JPS61238914A - 高温用オ−ステナイト系ステンレス鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は連続鋳造性が良好で、微細結晶組織を有して高
温における耐食性に優れ、かつ高温クリープ破断強度が
高いオーステナイト系ステンレス鋼管の製造法に関する
ものである。

〔従来の技術〕

超臨界圧？イラー（最高蒸気条件５６６℃。

２４９気圧）の過熱器管には、一般にＪＩＳ　Ｇ３４６
３で規定されるＳＵＳ　３４７　ＨＴＢ等（あるイハＡ
ＳＭＥＢｏｉｌｅｒ　ａｎｄ　Ｐｒｅｓｓｕｒ＠Ｖｅｓ
ｓａｌ　Ｃｏｄｅ　５ｅｃｔｉｏｎ　ｌ５Ａ−２１３で
規定されるＴＰ　３４７　Ｈ等）のＮｂ含有オーステナ
イト系ステンレス鋼が一般に優れた高温特性を有するた
め、火力発電用がイラチュープ等の腐食環境で長時間使
用する高温強度部材として多用されている。これらの鋼
の必要性能は、加工性、溶接性等もさることながら、特
に高温クリープ強さ及び高温での耐食性の２点に集約さ
れる。

ところが、一般に、この両特性を向上させる手段は相反
する場合が多い。

例えば、耐水蒸気酸化性は結晶粒径が小さいほど向上す
るが、結晶粒径を小さくすべく最終固溶化処理温度を低
くするとクリープ強度は低下する。

ボイラチューブでは内面の耐水蒸気酸化性が不充分で内
面スケールが剥離しやすいと、管が閉塞されその部分が
高温となるため、実質的な強度低下が生ずるのに加え、
外面の高温腐食による肉減シも助長されて、管の噴破等
のトラブルが発生しやすくなる。耐水蒸気酸化性は、Ａ
ＳＴＭ。結晶粒度番号７以上の細粒であれば問題ないが
、この程度の結晶粒径のものは高温強度が設計基準に達
しないことがある。

そこで、ボイラチュー！では内表面にショットピーニン
グなどによって冷間加工を加え表１部のみを細粒にする
手法が例えば特開昭５８−３９７３３号公報により提案
されている。しかし、この手法も、ボイラ組立時の溶接
施工後に行う焼鈍によって粒成長を引き起し効果を消失
する可能性がある。

このように、高温強度と高温での耐食性を同時に満足す
るオーステナイト系ステンレス鋼ｅ４ることは技術的に
かなり困難な要求である。しかし、今後ボイラ等の熱機
関の稼動条件は、高効率化を０指して、高温高圧化する
傾向にあり、材料の使用環境はさらに厳しくなると考え
られる。

微細結晶粒組織でなおかつ高温強度の優れたステンレス
鋼ゴイラ管の製造方法としては、たとえば特開昭５８−
８７°２２４号公報記載の方法が提案さレーｃ−イル。

コノ方法ｔ’ｌｃ　：　０．０６〜０．０９　’１６．
８１　　　：　　０．３０　〜０．９０９６　　、　　
Ｍｎ　　：　　０．５　〜２．０　　％　　。

Ｎｌ　　：　　９．０　０〜１３．００９６、　Ｃｒ　
　：　　１７．００〜２０．００　％、Ｎｂ：８ＸＣ％
＋０．０３〜１．０係を含有し、必要に応じてＮ：０．
０４０〜０．０８０チを含むオーステナイトステンレス
鋼ビレットを１１００〜１３００℃で熱押後、１０チ以
上の冷間加工を行ない、しかるのちに１１２０〜１２５
０℃で加熱−急冷して♂イラ管を製造するものである。

しかしこの方法は冷却速度が何ら規定されていないため
、場合によっては析出物が粗大化し、結晶粒成長を抑制
する効果が不十分な可能性もある。

さらに、最終溶体化温度が前工程の温度よシも高くなる
場合には、析出物の再固溶が起シ、結晶粒は著しく成長
しやすくなる。

さらに、特開昭５８−１６７７２６号公報記載の方法も
提案されている。この方法は、Ｔ１：０．１５〜０、５
　ｖｔ％、Ｎｂ　：　０．３〜１．５ｖｔ％ノ１８［又
ａ２Ｗ１を含んだオーステナイト系ステンレス鋼の冷間
加工工程において、最終軟化温度を１１００〜１３５０
℃に設定して加熱し冷却した後、２０チ以上の冷間加工
を加え、さらにこれについで１０７０〜１３００℃でか
つ最終軟化温度よ９３０℃以上低い温度に加熱し、空冷
以上の冷却速度で冷却する最終熱処理を施すことによシ
ボイラー管を製造するものである。この方法では、最低
３回の冷間加工が必要であるため、工程は複雑となり非
常にコストの高い展進方法となる。

