JP7277752B2 - オーステナイト系ステンレス鋼材 - 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たとえば、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。たとえば、減圧蒸留装置は、４００～４５０℃の温度で操業される。直接脱硫装置は、４００～４５０℃で操業される。接触改質装置では、４２０～６００℃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、４００～６００℃程度の平均操業温度で長時間保持される。一方、接触改質装置等に代表される一部の化学プラント設備の装置には、６００超～７５０℃の平均操業温度で稼働し、最高設計温度が８１５℃となる装置もある。

６００超～７５０℃の平均操業温度で稼働する装置では、高いクリープ強度が求められる。また、６００超～７５０℃の平均操業温度で稼働する装置では、稼働中に鋼材の破断を抑制するために、高いクリープ延性も求められる。

国際公開第２０１８／０４３５６５号（特許文献１）では、高温域で使用されるオーステナイト系ステンレス鋼のクリープ強度及びクリープ延性の改善について開示されている。この文献に開示されているオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１０．０～３０．０％、Ｍｏ：０．１～５．０％、Ｎｂ：０．２０～１．００％、Ｎ：０．０５０～０．３００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００８０％、Ｃｕ：０～５．０％、Ｗ：０～５．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、及び、希土類元素：０～０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。ここで、式（１）は次のとおりである。Ｂ＋０．００４－０．９Ｃ＋０．０１７Ｍｏ²≧０。特許文献１では、Ｃｕ含有量を高めることによりクリープ強度が高まるものの、クリープ延性が低下する点が開示されている。

ところで、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。

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ともいう）にて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。粒界近傍での固溶Ｃｒの欠乏は、粒界腐食や応力腐食割れが発生する可能性を高める。

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。ＮｂやＴｉはＣｒよりもＣとの親和性が高い。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により炭化物を生成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。これにより、溶接時の鋭敏化を抑制する。

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。大入熱溶接を実施する場合、安定化オーステナイト系ステンレス鋼材の溶接部分の温度が融点近くまで上がる。具体的には、溶接部分の温度が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。溶接時の凝固段階（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、溶接時の凝固段階での溶接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、Ｃｒ炭化物が生成温度域である８００～５００℃まで温度が下がる。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、溶接金属と母材との境界部分で鋭い割れが発生する場合がある。この現象が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、平均操業温度が６００超～７５０℃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、鋭敏化が抑制できる方が好ましい。６５０℃の温度域で１０００時間保持した後であっても、鋭敏化を抑制できる方が好ましい。

また、６００超～７５０℃の平均操業温度で稼働する装置では、長時間使用した鋼材において、溶接残留応力が緩和する。この溶接残留応力の緩和過程において、クリープ歪が粒界に集中することにより、割れが発生する場合がある。このような割れを「応力緩和割れ」と称する。したがって、６００超～７５０℃の平均操業温度で長期間使用される鋼材では、応力緩和割れを抑制できることも望まれる。

国際公開第２０１８／０４３５６５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、優れたクリープ強度及びクリープ延性を示す。しかしながら、特許文献１では、耐鋭敏化特性及び耐応力緩和割れ性に関する検討がされていない。

本開示の目的は、大入熱溶接後に６００超～７５０℃の平均操業温度での使用においても、高いクリープ強度及びクリープ延性を有し、かつ、大入熱溶接後に６００超～７５０℃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及び優れた耐応力緩和割れ性を有する、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：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
Ｎｉ：８．００～１８．００％、
Ｍｏ：０．１０～５．００％、
Ｃｕ：２．００超～４．００％、
Ｎ：０．０６～０．２５％、
Ｎｂ：０．２～１．０％、
Ｂ：０．００１０～０．０１００％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～５．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．１００％、
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）及び式（２）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０．０５２％以上であり、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．２４５％以下である。
０≦Ｂ＋０．２１Ｍｏ－１．９Ｃ≦０．２２０ （１）
８．８≦Ｎｉ＋０．０５Ｃｕ－０．１×（Ｍｏ）²≦１３．２ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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６００超～７５０℃の平均操業温度での使用においても、高いクリープ強度及びクリープ延性を有し、かつ、大入熱溶接後に６００超～７５０℃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及び優れた耐応力緩和割れ性を有する。

図１は、エッチング後の観察面の視野画像の模式図である。

本発明者らは、大入熱溶接後に６００超～７５０℃の平均操業温度での使用においても、高いクリープ強度及びクリープ延性を有し、かつ、大入熱溶接後に６００超～７５０℃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及び優れた耐応力緩和割れ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ため、鋼材中にＣｒ炭化物が生成するのを抑制する必要がある。Ｃｒ炭化物の生成を抑制するには、Ｃ含有量を低減し、かつ、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ＮｂＣとして結合させることが有効である。

さらに、６００超～７５０℃の平均操業温度においてクリープ強度を高めるには、Ｃｕを２．００超～４．００％含有することが有効である。しかしながら、Ｃｕを２．００超～４．００％含有した場合、６００超～７５０℃の平均操業温度では、Ｃｕが粒内に析出して、結晶粒内を析出強化する。そのため、相対的に結晶粒界の強度が低下する。その結果、６００超～７５０℃の平均操業温度において応力緩和割れが発生しやすくなる。そこで、Ｃｕを２．００超～４．００％含有した場合であっても、応力緩和割れを抑制するために、Ｂを０．００１０～０．０１００％含有する。この場合、６００超～７５０℃の平均操業温度においてＢが粒界に偏析して、粒界の強度が高まる。その結果、粒内強度と粒界強度との強度差が低減して、耐応力緩和割れ性を高めることができる。

