CN101668873B - 耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢以及奥氏体系不锈钢钢材的制造方法 - Google Patents

耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢以及奥氏体系不锈钢钢材的制造方法 Download PDF

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Abstract

一种耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢，其含有C：0.005wt％以下、Si：0.5wt％以下、Mn：0.5wt％以下、P：0.005wt％以下、S：0.005wt％以下、Ni：15.0～40.0wt％、Cr：20.0～30.0wt％、N：0.01wt％以下、O：0.01wt％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述不可避免的杂质中所含的B为3wtppm以下。

Description

耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢以及奥氏体系不锈钢钢材的制造方法
技术领域
本发明涉及奥氏体系不锈钢和奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，其例如在含有高氧化性金属离子的高浓度硝酸溶液中的沸腾导热面腐蚀环境、受到中子辐射的高温高压水中环境等严酷的晶界腐蚀环境下，仍呈现出优异的耐晶界腐蚀性(intergranular corrosion resistance)和耐应力腐蚀性(stress corrosion cracking resistance)。
背景技术
历来已知，奥氏体系不锈钢在含有如硝酸那样氧化性强的酸的环境下，一般通过在表面形成钝态皮膜，以发挥耐腐蚀性。奥氏体系不锈钢例如在硝酸制造工厂中作为结构材料使用，在废弃核燃料的再处理工厂中，作为用于以高浓度的硝酸溶解废弃核燃料的溶解槽或用于使所述溶解槽的溶解液蒸发而将硝酸加以回收的酸回收蒸发釜等的材料被使用。另外，奥氏体系不锈钢还作为受到中子辐射的高温高压水中环境下的轻水反应堆炉心的材料被使用。
奥氏体系不锈钢钢材在被用于上述废弃核燃料的再处理工厂的溶解槽或酸回收蒸发釜时，因为铈离子(Ce4+)、钌离子(Ru3+)、铬离子(Cr6+)等的金属离子会从废弃核燃料混入硝酸中，所以氧化性比起硝酸制造工厂更强。因此，奥氏体系不锈钢容易受到伴有晶界腐蚀的腐蚀。
为了在含有高氧化性金属离子的高温的硝酸环境下使用奥氏体系不锈钢，已知有以下的方案。首先，为了抑制作为晶界腐蚀的原因的贫铬层的集成，奥氏体系不锈钢的含碳量被极力降低。另外，根据需要，在奥氏体系不锈钢中添加少量的Nb。此外，对奥氏体系不锈钢钢材实施固溶处理。
另外，作为使奥氏体系不锈钢的耐腐蚀性提高的方法，例如有专利文献1～7中所述的技术。
在专利文献1中公开有一种奥氏体系不锈钢，其含有C：0.005wt％以下、Si：0.4wt％以下、Mn：0.1～12wt％、P：0.005wt％以下、Ni：7～28wt％、Cr：15～30wt％、N：0.06～0.30wt％，余量实质由Fe构成。该奥氏体系不锈钢通过限定P的含量，抑制P的晶界偏析，改善奥氏体系不锈钢的耐晶界腐蚀性。
在专利文献2中公开有一种奥氏体系不锈钢，其含有C：0.015wt％以下、Si：0.5wt％以下、Mn：2wt％以下、P：0.015wt％以下、Ni：10～22wt％、Cr：15～30wt％、Al：0.01wt％以下、Ca：0.002～0.010wt％以下，余量实质由Fe构成。该奥氏体系不锈钢通过限定Si、P和Al的含量，并且适量添加Ca，从而显现出优异的耐加工腐蚀性(process-flow corrosionresistance)。另外，该奥氏体系不锈钢还呈现出优异的热加工性和在高温硝酸中的优异的耐腐蚀性。
