めた鋼材について］
最近のガソリン価格の低下に伴い、化学プラント設備では、ナフテン酸を含有する低価格の低品位原油の使用比率が高まっている。したがって、化学プラント設備に利用される鋼材では、優れた耐ナフテン酸腐食性が求められる場合がある。また、常圧蒸留装置や減圧蒸留装置の加熱炉管等に利用される鋼材では、蒸留工程で発生する多量のコークの付着を抑制するために、原油中に硫黄が含有される。原油に含有される硫黄により、コークの付着は抑制される。しかしながら、原油に含有される硫黄により、鋼材にポリチオン酸応力腐食割れ（以下、ポリチオン酸ＳＣＣともいう）が発生しやすくなる。したがって、化学プラント設備に使用される鋼材では、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性も要求される場合がある。

十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び十分な耐ナフテン酸腐食性を得る場合、好ましくは、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、次の要件を満たす。
（Ｉ）Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ含有量が０．０１～１．００％である。
（ＩＩ）鋼材の化学組成が、式（２）及び式（３）を満たす。
２≦７３Ｗ＋５Ｃｏ≦６０ （２）
０．２０≦Ｎｂ＋０．１Ｗ≦０．５８ （３）
（ＩＩＩ）抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％であり、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％以下である。
以下、（Ｉ）～（ＩＩＩ）について説明する。

［（Ｉ）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において、Ｍｏ含有量が２．５０％以上である場合、上述のとおり、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすことを前提として、優れた耐ナフテン酸腐食性が得られる。さらに、Ｗ及びＣｏは、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。したがって、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び十分な耐ナフテン酸腐食性を得ることを目的とした場合、オーステナイト系ステンレス鋼材において、Ｍｏ含有量は２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ含有量は０．０１～１．００％である。

［（ＩＩ）について］
鋼材の化学組成はさらに、式（２）及び式（３）を満たす。
２≦７３Ｗ＋５Ｃｏ≦６０ （２）
０．２０≦Ｎｂ＋０．１Ｗ≦０．５８ （３）
ここで、式（２）及び式（３）中の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
以下、式（２）及び式（３）について説明する。

［式（２）について］
Ｆ２＝７３Ｗ＋５Ｃｏと定義する。Ｆ２は耐ポリチオン酸ＳＣＣ性と、大入熱溶接時の耐液化割れ性に関する指標である。Ｆ２が２未満であれば、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成中のＷ及びＣｏの総含有量が十分ではない。この場合、鋼材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低下する。一方、Ｆ２が６０を超えれば、Ｍｏ含有量が２．５０％以上である場合に、Ｗ及びＣｏがＬＡＶＥＳ相等の金属間化合物の生成を促進する。この場合、金属間化合物が過剰に生成する。そのため、結晶粒内の強度が過剰に高くなり、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、粒界面で応力集中が発生する。その結果、大入熱溶接時において、耐液化割れ性が低下する。

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において、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ含有量が０．０１～１．００％であり、さらに、Ｆ２が２～６０であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られ、かつ、大入熱溶接時に液化割れの発生を抑制できる。Ｆ２の好ましい下限は３であり、さらに好ましくは４であり、さらに好ましくは５である。Ｆ２の好ましい上限は５８であり、さらに好ましくは５５であり、さらに好ましくは５３であり、さらに好ましくは５０である。Ｆ２は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して得られた値とする。

［式（３）について］
Ｆ３＝Ｎｂ＋０．１Ｗと定義する。Ｆ３は有効Ｎｂ量を意味する。Ｎｂ及びＷはいずれも、Ｃと結合して炭化物を生成し、鋼材中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、鋼材中にＣｒ炭化物が生成するのを抑制し、鋼材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。しかしながら、鋼材中のＮ含有量が０．０５～０．１５％である場合、Ｎｂ及びＷの総含有量が高すぎれば、Ｌａｖｅｓ相に代表されるＮｂ析出物が過剰に生成してしまう。この場合、大入熱溶接時において、ＨＡＺでの液化割れが発生し、耐液化割れ性が低下する場合がある。

Ｆ３が０．２０未満であれば、Ｃｒ炭化物の生成を十分に抑制できず、鋼材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低下する。一方、Ｆ３が０．５８を超えれば、Ｌａｖｅｓ相に代表されるＮｂ析出物が過剰に生成して、大入熱溶接時において、ＨＡＺでの液化割れが発生し得る。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さらに、上記（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たす場合、つまり、Ｆ３が０．２０～０．５８％であれば、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られ、かつ、大入熱溶接時において、ＨＡＺでの液化割れを抑制することができる。

Ｆ３の好ましい下限は０．２２であり、さらに好ましくは０．２４であり、さらに好ましくは０．２６である。Ｆ３の好ましい上限は０．５６であり、さらに好ましくは０．５４であり、さらに好ましくは０．５０であり、さらに好ましくは０．４８であり、さらに好ましくは０．４５である。Ｆ３は、得られた数値の小数第三位を四捨五入して得られた値とする。

［（ＩＩＩ）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が（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たす場合、さらに、抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％であり、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％以下であれば、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られる。

抽出残渣法により抽出された残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％以下であれば、オーステナイト系ステンレス鋼材中の析出物のうちのＣｒＮｂ窒化物が占める割合が十分に多く、粒界面積が十分に増大するため、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られる。

残渣中のＮｂ含有量が０．０６５％未満である場合、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られる程度に鋼材中にＣｒＮｂ窒化物が十分に析出していないことを意味する。この場合、大入熱溶接後の鋼材を４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持した場合、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られない。

一方、残渣中のＮｂ含有量が０．２４５％を超える場合、及び／又は、残渣中のＣｒ含有量が０．１０４％を超える場合、４００～７００℃の平均操業温度で使用する前の鋼材中に、既に、粒界に、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を低下させてしまう程度に多数の又は粗大なＣｒＮｂ窒化物が生成していることを意味する。そのため、大入熱溶接後の鋼材を４００～７００℃の平均操業温度で長時間保持した場合、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られない。

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、（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たし、かつ、抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％であり、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％以下であれば、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が得られる。

抽出残渣法により抽出される残渣中のＮｂ含有量の好ましい下限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０７５％であり、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０９０％である。残渣におけるＮｂ含有量の好ましい上限は０．２４０％であり、さらに好ましくは０．２３５％であり、さらに好ましくは０．２３０％である。

抽出残渣法により抽出される残渣中のＣｒ含有量の好ましい上限は０．１００％であり、さらに好ましくは０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されない。Ｃｒ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％であり、さらに好ましくは０．００５％である。

以上のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たし、かつ、上述の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たせば、優れた耐ナフテン酸腐食性、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、及び優れた耐液化割れ性が得られる。ここで、優れた耐ナフテン酸腐食性、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、及び優れた耐液化割れ性とは、次の事項を意味する。

［耐ナフテン酸腐食性］
オーステナイト系ステンレス鋼材から試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が鋼管の肉厚中央位置となり、試験片の長手方向が鋼管の長手方向となるように、試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が鋼板の板幅中央位置かつ板厚中央位置となり、試験片の長手方向が鋼板の長手方向となるように、試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が棒鋼のＲ／２位置となり、試験片の長手方向が棒鋼の長手方向となるように、試験片を採取する。試験片のサイズは特に限定されない。試験片のサイズは例えば、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍである。採取した試験片を、常圧下において、２００℃の１００％シクロヘキサンカルボン酸溶液に７２０時間浸漬する。７２０時間浸漬後、アセトンを用いて試験片を３分間超音波洗浄する。

