JPWO2018003823A1 - オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents

Abstract

高温浸炭環境においても、優れた耐浸炭性を有し、さらに、製造時の優れた熱間加工性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１０〜２２％未満、Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％、Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満、Ｎｂ：０．０１〜３．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、Ｎ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。オーステナイト系ステンレス鋼の表層のＣｒ濃度ＣＣｒ´及び表層のＡｌ濃度ＣＡｌ´は、表層以外のＣｒ濃度ＣＣｒ及び表層以外のＡｌ濃度ＣＡｌに対して式（１）を満たす。０．４０≦（ＣＣｒ´／ＣＡｌ´）／（ＣＣｒ／ＣＡｌ）≦０．８０ （１）

Description

本発明はステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。

従来、高温浸炭環境下で使用される火力発電ボイラ及び化学プラント等の設備では、耐熱鋼として、Ｃｒ含有量及びＮｉ含有量を高めたオーステナイト系ステンレス鋼、又は、Ｃｒ含有量を高めたＮｉ基合金が使用されている。これらの耐熱鋼は、２０〜３０質量％程度のＣｒ及び２０〜７０質量％程度のＮｉを含有するオーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金である。

火力発電ボイラ及び化学プラント等の設備の配管は鋼素管から製造される。鋼素管は、上述のオーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金が溶製された後、熱間加工されて製造される。したがって、耐熱鋼には高い熱間加工性が求められる。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、一般に高温での変形抵抗が高く、延性が低い。そのため、優れた熱間加工性を有するオーステナイト系ステンレス鋼が求められている。

ところで最近では、いわゆるシェール革命により、安価なシェールガスが生産されている。化学プラント等の設備において、シェールガスを原料ガスとして使用する場合、ナフサ等の従来原料と比較して、原料ガス由来の炭素（Ｃ）により、化学プラント等の設備で用いられる金属管（たとえば反応管）の腐食現象である浸炭が生じやすい。そのため、化学プラント等の設備に使用される鋼には、優れた耐浸炭性が求められる。

耐浸炭性及び耐コーキング性を高めたステンレス鋼は、たとえば、特開２００５−４８２８４号公報（特許文献１）に提案されている。

特許文献１に開示されたステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜５％、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：２０〜５５％、Ｎｉ：１０〜７０％、Ｎ：０．００１〜０．２５％、Ｏ（酸素）：０．０２％以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有する母材からなる。このステンレス鋼は、表層部にＣｒ欠乏層を備え、該Ｃｒ欠乏層におけるＣｒ濃度が、１０％以上、母材のＣｒ濃度未満であり、かつ該Ｃｒ欠乏層の厚さが２０μｍ以内である。特許文献１では、Ｃｒ_２Ｏ_３皮膜を主体とする保護皮膜を形成することで、耐浸炭性及び耐コーキング性を高める、と記載されている。

しかしながら、特許文献１のステンレス鋼では、保護皮膜の主体がＣｒ_２Ｏ_３皮膜である。そのため、特に高温浸炭環境下において、外部雰囲気からの酸素や炭素の侵入防止機能が十分でない。その結果、材料に内部酸化や浸炭を生じる場合がある。

そこで、国際公開第２０１０／１１３８３０号（特許文献２）、国際公開第２００４／０６７７８８号（特許文献３）、及び特開平１０−１４０２９６号公報（特許文献４）は、Ｃｒ_２Ｏ_３皮膜に代わる保護皮膜に関する技術を開示する。具体的には、これらの文献では、Ｃｒ_２Ｏ_３皮膜に代わる保護皮膜として、熱力学的に安定なＡｌ_２Ｏ_３を主体とした保護皮膜を耐熱鋼の表面に形成する。

特許文献２に開示された鋳造製品は、質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．７％、Ｓｉ：０％を超えて２．５％以下、Ｍｎ：０％を超えて３．０％以下、Ｃｒ：１５〜５０％、Ｎｉ：１８〜７０％、Ａｌ：２〜４％、希土類元素：０．００５〜０．４％、並びに、Ｗ：０．５〜１０％及び／又はＭｏ：０．１〜５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐熱合金の鋳造体を有する。高温雰囲気と接触する鋳造体の表面にバリア層が形成されており、バリア層は、厚さ０．５μｍ以上のＡｌ_２Ｏ_３層であって、該バリア層の最表面の８０面積％以上がＡｌ_２Ｏ_３であり、Ａｌ_２Ｏ_３層と鋳造体との界面に、合金の基地よりもＣｒ濃度が高いＣｒ基粒子が分散していることを特徴とする。特許文献２では、Ａｌを添加することで、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜を主体とする保護皮膜を形成し、耐浸炭性を高める、と記載されている。