在专利文献3中公开有一种奥氏体系不锈钢，其含有C：0.02wt％以下、Si：0.5wt％以下、Mn：0.5wt％以下、P：0.03wt％以下、S：0.002wt％以下、Ni：10～16wt％、Cr：16～20wt％、Mo：2.0～3.0wt％、N：0.06～0.15wt％，余量实质由Fe构成。该奥氏体系不锈钢满足[Ni]+60[N]-4[Mo]≥7，还含有Ca和Ce任意一方或双方以单独或合计为2×[S]～0.03(wt％)，从而呈现出对于管道状腐蚀(tunnel-like corrosion)的优异的耐腐蚀性。标号[X]表示元素X的钢中含有率(wt％)。
在专利文献4中公开有一种针对含有氧化性金属离子且高温的硝酸具备优异的腐蚀性的奥氏体系不锈钢的制造方法。具体来说，实施在650℃至950℃的范围内的温度下加热1分钟以上的热处理。该热处理温度在从650℃至低于850℃的范围时，热处理后以急冷或放冷的方式冷却至常温。另一方面，该热处理的温度在从850℃至950℃的范围时，热处理后急冷至常温。由此，该奥氏体系不锈钢呈现出优异的耐高温硝酸腐蚀性。
另外，在专利文献5中公开有一种奥氏体系不锈钢及其制造方法，该奥氏体系不锈钢的B含量为30wtppm以下，并且，设奥氏体粒径为d时，该奥氏体系不锈钢满足B(wtppm)×d(μm)≤700。该奥氏体系不锈钢通过加热到以B(wtppm)×d(μm)为函数的规定温度以上，进行固溶处理，从而呈现出优异的耐晶界腐蚀性和抗晶界应力腐蚀性。
在专利文献6中公开有一种奥氏体系不锈钢，其含有C：0.02wt％以下、Si：0.8wt％以下、Mn：2.0wt％以下、P：0.04wt％以下、S：0.03wt％以下、Ni：6～22wt％、Cr：13～27wt％、Al：0.1wt％以下、Cu：0.3wt％以下、N：0.1wt％以下，余量实质由Fe构成。该奥氏体系不锈钢满足1.5[Ni]+[Mn]+65([C]+[N])-5[Si]-2.5≤52-2.3([Ni]+[Mn])-200([C]+[N])等，含有的B在5wtppm以下，还含有Ti、Nb、V、Hf和Ta之中的1种或2种以上的元素，合计在1.0wt％以下，从而在冷加工或变形后，呈现出优异的耐硝酸腐蚀性。
在专利文献7中公开有一种创造洁净的晶界而制造奥氏体系不锈钢的方法。具体来说，是对于奥氏体系不锈钢实施加工度40％以上的冷加工。接着，将得到的冷加工材保持在低于再结晶温度的温度且碳化物析出的温度，在不会产生P等的晶界不会偏析的温度区域使之再结晶化。由此，该奥氏体系不锈钢即使在包含氧化剂的硝酸溶液的腐蚀环境下，仍呈现出优异的耐腐蚀性。
另一方面，奥氏体系不锈钢钢材被用于受到中子辐射的高温高压水中环境下的轻水反应堆炉心时，由于长期的放射线辐射，导致对于沿晶界应力腐蚀开裂(intergranular stress corrosion cracking，IGSCC)的敏感性增大。例如，进行了固溶处理的固溶状态的奥氏体系不锈钢，在没有中子辐射的炉心外具有耐晶界应力腐蚀性，但在炉心内受到高水平的辐射，特别是以中子辐射量计受到1.0×1021n/cm2左右以上的辐射时，该耐腐蚀性丧失。这种开裂被称为辐照促进应力腐蚀开裂(irradiation-assisted stress corrosioncracking，IASCC)，其近年来在老的轻水反应堆中已成为问题。