試験前の試験片の質量と、超音波洗浄後の試験片の質量との差を腐食減量として算出する。さらに、試験片の表面積、比重、及び、試験時間から腐食速度（ｍｍ／年）を求める。腐食速度が０．０１ｍｍ／年以下である場合、耐ナフテン酸腐食性に優れると判断する。

［耐ポリチオン酸ＳＣＣ性］
上述の耐鋭敏化特性の評価試験と同様の大入熱溶接継手模擬試験片を作製する。大入熱溶接継手模擬試験片に対して、上述の長時間鋭敏化処理を実施する。長時間鋭敏化処理後の大入熱溶接継手模擬試験片から、中央部分が板状試験片の長手方向の中央位置にくるように、板状試験片を採取する。板状試験片のサイズは特に限定されない。板状試験片のサイズは例えば、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍである。採取した板状試験片を用いて、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験を次の方法で実施する。板状試験片を、内側半径５ｍｍのポンチ周りに曲げてＵベンド形とする。Ｕベンド形の試験片を、硫酸を用いてＰＨ＝２に調整した１％Ｋ_２Ｓ_４Ｏ_６溶液中に常温で１００時間浸漬する。浸漬後の試験片において、曲げた試験片の曲げ部を、長手方向に垂直な方向に切断し、切断面を２０倍の光学顕微鏡で観察する。割れが観察された場合、切断面における割れの深さを求める。割れが観察されなかった場合、又は、割れが観察されるが、割れの深さが２０μｍ未満である場合、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に優れると判断する。

［耐液化割れ性評価試験］
大入熱溶接継手模擬試験片の長手方向の中央位置で、長手方向に垂直な方向に切断する。切断面を観察面とする。観察面を混酸でエッチングする。エッチングされた観察面の任意の３視野（各視野は２５０μｍ×２５０μｍ）を、４００倍の光学顕微鏡で観察する。観察された３視野において、粒界での部分溶融痕の有無を判断する。

３視野の切断面において、粒界に発生している部分溶融痕のうち、長さが２５μｍ以上の部分溶融痕が観察されなかった場合、又は、長さが２５μｍ以上の部分溶融痕は観察されるものの、長さが５０μｍ以上の部分溶融痕が観察されない場合、耐液化割れ性が高いと判断する。

［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の形状］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の形状は特に限定されない。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、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。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、鍛造品であってもよいし、鋳造品であってもよい。

［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の用途について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、４００～７００℃の平均操業温度で使用される装置用途に適する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は特に、大入熱溶接が実施された後、４００～７００℃の平均操業温度で長期間使用される装置用途に適する。４００～７００℃は平均の操業温度であり、一時的に操業温度が７００℃を超える場合があっても、平均の操業温度が４００～７００℃であれば、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の使用に適する。これらの装置の最高到達温度は７５０℃であってもよい。このような装置はたとえば、石油精製や石油化学に代表される化学プラント設備の装置である。これらの装置はたとえば、加熱炉管、槽、配管等を備える。また、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を、平均操業温度が４００℃未満の化学プラント設備に利用してもよい。

本実施形態の鋼材が上記（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす場合、つまり、化学組成において、Ｍｏ：２．５０～４．５０％、及び、Ｃｏ：０．０１～１．００％、を含有し、さらに、式（２）及び式（３）を満たし、さらに、抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％以下である場合、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が求められる化学プラント設備用途に適する。

なお、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、化学プラント設備以外の他の設備にも当然に使用可能である。化学プラント設備以外の他の設備はたとえば、化学プラント設備と同様に４００～７００℃程度の平均操業温度での使用が想定される、火力発電ボイラ設備（たとえばボイラチューブ等）等である。

［本実施形態の溶接継手について］
図１は、本実施形態の溶接継手の一例を示す平面図である。図１を参照して、本実施形態による溶接継手１は、一対のオーステナイト系ステンレス鋼材１００と、溶接金属２００とを備える。溶接金属２００は、一対のオーステナイト系ステンレス鋼材１００の間に配置されている。溶接金属２００は、一対のオーステナイト系ステンレス鋼材１００の間に形成されており、一対のオーステナイト系ステンレス鋼材１００とつながっている。以降の説明では、オーステナイト系ステンレス鋼材１００を「母材」１００ともいう。

一対の母材１００の端部はたとえば、開先加工されている。溶接金属２００は、端部が開先加工された一対の母材１００の端部同士を付き合わせた後、一層盛り溶接又は多層盛り溶接を実施して形成される。溶接方法はたとえば、ティグ溶接（Ｇａｓ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＧＴＡＷ）、被覆アーク溶接（Ｓｈｉｅｌｄｅｄ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＭＡＷ）、フラックス入りワイヤアーク溶接（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＦＣＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＧＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＡＷ）である。

図１において、溶接金属２００が延在する方向を溶接金属延在方向Ｌと定義する。溶接金属延在方向Ｌと垂直な方向を溶接金属幅方向Ｗと定義する。溶接金属延在方向Ｌ及び溶接金属幅方向Ｗと垂直な方向を溶接金属厚さ方向Ｔと定義する。図２は、図１の溶接継手１を溶接金属幅方向Ｗで切断した断面図である。図１及び図２に示すとおり、溶接金属２００は、一対の母材１００の間に形成（配置）されている。

図３は、図１の溶接継手１を溶接金属延在方向Ｌで切断した断面図であり、図４は、図３と異なる、溶接継手１を溶接金属延在方向Ｌで切断した断面図である。図３に示すとおり、母材１００は鋼板であってもよい。また、図４に示すとおり、母材１００の長手方向に垂直な断面は円状の管（つまり鋼管）であってもよい。図示しないが、母材１００は棒鋼であってもよい。

［母材１００について］
一対の母材１００の各々は、上述の優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び優れた耐ナフテン酸腐食性を有する本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材である。つまり、母材１００は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｃｒ：１５．００～２５．００％、Ｎｉ：９．００～２０．００％、Ｎ：０．０５～０．１５％、Ｎｂ：０．１～０．８％、Ｍｏ：２．５０～４．５０％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｔｉ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．０３０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０２００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０１０％、Ａｓ：０～０．０１０％、Ｚｎ：０～０．０１０％、Ｐｂ：０～０．０１０％、Ｓｂ：０～０．０１０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（３）を満たし、抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．１０４％以下である。

［溶接金属２００について］
溶接金属２００の化学組成は、特に限定されない。溶接金属２００は、周知の溶接材料を使用して形成すればよい。周知の溶接材料はたとえば、ＡＷＳ Ａ５．９に準拠した、規格名：ＥＲ ＮｉＣｒＣｏＭｏ－１、ＥＲ ＮｉＣｒＭｏ－３、ＮｉＣｒＣｏＭｏ－１、２２Ｃｒ－１２Ｃｏ－１Ａｌ－９Ｍｏ－Ｎｉ、ＮｉＣｒＭｏ－３、２２Ｃｒ－８Ｍｏ－３．５Ｎｂ－Ｎｉ等である。