特許文献３に開示されたニッケル−クロム鋳造合金は、０．８％までの炭素、１％までのケイ素、０．２％までのマンガン、１５％〜４０％のクロム、０．５％〜１３％の鉄、１．５％〜７％のアルミニウム、２．５％までのニオブ、１．５％までのチタン、０．０１％〜０．４％のジルコニウム、０．０６％までの窒素、１２％までのコバルト、５％までのモリブデン、６％までのタングステン、０．０１９％〜０．０８９％のイットリウム、残りはニッケルからなる。特許文献３では、Ａｌに加えＲＥＭを添加することで、保護皮膜であるＡｌ_２Ｏ_３の耐剥離性を高めたニッケル−クロム鋳造合金が得られる、と記載されている。

特許文献４に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．９％以下、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、かつＳ（％）とＯ（％）を合わせて０．０１５％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｉ：１０〜３５％、Ａｌ：１．５〜５．５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｃａ：０〜０．００８％、Ｃｕ：０〜２％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＶおよびＨｆのうちの１種以上を合計で０〜２％、Ｗ、Ｍｏ、ＣｏおよびＲｅのうちの１種以上を合計で０〜３％、希土類元素のうちの１種以上を合計で０〜０．０５％含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。特許文献４では、Ａｌを添加することで、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜を主体とする保護皮膜を形成し、耐酸化性を高める、と記載されている。

特開２００５−４８２８４号公報 国際公開第２０１０／１１３８３０号 国際公開第２００４／０６７７８８号 特開平１０−１４０２９６号公報

しかしながら、特許文献２では、耐熱合金がＣｒを最大５０％含有している。そのため、炭化水素ガス雰囲気などの高温浸炭環境では、鋼表面でＣｒが炭化物として形成する場合がある。この場合、保護皮膜であるＡｌ_２Ｏ_３が均一に形成されない。そのため、浸炭が発生する場合がある。

さらに、特許文献２及び３に開示された鋳造品及びニッケル−クロム鋳造合金では、Ｃ含有量が高いため、熱間加工性が著しく低下する。

特許文献３ではさらに、Ｎｉ含有量が高いため、原料コストが著しく高まる。

特許文献４では、耐浸炭性について考慮されていない。そのため、耐浸炭性が低い場合がある。

本発明の目的は、炭化水素ガス雰囲気などの高温浸炭環境においても、優れた耐浸炭性を有し、さらに、製造時において優れた熱間加工性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。

本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜２２％未満、Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％、Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満、Ｎｂ：０．０１〜３．５％、Ｎ：０．０３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０〜０．２％未満、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｗ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｖ：０〜０．２％、及び、Ｂ：０〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、式（１）を満たす。
０．４０≦（Ｃ_Ｃｒ´／Ｃ_Ａｌ´）／（Ｃ_Ｃｒ／Ｃ_Ａｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣ_Ｃｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、Ｃ_Ｃｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。

本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、炭化水素ガス雰囲気などの高温浸炭環境においても、優れた耐浸炭性を有し、さらに、製造時において優れた熱間加工性を有する。

本発明者らは、高温浸炭環境におけるオーステナイト系ステンレス鋼の耐浸炭性、及び、製造時の熱間加工性について調査及び検討を行い、次の知見を得た。高温浸炭環境とは、炭化水素ガス雰囲気での１０００℃以上の環境のことをいう。

（Ａ）オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金にＣｒを含有させれば、鋼表面に保護皮膜であるＣｒ_２Ｏ_３が形成され、耐浸炭性が高まる。しかしながら、上述のとおり、Ｃｒ_２Ｏ_３は熱力学的に不安定である。そこで本発明においては、鋼表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を形成する。Ａｌ_２Ｏ_３は保護皮膜として働く。Ａｌ_２Ｏ_３は、高温浸炭環境において、Ｃｒ_２Ｏ_３よりも熱力学的に安定である。つまり、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜であれば、１０００℃以上の環境であっても、オーステナイト系ステンレス鋼の耐浸炭性を高めることができる。