以上の事項を考慮して、本発明者は鋼材の化学組成を検討した。その結果、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１５．００～２５．００％、Ｎｉ：８．００～１８．００％、Ｍｏ：０．１０～５．００％、Ｃｕ：２．００超～４．００％、Ｎ：０．０６０～０．２５０％、Ｎｂ：０．２～１．０％、Ｂ：０．００１０～０．０１００％、Ｔｉ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～５．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．１００％、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、クリープ強度を高めつつ、耐鋭敏化特性及び耐応力緩和割れ性を高めることができると考えた。

しかしながら、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材使用において、Ｂの含有は、粒界でのＣｒ炭化物の生成を促進することが判明した。Ｃｒ炭化物の粒界での生成量が多くなれば、鋭敏化が生じやすくなる。Ｂはさらに、大入熱溶接時の凝固中において、過剰に偏析して、凝固割れを引き起こす可能性があることも判明した。そこで、本発明者らは、高いクリープ強度を維持し、耐応力緩和割れ性を高めつつ、耐鋭敏化特性及び耐凝固割れ性も高める方法について検討を行った。その結果、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材において、さらに、式（１）を満たせば、高いクリープ延性を維持し、耐応力緩和割れ性を高めつつ、耐鋭敏化特性及び耐凝固割れ性も高めることができることを見出した。
０≦Ｂ＋０．２１Ｍｏ－１．９Ｃ≦０．２２０ （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＝Ｂ＋０．２１Ｍｏ－１．９Ｃと定義する。Ｆ１は、有効Ｂ量を意味する。有効Ｂ量Ｆ１は、Ｃｕ含有量が２．００％を超える化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材における、耐応力緩和割れ性と、耐鋭敏化特性と、耐凝固割れ性との指標である。有効Ｂ量Ｆ１が０～０．２２０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、耐応力緩和割れ性の向上と、耐鋭敏化特性の向上と、耐凝固割れ性の向上とを同時に満たすことができる。

本発明者らのさらなる検討の結果、Ｍｏ含有量が高すぎる場合、オーステナイトが安定化せず、耐応力緩和割れ性が低下することが判明した。オーステナイトを安定化させるためには、Ｎｉ含有量を高めればよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、極力含有量を減らす方が好ましい。そこで、オーステナイトを安定化して、耐応力緩和割れ性を高める方法を検討した。その結果、上述の式（１）を満たす化学組成において、さらに、式（２）を満たせば、過剰なＮｉを含有することなく、オーステナイトを安定化できることが判明した。
８．８≦Ｎｉ＋０．０５Ｃｕ－０．１×（Ｍｏ）²≦１３．２ （２）
ここで、式（２）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。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｎｉ含有量をなるべく抑えて、製造コストを抑える。ＣｕはＮｉと同じくオーステナイトフォーマーであって、オーステナイトを安定化する。そのため、ＣｕはＮｉを代替することができる。一方で、Ｍｏはフェライトフォーマーであって、オーステナイトを不安定にする。そこで、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、高価なＮｉ含有量を抑制しつつ、オーステナイトを安定化するために、式（２）を満たす。

上述のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｃｕ含有量を２．００超～４．００％とすることにより、６００超～７５０℃の平均操業温度において、高いクリープ強度が得られる。しかしながら、特許文献１にも記載のとおり、Ｃｕ含有量を高めれば、クリープ延性が低下する。

そこで、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材ではさらに、鋼材中にＣｒＮｂ窒化物を分散させる。この場合、ＣｒＮｂ窒化物のピンニング効果により、結晶粒界の総面積が増大する。結晶粒界の増大はクリープ延性を高める。さらに、結晶粒界の総面積が増大すれば、大入熱溶接した後に６００超～７５０℃の平均操業温度で長時間保持した場合であっても、粒界のうちＣｒ炭化物が生成している（Ｃｒ炭化物が粒界に被覆している）割合が顕著に低減する。以下、粒界のうちＣｒ炭化物が被覆している部分の割合を、「Ｃｒ炭化物粒界被覆率」という。Ｃｒ炭化物粒界被覆率を低減できれば、耐鋭敏化特性が高まる。

ＣｒＮｂ窒化物は非常に微細であるため、走査型電子顕微鏡等で個数密度を定量的に測定することは現時点で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て得られた残渣の化学組成を分析すれば、鋼材中の析出物を予想することができる。本発明者らが検討した結果、上述の式（１）及び式（２）を満たす化学組成のオーステナイト系ステンレス鋼材において、抽出残渣法により得られた残渣において、Ｎｂ含有量が質量％で０．０５２％以上であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％以下であれば、６００超～７５０℃の平均操業温度において、高いクリープ強度だけでなく、高いクリープ延性も得られ、かつ、優れた耐鋭敏化特性、優れた耐応力緩和割れ性、及び、優れた耐凝固割れ性が得られることがわかった。

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］の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：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
Ｎｉ：８．００～１８．００％、
Ｍｏ：０．１０～５．００％、
Ｃｕ：２．００超～４．００％、
Ｎ：０．０６～０．２５％、
Ｎｂ：０．２～１．０％、
Ｂ：０．００１０～０．０１００％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～５．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．１００％、
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）及び式（２）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０．０５２％以上であり、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．２４５％以下である。
０≦Ｂ＋０．２１Ｍｏ－１．９Ｃ≦０．２２０ （１）
８．８≦Ｎｉ＋０．０５Ｃｕ－０．１×（Ｍｏ）²≦１３．２ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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中に介在物として存在するＮｂの質量の割合（質量％）を意味する。つまり、本明細書でいう「残渣中のＮｂ含有量」は、残渣の質量に対する、残渣中のＮｂの質量の割合ではない。同様に、「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中に介在物として存在するＣｒの質量の割合（質量％）を意味する。