［溶接熱影響部（ＨＡＺ）での平均結晶粒径Ｒ１及びＨＡＺ以外の部分の平均結晶粒径Ｒ２の好ましい範囲について］
図５は、本実施形態の溶接継手１において、溶接金属延在方向Ｌに垂直な方向の断面を示す図である。図５を参照して、溶接継手１の溶接金属延在方向Ｌに垂直な方向の断面では、母材（オーステナイト系ステンレス鋼材）１００は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）１０１と、ＨＡＺ１０１以外の部分１０２とを含む。ＨＡＺ１０１は、母材１００のうち、溶接金属２００の溶融線２００Ｅと隣接した領域であって、溶接時の熱影響を受けている部分である。一方、母材１００のうち、ＨＡＺ１０１以外の部分を、通常部１０２と称する。母材１００のうち、通常部１０２は、溶接時の熱影響を実質的に受けていない部分である。

図５を参照して、溶接金属延在方向Ｌに垂直な方向の母材１００の断面のうち、ＨＡＺ１０１内であって溶融線２００Ｅから溶接金属幅方向Ｗに２００μｍの範囲（図５中で破線でハッチングされた領域）を、範囲Ｄｒｅｆと定義する。範囲ＤｒｅｆはＨＡＺ１０１の一部である。範囲Ｄｒｅｆにおける平均結晶粒径を、平均結晶粒径Ｒ１（μｍ）と定義する。さらに、母材１００の断面のうち、ＨＡＺ１０１以外の部分（つまり、通常部１０２）の平均結晶粒径を、平均結晶粒径Ｒ２（μｍ）と定義する。このとき、好ましくは、平均結晶粒径Ｒ１と平均結晶粒径Ｒ２とは、式（４）を満たす。
Ｒ１／Ｒ２≦４．８ （４）

ここで、平均結晶粒径Ｒ１は次の方法で測定する。溶接継手１から、溶接金属延在方向Ｌに垂直な方向の断面を含む試験片を採取する。溶接金属延在方向Ｌに垂直な方向の断面を観察面とする。観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後、１０％蓚酸溶液にてエッチングを実施する。エッチングされた観察面のうち、範囲Ｄｒｅｆ内の任意の３視野を２００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成する。各視野は１００μｍ×１００μｍとする。各視野において、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に準拠して、切断法により結晶粒度番号を求める。求めた３つの結晶粒度番号の算術平均値を求め、平均結晶粒度番号と定義する。得られた平均結晶粒度番号から平均結晶粒径Ｒ１（μｍ）を求める。

同様に、平均結晶粒径Ｒ２は次の方法で測定する。図５を参照して、溶接継手１の母材１００の通常部１０２から、溶接金属延在方向Ｌに垂直な方向の断面を含む試験片を採取する。溶接金属延在方向Ｌに垂直な方向の断面を観察面とする。観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後、１０％蓚酸溶液にてエッチングを実施する。エッチングされた観察面のうち、任意の３視野を２００倍の光学顕微鏡にて観察して、写真画像を生成する。各視野は１００μｍ×１００μｍとする。各視野において、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に準拠して、切断法により結晶粒度番号を求める。求めた３つの結晶粒度番号の算術平均値を求め、平均結晶粒度番号と定義する。得られた平均結晶粒度番号から平均結晶粒径Ｒ２（μｍ）を求める。

本実施形態の溶接継手１において、母材１００が上述の本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、かつ、溶融線２００Ｅ近傍のＨＡＺ１０１での平均結晶粒径Ｒ１と通常部１０２での平均結晶粒径Ｒ２とが式（４）を満たせば、本実施形態の溶接継手１は、大入熱溶接後であっても、さらに優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びさらに優れた耐液化割れ性を有する。

［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］
以下、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あくまでも一例である。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、次の工程を含む。
１．素材を準備する工程（準備工程）
２．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）
３．必要に応じて、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）
４．熱間加工工程後又は冷間加工工程後の中間鋼材に対して、ＣｒＮｂ窒化物を析出させる工程（ＣｒＮｂ窒化物生成処理工程）
以下、各工程について説明する。

［１．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としてもよい。この場合、熱間鍛造開始直前の素材の温度は特に限定されないが、たとえば、１０００～１３００℃である。熱間鍛造後の素材の冷却方法は特に限定されない。

［２．熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備工程において準備された素材に対して熱間加工を実施して、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。

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。初めに、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。熱間押出直前の素材の温度は特に限定されない。熱間押出直前の素材の温度はたとえば、１０００～１３００℃である。熱間押出法に代えて、熱間押抜き製管法を実施してもよい。

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、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、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素管にする。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、たとえば、２０～８０％である。熱間加工により鋼管を製造した場合、熱間加工が完了した直後の鋼管温度（仕上げ温度）は特に限定されないが、好ましくは、９００℃以上である。

中間鋼材が鋼板である場合、熱間加工工程はたとえば、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。スラブ等の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。熱間圧延前に素材を加熱し、加熱後の素材に対して熱間圧延を実施する。熱間圧延直前の素材の温度はたとえば、１０００～１３００℃である。熱間加工により鋼板を製造した場合、熱間加工が完了した直後の鋼板温度（仕上げ温度）は特に限定されないが、好ましくは、９００℃以上である。

中間鋼材が棒鋼である場合、熱間加工工程はたとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工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。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。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。粗圧延工程直前の素材温度は特に限定されないが、たとえば、１０００～１３００℃である。仕上げ圧延工程では、初めにビレットを加熱する。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。仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１０００～１３００℃である。熱間加工により棒鋼を製造した場合、熱間加工が完了した直後の棒鋼温度（仕上げ温度）は特に限定されないが、好ましくは、９００℃以上である。

［３．冷間加工工程］
冷間加工工程は必要に応じて実施する。つまり、冷間加工工程は実施しなくてもよい。実施する場合、熱間加工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。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、冷間抽伸又は冷間圧延である。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。冷間加工工程を実施することにより、ＣｒＮｂ窒化物生成処理工程前に、中間鋼材に歪を付与する。これにより、ＣｒＮｂ窒化物生成処理工程時において再結晶の発現及び整粒化を行うことができる。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。

［４．ＣｒＮｂ窒化物生成処理工程］
ＣｒＮｂ窒化物生成処理工程では、熱間加工工程後又は冷間加工工程後の中間鋼材に対して、ＣｒＮｂ窒化物生成処理を実施する。これにより、他の析出物（Ｃｒ炭化物、Ｃｒ_２Ｎ、その他の炭化物、窒化物、及び、炭窒化物等）の生成を抑えつつ、ＣｒＮｂ窒化物を適量析出させる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材から抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量を質量％で０．０５０～０．２６７％とすることができ、かつ、残渣中のＣｒ含有量を質量％で０．１２５％以下とすることができる。

ＣｒＮｂ窒化物生成処理は、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、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。

［ＣｒＮｂ窒化物生成処理の条件］
ＣｒＮｂ窒化物生成処理では、次の３つの条件（第１の条件、第２の条件、第３の条件）を満たす。

［第１の条件：ＣｒＮｂ窒化物生成処理での熱処理温度Ｔ］
ＣｒＮｂ窒化物生成処理では、大気雰囲気の炉内において、熱処理温度Ｔ（℃）を次の温度範囲に保持する。
１０００≦Ｔ≦Ｔ_ｍａｘ
ここで、Ｔｍａｘ（℃）は、Ｍｏ含有量に応じて、次のとおりである。
＜１＞Ｍｏ含有量が０．１０～１．００％である場合
Ｔ_ｍａｘ＝Ｔ_ｘ－１００（Ｍｏ＋Ｗ）＋２００Ｃ－８０Ｎｂ
＜２＞Ｍｏ含有量が１．００％超～２．５０％未満である場合
Ｔ_ｍａｘ＝Ｔ_ｘ－５０（Ｍｏ＋Ｗ）＋２００Ｃ－８０Ｎｂ
＜３＞Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％である場合
Ｔ_ｍａｘ＝Ｔ_ｘ－２０（Ｍｏ＋Ｗ）＋２００Ｃ－８０Ｎｂ
ここで、Ｔ_ｘ＝１３００である。