（Ｂ）Ｃｒは、Ａｌ含有オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金に過剰に含有された場合、高温浸炭環境において、雰囲気ガス由来のＣと結合する。Ｃと結合したＣｒは、鋼表面にＣｒ炭化物を形成する。Ｃｒ炭化物は、鋼表面でのＡｌ_２Ｏ_３皮膜の均一な形成を物理的に阻害する。その結果、鋼の耐浸炭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は一定に制限される必要がある。

一方で、ＣｒはＡｌ_２Ｏ_３皮膜の均一な形成を促進する。この効果を以降、ＣｒのＴｈｉｒｄ Ｅｌｅｍｅｎｔ Ｅｆｆｅｃｔ（以下、ＴＥＥ効果という）という。ＴＥＥ効果のメカニズムは次の通りである。後述する熱処理工程のごく初期において、鋼表面では、まずＣｒが優先的に酸化され、Ｃｒ_２Ｏ_３が形成される。このため、鋼表面の酸素分圧が局所的に低下する。これにより、Ａｌは内部酸化することなく、表面近傍において均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜として形成される。その後、Ｃｒ_２Ｏ_３として使用されていた酸素がＡｌ_２Ｏ_３に取り込まれる。そして、熱処理工程終了時点ではＡｌ_２Ｏ_３のみの保護皮膜が形成されている。Ｃｒは、高温浸炭環境下でも同様に、ＴＥＥ効果を有する。つまり、Ｃｒは、高温浸炭環境下でもＡｌ_２Ｏ_３皮膜の均一な形成を促進する。そのため、均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜を形成するためには、一定以上のＣｒを含有させる必要がある。

したがって、高温浸炭環境下でのＣｒ炭化物の生成を抑制し、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜の形成を促進するために、本発明では、Ｃｒ含有量を１０〜２２％未満とする。

（Ｃ）オーステナイト系ステンレス鋼において、表層におけるＣｒ濃度と表層におけるＡｌ濃度との比を、表層以外のＣｒ濃度と表層以外のＡｌ濃度との比よりも適度に小さくすることが有効である。つまり、オーステナイト系ステンレス鋼が式（１）を満たせば、高温浸炭環境中での耐浸炭性が高まる。
０．４０≦（Ｃ_Ｃｒ´／Ｃ_Ａｌ´）／（Ｃ_Ｃｒ／Ｃ_Ａｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣ_Ｃｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、Ｃ_Ｃｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。

Ｆ１＝（Ｃ_Ｃｒ´／Ｃ_Ａｌ´）／（Ｃ_Ｃｒ／Ｃ_Ａｌ）と定義する。Ｆ１が０．４０以上であれば、高温浸炭環境において、鋼表面でＣｒによるＴＥＥ効果が十分に得られる。この場合、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜の形成が促進される。Ｆ１が０．８０以下であれば、高温浸炭環境において、鋼表面のＣｒ炭化物の形成が抑制される。このため、均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜が形成される。その結果、耐浸炭性が高まる。

（Ｄ）オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成が０．０００５％以上のカルシウム（Ｃａ）及び０．０００５％以上のマグネシウム（Ｍｇ）を含有すれば、熱間加工性が高まる。一方で、これらの元素の含有量が高すぎる場合、オーステナイト系ステンレス鋼の高温での靱性及び延性が低下し、熱間加工性が低下する。そのため、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、及び、Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％を含有させる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜２２％未満、Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％、Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満、Ｎｂ：０．０１〜３．５％、Ｎ：０．０３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０〜０．２％未満、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｗ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｖ：０〜０．２％、及び、Ｂ：０〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、式（１）を満たす。
０．４０≦（Ｃ_Ｃｒ´／Ｃ_Ａｌ´）／（Ｃ_Ｃｒ／Ｃ_Ａｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣ_Ｃｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、Ｃ_Ｃｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。

上記化学組成は、Ｔｉ：０．００５〜０．２％未満、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．２％、及び、Ｂ：０．０００１〜０．０１からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼について詳述する。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］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．０３〜０．２５％未満
炭素（Ｃ）は主にＣｒと結合して鋼中にＣｒ炭化物を形成し、高温浸炭環境での使用時におけるクリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の鋳造後の凝固組織中に粗大な共晶炭化物を多数形成し、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．２５％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２３％であり、より好ましくは０．２０％である。

Ｓｉ：０．０１〜２．０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。他の元素で脱酸を十分に実施できる場合、Ｓｉの含有量は出来るだけ少なくてもよい。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜２．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％である。

Ｍｎ：２．０％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。Ｍｎは鋼中に含まれるＳと結合してＭｎＳを形成し、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎ、熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２％である。