一方、製造工穐面からは歩留向上のためにインゴット鋳
造から連続鋳造への移行が推進されているが％特にＮｂ
含有オーステナイト系ステ／レス鋼においては、鋳片に
内部割れが生じるために連続鋳造が困難であった。した
がって、クリープ破断強度にすぐれ、かつ連続鋳造鋳片
に内部割れが生じない連続鋳造性の良好なステンレス鋼
が望まれている。

Ｎｂ含有オーステナイト系ステンレス鋼の高クリープ強
度化に関しては、例えば特公昭４４−１７１０７号公報
にＢ、Ｐ等の固溶強化作用が有効であることが示されて
いるが連続鋳造性は考慮されていない。一方、連続鋳造
性に関しては、例えば特開昭５７　＝　１２１８６６号
公報に、ＰおよびＳｔ含有量をＰ＋０．０４ＸＳＩ≦０
．０３５％となるように低減することに二って鋳片の内
部割れ発生が防止できることが示されているが、クリー
プ破断強度の向上については示されていない。

〔発明が解決しようとする問題点〕

オーステナイト系ステンレス鋼の耐水蒸気酸化性は、結
晶粒径が小さい程向上するため、細粒鋼を得るためには
、最終溶体化温度が再結晶温度以上で低い程良い。一方
、高温クリープ強度を向上するためには、Ｎｂ　、　Ｔ
１等のＭＣ型炭化物形成元素を出来るだけ多く素地に固
溶した方が良いため。

最終溶体化温度は高い程良い。このように、耐水蒸気酸
化性を満足させるための手段と高温クリープ強度を満足
させるための手段とは相反する。またＮｂ含有オーステ
ナイト系ステンレス鋼の連続鋳造性はその鋳片内部割れ
のため困難であった。

本発明は、連続鋳造性に優れ、適正な合金成分と高温溶
体化処理によシ、高温クリープ強度を十分確保し、尚且
つ細粒鋼で耐水蒸気酸化性をも具備しうる高温用オース
テナイト系ステンレス鋼管の製造方法を提供しようとす
るものである。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は、重量％にてＣ：０．０４〜０．１２％、Ｓｌ
：０．１〜０．８％、Ｍｎ　：　２　％以下、Ｃｒ　：
　１５〜２５％、Ｎ１　：９〜２０１　Ｎｂ：１％以下
でかつＮｂ／Ｃ（重量比）が８〜１２、Ｂ：０．００５
％以下でかつＢ≧０．００１Ｘ（Ｎｂ／Ｃ）−０，０１
チ、Ｎ：０．００５〜０．１００チ、また不純物として
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ二〇、００６％以下を含みかっ
Ｐ＋０，０４×Ｓｉ≦０．０３５チであり、必要に応じ
てさらにＭｏ　：　０．０１〜２゜５チを含有し、残部
がＦ・および不可避的不純物からなるオーステナイト系
ステンレス鋼の鋳片を加熱して炭化物を固溶させ、その
後、５００℃までの平均冷却速度を０．３℃／８・Ｃ９
未満として冷却し、１２３０℃以上で熱間押出加工し、
炭化物が析出しないかまたは析出しても微細な炭化物と
なる条件で冷却することを特徴とする。

本発明におけるＢ含有量とＮｂ／Ｃ重量比の関係を図示
すると第１図の斜、線範囲（Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ。

Ｅ）となり、またＰ含有量とＳｔ含有量の関係を図示す
ると第２図の斜線範囲（Ｆ、Ｇ、Ｈ，Ｉ、Ｊ）となる。

ここで、Ａ　−Ｊ各点の座標は、Ａ（８゜０．００５）
、Ｂ（８，０）、Ｃ（１０，０）、Ｄ（１２゜０．００
２）、Ｅ（１２，０，００５）、Ｆ（０，１，０，０２
）。

Ｇ（０，１、Ｏ）、Ｈ（０，８，０）Ｉ（０，８，０，
００３）。

Ｊ　（０，３７５、０，０２）である。

対象とするオーステナイト系ステンレス鋼の鋳片は、前
記固溶化熱処理を行った後は、分塊圧延などの加工を行
わずに加熱して熱間押出加工を行うので、電気炉あるい
は転炉その他既知の手段で溶製し連続鋳造により製造し
た比較的小断面の鋳片である。