作为解决这一问题的方法，例如在专利文献8和9中公开有一种调整奥氏体系不锈钢的构成元素的含量的方法。另外，在专利文献10中，公开有一种钢及其制造方法，其为了抑制构成沿晶界应力腐蚀开裂的原因的碳化物向结晶晶界的析出，该钢采用Ni-Cr奥氏体系不锈钢，作为化学组成，将C限制在0.03wt％以下并且将固溶度大的N只含有0.15wt％以下，通过在1100～1300℃的温度范围内加热该钢，由此降低单位晶界的碳化物的析出量，降低晶界邻域的Cr缺乏量，并且使贫Cr区域分散。
在专利文献11中，公开有一种耐中子劣化优异的高Ni奥氏体系不锈钢，其具有如下化学组成：C：0.005～0.08wt％以下、Mn：0.3wt％以下、Si+P+S：0.2wt％以下、Ni：25～40wt％、Cr：25～40wt％、Mo+W：5.0wt％以下、Nb+Ta：0.3wt％以下、Ti：0.3wt％以下、B：0.001wt％以下等，对这奥氏体系不锈钢实施1000～1150℃的温度范围下的固溶处理，再实施达到30％的冷加工，其后实施600～750℃的温度范围下100小时的加热处理。该高Ni奥氏体系不锈钢即使在接受至少达到1×1022n/cm2的中子辐射后，以270～350℃在70～160气压的高温高压水或高温高压氧饱水中，仍呈现出优异的耐应力腐蚀性。另外，该高Ni奥氏体系不锈钢从室温至400℃的平均膨胀系数处于15～19×10-6/K的范围。
在专利文献12中公开有一种高合金奥氏体系不锈钢，其含有C：0.05wt％以下、Si：1.0～4.0wt％、Mn：0.3wt％以下、Ni：6～22wt％、Cr：18～23wt％、Cu：1～3wt％、Mo：0.3～2.0wt％、N：0.05wt％以下，使S量降低至0.004wt％以下，添加0.0005～0.005wt％的微量B，另外，以[S]≤[Mg]+1/2且[Ca]≤0.007的条件还添加Ca和Mg的1种或2种，余量实质由Fe构成。专利文献12公开这钢不会损害优异的耐腐蚀性，并显著改善热加工性。
在专利文献13中，公开有一种通过单向凝固法排除奥氏体系不锈钢的随机晶界而成为单晶的方法。
在专利文献14中公开有一种奥氏体系不锈钢，其含有C：0.02wt％以下、N：0.6wt％以下、Si：1.0wt％以下、P：0.040wt％以下、S：0.030wt％以下、Mn：2.0wt％以下、Mo：3.0wt％以下、Ni：12～26wt％、Cr：16～26wt％，并且该奥氏体系不锈钢在室温下在奥氏体母相中含有10体积％以下的奥氏体相或铁素体相，该母相具有亚晶粒，此外，该奥氏体系不锈钢由来自对应方位关系的偏移小、规则度高的结晶晶界的单晶构成。该奥氏体系不锈钢呈现出耐腐蚀性、耐应力腐蚀性和优异的机械的性质。
专利文献1：特开昭59-222563号公报
专利文献2：特开平06-306548号公报
专利文献3：特开平07-090497号公报
专利文献4：特开平07-238315号公报
专利文献5：特开平07-113146号公报
专利文献6：特开平08-013095号公报
专利文献7：特开昭60-100629号公报
专利文献8：特开昭63-303038号公报
专利文献9：特开平05-059494号公报
专利文献10：特开平8-269550号公报
专利文献11：特开平09-125205号公报
专利文献12：特开平05-179405号公报
专利文献13：特开平03-264651号公报
专利文献14：特开平11-80905号公报
奥氏体系不锈钢，在使导热管中的硝酸溶液通过来自导热管的外侧的加热沸腾而从溶解液中回收硝酸的热虹吸(thermosiphon)方式的酸回收蒸发釜中被使用时，伴随硝酸的蒸发和热分解而来的高氧化性离子生成和还原反应带来的溶解同时发生。因此，奥氏体系不锈钢的腐蚀环境为沸腾导热面腐蚀。由此可知这是一种严酷的腐蚀环境，腐蚀速度比起同一金属表面温度的浸渍腐蚀的情况增大，其腐蚀速度显示出随时间渐增的倾向。因此，即使使用专利文献1～7所述的奥氏体系不锈钢或其制造方法，产生剧烈的晶界腐蚀的问题依然存留。