熱処理温度Ｔが１０００℃未満であれば、熱間加工工程において鋼材中に析出したＣｒ炭化物等の析出物が十分に固溶しない。この場合、化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材中において、析出物中におけるＮｂ炭化物及びＣｒ炭化物の割合が顕著に高くなり、ＣｒＮｂ窒化物の割合が顕著に低くなる。そのため、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．２６７％を超え、及び／又は、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％を超える。

また、鋼材の化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ：０．０１～１．００％であり、式（１）～式（３）を満たす場合、熱処理温度Ｔが１０００℃未満であれば、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．２４５％を超え、及び／又は、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％を超える。

一方、熱処理温度ＴがＴ_ｍａｘを超えれば、熱間加工工程で鋼材中に生成したＮｂ炭化物及びＣｒ炭化物が固溶するだけでなく、ＣｒＮｂ窒化物生成処理工程でのＣｒＮｂ窒化物の析出が不足する。そのため、化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材中に存在するＣｒＮｂ窒化物の割合が顕著に少なくなる。その結果、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０％未満となる。

また、鋼材の化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ：０．０１～１．００％であり、式（１）～式（３）を満たす場合、熱処理温度ＴがＴ_ｍａｘを超えれば、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５％未満となる。

熱処理温度Ｔが１０００℃以上であり、かつ、Ｔ_ｍａｘ以下であれば、熱間加工工程にて生成したＣｒ炭化物を十分に固溶でき、Ｎｂ炭化物の過度の生成を抑え、かつ、適切な量のＣｒＮｂ窒化物を生成できる。その結果、化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材において、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％となり、かつ、Ｃｒ含有量が０．１２５％以下となる。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。

また、鋼材の化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ：０．０１～１．００％であり、式（１）～式（３）を満たす場合、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％となり、かつ、Ｃｒ含有量が０．１０４％以下となる。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。

Ｔ_ｍａｘにおいて、好ましいＴ_ｘは１２９０であり、さらに好ましくは１２８０である。

［第２の条件］
ＣｒＮｂ窒化物生成処理はさらに、熱処理温度Ｔ（℃）、及び、熱処理温度Ｔでの保持時間ｔ（分）とが、次の条件を満たす。
（Ａ）化学組成中のＭｏ含有量が０．１０～１．００％である場合
ｆ１≦ｆ２、かつ、ｆ２≦ｆ３
ここで、ｆ１～ｆ３は次のとおり定義される。
ｆ１＝７６０
ｆ２＝Ｔ×Ｌｏｇ１０（２０Ｎｂ＋０．１Ｃｒ＋１０Ｍｏ＋ｔ／６０）
ｆ３＝１６８０
（Ｂ）化学組成中のＭｏ含有量が１．００％超～２．５０％未満である場合
ｆ１≦ｆ２、かつ、ｆ２≦ｆ３
ここで、ｆ１～ｆ３は次のとおり定義される。
ｆ１＝１２００
ｆ２＝Ｔ×Ｌｏｇ１０（２０Ｎｂ＋０．１Ｃｒ＋１０Ｍｏ＋ｔ／６０）
ｆ３＝１９００
（Ｃ）化学組成中のＭｏ含有量が２．５０～４．５０％である場合
ｆ１≦ｆ２、かつ、ｆ２≦ｆ３
ここで、ｆ１～ｆ３は次のとおり定義される。
ｆ１＝１５２０
ｆ２＝Ｔ×Ｌｏｇ１０（２０Ｎｂ＋０．１Ｃｒ＋１０Ｍｏ＋ｔ／６０）
ｆ３＝２０５０
ｆ２中のＴには、熱処理温度Ｔ（℃）が代入され、ｔには保持時間ｔ（分）が代入される。ｆ２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。

ｆ２は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材中において、適切な量のＣｒＮｂ窒化物を生成するのに必要な熱処理温度Ｔ及び保持時間ｔのパラメータである。以下、ｆ２を「ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータ」という。化学組成中のＣｒ及びＮｂはＣｒＮｂ窒化物を構成する元素である。さらに、Ｍｏは、ＣｒＮｂ窒化物の生成に影響を与えるとともに、ＬＡＶＥＳ相の生成を誘発する元素である。

ｆ１は、鋼材の化学組成中のＭｏ含有量に基づいて異なる値が適用される。具体的には、鋼材の化学組成中のＭｏ含有量が０．１０～１．００％の場合、ｆ１＝７６０である。鋼材の化学組成中のＭｏ含有量が１．００％超～２．５０％未満である場合、ｆ１＝１２００である。鋼材の化学組成中のＭｏ含有量が２．５０～４．５０％である場合、ｆ１＝１５２０である。

ｆ１と同様に、ｆ３は、鋼材の化学組成中のＭｏ含有量に基づいて異なる値が適用される。具体的には、鋼材の化学組成中のＭｏ含有量が０．１０～１．００％の場合、ｆ３＝１６８０である。鋼材の化学組成中のＭｏ含有量が１．００％超～２．５０％未満である場合、ｆ３＝１９００である。鋼材の化学組成中のＭｏ含有量が２．５０～４．５０％である場合、ｆ３＝２０５０である。

ｆ２がｆ１未満であれば、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータが低すぎる。この場合、化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材中において、析出物中におけるＮｂ炭化物及びＣｒ炭化物の割合が高くなり、ＣｒＮｂ窒化物の割合が顕著に低くなる。そのため、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．２６７％を超え、及び／又は、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％を超える。

また、鋼材の化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ：０．０１～１．００％であり、式（１）～式（３）を満たす場合、ｆ２がｆ１未満であれば、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．２４５％を超え、及び／又は、残渣中のＣｒ含有量が０．１０４％を超える。

ｆ２がｆ３を超えれば、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータが高すぎる。この場合、ＣｒＮｂ窒化物の析出が不足する。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼材中に存在するＣｒＮｂ窒化物の割合が顕著に少なくなる。その結果、化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材中において、残渣中のＮｂ含有量が０．０５０質量％未満となる。

また、鋼材の化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ：０．０１～１．００％であり、式（１）～式（３）を満たす場合、ｆ２がｆ３を超えれば、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５％未満となる。

ｆ２がｆ１以上であり、かつ、ｆ２がｆ３以下であれば、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータが適切な範囲内となる。この場合、ＣｒＮｂ窒化物が適量析出する。そのため、化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材中において、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％となり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下となる。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼材は優れた耐鋭敏化特性を有する。

また、鋼材の化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ：０．０１～１．００％であり、式（１）～式（３）を満たす場合、ｆ２がｆ１以上であり、かつ、ｆ２がｆ３以下であれば、オーステナイト系ステンレス鋼材の残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％となり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％以下となる。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼材は優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を有する。