Ｐ：０．０４％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の溶接性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量の下限はたとえば、０．０００５％である。

Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の溶接性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量の下限はたとえば、０．００１％である。

Ｃｒ：１０〜２２％未満
クロム（Ｃｒ）は、上述のＴＥＥ効果により、熱処理工程中及び高温浸炭環境下でＡｌ_２Ｏ_３皮膜の形成を促進する。Ｃｒはさらに、鋼中のＣと結合して鋼中にＣｒ炭化物を形成し、クリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高温浸炭環境下で、Ｃｒは雰囲気ガス（炭化水素ガス）由来のＣと結合し、鋼表面にＣｒ炭化物を形成する。鋼表面にＣｒ炭化物が形成されると鋼表面のＣｒが局所的に欠乏する。このためＴＥＥ効果が低下し、均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜が形成されない。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、鋼表面のＣｒ炭化物が均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜の形成を物理的に阻害する。したがって、Ｃｒ含有量は１０〜２２％未満である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１１％であり、さらに好ましくは１２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２１％であり、さらに好ましくは２０％である。本明細書において、Ｃｒ炭化物は、鋼中に形成されるＣｒ炭化物と、鋼表面に形成されるＣｒ炭化物とに分かれる。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、鋼中にＣｒ炭化物を形成させ、鋼表面のＣｒ炭化物は抑制する。

Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させ、クリープ強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼の耐浸炭性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和するだけでなく、原料コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は３０．０％超〜４０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３１．０％であり、さらに好ましくは３２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３９．０％であり、さらに好ましくは３８．０％である。

Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満
アルミニウム（Ａｌ）は、熱処理工程中及び高温浸炭環境下で鋼表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を形成し、鋼の耐浸炭性を高める。特に本発明にて想定している高温浸炭環境においては、従来用いられているＣｒ_２Ｏ_３皮膜と比較して、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜は熱力学的に安定である。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、組織安定性が低下し、クリープ強度が著しく低下する。したがって、Ａｌ含有量は２．５％超〜４．５％未満である。Ａｌ含有量の好ましい下限は２．５５％であり、さらに好ましくは２．６％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は４．２％であり、さらに好ましくは４．０％である。本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ａｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。

Ｎｂ：０．０１〜３．５％
ニオブ（Ｎｂ）は、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ_３Ｎｂ相）を形成して、結晶粒界及び結晶粒内を析出強化し、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、金属間化合物が過剰に生成して、鋼の靭性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の靭性も低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜３．５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は３．２％未満であり、さらに好ましくは３．０％である。

Ｎ：０．０３％以下
窒素（Ｎ）はオーステナイトを安定化し、不可避に含有される。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、熱処理後でも未固溶で残存する粗大な窒化物及び／又は炭窒化物が生成する。粗大な窒化物及び／又は炭窒化物は鋼の靱性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０３％以下である。好ましいＮ含有量の上限は０．０１％である。Ｎ含有量の下限はたとえば、０．０００５％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．０５％
カルシウム（Ｃａ）は、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を高める。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、靱性及び延性が低下する。そのため、熱間加工性が低下する。Ｃａ含有量が高すぎればさらに、清浄性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０５％である。Ｃａの好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．００８％である。

Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ｓを硫化物として固定し、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｇ含有量が高すぎれば、靱性及び延性が低下する。そのため、熱間加工性が低下する。Ｍｇ含有量が高すぎればさらに、清浄性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．０５％である。Ｍｇの好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．００８％である。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼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、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］
上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉを含有してもよい。

Ｔｉ：０〜０．２％未満
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ_３Ｔｉ相）を形成して、析出強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、金属間化合物が過剰に生成して、高温延性及び熱間加工性が低下する。Ｔｉ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．２％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは、０．０１％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは、０．１％である。

上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ及びＷからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼のクリープ強度を高める。

Ｍｏ：０〜０．５％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、母相であるオーステナイトに固溶する。固溶したＭｏは、固溶強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．５％である。Ｍｏ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％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。

Ｗ：０〜０．５％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは、母相であるオーステナイトに固溶する。固溶したＷは、固溶強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｗ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜０．５％である。Ｗ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％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。

上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。

Ｃｕ：０〜０．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕはオーステナイトを安定化する。Ｃｕはさらに、析出強化により鋼の強度を高める。一方で、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の延性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．１％である。