具体来说，专利文献1中公开的是通过限定P的含量，专利文献2和3公开的是通过添加与S的结合力强的Ca或Ce，使MnS的形成得到抑制，从而能够抑制在轧制方向上扩散的由MnS引起的管道状腐蚀的发生。但是，S向晶界的偏析被抑制，只记述对于晶界腐蚀的抑制有效，具体内容没有记述。另外，在专利文献4和5中，只考虑了经济性，就难以考虑稳定获得良好的耐硝酸腐蚀性。
在专利文献6中，公开有一种B含量为5wtppm以下，且Ti、Nb、V、Hf和Ta之中的1种或2种以上的元素的合计含量为1.0wt％以下的奥氏体系不锈钢。但是，专利文献6的试验是只在65％的沸腾硝酸中浸渍48小时这样温和的腐蚀条件下进行。该试验是模拟废弃核燃料的再处理工厂所使用的含有高氧化性金属离子的腐蚀环境的评价试验，不适合不锈钢的耐腐蚀性的优劣的待定。另外，关于B量，是作为通常的杂质元素加以处理，如果低即为良好的程度，在实施方式的实施例和比较例中，奥氏体系不锈钢所含有的B为同等水平，因此看不到关于限制B含量的必要性的结论。
在专利文献7中公开有一种加工热处理，是以加工度40％以上进行冷加工后，保持在低于再结晶温度的温度且碳化物析出的温度域，此外在不会产生P等的晶界不会偏析的温度区域使之再结晶化，但钢中的C量的规定不充分。因此在冷加工后，虽然先使构成晶界腐蚀的原因的Cr系碳化物均一分散，但大量析出的Cr系碳化物周围的贫Cr层成为腐蚀促进的原因。另外，该热处理对于P、S、N、O等在晶界偏析的杂质元素的无害化没有任何效果。而且，在专利文献7所述的技术中，P等在晶界偏析的杂质元素的量的规定不充分，并且没有实施任何对策。因此不认为能够得到期望的耐腐蚀性。
另外，奥氏体系不锈钢钢材被用于受到中子辐射的高温高压水中环境下的轻水反应堆炉心时，在专利文献8～13所述的奥氏体系不锈钢钢材中，存在不能获得充分的耐腐蚀性这样的问题。
具体来说，专利文献8～10所述的技术，通过成分调整来实现防止沿晶界应力腐蚀开裂，因此没有减小贫Cr层，并且也没有降低构成晶界腐蚀的原因的杂质。因此，不能本质上解决在辐射环境下发生的应力腐蚀开裂。
专利文献11所述的技术，优选P、S、Si、Nb、Ta、Ti和B的各含量少，作为脱氧剂使用Nb、Ta和Ti时，这些含量设定在杂质以下的水平，并没有为了改善耐应力腐蚀性而积极地进行了各含量的调整。另外，关于Mn和B的各含量，根据发明当时的炼钢技术而设定于能够实用的最低值，从而将B量设定为0.001wt％以下，但其实施例中，B量的最低值停留在0.0003wt％。当B量低于0.0003wt％时，对于耐应力腐蚀性的效果不明。此外，因为作为使耐应力腐蚀性劣化最重要的构成成分的C量来说，其降低水平不充分，所以未必能够得到良好的耐应力腐蚀性。
在专利文献12中，从改善热加工性的观点出发，B量的下限值限定在0.0005wt％，从不招致晶界腐蚀性的劣化的观点出发，上限值被限定在0.005wt％，因此可知没有积极改善耐腐蚀性。
专利文献13公开的单晶化的制造方法，对铸造条件，特别是对拉伸速度有限制，工业上存在困难，特别是对大型构件的应用有困难。
专利文献14作为不锈钢的制造方法，公开了有应变退火法、塔曼(Tammann)法、布里奇曼(Bridgmann)法、悬浮区域熔炼法、单向凝固法、连续铸造法，其中，为了得到比较大的所述钢，优选单向凝固法或连续铸造法。但是，公开内容缺少具体的制造条件，用于得到具有亚晶粒的单晶的金属组织的实现性存疑。另外，钢成分中，从在中子辐射环境下抑制体积膨胀(swelling)的观点来看，特别是Ni含量不充分，不认为能够得到期望耐辐射性。
发明内容
本发明鉴于上述问题而做，其目的在于，提供一种奥氏体系不锈钢和奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，其在含有高氧化性离子的高浓度硝酸溶液的沸腾导热面腐蚀环境和受到中子辐射的高温高压水中环境的两种环境下，呈现出优异的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性。