［第３の条件］
ＣｒＮｂ窒化物生成処理はさらに、熱処理温度Ｔ℃で保持時間ｔ分保持した後、冷却する。このとき、少なくとも鋼材温度が８００～５００℃の温度域での平均冷却速度ＣＲを１５℃／秒以上で冷却する。平均冷却速度ＣＲが１５℃／秒未満である場合、８００～５００℃の温度範囲を冷却している間に、鋼材中にＣｒＮｂ窒化物が粒界にも析出し、さらに、Ｍ_２３Ｃ_６型のＣｒ炭化物も粒界に生成してしまう。そのため、化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材中において、残渣中のＮｂ含有量が０．２６７質量％を超える。及び／又は、Ｃｒ含有量が０．１２５％を超える。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐鋭敏化特性が低下する。

また、鋼材の化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ：０．０１～１．００％であり、式（１）～式（３）を満たす場合、平均冷却速度ＣＲが１５℃／秒未満であれば、残渣中のＮｂ含有量が０．２４５質量％を超える。及び／又は、Ｃｒ含有量が０．１０４％を超える。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低下する。

平均冷却速度ＣＲが１５℃／秒以上であれば、８００～５００℃の温度範囲を冷却している間に、鋼材中にＣｒ炭化物が過剰に生成するのを抑制できる。そのため、第１の条件及び第２の条件を満たすことを前提として、化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材中において、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％となり、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下となる。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐鋭敏化特性を高めることができる。

また、鋼材の化学組成中の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｍｏ含有量が２．５０～４．５０％であり、かつ、Ｃｏ：０．０１～１．００％であり、式（１）～式（３）を満たす場合、平均冷却速度ＣＲが１５℃／秒以上であれば、第１の条件及び第２の条件を満たすことを前提として、オーステナイト系ステンレス鋼材の残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％となり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が０．１０４％以下となる。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。

以上の工程により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を製造できる。上述の製造方法は、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、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、上述の製造方法に限定されない。鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）を満たし、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下であれば、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、上述の製造方法に限定されない。

以上のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、化学組成中の各元素が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たす。さらに、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下である。そのため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、優れた耐鋭敏化特性を有する。

さらに、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材がさらに上記（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす場合、つまり、化学組成において、Ｍｏ：２．５０～４．５０％、及び、Ｃｏ：０．０１～１．００％、を含有し、さらに、式（２）及び式（３）を満たし、抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１０４％以下である場合、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を有する。

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。

［オーステナイト系ステンレス鋼材の製造］
表１の化学組成を有する素材（インゴット）を製造した。

表１中の「０」及び空白は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを示す。検出限界未満である場合、その元素は含有されていなかったとみなした。たとえば、試験番号Ｂ１のＭｏ含有量は、小数第三位を四捨五入したときに「０」であったことを意味する。また、試験番号Ｂ１のＷ含有量は、小数第三位を四捨五入したときに「０」であったことを意味する。なお、表１中の「任意元素等」欄には、含有されている任意元素又は不純物元素とその含有量（質量％）が記載されている。例えば、試験番号Ａ３では、Ｔｉが０．０２％含有され、Ｖが０．０４％含有され、Ｂが０．００１４％含有されていたことを示す。なお、不純物元素であるＳｎ、Ａｓ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｂに関しては、いずれの試験番号においても、Ｓｎ含有量は０～０．０１０％であり、Ａｓ含有量は０～０．０１０％であり、Ｚｎ含有量は０～０．０１０％であり、Ｐｂ含有量は０～０．０１０％であり、Ｓｂ含有量は０～０．０１０％であった。

溶鋼を用いて、表１の化学組成を有し、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ３０ｍｍの素材とした。熱間鍛造前のインゴットの温度は１２５０℃であった。さらに、素材に対して熱間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍの中間鋼材（鋼板）を製造した。熱間加工（熱間圧延）直前の素材温度は、１２５０℃であった。熱間圧延後の中間鋼材の仕上げ温度はいずれも、９００℃以上であった。

熱間圧延後の中間鋼材に対して、ＣｒＮｂ窒化物生成処理を実施した。ＣｒＮｂ窒化物生成処理において、各試験番号のＴ_ｍａｘは表２に示すとおりであった。試験番号Ａ１～Ａ１８、及びＢ１～Ｂ６、Ｂ９、Ｂ１０、Ｂ１３～Ｂ１７の熱処理温度Ｔはいずれも、１０００℃以上であり、かつ、Ｔ_ｍａｘ以下であった。一方、試験番号Ｂ８の熱処理温度Ｔは１０００℃未満であった。また、試験番号Ｂ７、Ｂ１１及びＢ１２の熱処理温度ＴはＴ_ｍａｘを超えた。

さらに、各試験番号のＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２と、ｆ１及びｆ３とは、表２に示すとおりであった。表２中の「ｆ１≦ｆ２」欄で「Ｔ」は、ｆ１≦ｆ２であったことを示す。「Ｆ」は、ｆ１＞ｆ２であったことを示す。表２中の「ｆ２≦ｆ３」欄で「Ｔ」は、ｆ２≦ｆ３であったことを示す。「Ｆ」は、ｆ２＞ｆ３であったことを示す。

さらに、試験番号Ａ１～Ａ１８、Ｂ１～Ｂ５、Ｂ７～Ｂ１４、Ｂ１６及びＢ１７のＣｒＮｂ窒化物生成処理における８００～５００℃までの平均冷却速度ＣＲは１５℃／秒以上であった。一方、試験番号Ｂ６及びＢ１５の８００～５００℃までの平均冷却速度ＣＲは５℃／秒であった。以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼材を製造した。

［評価試験］
以上の製造工程により製造された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。

［大入熱溶接継手模擬試験片の作製］
製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材を用いて、次の方法により、大入熱溶接を模擬した大入熱溶接継手模擬試験片を作製した。

各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の板幅中央位置かつ板厚中央位置を含む、角状試験片を採取した。角状試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に平行であった。角状試験片の長さは１００ｍｍであった。角状試験片の長手方向に垂直な断面（横断面）は、１０ｍｍ×１０ｍｍの矩形であった。角状試験片の横断面の中央位置は、オーステナイト系ステンレス鋼材の板幅中央位置かつ板厚中央位置にほぼ一致した。

高周波熱サイクル装置を用いて、角状試験片に対して次の熱履歴を付与した。具体的には、図６を参照して、角状試験片の長手方向の中央位置の１０ｍｍ幅（つまり、長手方向中央位置から左右に５ｍｍずつの幅）を有する中央部分６０を、大気中で常温から７０℃／秒で１４００℃まで昇温した。さらに１４００℃で１０秒保持した。その後、角状試験片を２０℃／秒の冷却速度で常温まで冷却した。以上の熱履歴を角状試験片に付与することにより、大入熱溶接継手模擬試験片を作製した。

［長時間鋭敏化処理］
大入熱溶接継手模擬試験片を用いて、次に示す長時間鋭敏化処理を実施した。大入熱溶接継手模擬試験片を熱処理炉に装入した。熱処理炉において、大入熱溶接継手模擬試験片を大気中、大気圧にて、５５０℃で１００００時間保持した（鋭敏化処理）。１００００時間経過後の大入熱溶接継手模擬試験片を熱処理炉から抽出して、放冷した。

長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片に対して、次のストラウス試験、及び、再活性化率測定試験を実施した。