上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。

Ｖ：０〜０．２％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＶはＴｉと同様に金属間化合物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼中の金属間化合物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．２％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１％である。

上述のオーステナイト系ステンレス鋼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：０〜０．０１％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは粒界に偏析して、粒界での金属間化合物の析出を促進する。これにより、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０１％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。

［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はさらに、式（１）を満たす。
０．４０≦（Ｃ_Ｃｒ´／Ｃ_Ａｌ´）／（Ｃ_Ｃｒ／Ｃ_Ａｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣ_Ｃｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、Ｃ_Ｃｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。

本明細書において、オーステナイト系ステンレス鋼の表層とは、オーステナイト系ステンレス鋼の表面から２μｍ深さまでの範囲を意味する。表面から２μｍ深さとは、母材の表面から２μｍ深さを意味する。オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を備える場合は、母材の表面から２μｍ深さとは、脱スケール処理によりＡｌ_２Ｏ_３皮膜を除去した後の母材の表面から２μｍ深さを意味する。つまり、式（１）中のＣ_Ｃｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面（オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を備える場合は、脱スケール処理によりＡｌ_２Ｏ_３皮膜を除去した後の母材の表面）から２μｍ深さまでの範囲におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。式（１）中のＣ_Ａｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面（オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を備える場合は、脱スケール処理によりＡｌ_２Ｏ_３皮膜を除去した後の母材の表面）から２μｍ深さまでの範囲におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、表層以外のＣｒ濃度（質量％）とは、表層以外の領域の母材の平均Ｃｒ濃度（質量％）を意味する。表層以外のＡｌ濃度（質量％）とは、表層以外の領域の母材の平均Ａｌ濃度（質量％）を意味する。

式（１）に示すとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、表層のＣｒ濃度と表層のＡｌ濃度との比が、母材のＣｒ濃度と母材のＡｌ濃度との比よりも適度に小さい。この場合、上述のとおり、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜の形成が促進される。その結果、高温浸炭環境において、耐浸炭性が高まる。

Ｆ１＝（Ｃ_Ｃｒ´／Ｃ_Ａｌ´）／（Ｃ_Ｃｒ／Ｃ_Ａｌ）と定義する。Ｆ１はＣｒ挙動の指標である。

Ｆ１が０．８０を超えれば、表層のＣｒ濃度と表層のＡｌ濃度との比が、母材のＣｒ濃度と母材のＡｌ濃度との比よりも大きすぎる。つまり、表層のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ´が高すぎる。この場合、高温浸炭環境において鋼表面にＣｒ炭化物が形成され、均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜の形成が物理的に阻害される。

Ｆ１が０．４０未満であれば、表層のＣｒ濃度と表層のＡｌ濃度との比が、母材のＣｒ濃度と母材のＡｌ濃度との比よりも小さすぎる。つまり、表層のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ´が小さすぎる。この場合、高温浸炭環境においてＣｒのＴＥＥ効果が得られない。このため、鋼表面に均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜が形成されない。

したがって、Ｆ１は、０．４０〜０．８０である。Ｆ１の好ましい下限は、０．４２であり、さらに好ましくは０．４４である。Ｆ１の好ましい上限は、０．７９であり、さらに好ましくは０．７８である。

上述の表層のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ´及び表層のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌ´は次の方法で求められる。オーステナイト系ステンレス鋼を表面に対して垂直に切断する。切断したオーステナイト系ステンレス鋼の表面（オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を備える場合は、脱スケール処理によりＡｌ_２Ｏ_３皮膜を除去した後の母材の表面）から２μｍ深さまでの範囲において、任意の５点（測定点）を選択する。各測定点のＣｒ濃度及びＡｌ濃度をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光）により測定する。測定した値を平均して求めた値をＣ_Ｃｒ´（％）及びＣ_Ａｌ´（％）と定義する。

オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を備える場合は、脱スケール処理をした後に、表層のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ´及び表層のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌ´を測定する。オーステナイト系ステンレス鋼を脱スケールする条件は、ＪＩＳ Ｚ ２２９０（２００４）に準拠する。