［２］のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
［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、第１群～第４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。
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：
Ｃｏ：０．０１～１．００％、及び
Ｗ：０．０１～５．００％、
第３群：
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
第４群：
Ｃａ：０．００１～０．０２００％、
Ｍｇ：０．００１～０．０２００％、及び、
希土類元素：０．００１～０．１００％。

［３］のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
［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、
１０％蓚酸溶液でのエッチングを実施した５００μｍ×５００μｍの３視野において、結晶粒界の総長さＬ１０と、結晶粒界上でＣｒ炭化物が生成しているＣｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０とを求めたとき、式（３）で定義されるＣｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crが１０％以下である。
Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Cr＝Ｃｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０／結晶両迂回の総長さＬ１０×１００ （３）

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

［化学組成について］
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：０．０３０％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Ｍ₂₃Ｃ₆型のＣｒ炭化物を生成する。この場合、鋼材の耐鋭敏化特性が低下する。Ｃ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、Ｃｒ炭化物が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０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２６％であり、さらに好ましくは０．０２４％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％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：１．００％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はさらに、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材を使用する場合において、鋼材の耐酸化性及び耐水蒸気酸化性を高める。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１．００％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、溶接割れ感受性を顕著に高める。さらに、６００超～７５０℃での平均操業温度での長時間使用により、鋼材中にσ相を生成する。σ相は、鋼材の靱性を低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％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０．１８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は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、６００超～７５０℃での平均操業温度での使用時において、シグマ相（σ相）が生成しやすくなる。σ相は、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０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％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１．５０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは０．９５％である。

Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される。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、鋼材の耐凝固割れ性を高める。Ｐ含有量が０．０４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐鋭敏化特性が低下し、耐凝固割れ性が高まる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量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：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される。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、鋼材の耐凝固割れ性を高める。Ｓ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、鋼材の耐鋭敏化特性が低下し、耐凝固割れ性が高まる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は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、６００超～７５０℃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、６００超～７５０℃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：８．００～１８．００％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、６００超～７５０℃で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８．００％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１８．００％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８．００～１８．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、８．５０％であり、さらに好ましくは９．００％であり、さらに好ましくは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１６．００％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。

Ｍｏ：０．１０～５．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、粒界でのＭ₂₃Ｃ₆型のＣｒ炭化物が生成及び成長するのを抑制する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のように、Ｃｕ含有量が２．００％超である場合、Ｃｕ析出により粒内の強度が高くなる。この場合、粒界にＣｒ炭化物が形成されれば、応力緩和割れが生じやすくなる。Ｍｏはさらに、固溶強化元素として、６００超～７５０℃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５．００％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顕著に促進する。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、耐応力緩和割れ性が顕著に低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０～５．００％である。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％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は４．００％であり、さらに好ましくは３．００％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．００％である。

Ｃｕ：２．００超～４．００％
銅（Ｃｕ）は、６００超～７５０℃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含有量が２．００％以下である場合、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が４．００％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、６００超～７５０℃での平均操業温度において、クリープ延性が低下し、さらに、耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は２．００超～４．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は２．２０％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは２．６０％であり、さらに好ましくは２．８０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．８０％であり、さらに好ましくは３．６０％であり、さらに好ましくは３．４０％である。

Ｎ：０．０６～０．２５％
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、ピンニング効果により結晶粒界の総面積を増大する。そのため、６００超～７５０℃の平均操業温度で長時間操業した場合であっても、Ｃｒ炭化物粒界被覆率を低く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。結晶粒界の総面積の増大はさらに、クリープ延性を高める。ＣｒＮｂ窒化物はさらに、析出強化により、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。Ｎ含有量が０．０６％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０．２５％を超えれば、結晶粒界にＣｒ窒化物（Ｃｒ₂Ｎ）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、６００超～７５０℃の平均操業温度での長期間操業した場合、鋼材の耐鋭敏化特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０６～０．２５％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。

Ｎｂ：０．２～１．０％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎとともに、オーステナイト結晶粒内にＣｒＮｂ窒化物を生成する。ＣｒＮｂ窒化物は、ピンニング効果により結晶粒界の総面積を増大する。そのため、６００超～７５０℃の平均操業温度で長時間操業した場合であっても、Ｃｒ炭化物粒界被覆率を低く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。ＣｒＮｂ窒化物はさらに、析出強化により、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。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、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、粒界でのＣｒ炭化物の析出が抑制され、鋼材の耐鋭敏化特性が高まる。結晶粒界の総面積の増大はさらに、クリープ延性を高める。Ｎｂ炭化物はさらに、析出強化により、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が０．２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が１．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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、耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２～１．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．３％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．８％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％である。

Ｂ：０．００１０～０．０１００％
ボロン（Ｂ）は、６００超～７５０℃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。そのため、鋼材の耐応力緩和割れ性を高める。Ｂ含有量が０．００１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．０１００％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。この場合、鋼材の耐鋭敏化特性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００１０～０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１４％であり、さらに好ましくは０．００１６％であり、さらに好ましくは０．００１８％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％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。

［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し、固溶Ｃを低減することにより、鋼材の耐鋭敏化特性をさらに高める。