达成上述目的的本发明的一方面的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢，含有C：0.005wt％以下、Si：0.5wt％以下、Mn：0.5wt％以下、P：0.005wt％以下、S：0.005wt％以下、Ni：15.0～40.0wt％、Cr：20.0～30.0wt％、N：0.01wt％以下、O：0.01wt％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，所述不可避免的杂质中包含的B为3wtppm以下。
达成上述目的的本发明的另一方面的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，包括如下步骤：对于具有上述化学组成的不锈钢的钢锭进行热加工的步骤；对于经所述热加工而得到的不锈钢钢材进行固溶处理的步骤，其中，所述固溶处理步骤包括如下子步骤：在1000～1150℃的第一温度范围内的热处理温度下，加热1分钟以上的子步骤；其后，从所述第一温度范围内的热处理温度急冷或放冷至常温的子步骤。
达成上述目的的本发明的另一方面的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，包括如下步骤：对于具有上述化学组成的不锈钢的钢锭进行热加工的步骤；对于经所述热加工而得到的不锈钢钢材进行固溶处理的步骤，其中，所述固溶处理步骤包括如下子步骤：在1000～1150℃的第一温度范围内的热处理温度下，加热1分钟以上的子步骤；从所述第一温度范围内的热处理温度以急冷或放冷的方式进行冷却的子步骤；在所述冷却中或所述冷却后，在650℃以上的第二温度范围内的热处理温度下，加热10分钟以上的子步骤；其后，从所述第二温度范围内的热处理温度急冷或放冷至常温的子步骤。
附图说明
图1A是表示Coriou腐蚀试验中的腐蚀速度与B量的关系的曲线图。
图1B是表示Coriou腐蚀试验中的晶界侵蚀深度与B量的关系的曲线图。
图2是表示在CBB试验中使用的夹具的图。
具体实施方式
本发明者为了解决上述问题反复锐意研究。其结果发现，极力降低成为腐蚀起点的奥氏体系不锈钢的结晶晶界中的杂质元素，特别是B，优选完全地除去，则在含有高氧化性离子的高浓度硝酸溶液的沸腾导热面腐蚀环境和轻水反应堆炉心这样受到中子辐射的高温高压水中环境这种严酷的晶界腐蚀环境下，能够提高对于晶界腐蚀和应力腐蚀开裂的耐腐蚀性，从而完成了本发明。
以下基于图1A、图1B和图2，对于本发明的实施方式，包括在本发明中特定的成分设计的原委进行说明。
发生晶界腐蚀以及应力腐蚀开裂的最大要因在于伴随着Cr系碳化物向晶界的析出而进行的贫Cr层的生成。针对贫Cr层的生成，降低C量的方案是以往的对策之一。但是，首先发现：只采用降低C量的方案就不能够避免如由焊接等的加热造成的敏化、以及在放射线环境下辐射促进析出等的问题。
具体来说，在钢中的Cr含量设为20wt％以上的情况下，随着碳化物的析出而贫乏层生成之后，Cr含量还被保持在钝态皮膜的生成所需要的12wt％左右。但是，不能完全避免在含有高氧化性离子的高浓度硝酸溶液的沸腾导热面腐蚀环境下的过钝化腐蚀和受到中子辐射的高温高压水中环境下的晶界损伤。
其原因之一被认为是由于作为杂质元素的B向结晶晶界偏析，使晶界结合能降低。因此，如图1A和1B所示，通过调查腐蚀速度(corrosion rate)和晶界侵蚀深度(intergranular corrosion depth)与B含量的关系，从而发现：若B的含量设为3wtppm以下，则能够抑制晶界腐蚀和应力腐蚀开裂。