上述の表層以外のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ及び表層以外のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌの分析は、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、次の方法で求める。オーステナイト系ステンレス鋼を、長手方向（鋼管であれば軸方向）に対して垂直に切断し測定面を準備する。測定面の肉厚中央部を、ドリルを用いて穿孔加工する。穿孔加工により切粉を生成し、切粉を採取する。同一の測定面の４か所から切粉を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼が鋼管である場合、４５°ピッチで４か所から切粉を採取する。採取された切粉に対して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。ＩＣＰ−ＯＥＳによる分析の手順は、ＪＩＳ Ｇ １２５８（２００７）に準拠する。４か所の測定値の平均を、表層以外のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ（％）及び表層以外のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌ（％）とする。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、後述する熱処理工程後において、表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を備える。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は、表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を有する場合がある。しかしながら、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜は、熱処理工程後の酸洗処理又はショットピーニング等の周知の方法で除去できる。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は、表面のＡｌ_２Ｏ_３皮膜が除去されている状態の場合もある。

［結晶粒径］
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の結晶粒径は３０〜８０μｍである。結晶粒径が３０μｍ以上であれば、鋼のクリープ強度がさらに高まる。結晶粒径が８０μｍ以下であれば、Ａｌの粒界拡散が促進され、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜の形成がさらに促進される。結晶粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に規定する結晶粒度の顕微鏡試験方法によって求める。

本実施形態によるオーステナイト系耐ステンレス鋼の形状は、特に限定されない。オーステナイト系耐ステンレス鋼はたとえば、鋼管である。オーステナイト系ステンレス鋼管は、化学プラント用反応管として使用される。オーステナイト系ステンレス鋼は、板材、棒材、線材等であってもよい。

［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系耐ステンレス鋼の製造方法の一例として、鋼管の製造方法を説明する。

［準備工程］
上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。溶鋼を用いて、鋳造により素材を製造する。素材は、造塊法によるインゴットであってもよいし、連続鋳造法によるスラブやブルーム、ビレット等の鋳片であってもよい。また、遠心鋳造法により、管形状の鋳造体を製造してもよい。

［熱間鍛造工程］
製造された素材に対して熱間鍛造を実施して円柱素材を製造してもよい。熱間鍛造を実施すれば、準備工程で製造した溶鋼の内部組織を、凝固組織から均質な整粒組織へと変化させることができる。熱間鍛造の温度はたとえば、９００〜１２００℃である。

［熱間加工工程］
準備工程で製造された素材、又は熱間鍛造された素材（円柱素材）に対して熱間加工を実施して、鋼素管を製造する。たとえば、機械加工により円柱素材中心に貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して熱間押出を実施して、鋼素管を製造する。熱間押出の加工温度はたとえば９００〜１２００℃である。円柱素材を穿孔圧延（マンネスマン法等）して鋼素管を製造してもよい。

［冷間加工工程］
熱間加工後の鋼素管に対して冷間加工を実施し、中間材を製造する。冷間加工はたとえば、冷間引抜等である。冷間加工工程において鋼表面に歪を付与すれば、Ａｌ及びＣｒ等の元素が鋼表面に移動しやすくなる。この場合、ＴＥＥ効果を十分に得られる。これにより、鋼表層のＣｒが適度に欠乏し、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。冷間加工の加工率が低すぎれば、この効果が得られない。冷間加工の加工率の上限は特に設けないが、加工率が高すぎる冷間加工は、現実的に実施が困難である。したがって、冷間加工の加工率は１０〜９０％である。

［熱処理工程］
製造された中間材に対して、大気雰囲気で熱処理を実施する。大気雰囲気での熱処理により、鋼表面に均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜が形成される。このとき、ＴＥＥ効果により鋼表層のＣｒが適度に欠乏する。その結果、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。

熱処理温度は９００〜１１００℃未満であり、熱処理時間は３．０〜３０．０分である。

熱処理温度が９００℃未満、又は熱処理時間が３．０分未満であれば、ＴＥＥ効果が十分に得られない。この場合、鋼表層のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ´が高くなりすぎ、式（１）を満たさない。このため、高温浸炭環境下で、鋼表面にＣｒ炭化物が形成され、均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜が十分に形成されない。その結果、耐浸炭性が低下する。したがって、熱処理温度は９００℃以上、かつ、熱処理時間は３．０分以上である。熱処理温度が９００℃以上、かつ、熱処理時間が３．０分以上であればさらに、結晶粒が３０μｍ以上になる。