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、耐応力緩和割れ性が低下する。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％であり、さらに好ましくは０．０３％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、耐応力緩和割れ性が低下する。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、耐応力緩和割れ性が低下する。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０．５０％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、耐応力緩和割れ性が低下する。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、耐応力緩和割れ性が低下する。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、Ｃｏ及びＷ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、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。

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、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材のクリープ強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が１．００％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０．０４％であり、さらに好ましくは０．１０％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。

Ｗ：０～５．００％
タングステン（Ｗ）は、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、固溶強化により、鋼材のクリープ強度を高める。Ｗ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Ｗ含有量が５．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、オーステナイトの安定性が低下して靱性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～５．００％である。Ｗ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０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は４．００％であり、さらに好ましくは３．００％であり、さらに好ましくは２．５０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．５０％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：０～０．１００％
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、ｓｏｌ．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０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０～０．１００％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。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％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、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の脆化割れを低減する。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。
０≦Ｂ＋０．２１Ｍｏ－１．９Ｃ≦０．２２０ （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＝Ｂ＋０．２１Ｍｏ－１．９Ｃと定義する。Ｆ１は、有効Ｂ量を意味する。有効Ｂ量Ｆ１は、Ｃｕ含有量が２．００％を超える化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材における、耐応力緩和割れ性と、耐鋭敏化特性と、耐凝固割れ性との指標である。Ｃｕを２．００％超含有した場合、６００超～７５０℃の平均操業温度での鋼材の使用中において、Ｃｕ析出により粒内が強化される。しかしながら、粒内強化に伴い、相対的に粒界の強度が低下する。その結果、耐応力緩和割れ性が低下する。

そこで、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｂを含有することにより、Ｂを粒界に偏析させて粒界を強化する。粒内強度に対する粒界強度の相対的な差が低減し、耐応力緩和割れ性が高まる。しかしながら、Ｂの含有は、粒界でのＣｒ炭化物の生成を促進する。Ｃｒ炭化物の粒界での生成量が多くなれば、耐鋭敏化特性が低下する。Ｂはさらに、大入熱溶接時の凝固中において、過剰に偏析して、凝固割れを引き起こす。一方、Ｍｏは上述のとおり、Ｃｒ炭化物のＭサイトのＣｒと置換して、Ｃｒ炭化物の生成及び成長を遅らせる。したがって、本実施形態では、有効Ｂ量Ｆ１を適切な範囲とすることにより、応力緩和割れ感受性を低下させ、耐鋭敏化特性を高め、耐凝固割れ性を高める。

有効Ｂ量が０未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、耐応力緩和割れ性と、耐鋭敏化特性の向上と、耐凝固割れ性の向上とを同時に満たすことができない。さらに、クリープ延性が低下する。一方、Ｆ１が０．２２０を超えれば、耐凝固割れが低下する。

Ｆ１が０～０．２２０であれば、Ｂ含有量と、Ｍｏ含有量とＣ含有量とが適切な関係を満たす。その結果、耐応力緩和割れ性を高めつつ、耐鋭敏化特性及び耐凝固割れ性を高めることができる。Ｆ１の好ましい下限は０．０１０であり、さらに好ましくは０．０２０であり、さらに好ましくは０．０２５である。Ｆ１の好ましい上限は０．２１０であり、さらに好ましくは０．２００であり、さらに好ましくは０．１９０であり、さらに好ましくは０．１８０である。Ｆ１は、得られた数値の小数第四位を四捨五入して得られた値（つまり、Ｆ１は小数第三位）とする。

［式（２）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（２）を満たす。
８．８≦Ｎｉ＋０．０５Ｃｕ－０．１×（Ｍｏ）²≦１３．２ （２）
ここで、式（２）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。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｎｉ含有量をなるべく抑えて、製造コストを抑える。ＣｕはＮｉと同じくオーステナイトフォーマーであって、オーステナイトを安定化する。そのため、ＣｕはＮｉを代替することができる。一方で、Ｍｏはフェライトフォーマーであって、オーステナイトを不安定にする。そこで、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、高価なＮｉ含有量を抑制しつつ、オーステナイトを安定化するために、式（２）を満たす。

Ｆ２＝Ｎｉ＋０．０５Ｃｕ－０．１（Ｍｏ）²と定義する。Ｆ２は、オーステナイト安定化の指標である。Ｆ２が８．８以下であれば、Ｎｉ及びＣｕ含有量に対して、Ｍｏ含有量が多すぎる。この場合、オーステナイトの安定性が低下する。そのため、クリープ強度及びクリープ延性が低下する。一方、Ｆ２が１３．２を超えれば、オーステナイトが過剰
に安定しており、Ｎｉが過剰に含有されていることを意味する。

Ｆ２が８．８～１３．２である場合、Ｍｏ含有量に対してＮｉ含有量及びＣｕ含有量が適切であり、オーステナイトが安定化する。さらに、Ｎｉが過剰に含有されておらず、製造コストを抑えることができる。したがってＦ２は８．８～１３．２である。Ｆ２の好ましい下限は９．０であり、さらに好ましくは９．２であり、さらに好ましくは９．４であり、さらに好ましくは９．６である。Ｆ２の好ましい上限は１３．０であり、さらに好ましくは１２．８であり、さらに好ましくは１２．６である。Ｆ２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、Ｆ２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、直径５ｍｍのドリルを用いて、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、直径５ｍｍのドリルを用いて、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、直径５ｍｍのドリルを用いて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において、Ｎｂ含有量が質量％で０．０５２％以上であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％以下である。