已知通过添加B，奥氏体系不锈钢的高温延展性提高。例如，在特开昭63-069947号公报中提出有一种通过添加6～25wtppm的B，从而改善蠕变断裂延展性的技术。此外，在“Iron Age”vol.179(1957)，p.95中还指出通过添加2wtppm以上的B，热延展性得到改善。如此，B被称为对于高温延展性和热加工性的提高有效的元素。然而另一方面还指出，由于B的添加导致奥氏体系不锈钢的耐腐蚀性劣化。
在“Stainless steel`87”，The Institute of Metals，London，(1987)，p.234中提出有为了维持奥氏体系不锈钢的耐晶界腐蚀性而使B量降低的方案，并指出若添加B大约25wtppm，则在通常的固溶处理中，Cr硼化物析出在晶界上，导致耐晶界腐蚀性劣化。此外，在“材料和工艺”，铁和钢，vol.6(1993)，p.732中指出，为了高水准地维持高温高浓度硝酸中的奥氏体系不锈钢的耐晶界腐蚀性，需要使B含量降低至9wtppm以下。如上可知，B在晶界偏析，并且形成富Cr硼化物，使耐晶界腐蚀性劣化。如此，包括专利文献7所公开的技术在内，在以往的杂质物水平的钢中，假使在其不良影响最少的情况下，若B含量超过5wtppm，则耐晶界腐蚀性的劣化开始显现，若超过10wtppm，则变得特别显著。
来自B添加的问题点如上述，但本发明者发现：B含量本身的进一步降低为重要措施。其理由虽然尚不清楚，但是，B在结晶晶界上的固溶限度被推定为10wtppm左右，当B的含量在晶界的固溶限度以下时，可以看到晶界损伤显著的改善。由此推定，比起硼化物的形成，在结晶晶界上的固溶本身会带来更不利的影响。再说，如本发明这样，能够发现到极微量的B量的效果是很大程度受益于分析装置、分析技术和炼钢技术发展。基于以往的化学分析水平，其检测的界限为2wtppm左右，相对于此，通过GD-MS分析法就能够正确地分析wtppm以下的B含量，从而明确了微量B量与晶界腐蚀以及应力腐蚀开裂的关系。另外，基于通常的奥氏体系不锈钢的熔炼方法，无法避免从合金铁、废钢等原料中混入2～5wtppm左右的B，但由于分析技术的发展，可以筛选出B含量少的原料，此外由于氧化精炼等炼钢技术的发达，可以熔炼出B含量低的奥氏体系不锈钢。
另外，作为上述沸腾导热面腐蚀环境下的过钝化腐蚀和上述高温高压水中环境下的晶界损伤的原因之一，认为是向结晶晶界偏析的C、P、S、N、O等的杂质元素的影响。于是，在B含量设为3wtppm以下的情况下，发现：若将C、P、S、N、O等的杂质元素的总量控制在0.02wt％以下，则能够抑制晶界腐蚀和应力腐蚀开裂。通过控制这些杂质元素的总量在0.02wt％以下来能够显著改善的理由尚不清楚。虽然这些元素对于结晶晶界的作用和生成析出物时的形态不相同，但根据现在的分析、解析技术，不能够一一区别本发明的微量的元素的存在状态。但推定偏析在结晶晶界的杂质元素以及固溶在结晶晶界的杂质元素会带来不利影响之看法应该没错。
而且本发明者发现：根据需要，为了使C、P、S、N、O等的杂质元素的影响完全无害化，以如下条件添加Ti是有效的。即：添加Ti使其含量相对于C、P、S、N和O的总量达到化学计量的相等量以上，以使杂质元素作为如TiC、TiN、FeTiP、TiS、TiO2等的Ti系的炭化物、氮化物或其他化合物析出。由此能够进一步抑制晶界腐蚀和应力腐蚀开裂。
在结晶晶界偏析的C、P、S、N、O等杂质元素越是极力减少越为优选，但是基于以往的精炼技术，将其完全除去还存在困难，并且也不经济。为了极力减少上述的杂质元素，有效的是添加稳定化元素(使杂质元素固定化的元素)，而为了使这些杂质元素无害化，最优选的是Ti。通过添加Ti，能够使无法由后述的电子束熔炼法除去的C、P、S、N、O等成为TiC、FeTiP、TiS、TiN、TiO2等的Ti系化合物，由此抑制杂质元素作为固溶元素向晶界偏析。作为稳定化元素，以往的技术采用Nb等元素，但即使添加Nb，在本发明的奥氏体系不锈钢的存在量的范围内生成NbC以外的化合物也有困难，因此其效果受到限定。还有，Ti的添加量需要相对于C、P、S、N、O的总量达到化学计量的相等量以上。