熱間押出加工後の冷却は、５０００ｔでの平均冷却速度
を０．２℃／ｓ　ｅ　ｃ、以上として行うことが好まし
いＯ 熱間押出加工され冷却された本発明による素材は、公知
の手段により脱スケール処理を行い、冷間加工を行い、
固溶化熱処理を行って製品とすることができる。冷間加
工は、最終製品サイズまで中間熱処理なしに行うことも
でき、また中間熱処理を行うこともできる。冷間加工後
の最終の固溶化熱処理は１２００℃以上で行い、炭化物
が粗大析出しない急速冷却を行うのが望ましい。

〔作用〕

まず、成分の限定理由について説明する。

Ｂ添加によシ、第３図に示すよりに、クリープ破断強度
が上昇する。これは、Ｂの固溶強化と同時に、ＢがＮｂ
炭窒化物のクリープ中での微細分散析出を助けるためと
考えられる。

なお、第３図にはＭｏを含有する鋼の結果を付記するが
、Ｍｏ添加によシフリープ破断強度がさらに向上するこ
とがわかる。これは、ＢとＭｏの相互作用により、クリ
ープ中に析出する粒界炭化物が微細分散するためと考え
られる。

一方、鋳片の凝固割れ感受性を評価する方法として、前
記特開昭５７−１２１８６６号公報記載の方法と同じ方
法、すなわち、第４図に示す如く、溶融・凝固引張試験
において、引張強さがＯｋｇｆ／濶２になる温度（Ｔσ
＝ｏ）と絞υ値が２０％になる温度（Ｔφ＝２ｏ）の温
度差ΔＴを凝固割れ感受性指数として表わす方法がある
（以下、凝固割れ感受性指数をΔＴで表わす）。そして
、Δでが１００℃以上になると鋳片に内部割れ音発生し
やすいことがわかっている。

そこで、ΔＴによシ、Ｂ量の影響を評価したのが第５図
である。Ｂ量増加によりΔＴは大きくなシ、連続鋳造可
能とされているΔＴが１００℃以下全確保するためには
、Ｂがｏ、ｏｏｓ％以下でなければならない。この結果
、第１図で線ＡＥの制約が生じる。

次に、Ｎｂ／Ｃ重量比については、Ｎｂによる炭化物安
定化の目的からＮｂとＣが原子量比で１＝１となる値以
上、すなわちＮｂ１Ｃｇ量比で８以上が必要であシ、第
１図において線ＡＢの制約が生じる。また、クリープ破
断強度に及ぼすＮｂ／Ｃｇ量比の検討結果を第５図に示
す。

クリープ破断強度は通産省火力技術基準およびＡＳＭＥ
　Ｂｏｉｌｅｒ　ａｎｄ　Ｐｒ＠５ｓｕｒｅ　Ｖｅｓｓ
ｅｌ　Ｃｏｄｅ　５ｅｃｔｉｏｎＩ　５Ａ−２１３の許
容引張応力を満足するためには６００℃。

１０５ｈｒで曲者は１３、Ｏｋｇｆ／ｖａｎ２以上、後
者は１３．＃ルー２以上でなければならないことを考え
れば、１３．５Ｘ？ｆ／閣２以上の確保が必要である。

これから、Ｎｂ、々重量比を１２以下の低目にすること
が必要である。

これはＮｂ／Ｃ重量比が８に近づくほどクリープ中にＮ
ｂ炭化物がよシ微細に分散析出するためである。

この結果より、第１図において、Ｎｂ／Ｃｇ量比につい
てＩｉｌ！ＥＤからなる上限が生じる。なお、Ｎｂ／Ｃ
重量比が８〜１２の範囲において、１０〜１２の高いＮ
ｂ／Ｃｇ食比領域食上領域リープ破断強度の高位安定化
のためＢ増量が必要であシ、この範囲ではＢ≧（Ｎｂ／
Ｃ）　Ｘ　Ｏ，００１−０，０１％で規定されるＢ量の
添加が必要である。これを第１図の＃　ＣＤに示す。