一方、熱処理温度が１１００℃以上であれば、鋼表面にＣｒ_２Ｏ_３を主体とするスケールが過剰に形成される。このため、鋼表層のＣｒが過剰に欠乏する。この場合、鋼表層のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ´が、低くなりすぎ、式（１）を満たさない。そのため、高温浸炭環境下でＣｒのＴＥＥ効果が低下し、均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜が十分に形成されない。その結果、耐浸炭性が低下する。また、熱処理時間が３０．０分を超えれば、鋼表面にＡｌ_２Ｏ_３を主体とするスケールが過剰に形成される。このため、鋼表層のＡｌが過剰に欠乏する。この場合、鋼表層のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌ´が、低くなりすぎ、式（１）を満たさない。そのため、高温浸炭環境下で均一なＡｌ_２Ｏ_３皮膜が十分に形成されない。その結果、耐浸炭性が低下する。したがって、熱処理温度は１１００℃未満、かつ、熱処理時間は３０．０分以下である。熱処理温度が１１００℃未満、かつ、熱処理時間が３０．０分以下であればさらに、結晶粒が８０μｍ以下になる。

熱処理温度が９００〜１１００℃未満、熱処理時間が３．０〜３０．０分であれば、ＴＥＥ効果が十分かつ適切に得られ、式（１）を満たす化学組成を有する鋼が得られる。その結果、高温浸炭環境下での耐浸炭性が高まる。

熱処理後の中間材に対して、表面に形成したスケールの除去を目的として酸洗処理を施してもよい。酸洗にはたとえば、硝酸と塩酸の混酸溶液を用いる。酸洗時間はたとえば、３０分〜６０分である。

さらに、酸洗処理後の中間材に対して、鋼表面のスケール除去及び鋼表面への歪み付与を目的として、鋼表面にショット加工を実施してもよい。ショット加工におけるショット粒の素材、形状、及び処理条件は指定しないが、鋼表面のスケールの剥離、又は鋼表面への歪みの付与に十分な素材、形状、及び処理条件とする。スケールとはたとえば、Ａｌ_２Ｏ_３である。酸洗処理及びショット加工等の周知の方法により、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜が除去できる。

以上の製造方法により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼が製造される。なお、上記では鋼管の製造方法について説明した。しかしながら、同様の製造方法（準備工程、熱間鍛造工程、熱間加工工程、冷間加工工程、熱処理工程）により、板材、棒材、線材等を製造してもよい。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼管に適用することが特に好ましい。したがって、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は、オーステナイト系ステンレス鋼管である。

［製造方法］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。

上記溶鋼を用いて、外径１２０ｍｍの円柱状のインゴット（３０ｋｇ）を製造した。インゴットに対して熱間鍛造及び熱間圧延を実施した。熱間圧延後、表２に示す条件で冷間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍの中間材を製造した。得られた中間材から、機械加工により８ｍｍ×２０ｍｍ×３０ｍｍの板材を、各鋼種２枚ずつ製造した。板材に対して表２に示す温度及び時間で、熱処理を実施した。熱処理後、板材を水冷し、試験用の鋼板を製造した。

［オーステナイト結晶粒径の測定］
各試験番号の鋼板の圧延方向と垂直な断面の中央部から顕微鏡観察用の試験片を作製した。試験片の表面のうち、上記断面に相当する表面（観察面という）を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ １１２に規定される顕微鏡試験方法を実施し、結晶粒径を測定した。具体的には、観察面を機械研磨後、腐食液を用いて腐食し、観察面の結晶粒界を現出させた。腐食した表面上の１０視野において、各視野の平均結晶粒径を求めた。各視野の面積は、約０．７５ｍｍ^２である。

［表層のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ´及び表層のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌ´測定］
各試験番号の鋼板に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２９０（２００４）に準拠する条件で脱スケール処理を実施した。脱スケール処理後の鋼板を圧延方向に対して垂直に切断し、表面を含むサンプルを採取した。サンプルを樹脂に埋め込み、表面近傍の断面を含む観察面を研磨した。研磨後の観察面に対して、上述の方法を用いて表層（表面から２μｍ深さまでの範囲）のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ´及びＡｌ濃度Ｃ_Ａｌ´を求めた。

［表層以外のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ及び表層以外のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌ測定］
上述の方法により、表層以外のＣｒ濃度Ｃ_Ｃｒ及び表層以外のＡｌ濃度Ｃ_Ａｌを求めた。

［浸炭試験］
各試験番号の鋼板を、Ｈ_２−ＣＨ_４−ＣＯ_２雰囲気にて１１００℃×９６時間保持した。浸炭後の鋼板表面を＃６００研磨紙で乾式手研磨して、表面のスケール等を除去した。鋼板表面から０．５ｍｍピッチで４層分の分析切粉を採取した。得られた分析切粉について、高周波燃焼赤外吸収法にてＣ濃度を測定した。測定結果から、鋼に元から含有されているＣ濃度を差し引いて、Ｃ濃度増加量とした。４層分のＣ濃度増加量の平均を、侵入Ｃ量とした。