本发明者还发现：在具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材的制造工序中，若通过热处理使奥氏体晶粒均一化并且使碳化物等均一分散，则能够抑制晶界腐蚀和应力腐蚀开裂。为了进一步发挥耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性改善效果，有效的是：在板材或管材的制造工序(例如热加工工序)中，在1000～1150℃的温度范围内加热1分钟以上；接着，从该热处理温度通过急冷或放冷冷却至常温，或者，在该冷却过程中在650℃以上的温度范围内的温度下加热保持10分钟以上，或再加热到650℃以上的温度范围内的温度加热保持10分钟以上。另外，在1000～1150℃的温度范围内加热1分钟以上，接着，从该热处理温度通过急冷或放冷冷却至常温，是为了使Ti的添加效果更确实，还为了改变所生成的Ti系的化合物的分布状态和结晶晶界的存在位置的关系而进行的。实施固溶处理后，以40％以上且低于75％的加工率实施冷加工，接着，在750℃以上的温度范围内的温度下加热保持10分钟以上，由此使之再结晶化也有效。还有，在如本发明这样有关反应的C、P、S、N、O等杂质元素少的化学组成中，从反应速度来看，存在着无法充分进行析出反应的可能性，因此在以40％以上且低于75％的加工率实施冷加工后，在500～650℃的温度范围内的温度下实施加热保持30分钟以上的应变时效析出处理，然后，接着在750℃以上的温度范围内的温度下加热保持10分钟以上也有效。
(不锈钢的化学组成)
C：0.005wt％以下
C在实施热处理或焊接时，在结晶界界析出Cr系的碳化物。由此，在此结晶晶界的附近生成贫Cr区域。若以该状态放置在腐蚀环境下，则该区域发生被选择性地腐蚀的晶界腐蚀。因此，成为使奥氏体系不锈钢的耐硝酸腐蚀性和耐应力腐蚀性劣化的原因。在本实施方式中，虽然通过Ti的添加和加工热处理而使其实现无害化，但在奥氏体系不锈钢中C的含量多时，存在微观地析出Cr系碳化物的可能性，因此将C设为0.005wt％以下，优选为0.003wt％以下。
Si：0.5wt％以下
Si作为脱氧剂有效，因此设为0.5wt％以下。但是，从晶界腐蚀的观点出发，期望尽可能低，优选0.3wt％以下。
Mn：0.5wt％以下
Mn具有提高奥氏体相稳定度来防止对耐腐蚀性有害的δ-铁素体的生成和加工诱导相变的效果，但超过0.5wt％，不仅得不到期望的效果，而且作为固溶状态的Mn反而会促进腐蚀，因此设为0.5wt％以下。优选为0.3wt％以下。
P：0.005wt％以下
已知P发生晶界偏析，若P的含量增加，则耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性劣化。因此，期望其含量低，设为0.005wt％以下，优选为0.003wt％以下。
S：0.005wt％以下
S的增加会促进硫化物的生成，以硫化物为基点的选择性腐蚀会引起耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性的劣化，还会引起耐点蚀性的劣化。因此，期望其含量低，设为0.005wt％以下，优选为0.003wt％以下。
Ni：15.0～40.0wt％
Ni是用于使奥氏体组织稳定并且抑制晶界腐蚀和应力腐蚀开裂所需要的元素。但是，其含量低于15wt％时，不能够确保充分的奥氏体组织，而且不能够获得中子辐射环境下的耐体积膨胀性。另一方面，若超过40wt％则价格昂贵，因此设为15.0～40.0wt％。从奥氏体组织的稳定性出发，优选为18.0wt％以上。另外，从抑制体积膨胀的观点出发，优选为38.0wt％以下。