抽出残渣法により抽出された残渣において、Ｎｂ含有量が質量％で０．０５２％以上であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％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において、ＣｒＮｂ窒化物が占める割合（体積率）が多くなり、析出物において、Ｃｒ炭化物、Ｃｒ₂Ｎの量（体積率）はＣｒＮｂ窒化物の量（体積率）に対して極めて少ないことを意味する。

なお、残渣中のＮｂ含有量が０．０５２％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６００℃超～７５０℃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Ｃｒ含有量が０．２４５％を超える場合、６００超～７５０℃の平均操業温度で使用する前の鋼材中に既にＣｒ炭化物が過剰に生成していることを意味する。この場合も、大入熱溶接後の６００超～７５０℃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。

残渣中のＮｂ含有量の好ましい下限は０．０５５％であり、さらに好ましくは０．０５７％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０６５％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。

残渣中のＣｒ含有量の好ましい上限は０．２４０％であり、さらに好ましくは０．２３０％であり、さらに好ましくは０．２２０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１８０％である。残渣中のＣｒ含有量の下限は特に限定されないが、好ましい下限は０．０２０％である。

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）で電解する。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の質量と、Ｃｒの質量とを求める。さらに、本電解前の試験片の質量と、本電解後の試験片の質量を測定する。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。また、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質量（質量％）を求める。つまり、次の式に基づいて、残渣中のＮｂ含有量（質量％）、及び、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
残渣中のＣｒ含有量＝残渣中のＣｒ質量／母材質量×１００

［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のＣｒ炭化物粒界被覆率について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、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）及び式（２）を満たす。さらに、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５２％以上であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％以下である。この場合、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、１０％蓚酸溶液を用いてエッチングを実施して、５００μｍ×５００μｍの３視野において、結晶粒界の総長さＬ１０と、結晶粒界上でＣｒ炭化物が生成しているＣｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０とを求める。この場合、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、式（３）で定義されるＣｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crが１０％未満である。
Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Cr＝Ｃｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０／結晶粒界の総長さＬ１０×１００ （３）

１０％蓚酸溶液を用いたエッチングは次の方法で実施する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材からサンプルを採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、肉厚中央位置を含むサンプルを採取する。サンプルの観察面は、鋼管の長手方向に対して垂直な断面とし、観察面の中央位置が肉厚中央位置に相当するように、サンプルを作製する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、板幅中央位置かつ板厚中央位置を含むサンプルを採取する。サンプルの観察面は、鋼板の長手方向（圧延方向）に対して垂直な断面とし、観察面の中央位置が、板厚中央位置に相当するように、サンプルを作製する。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、Ｒ／２位置を含むサンプルを採取する。サンプルの観察面は、棒鋼の長手方向に対して垂直な断面とし、観察面の中央位置が、Ｒ／２位置に相当するように、サンプルを作製する。

作製したサンプルの観察面に対して、エッチングを実施する。試験溶液として、１０％蓚酸溶液を調整する。サンプルの観察面を陽極として、２０～５０℃の１０％蓚酸試験溶液中に浸漬する。エッチング面積１ｃｍ²当たりの電流を１Ａに調整して９０秒エッチングする。エッチング後、サンプルを試験溶液から取り出す。サンプルを流水で洗浄し、乾燥する。乾燥後、光学顕微鏡を用いて、２００倍の倍率で、エッチングされた観察面の任意の３視野（５００μｍ×５００μｍ）を観察する。

図１は、エッチング後の観察面の視野画像の模式図である。図１を参照して、視野画像において、結晶粒界１０はエッチングにより溝状に観察される。さらに、Ｃｒ炭化物が粒界上に生成した領域２０は、結晶粒界１０の溝よりも幅の広い溝として観察される。結晶粒界１０よりも幅の広い溝の領域、つまり、Ｃｒ炭化物が粒界上に生成した領域２０を「Ｃｒ炭化物粒界被覆領域」２０と称する。各視野において、結晶粒界１０の総長さＬ１０と、Ｃｒ炭化物粒界被覆領域２０の総長さＬ２０とを測定する。各視野において、式（３）により、Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crを求める。
Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Cr＝Ｃｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０／結晶粒界の総長さＬ１０×１００ （３）

３つの視野のＣｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crの平均を、オーステナイト系ステンレス鋼材のＣｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crと定義する。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、１０％蓚酸溶液を用いてエッチングを実施して、５００μｍ×５００μｍの３視野において結晶粒界の総長さＬ１０と結晶粒界上でＣｒ炭化物が生成しているＣｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０とを求めた場合、式（２）で定義されるＣｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crが１０％未満である。そのため、大入熱溶接後に４００～７００℃の平均操業温度で長期間使用した場合であっても、優れた耐鋭敏化特性を維持できる。

［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。また、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、６００超～７５０℃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さらに、大入熱溶接が実施された後、６００超～７５０℃の平均操業温度で長期間使用される装置用途に適する。６００超～７５０℃の平均の操業温度であり、一時的に操業温度が７５０℃を超える場合があっても、平均の操業温度が６００超～７５０℃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℃よりも高くてもよい。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。

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６００超～７５０℃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一例である。したがって、上述の構成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の好ましい一例である。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、素材に対して熱間加工を実施して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）と、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）と、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）とを含む。以下、各工程について説明する。

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

［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、９００℃以上であるのが好ましい。

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する。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、９００℃以上であるのが好ましい。

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。粗圧延工程では、ブルーム等の素材をビレットに製造する。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、１０００℃以上であるのが好ましい。

［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、中間鋼材に対して、酸洗処理を実施した後、冷間加工を実施する。中間鋼材が鋼管又は棒鋼である場合、冷間加工はたとえば、冷間抽伸である。中間鋼材が鋼板である場合、冷間加工はたとえば、冷間圧延である。冷間加工工程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。