［ストラウス試験（硫酸・硫酸銅腐食試験）］
ＡＳＴＭ Ａ２６２－１５ ＰＲＡＣＴＩＣＥ Ｅに準拠したストラウス試験を次のとおり実施した。長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片から、中央部分６０が長手方向の中央位置にくるように厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ８０ｍｍの板状試験片を採取した。板状試験片を、１６％硫酸を含有する硫酸銅試験液中に浸漬して、１５時間沸騰した。その後、板状試験片を硫酸銅試験液から取り出した。取り出した板状試験片に対して、曲げ試験を実施した。曲げ試験では、大気中において、大入熱溶接継手模擬試験片の長手方向中央位置を中心として、板状試験片を１８０°曲げた。曲げた試験片の曲げ部を切断した。切断面を２０倍の光学顕微鏡で観察した。割れが観察された場合、割れの長さを求めた。割れが観察されなかった場合、又は、割れが観察されても、割れの長さが１００μｍ以下である場合、ストラウス試験を合格と判断した（表２中で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ））。一方、１００μｍを超える割れが観察された場合、ストラウス試験を不合格と判断した（表２中で「Ｂ」（Ｂａｄ））。

［再活性化率測定試験］
長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｇ１０８－９４に準拠した電気化学的再活性化率測定試験（Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ Ｒｅａｃｔｉｖａｔｉｏｎ ｔｅｓｔ）を実施した。具体的には、長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片の中央部分６０（大入熱が加えられた部分）から板状試験片を採取した。採取した板状試験片内において、評価面積１００ｍｍ^２の表面部分以外の領域をマスキングした。マスキングされた板状試験片を電極として、温度３０℃、容量２００ｃｍ^３の０．５ｍｏｌ硫酸＋０．０１ｍｏｌチオシアン酸カリウム溶液に浸漬した。次に、板状試験片に対して、分極速度１００ｍＶ／分の直線分極で、自然電位から３００ｍＶまで貴方向に走査した。飽和甘こう電極基準で３００ｍＶに到達後、直ちに元の自然電位まで卑方向に走査した。貴方向（往路）への電圧印加時に流れた電流を測定した。そして、卑方向（復路）への電圧印加時に流れた電流を測定した。得られた電流値に基づいて、再活性化率（％）を次のとおり定義した。
再活性化率＝（復路の最大アノード電流／往路の最大アノード電流）×１００

再活性化率が低いほど、鋭敏化度（Ｄｅｇｒｅｅ Ｏｆ Ｓｅｎｓｉｔｉｚａｔｉｏｎ：ＤＯＳ）が低く、耐鋭敏化特性が高い。本実施例では、再活性化率が１０％以下である場合、合格と判断した。（表２中で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ））。一方、再活性化率が１０％を超える場合、不合格と判断した（表２中で「Ｂ」（Ｂａｄ））。

上述の長時間鋭敏化処理を実施した大入熱溶接継手模擬試験片において、ストラウス試験が合格であり、かつ、再活性化率が１０％以下であれば、そのオーステナイト系ステンレス鋼材は優れた耐鋭敏化特性を有すると判断した。

［試験結果］
表２に試験結果を示す。

表１及び表２を参照して、試験番号Ａ１～Ａ１８では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、かつ、Ｆ１が式（１）を満たした。さらに、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、残渣中のＣｒ含有量が０．１２５％以下であった。さらに、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認されなかった。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％以下であった。したがって、試験番号Ａ１～Ａ１８のオーステナイト系ステンレス鋼材では、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合であっても、優れた耐鋭敏化特性を示した。

一方、試験番号Ｂ１～Ｂ３では、Ｍｏ含有量及び／又はＷ含有量が低かった。そのため、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ４では、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ５では、Ｃ含有量が高かった。そのため、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ６では、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。さらに、ＣｒＮｂ窒化物処理工程での８００～５００℃での平均冷却速度ＣＲが１５℃／秒未満であった。そのため、残渣中のＣｒ含有量が高すぎた。そのため、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ７では、ＣｒＮｂ窒化物生成処理において、熱処理温度ＴがＴ_ｍａｘよりも高かった。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎた。そのため、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ８では、ＣｒＮｂ窒化物生成処理において、熱処理温度Ｔが１０００℃未満であった。そのため、残渣中のＮｂ含有量及び残渣中のＣｒ含有量が高すぎた。そのため、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認され、さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ９では、化学組成が適切であり、式（１）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２が、ｆ１未満であった。そのため、残渣中のＣｒ含有量が高すぎた。その結果、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ１０では、化学組成が適切であり、式（１）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２が、ｆ３を超えた。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎた。その結果、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ１１では、ＣｒＮｂ窒化物生成処理において、熱処理温度ＴがＴ_ｍａｘよりも高かった。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎた。そのため、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ１２では、ＣｒＮｂ窒化物生成処理において、熱処理温度ＴがＴ_ｍａｘよりも高かった。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎた。そのため、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ１３では、化学組成が適切であり、式（１）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２が、ｆ１未満であった。そのため、残渣中のＣｒ含有量が高すぎた。その結果、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ１４では、化学組成が適切であり、式（１）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２が、ｆ３を超えた。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎた。その結果、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ１５では、化学組成が適切であり、式（１）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、８００～５００℃での平均冷却速度ＣＲが１５℃／秒未満であった。そのため、残渣中のＣｒ含有量が高すぎた。その結果、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ１６では、化学組成が適切であり、式（１）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２が、ｆ１未満であった。そのため、残渣中のＣｒ含有量が高すぎた。その結果、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

試験番号Ｂ１７では、化学組成が適切であり、式（１）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２が、ｆ３を超えた。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎた。その結果、ストラウス試験において、１００μｍを超える割れが確認された。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。つまり、大入熱溶接後に５５０℃で１００００時間鋭敏化処理を実施した場合、耐鋭敏化特性が低かった。

［オーステナイト系ステンレス鋼材の製造］
表３の化学組成を有する素材（インゴット）を製造した。

表３中の空白は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを示す。検出限界未満である場合、その元素は含有されていなかったとみなした。なお、表３中の「任意元素等」欄には、含有されている任意元素又は不純物元素とその含有量（質量％）が記載されている。例えば、試験番号Ａ３では、Ｔｉが０．０８％含有され、Ｖが０．１６％含有され、不純物であるＳｎが０．００５％含有されていたことを示す。不純物元素であるＳｎ、Ａｓ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｂに関しては、いずれの試験番号においても、Ｓｎ含有量は０～０．０１０％であり、Ａｓ含有量は０～０．０１０％であり、Ｚｎ含有量は０～０．０１０％であり、Ｐｂ含有量は０～０．０１０％であり、Ｓｂ含有量は０～０．０１０％であった。

溶鋼を用いて、表３の化学組成を有し、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ３０ｍｍの素材とした。熱間鍛造前のインゴットの温度は１１５０℃であった。さらに、素材に対して熱間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍの鋼材（鋼板）を製造した。熱間加工（熱間圧延）前の素材温度は、１１５０℃であった。熱間圧延後の鋼材の仕上げ温度は９００℃以上であった。

熱間圧延後の鋼材に対して、ＣｒＮｂ窒化物生成処理を実施した。ＣｒＮｂ窒化物生成処理での各試験番号のＴ_ｍａｘは表４に示すとおりであった。試験番号Ａ１～Ａ１３及びＢ１～Ｂ８及びＢ１１～１４では、熱処理温度Ｔが１０００℃以上であり、かつ、Ｔ_ｍａｘ以下であった。一方、試験番号Ｂ９では、熱処理温度ＴがＴ_ｍａｘを超えた。また、試験番号Ｂ１０では、熱処理温度Ｔが１０００℃未満であった。