次に、上記以外の個々の成分について述べる。

Ｃは、既述Ｎｂ／Ｃｉｌ量比の範囲内において、高温強
度の点から高いほど好ましいが、０．１２％を超えると
クリープ中に粒界Ｃｒ炭化物の析出が多くなシフリープ
破断強度低下ｔきたすため、上限ｋ　０．１２チとした
。また０、０４％よ）少ないとＮｂ炭化物の析出量も少
なくなシ、その強化効果も小さい。したかってＣの量’
ｉ０．０４〜０．１２チと限定した。

Ｓｌは、連続鋳造時の鋳片の内部割れ防止のため、Ｐ＋
０．０４Ｓｉ≦０．０３５％で制限され、その上限は、
０．８％である。また、耐食性、耐酸化性全考慮して、
０．１％以上の添加が必要である。したがって８１の量
は０．１〜０．８％と限定した。

Ｍｎは鋼中不純物として含有されるＳ成分を固定して熱
間脆性を防止し、溶接性、熱間加工性を向上させる。し
かし、多すぎると耐食性を劣化させるので上限’ｔ　２
．　％とし、その範囲を２％以下と限定した。

Ｃｒは耐高温腐食性、耐水蒸気酸化性等に対し１要な成
分であシ、下限を１５チとした。しかし、２５　％　’
ｒ超えるとσ脆化が懸念される。したがってＣｒのｉ’
ｉ１５〜２５％と限定した。

Ｎｉは組織安定性から重要な成分である。９％以下では
鋳片中のδ−Ｆｅｉが多くなシ次工程の熱間加工性を阻
害するため、下限を９％とした。またＣｒ量に対する過
剰Ｎｉ量は経済性から有利ではない。

したがって、その上限全２０チとし、Ｎ１の量全９〜２
０壬と限定した。

Ｍｏはクリープ破断強度向上に有効な元素であり強度の
、より高位安定化が必要な場合に、添加するが１．経済
性の点から、その上限を２．５チとした。

Ｎｂは既述のＮｂ／Ｃ重量比で制約されるものであり、
その下限は８ＸＣ％ｌ！ニジた。しかし、１憾を超えて
の添加はクリープ破断強度の向上効果が小さいため、Ｎ
ｂＯ量を８ＸＣ〜１チと限定した。なお、卯を添加する
と、通常、原料から若干のＴａが混入し、ＴａもＮｂと
同様の作用をなす。したがって本発明においては、Ｎｂ
の一部がＴａで置き換えられてもよい。

Ｎはクリープ破断強度の向上に有効であるが、０．００
５１未満では効果がないため、下限を０．００５チとし
た。しかし、０．１００％を超えるとＮｂ炭窒化物を含
む非金属介在物量が多くなる。したがって、Ｎの量を０
．００５〜０．１００％と限定した。

Ｐば、Ｓｔと同様、式Ｐ＋０．０４　ＳｉＳ２．０３５
％Ｃ制限されるが、共晶Ｎｂ（Ｐ、Ｓｉ）の析出を抑制
し、凝固割れ感受性を低下させるために、Ｐの上限を０
．０２チとじた。

Ｓは、溶解、精錬時に不可避的不純物として混入するが
、０．００６％を超えると溶接割れ性が高くなる。した
がってＳの量を０．００６チ以下と限定した。

鋳片の加熱は、鋳造時に生成した網目状の巨大炭窒化物
を素地に固溶させるものであり、この処理により、高温
強度に関与するＮｂ　、　Ｃ量を増加させ製品のクリー
プ強度を向上させる。

鋳片の加熱後の冷却は、５００℃までの平均冷却速度が
０．３℃／　１１＠ｅ未満の条件で行うため、比較的大
きい炭化物が析出するので、引き続き行う熱間押出加工
を１２３０℃以上で行うことによって炭化物を再固溶さ
せる。