［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、Ｃｒ炭化物及びＣｒＮ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０．０５２％以上とし、Ｃｒ含有量を質量％で０．２４５％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。大気雰囲気の炉内において、中間鋼材を昇温する。このとき、常温から１０００℃の温度範囲での昇温速度ＨＲを１０℃／秒以下とする。

昇温速度ＨＲ：１０℃／秒以下
昇温速度ＨＲは、鋼材温度が常温から１０００℃になるまでの平均昇温速度（℃／秒）を意味する。ＣｒＮｂ窒化物は、化学成分によるものの約６００～１２００℃の温度範囲で生成する。そこで、６００～１２００℃の温度域での鋼材の滞在時間を長くして、ＣｒＮｂ窒化物の生成を促進する。具体的には、昇温速度ＨＲを１０℃／秒以下とする。

常温から１０００℃までの温度域での昇温速度ＨＲが１０℃／秒を超える場合、ＣｒＮｂ窒化物が十分に生成しない。そのため、Ｎｂ含有量が質量％で０．０５２％以上であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％以下である残渣が得られない。つまり、適切なＣｒＮｂ窒化物が生成されない。

常温から１０００℃までの温度域での昇温速度ＨＲが１０℃／秒以下である場合、ＣｒＮｂ窒化物が適切な量生成する。その結果、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５２％以上、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％以下となる。

常温から１０００℃までの温度域での昇温速度ＨＲの好ましい上限は９℃／秒であり、さらに好ましくは８℃／秒である。常温から１０００℃までの温度域での昇温速度ＨＲの好ましい下限は２．５℃／秒であり、さらに好ましくは３．０℃／秒である。

熱処理温度Ｔ：１０００～１３５０℃
ＣｒＮｂ窒化物生成処理での熱処理温度Ｔが１０００℃未満であれば、Ｃｒ炭化物やＣｒＮが十分に固溶しない場合がある。この場合、鋼材中の固溶Ｃｒが低減し、耐鋭敏化特性が低下する。一方、熱処理温度Ｔが１３５０℃を超えれば、ＣｒＮｂ窒化物が固溶してしまい、粒界の総面積が返って低減する。この場合、耐鋭敏化特性が低下するだけでなく、クリープ延性も低下する。

熱処理温度Ｔが１０００～１３５０℃であれば、Ｃｒ炭化物及びＣｒＮを十分に固溶できる。熱処理温度Ｔの好ましい下限は１０１０℃であり、さらに好ましくは１０２０℃であり、さらに好ましくは１０３０℃である。熱処理温度Ｔの好ましい上限は１３００℃であり、さらに好ましくは１２５０℃である。

保持時間ｔ：２分以上
平均冷却速度ＣＲ：１５℃／秒以上
熱処理温度Ｔでの保持時間ｔは特に限定されないが、保持時間ｔはたとえば、２分以上である。保持時間ｔの上限は特に限定されないが、たとえば、５００分である。熱処理温度Ｔで保持時間ｔ保持した後、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Ｍ₂₃Ｃ₆型のＣｒ炭化物が生成してしまう。この場合、残渣中のＣｒ含有量が０．８００％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応力緩和割れ性及び耐鋭敏化特性が低下する。

平均冷却速度ＣＲ２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、ＣｒＮｂ窒化物生成熱処理工程後の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０．０５２％以上となり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％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めることができる。

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。上述の式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５２％以上であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％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上述の数値範囲内であって、Ｍｏ含有量及びＷ含有量が式（１）及び式（２）を満たす。さらに、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５２％以上であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％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、６００超～７５０℃の平均操業温度で長期間使用した場合であっても、高いクリープ強度及び高いクリープ延性を示し、かつ、優れた耐鋭敏化特性、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐凝固割れ性を有する。

なお、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を溶接して溶接継手とする場合、次の方法により溶接継手を製造する。

母材として、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を準備する。準備された母材に対して、開先を形成する。具体的には、母材の端部に、周知の加工方法により開先を形成する。開先形状は、Ｖ形状であってもよいし、Ｕ形状であってもよいし、Ｘ形状であってもよいし、Ｖ形状、Ｕ形状及びＸ形状以外の他の形状であってもよい。

準備された母材に対して溶接を実施して、溶接継手を製造する。具体的には、開先が形成された２つの母材を準備する。準備された母材の開先同士を突き合わせる。そして、突き合わされた一対の開先部に対して、上述の溶接材料を用いて溶接を実施して、上述の化学組成を有する溶接金属を形成する。

溶接方法は、溶接金属を１層形成してもよいし、多層盛り溶接であってもよい。溶接方法はたとえば、ティグ溶接（ＧＴＡＷ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）、フラックス入りワイヤアーク溶接（ＦＣＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）である。以上の製造工程により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を用いた溶接継手を製造できる。

［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母材用の溶鋼を製造した。

表１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。

溶鋼を用いて、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）前の素材温度は、１２５０℃であった。熱間加工後の中間鋼材温度は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窒化物生成処理での熱処理温度Ｔ（℃）は表２に示すとおりであった。なお、ＣｒＮｂ窒化物生成処理における熱処理温度Ｔでの保持時間ｔは３０分であった。保持時間ｔ経過後の中間鋼材を常温（２０±１５℃）まで水冷した。このとき、８００～５００℃までの平均冷却速度ＣＲは表２に示すとおりであった。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。