［高温引張り試験］
製造されたインゴットに対して、肉厚中央部から、直径が１０ｍｍで長さが１３０ｍｍの円柱状の引張り試験片を切り出した。各引張り試験片について、引張り速度（ひずみ速度）１０／ｓで引張り試験を実施し、熱間加工性を評価した。本発明においては、引張り試験後の絞りが、９００℃において、６０％以上を合格（○）、６０％未満を不合格（×）とした。

［試験結果］
試験結果を表２に示す。

表２を参照して、試験番号１〜試験番号１２の化学組成は適切であり、製造条件も適切であったため、Ｆ１は式（１）を満たした。その結果、侵入Ｃ量は０．４％以下であり、優れた耐浸炭性を示した。さらに、高温引張り試験の絞り値が６０％以上であり、優れた熱間加工性を示した。

一方、試験番号１３では、冷間圧延時の加工率が低すぎた。そのため、Ｆ１が０．３５であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．５１％であり、耐浸炭性が低かった。

試験番号１４では、熱処理温度が低すぎた。そのため、Ｆ１が１．００であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．６５％であり、耐浸炭性が低かった。試験番号１４ではさらに、結晶粒径が２１μｍであった。

試験番号１５では、熱処理温度が高すぎた。そのため、Ｆ１が０．３９であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．５８％であり、耐浸炭性が低かった。試験番号１５ではさらに、結晶粒径が１３１μｍであった。

試験番号１６では、熱処理時間が短すぎた。そのため、Ｆ１が１．０６であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．６９％であり、耐浸炭性が低かった。試験番号１６ではさらに、結晶粒径が２２μｍであった。

試験番号１７では、熱処理時間が長すぎた。そのため、Ｆ１が０．９５であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．５４％であり、耐浸炭性が低かった。試験番号１７ではさらに、結晶粒径が９５μｍであった。

試験番号１８では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、ＣｒによるＴＥＥ効果が低下した。その結果、侵入Ｃ量が０．７５％であり、耐浸炭性が低かった。

試験番号１９では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、Ｃｒ炭化物によってＡｌ_２Ｏ_３皮膜の形成が阻害された。その結果、侵入Ｃ量が０．６０％であり、耐浸炭性が低かった。

試験番号２０では、Ａｌ含有量が低すぎた。そのため、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜が十分に形成されなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．８３％であり、耐浸炭性が低かった。

試験番号２１では、Ｎｉ含有量が低すぎた。そのため、侵入Ｃ量が０．５２％であり、耐浸炭性が低かった。

試験番号２２では、Ｍｇ含有量が低すぎた。そのため、絞り値が６０％未満であり、熱間加工性が低かった。

試験番号２３では、Ｍｇ含有量が高すぎた。そのため、絞り値が６０％未満であり、熱間加工性が低かった。

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。

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、炭化水素ガス雰囲気などの、浸炭及びコーキングが懸念されるような高温浸炭環境においても使用することができる。特に、エチレン製造プラント等の化学工業用プラント等における反応管用鋼としての用途に特に好適である。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．２５％未満、
   Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｎ：２．０％以下、
   Ｐ：０．０４％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｃｒ：１０〜２２％未満、
   Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％、
   Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満、
   Ｎｂ：０．０１〜３．５％、
   Ｎ：０．０３％以下、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、
   Ｔｉ：０〜０．２％未満、
   Ｍｏ：０〜０．５％、
   Ｗ：０〜０．５％、
   Ｃｕ：０〜０．５％、
   Ｖ：０〜０．２％、及び、
   Ｂ：０〜０．０１％を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   式（１）を満たす、オーステナイト系ステンレス鋼。
   ０．４０≦（Ｃ_Ｃｒ´／Ｃ_Ａｌ´）／（Ｃ_Ｃｒ／Ｃ_Ａｌ）≦０．８０ （１）
   ここで、式（１）中のＣ_Ｃｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、Ｃ_Ｃｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。Ｃ_Ａｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（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であって、
   前記化学組成は、
   Ｔｉ：０．００５〜０．２％未満、
   Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
   Ｗ：０．０１〜０．５％、
   Ｃｕ：０．００５〜０．５％、
   Ｖ：０．００５〜０．２％、及び、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。