さらに、各試験番号のＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２と、ｆ１及びｆ３とは、表４に示すとおりであった。表４中の「ｆ１≦ｆ２」欄で「Ｔ」は、ｆ１≦ｆ２であったことを示す。「Ｆ」は、ｆ１＞ｆ２であったことを示す。表４中の「ｆ２≦ｆ３」欄で「Ｔ」は、ｆ２≦ｆ３であったことを示す。「Ｆ」は、ｆ２＞ｆ３であったことを示す。

さらに、試験番号Ａ１～Ａ１３、Ｂ１～Ｂ１０、Ｂ１２～Ｂ１４のＣｒＮｂ窒化物生成処理における８００～５００℃までの平均冷却速度ＣＲは１５℃／秒以上であった。一方、試験番号Ｂ１１の８００～５００℃までの平均冷却速度ＣＲは１５℃／秒未満であった。以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼材を製造した。

［耐ナフテン酸腐食性評価試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の幅中央位置かつ板厚中央位置から、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を採取した。試験片の長手方向は、鋼材の長手方向（圧延方向）に平行であった。採取した試験片を、常圧下において、２００℃の１００％シクロヘキサンカルボン酸溶液に７２０時間浸漬した。７２０時間浸漬後、アセトンを用いて試験片を３分間超音波洗浄した。

試験前の試験片の質量と、超音波洗浄後の試験片の質量との差を腐食減量として算出した。さらに、試験片の表面積、比重、及び、試験時間から腐食速度（ｍｍ／年）を求めた。腐食速度が０．０１ｍｍ／年以下である場合、耐ナフテン酸腐食性に優れると判断した（表４中の「耐ナフテン酸腐食性」欄において「Ｅ」と表記）。一方、腐食速度が０．０１ｍｍ／年を超えた場合、耐ナフテン酸腐食性が低いと判断した（表４中の「耐ナフテン酸腐食性」欄で「Ｂ」と表記）。

［大入熱溶接継手模擬試験片の作製］
製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材を用いて、次の方法により、大入熱溶接で製造された溶接継手を模擬した大入熱溶接継手模擬試験片を作製した。

各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の板幅中央位置かつ板厚中央位置を含む、角状試験片を採取した。角状試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に平行であった。角状試験片の長さは１００ｍｍであった。角状試験片の長手方向に垂直な断面（横断面）は、１０ｍｍ×１０ｍｍの矩形であった。角状試験片の横断面の中央位置は、オーステナイト系ステンレス鋼材の板幅中央位置かつ板厚中央位置にほぼ一致した。

高周波熱サイクル装置を用いて、角状試験片に対して次の熱履歴を付与した。具体的には、図６を参照して、角状試験片の長手方向の中央位置の１０ｍｍ幅部分６０を、大気中で常温から１００℃／秒で１３５０℃まで昇温した。さらに１３５０℃で１～６０秒保持した。その後、角状試験片を２０℃／秒の冷却速度で常温まで冷却した。以上の熱履歴を角状試験片に付与することにより、大入熱溶接継手模擬試験片５０を作製した。

［平均結晶粒径Ｒ１及びＲ２測定試験］
大入熱溶接継手模擬試験片５０を用いて、平均結晶粒径Ｒ１及びＲ２を次の方法で測定した。大入熱溶接継手模擬試験片５０の長さ方向の中央位置の１０ｍｍ幅部分の領域６０は、溶接継手のＨＡＺの範囲Ｄｒｅｆ（再現ＨＡＺ組織）に相当する。そこで、領域６０をＨＡＺの範囲Ｄｒｅｆ（再現ＨＡＺ組織）６０と認定した。範囲Ｄｒｅｆ６０の表面を観察面とするサンプルを採取した。観察面を鏡面研磨した。その後、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に準拠して、任意の３視野における結晶粒度番号を切断法により求めた。各視野は１００μｍ×１００μｍであった。求めた３つの結晶粒度番号の算術平均値を求め、平均結晶粒度番号と定義した。得られた平均結晶粒度番号から平均結晶粒径Ｒ１（μｍ）を求めた。

同様に、大入熱溶接継手模擬試験片５０の長手方向における端部から２５ｍｍ位置を通常部７０と認定した。通常部７０において、平均結晶粒径Ｒ２を次の方法で測定した。大入熱溶接継手模擬試験片５０の通常部７０の表面を観察面とするサンプルを採取した。観察面を鏡面研磨した。その後、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に準拠して、任意の３視野における結晶粒度番号を切断法により求めた。各視野は１００μｍ×１００μｍであった。求めた３つの結晶粒度番号の算術平均値を求め、平均結晶粒度番号と定義した。得られた平均結晶粒度番号から平均結晶粒径Ｒ２（μｍ）を求めた。

求めた範囲Ｄｒｅｆ６０での平均結晶粒径Ｒ１と、通常部７０での平均結晶粒径Ｒ２とを用いて、Ｒ１／Ｒ２を求めた。求めたＲ１／Ｒ２を表４の「Ｒ１／Ｒ２」欄に示す。また、表４の「式（４）」欄で「Ｔ」は、Ｒ１／Ｒ２が４．８以下であり、式（４）を満たすことを意味する。一方、「式（４）」欄で「Ｆ」は、Ｒ１／Ｒ２が４．８を超え、式（４）を満たさなかったことを意味する。

［耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験］
大入熱溶接継手模擬試験片を用いて、次に示す長時間鋭敏化処理試験を実施した。大入熱溶接継手模擬試験片を熱処理炉に装入した。熱処理炉において、大入熱溶接継手模擬試験片を大気中、大気圧にて、５５０℃で１００００時間保持（鋭敏化処理）した。１００００時間経過後の大入熱溶接継手模擬試験片を熱処理炉から抽出して、放冷した。

長時間鋭敏化処理後の大入熱溶接継手模擬試験片から、範囲Ｄｒｅｆ６０が長手方向の中央位置にくるように厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの板状試験片を採取した。採取した板状試験片を用いて、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験を次の方法で実施した。板状試験片を、内側半径５ｍｍのポンチ周りに曲げてＵベンド形とした。Ｕベンド形の試験片を、硫酸を用いてＰＨ＝２に調整した１％Ｋ_２Ｓ_４Ｏ_６溶液中に常温で１００時間浸漬した。浸漬後の試験片において、曲げた試験片の曲げ部を、長手方向に垂直な方向に切断し、切断面を２０倍の光学顕微鏡で観察した。割れが観察された場合、切断面における割れの深さを求めた。割れが観察されなかった場合、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に極めて優れると判断した（表４中の「耐ＰＴＡＳＣＣ性」欄において「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と表記）。切断面において割れが観察されたものの、割れの深さが２０μｍ未満の場合、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に優れると判断した（表４中の「耐ＰＴＡＳＣＣ性」欄において「Ｇ」（Ｇｏｏｄ）と表記）。切断面で割れが観察され、割れの深さが２０μｍ以上である場合、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低いと判断した（表４中の「耐ＰＴＡＳＣＣ性」欄において「Ｂ」（ｂａｄ）と表記）。