［Ｃｒ炭化物粒界被覆率測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向中央位置において、長手方向に垂直に切断した。切断面に対して、１０％蓚酸溶液を準備した。上述の切断面を観察面とした。観察面を陽極として、２０～５０℃の１０％蓚酸試験溶液中に浸漬した。エッチング面積１ｃｍ²当たりの電流を１Ａに調整して、９０秒エッチングした。エッチング後、試験片を試験溶液から取り出した。試験片を流水で洗浄し、乾燥した。

乾燥後の観察面のうち、光学顕微鏡を用いて、２００倍にて、任意の３視野を選択した。各視野の面積は５００μｍ×５００μｍであった。図１に示すように、視野において、結晶粒界１０はエッチングにより溝状に観察された。さらに、Ｃｒ炭化物粒界被覆領域２０は、結晶粒界１０の溝よりも幅の広い溝として観察された。各視野において、結晶粒界１０の総長さＬ１０と、Ｃｒ炭化物粒界被覆領域２０の総長さＬ２０とを測定した。そして、各視野において、式（３）により、Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crを求めた。
Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Cr＝Ｃｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０／結晶粒界の総長さＬ１０×１００ （３）

本実施例では、Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crが１０％以下である場合、合格と判断した。（表２中で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ））。一方、Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crが１０％を超える場合、不合格と判断した（表２中で「Ｂ」（Ｂａｄ））。

［大入熱溶接模擬試験片の作製］
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。角状試験片を大気中において、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、大入熱溶接模擬試験片を作製した。

［クリープ強度及びクリープ延性評価試験（クリープ破断試験）］
上述の大入熱溶接模擬試験片を加工して、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験片を作製した。クリープ破断試験片の軸方向に垂直な断面は円形であり、クリープ破断試験片の外径は６ｍｍであり、平行部は３０ｍｍであった。

作製されたクリープ破断試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験を実施した。具体的には、クリープ破断試験片を６５０℃で加熱した後、クリープ破断試験を実施した。試験応力は４５ＭＰａとし、クリープ破断時間（時間）及び、クリープ破断絞り（％）を求めた。

クリープ強度に関して、クリープ破断時間が３０００時間以上の場合、６００℃超の高温環境において、鋼材のクリープ強度が優れると判断した（表２中の「クリープ強度」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表記）。クリープ破断時間が３０００時間未満の場合、６００℃超の高温環境において、鋼材のクリープ強度が低いと判断した（表２中の「クリープ強度」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表記）。

クリープ延性に関して、クリープ破断絞りが２０．０％以上の場合、６００℃超の高温環境での鋼材のクリープ延性に優れると判断した（表２中の「クリープ延性」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表記）。クリープ破断絞りが２０．０％未満の場合、６００℃超の高温環境での母材のクリープ延性が低いと判断した（表２中の「クリープ延性」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表記）

［応力緩和割れ感受性評価試験（ＳＲ割れ評価試験）］
大入熱溶接模擬試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ３２８－０２に準拠した応力緩和試験を実施した。大入熱溶接模擬試験片から、ＳＲ割れ評価試験用の試験片を作製した。試験片は、長さ８０ｍｍ、ＧＬ＝３０ｍｍのつば付きクリープ試験片とした。たわみ変位負荷用試験ジグを用いて、試験片に対して、初期の冷間歪を１０％付与した。冷間歪が付与された試験片が取り付けられた試験ジグを加熱炉に装入して、６５０℃で１０００時間保持した。１０００時間経過後の試験片が破断している場合、応力割れ感受性が高いと判断した（表２中の「ＳＲ割れ試験」欄で「Ｂ」と表記）。また、１０００時間経過後の試験片が破断していない場合、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、試験片の長手方向に垂直な断面のミクロ組織観察を実施した。このとき、倍率を２０００倍とした。ミクロ組織観察の結果、粒界に割れが発生している場合、又は、クリープボイドが発生している場合、応力割れ感受性が高いと判断した（表２中の「ＳＲ割れ試験」欄で「Ｂ」で表記）。一方、ＳＥＭによるミクロ組織観察において、粒界での割れの発生を確認できず、かつ、クリープボイドの発生も確認できない場合、応力割れ感受性が低いと判断した（表２の「ＳＲ割れ試験」欄で「Ｅ」と表記）。

［再活性化率測定試験］
再活性化率測定試験を実施する前に、大入熱溶接模擬試験片に対して、次に示す長時間鋭敏化処理を実施した。大入熱溶接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模擬試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｇ１０８－９４に規定の電気化学的活性化特性試験（Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ Ｐｏｔｅｎｔｉｏｋｉｎｅｔｉｃ Ｒｅａｃｔｉｖａｔｉｏｎ ｔｅｓｔ：以下、ＥＰＲ試験という）を実施した。具体的には、大入熱溶接模擬試験片を電極として、温度３０℃、容量２００ｃｍ³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、大入熱溶接模擬試験片に対して、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」と表記）。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」と表記）。

［耐凝固割れ性評価試験］
大入熱溶接模擬試験片を用いず、各試験番号の鋼材（鋼板）を用いて、耐凝固割れ性評価試験を次の方法で実施した。各試験番号の２枚の鋼板の長手方向に延びる側面に開先面を有した。開先面は、開先角度は３０°であり、ルート厚さが１ｍｍのＶ開先面であった。