熱間押出加工後の冷却は、炭化物が析出しないかまたは
析出しても微細な炭化物となる条件で行うが、このとき
の好ましい条件は、材料が前記鋳片の場合よりも小断面
となるため、５００℃までの平均冷却速度を０．２℃／
　ｌｌｓｅ以上とした。このようにして得られた熱間押
出加工後の鋼管素材を冷間加工し、しかるのち固溶化熱
処理を施すと、熱間押出加工後の冷却時にＮｂの炭化物
が殆んど析出しなかった場合は、冷間加工後の固溶化熱
処理の昇温時にＮｂの微細な炭化物が均一に析出するの
で再結晶が遅延し、高温の固溶化熱処理を行りても微細
な再結晶粒が得られる。また、熱間押出加工後の冷却時
に隅の微細な炭化物が析出した場合は、冷間加工後の固
溶化熱処理の際、この微細な炭化物の作用によって同様
に微細な再結晶粒が得られる。

冷間加工後の固溶化熱処理において、冷間加工を中間熱
処理なしに１回の工程で行う場合、あるいは中間熱処理
をはさんで複数回の工程で行う場合のいずれについても
、最終の固溶化熱処理の温度が高い穆Ｎｂ、Ｃの固溶量
が増加し、その後炭化物が析出しない急速冷却を行うこ
とによりて高温クリープ強度の高い製品が得られる。

本発明によって得られた素材の場合には前述のように、
冷間加工後の固溶化熱処理の昇温の際に析出するか、あ
るいは該熱処理前に存在する均一に分散した微細な炭化
物の作用によって、再結晶が遅延するため、Ｎｂ　、　
Ｃの固溶量を増加させるような高温で最終の固溶化熱処
理を行っても、従来法のような結晶粒の粗大化が起らず
、微細な再結晶粒が得られる。したがって、本発明によ
って得られた素材によれば高温クリープ強度が高く、か
つ結晶粒が微細で耐水蒸気酸化性もすぐれたオーステナ
イト系ステンレス鋼管が得られる。

〔実施例〕

供試材の化学成分を第１表に示す。いずれも５ＵＳ３４
７ＨＴＢの規格内で検討したものである。

Ａ、Ｃ，Ｆ鋼はＮｂ／ｃ重量比が８〜１０で低く、Ｂ、
Ｄ、Ｅ鋼はＮｂ／ｃ重肴比が１１〜１２と高い。

また、Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｆ鋼はＢが０．００２０％穆度、Ｄ
鋼はＢが０．００４４％であり、Ｃ鋼はＢ無添加である
。なお、Ｅ、Ｆ鋼はＭｏを０．４％ａ度含有している。

本発明鋼のＡ−Ｆ鋼はいずれもΔＴが１００℃以下とな
っている。

これに対し、比較として用いた鋼の成分系を第１表にＧ
−Ｊ鋼として併記する。

Ｈ，Ｊ鋼はＢが０．００６０俤程度と高く、ΔＴが高く
なりている。また、Ｇ、Ｉ鋼はＢ無添加でΔＴは低いが
、Ｎｂ／Ｃが高く、Ｍｏも無添加であシ、クリープ破断
強度向上を考慮していない成分系である。

第１表の中でＡ鋼（低Ｎｂ／Ｃ重量比、Ｂ添加）とＦ鋼
（低Ｎｂ／Ｃ重量比、　Ｂ　、　Ｍｏ複合添加）および
比較としてＧ鋼（高Ｎｂ／Ｃ重量比、　Ｂ　、　Ｍｏ無
添加）について第７図に示す製造工程を実施した。

第７図の（ａ）は従来例、（ｂ）　、　（ｃ）が本発明
例である。

連続鋳造した鋳片’！１１３００℃に加熱し、網目状の
巨大炭窒化物を固溶させたのち、炉冷（５００℃までの
平均冷却速度０．０８℃／ｓｅｃ、）シた。ついで、加
熱し、図示各温度で熱間押出加工し、空冷（ｓｏｏ’ｃ
までの平均冷却速度２℃／　ｓｅｅ、）　Ｌ、脱スケー
ルし、３０チ冷間引抜を行い、１２００℃で固溶化熱処
理し水冷（５００’ｔ：までの平均冷却速度１００℃／
　ｓｅｅ、）　した。但しくｃ）は冷間引抜工程を中間
熱処理を入れて２回行った。

最終固溶化熱処理後の各供試材から切シ出し、農作した
試験片を用い、６５０℃および７５０℃にてクリーブ破
断試験全行い、その結果の平均値よシ外挿して求めた１
０　ｈｒクリープ破断強度を、結晶粒度とともに第２表
に示す。第２表中にはＡＳＭＥの許容応力値から換算し
たＴＰ３４７Ｈ鋼の基準値全併記する。