［耐液化割れ性評価試験］
大入熱溶接継手模擬試験片５０の長手方向の中央位置（つまり、範囲Ｄｒｅｆ６０の範囲内）で、長手方向に垂直な方向に切断した。切断面を観察面とした。観察面を混酸でエッチングした。エッチングされた観察面の任意の３視野（各視野は２５０μｍ×２５０μｍ）を、４００倍の光学顕微鏡で観察した。観察された３視野において、粒界での部分溶融痕の有無を判断した。

３視野の切断面において、粒界に発生している部分溶融痕のうち、長さが２５μｍ以上の部分溶融痕が観察されなかった場合、耐液化割れ性が非常に高いと判断した（表４中の「耐液化割れ性」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表記）。粒界に発生している部分溶融痕のうち、長さが２５μｍ以上の部分溶融痕は観察されるものの、長さが５０μｍ以上の部分溶融痕が観察されない場合、耐液化割れ性が高いと判断した（表４中の「耐液化割れ性」欄で「Ｇ」（Ｇｏｏｄ）で表記）。長さが５０μｍ以上の部分溶融痕が１つでも観察された場合、耐液化割れ性が低いと判断した（表４中の「耐液化割れ性」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表記）。

［試験結果］
表４に試験結果を示す。

表３及び表４を参照して、試験番号Ａ１～Ａ１３では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、かつ、式（１）～式（３）を満たした。さらに、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０６５～０．２４５％であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．１０４％以下であった。そのため、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、及び、耐ナフテン酸腐食性に優れた。さらに、耐液化割れ性にも優れた。

また、試験番号Ａ１～Ａ１２では、大入熱溶接継手模擬試験片における範囲Ｄｒｅｆの平均結晶粒径Ｒ１と、通常部の平均結晶粒径Ｒ２とが式（４）を満たした。そのため、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が極めて高く、耐液化割れ腐食性が極めて高かった。

一方、試験番号Ｂ１では、化学組成中の各元素含有量は適切であったものの、Ｆ２が式（２）の上限を超え、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。その結果、耐液化割れ性が低かった。

試験番号Ｂ２では、Ｍｏ含有量が低かった。さらに、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。そのため、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が低かった。

試験番号Ｂ３では、Ｍｏ含有量が低かった。そのため、耐ナフテン酸腐食性が低かった。

試験番号Ｂ４では、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。そのため、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。

試験番号Ｂ５では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。

試験番号Ｂ６では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。その結果、耐液化割れ性が低かった。

試験番号Ｂ７では、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。その結果、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。

試験番号Ｂ８では、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。その結果、耐液化割れ性が低かった。

試験番号Ｂ９では、ＣｒＮｂ窒化物生成処理の熱処理温度ＴがＴ_ｍａｘを超えた。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎた。その結果、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。

試験番号Ｂ１０では、ＣｒＮｂ窒化物生成処理の熱処理温度Ｔが低すぎた。そのため、残渣中のＣｒ含有量が高かった。その結果、耐液化割れ性が低かった。

試験番号Ｂ１１では、ＣｒＮｂ窒化物生成処理において、平均冷却速度ＣＲが遅すぎた。そのため、残渣中のＮｂ含有量が高く、残渣中のＣｒ含有量が高かった。その結果、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。

試験番号Ｂ１２では、化学組成が適切であり、式（１）～式（３）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２が、ｆ１未満であった。そのため、残渣中のＣｒ含有量が高すぎた。その結果、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。

試験番号Ｂ１３では、化学組成が適切であり、式（１）～式（３）を満たしたものの、ＣｒＮｂ窒化処理工程において、ＣｒＮｂ窒化物生成パラメータｆ２が、ｆ３を超えた。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎた。その結果、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。

試験番号Ｂ１４では、Ｍｏ含有量が低かった。そのため、耐ナフテン酸腐食性が低かった。

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。

１ 溶接継手
１００ オーステナイト系ステンレス鋼材（母材）
１０１ 溶接熱影響部（ＨＡＺ）
１０２ 通常部
２００ 溶接金属
２００Ｅ 溶融線

Claims (4)

1. オーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   化学組成が、質量％で
   Ｃ：０．０２０％以下、
   Ｓｉ：１．５０％以下、
   Ｍｎ：２．００％以下、
   Ｐ：０．０４５％以下、
   Ｓ：０．０３００％以下、
   Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
   Ｎｉ：９．００～２０．００％、
   Ｎ：０．０５～０．１５％、
   Ｎｂ：０．１～０．８％、
   Ｍｏ：０．１０～４．５０％、
   Ｗ：０．０１～１．００％、
   Ｔｉ：０～０．５０％、
   Ｔａ：０～０．５０％、
   Ｖ：０～１．００％、
   Ｚｒ：０～０．１０％、
   Ｈｆ：０～０．１０％、
   Ｃｕ：０～２．００％、
   Ｃｏ：０～１．００％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．０２５％、
   Ｂ：０～０．０１００％、
   Ｃａ：０～０．０２００％、
   Ｍｇ：０～０．０２００％、
   希土類元素：０～０．１００％、
   Ｓｎ：０～０．０１０％、
   Ａｓ：０～０．０１０％、
   Ｚｎ：０～０．０１０％、
   Ｐｂ：０～０．０１０％、
   Ｓｂ：０～０．０１０％、及び、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   式（１）を満たし、
   抽出残渣法により得られた残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５０～０．２６７％であり、かつ、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．１２５％以下である、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
   ２１．９Ｍｏ＋５．９Ｗ－５．０≧０ （１）
   ここで、式（１）中の各元素記号には、前記化学組成中の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、
   前記化学組成は、
   Ｍｏ：２．５０～４．５０％、及び、
   Ｃｏ：０．０１～１．００％、
   を含有し、さらに、式（２）及び式（３）を満たし、
   前記抽出残渣法により得られた前記残渣中のＮｂ含有量は質量％で０．０６５～０．２４５％であり、かつ、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で、０．１０４％以下である、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
   ２≦７３Ｗ＋５Ｃｏ≦６０ （２）
   ０．２０≦Ｎｂ＋０．１Ｗ≦０．５８ （３）
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、
   前記化学組成は、第１群～第５群のいずれかの群に属する少なくとも１元素又は２元素以上を含有する、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
   第１群：
   Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
   Ｔａ：０．０１～０．５０％、
   Ｖ：０．０１～１．００％、
   Ｚｒ：０．０１～０．１０％、及び、
   Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
   第２群：
   Ｃｕ：０．０１～２．００％、及び、
   Ｃｏ：０．０１～１．００％、
   第３群：
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．０２５％、
   第４群：
   Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
   第５群：
   Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
   Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、及び、
   希土類元素：０．００１～０．１００％。
4. 溶接継手であって、
   請求項２又は請求項３に記載の一対のオーステナイト系ステンレス鋼材と、
   前記一対のオーステナイト系ステンレス鋼材の間に配置された溶接金属とを備え、
   前記溶接金属の延在方向と垂直な前記オーステナイト系ステンレス鋼材の断面のうち、溶接熱影響部内であって溶融線から前記溶接金属の幅方向に２００μｍの範囲における平均結晶粒径を平均結晶粒径Ｒ１と定義し、前記溶接熱影響部以外の部分の平均結晶粒径を平均結晶粒径Ｒ２と定義したとき、
   前記平均結晶粒径Ｒ１と前記平均結晶粒径Ｒ２とは式（４）を満たす、
   溶接継手。
   Ｒ１／Ｒ２≦４．８ （４）

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