拘束板を準備した。拘束板は、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍであり、ＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００８）に記載の「ＳＭ４００Ｃ」に相当する化学組成を有した。拘束板上に、２枚の鋼板を配置した。このとき２枚の鋼板の開先面を互いに突き合わせた。２枚の鋼板を配置した後、被覆アーク溶接棒を用いて、２枚の鋼板の四周を拘束溶接した。被覆アーク溶接棒は、ＪＩＳ Ｚ ３２２４（２０１０）に規定の「ＥＮｉＣｒＭｏ－３」に相当する化学組成を有した。鋼板の四周を拘束溶接した後、多層溶接を実施した。具体的には、ノーフィラーのＴＩＧ溶接により、入熱量を１０ｋＪ／ｃｍとして溶接して初層を形成した。その後、「ＥＮｉＣｒＭｏ－３」に相当する化学組成を有する被覆アーク溶接棒を用いて、入熱量を２０ｋＪ／ｃｍとして多層溶接を実施した。

多層溶接後、溶接部を含む試験片を１０個採取した。そして、各試験片のＨＡＺが確認可能な断面を鏡面研磨した後、混酸でエッチングした。エッチングされた観察面のうち、ＨＡＺが確認可能な１視野において、割れの発生の有無を、４００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。１０個の試験片のうち、１個でも割れが認められた場合、耐凝固割れ性が低いと判断した（表２中の「耐凝固割れ性」欄で「Ｂ」と表記）。一方、１０個全てにおいて、割れが確認されなかった場合、耐凝固割れ性が高いと判断した（表２中の「耐凝固割れ性」欄で「Ｅ」と表記）。なお、耐凝固割れ性評価試験で凝固割れが確認された試験番号の鋼材に対しては、他の評価試験を実施しなかった。

［試験結果］
表２に試験結果を示す。表２中の「－」は、評価試験を実施していないことを示す。

表１及び表２を参照して、試験番号Ａ１～Ａ１６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、Ｆ２が式（２）を満たした。さらに、残渣中のＮｂ含有量が質量％で０．０５２％以上であり、Ｃｒ含有量が質量％で０．２４５％以下であった。そのため、Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crが１０％以下であった。その結果、高いクリープ強度、高いクリープ延性が得られ、かつ、耐応力緩和割れ性が高く、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。

一方、試験番号Ｂ１では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、耐応力緩和割れ性と、耐鋭敏化特性の向上と、耐凝固割れ性の向上とを同時に満たすことができなかった。さらに、クリープ延性が低かった。

一方、試験番号Ｂ２では、Ｃ含有量が高かった。そのため、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。

試験番号Ｂ３及びＢ４では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、耐凝固割れ性が低かった。

試験番号Ｂ５では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。クリープ延性が低下した。オーステナイトの安定性が低下してシグマ相が析出した結果、クリープ延性が低下したと考えられる。

試験番号Ｂ６では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、高いクリープ強度、高いクリープ延性が得られ、かつ、耐応力緩和割れ性が高く、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。さらに、Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crが１０％以下であった。しかしながら、鋼材の化学組成中のＮｉ含有量が高かった。

試験番号Ｂ７では、ＣｒＮｂ窒化物生成処理での昇温速度ＨＲが速すぎた。そのため、残渣中のＮｂ含有量が低すぎ、ＣｒＮｂ窒化物の生成が不足していることが予想された。その結果、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。さらに、クリープ延性が低かった。

試験番号Ｂ８では、平均冷却速度ＣＲが遅かった。そのため、残渣中のＣｒ含有量が高すぎた。そのため、耐応力緩和割れ性が低かった。さらに、再活性化率測定試験において、再活性化率が１０％を超えた。さらに、Ｃｒ炭化物粒界被覆率が１０％を超えた。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

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：０．０３０％以下、
   Ｓｉ：１．００％以下、
   Ｍｎ：２．００％以下、
   Ｐ：０．０４０％以下、
   Ｓ：０．０１００％以下、
   Ｃｒ：１５．００～２５．００％、
   Ｎｉ：８．００～１８．００％、
   Ｍｏ：０．１０～５．００％、
   Ｃｕ：２．００超～４．００％、
   Ｎ：０．０６～０．２５％、
   Ｎｂ：０．２～１．０％、
   Ｂ：０．００１０～０．０１００％、
   Ｔｉ：０～０．５０％、
   Ｔａ：０～０．５０％、
   Ｖ：０～１．００％、
   Ｚｒ：０～０．１０％、
   Ｈｆ：０～０．１０％、
   Ｃｏ：０～１．００％、
   Ｗ：０～５．００％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．１００％、
   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）及び式（２）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０．０５２％以上であり、前記残渣中のＣｒ含有量が質量％で０．２４５％以下である、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
   ０≦Ｂ＋０．２１Ｍｏ－１．９Ｃ≦０．２２０ （１）
   ８．８≦Ｎｉ＋０．０５Ｃｕ－０．１×（Ｍｏ）²≦１３．２ （２）
   ここで、式（１）及び式（２）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、第１群～第４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：
   Ｃｏ：０．０１～１．００％、及び
   Ｗ：０．０１～５．００％、
   第３群：
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
   第４群：
   Ｃａ：０．００１～０．０２００％、
   Ｍｇ：０．００１～０．０２００％、及び、
   希土類元素：０．００１～０．１００％。
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、
   １０％蓚酸溶液でのエッチングを実施した５００μｍ×５００μｍの３視野において、結晶粒界の総長さＬ１０と、結晶粒界上でＣｒ炭化物が生成しているＣｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０とを求めたとき、式（３）で定義されるＣｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Crが１０％以下である、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
   Ｃｒ炭化物粒界被覆率ＲＡ_Cr＝Ｃｒ炭化物粒界被覆領域の総長さＬ２０／結晶粒界の総長さＬ１０×１００ （３）
   

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