本発明によシ得られた素材より製造した鋼管は、いずれ
も結晶粒産屋が７以上の微細粒組織金有し、耐水蒸気酸
化性が良好である。

従来法によシ製造したＧａ　＊　Ａａ　、　Ｆａはクリ
ープ破断強度はＡＳＭＥの基準値を満足するが、冷間引
抜後の固溶化熱処理時に結晶粒が粗大化し、耐水蒸気酸
化性が低下する。またＧｂｌ　、　Ｇｂ２は加工熱処理
によシ細粒であり、クリープ破断強度も基準値を上回っ
てはいるが、より一層の強度上昇が望まれる。

本発明により成分および製造工程全適正化して得られた
素材より製造した鋼管はいずれも結晶粒度Ａ７以上の細
粒にもかかわらず高いクリーブ破断強度全示し、ＡＳＭ
Ｅの許容引張応力値から換算した１０　ｈｒ破断強度を
もはるかに凌いでいる。

なお、第７図（ｂ）　、　（Ｃ）について、熱間押出後
水冷した場合、および鋳片熱処理時に水冷した場合も、
前記空冷の場合とほぼ同様の結果が得られた。

〔発明の効果〕

本発明によれば、デイラー用過熱器に使用される高りリ
ーグ破断強度金有するオーステナイト系ステンレス鋼を
連続鋳造工程によシ、効率よく製造することが可能にな
り、また、本発明によって得られた素材によれば冷間引
抜加工後、従来法と同じ最終固溶化熱処理で、ＭＣ炭化
物を十分母地に固溶化し、かつ微細粒組織を得ることが
可能となるため、クリープ破断強度は、従来法と同等も
しくはそれ以上であり、かつ、耐水蒸気酸化性の良好な
オーステナイト系ステンレス鋼管を製造しうるものであ
るから、産業上碑益するところが極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図はクリープ破断強度と連続鋳造性の両面から適正
と考えられるＮ　ｂ／Ｃ重量比とＢ量の範囲を示す図、
第２図は連続鋳造鋳片に内部割れが生じないためのｐ　
、　ｓｔ量の範囲を示す図、第３図はＢ量とクリープ破
断強度との関係を示す図、第４図は含Ｎｂステンレス鋼
の溶融凝固引張試験スペクトルを示す図、第５図はＢｉ
と凝固割れ感受性指数ΔＴとの関係を示す図、第６図け
Ｎｂ／Ｃｌｉ重量とクリープ破断強度との関係金示す図
、第７図は装造工程の実施例金示すものであり、（ａ）
は従来例、（ｂ）（ｃ）は本発明例である。 艶　８ （へ ）ｃｘＳ Ｑ〜　支 し Ｂ（’／、） 第４図 じ１５＆試験湿度→ 第５図 Ｂ　（％） 第６図 Ｎｂ／ｃ　　重量比

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％にて Ｃ：０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ：０．１〜０．８％、 Ｍｎ：２％以下、 Ｃｒ：１５〜２５％、 Ｎｉ：９〜２０％、 Ｎｂ：１％以下でかつＮｂ／Ｃ（重量比）が８〜１２、
   Ｂ：０．００５％以下でかつＢ≧０．００１×（Ｎｂ／
   Ｃ）−０．０１％、 Ｎ：０．００５〜０．１００％、 不純物として、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％
   以下、 を含み、かつＰ＋０．０４×Ｓｉ≦０．０３５％であり
   、必要に応じてさらに Ｍｏ：０．０１〜２．５％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるオ
   ーステナイト系ステンレス鋼の鋳片を加熱して炭化物を
   固溶させ、５００℃までの平均冷却速度を０．３℃／ｓ
   ｅｃ．未満として冷却し、１２３０℃以上で熱間押出加
   工し、炭化物が析出しないかまたは析出しても微細な炭
   化物となる条件で冷却することを特徴とする高温用オー
   ステナイト系ステンレス鋼管の製造方法。
2. （２）熱間押出加工後の冷却を、５００℃までの平均冷
   却速度を０．２℃／ｓｅｃ．以上として行うことを特徴
   とする特許請求の範囲第１項記載の高温用オーステナイ
   ト系ステンレス鋼管の製造方法。