Cr：20.0～30.0wt％
Cr是形成钝态皮膜来确保不锈钢的耐腐蚀性所需要的元素。从形成钝态皮膜的观点出发，如作为JIS规格的代表性不锈钢的SUS304系不锈钢以及SUS316系不锈钢那样含有16％左右即可。但是，在再处理工厂这样含有高氧化性离子的高浓度硝酸溶液的沸腾导热面腐蚀环境下的过钝化腐蚀环境下，和轻水反应堆炉心这样受到中子辐射的高温高压水中环境下，为了确保充分的耐腐蚀性，因此需要20.0wt％。另一方面，若超过30.0wt％，则富Cr的脆化相析出，为此就必须增加用于避免脆化相的析出且完全成为奥氏体组织的Ni含量，从而招致成本上升，因此Cr设为20.0～30.0wt％。从耐腐蚀性的观点出发，优选为22.0wt％以上。另外，优选为28.0wt％以下。
B：3wtppm以下
B是构成本发明的最重要的因素。基本上是杂质元素，因为在晶界偏析而使耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性劣化，所以期望尽可能少。在以往的分析技术水平下，不能够判别0.0003wt％以下的B含量。但是，运用最近的分析方法，本发明者明确了更微量的B与耐腐蚀性的关系，其结果发现：通过将B降低至0.0003wt％以下，来能够完全抑制晶界腐蚀和应力腐蚀开裂。从这一观点出发，B量设为3wtppm(0.0003wt％)以下。还有，优选为1.5wtppm以下。
N：0.01wt％以下
O：0.01wt％以下
N和O均使耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性劣化，因此期望其含量尽可能低，分别以0.01wt％为上限。N优选为0.005wt％以下。O优选为0.005wt％以下。
C+P+S+O+N：0.02wt％以下
即使作为杂质元素的C、P、S、O和N各自的含量分别以上述限制条件分别限定，若其合计超过0.02wt％，仍得不到很良好的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性，因此上限值设为0.02wt％。上限值优选为0.015wt％。
还有，将杂质元素的总量设为0.02wt％以下这样高纯度的奥氏体系不锈钢钢锭的熔炼方法没有特别限定，但在熔炼工序的组合中，应用电子束熔炼法是有效的手段之一。在奥氏体系不锈钢钢锭的制造过程中，通过应用电子束熔炼法，能够获得不仅向结晶晶界偏析的C、P、S、N、O等的杂质元素极力降低，而且挥发性高的碱基金属含量也极力降低的超高洁净度。还有，对于作成电子束熔炼的原料电极的事前的熔炼方法也没有特别限定，根据一次熔解原料的纯度来选择最适宜的熔炼方法即可。
Ti：含量相对于C、P、S、N和O的合计，为化学计量的同等量以上
Ti是构成本发明的重要的因素，其添加是为了通过使成为晶界腐蚀原因的C、P、S、N、O等杂质元素成为如TiC、TiN、FeTiP、TiS、TiO2等的Ti系的炭化物、氮化物或其他化合物，从而使之完全无害化。通过采用电子束熔炼法等，在钢锭阶段这些杂质元素的含量已经达到极低的水平。但是，根据本发明者的研究，发现：不能够以电子束熔炼除去的微量的杂质元素仍会对晶界腐蚀造成不良影响。因此，为了使其完全无害化，有效的是添加Ti。因此，作为Ti含量，优选C、P、S、N、O等全部成为TiC、TiN、FeTiP、TiS、TiO2等的Ti系的炭化物、氮化物或其他化合物的化学计量的同等量以上。具体来说为：
Ti(wt％)≥(48/12)C(wt％)+(48/31)P(wt％)+(48/32)S(wt％)+(48/14)N(wt％)+(48/16)×(1/2)O(wt％)
另外，若考虑稀少元素的动态析出反应，则优选为0.05wt％以上。另一方面，若大量添加，则招致成本的上升，因此优选为0.3wt％以下。
(电子束熔炼法)
在本实施方式中，钢锭的制造过程中采用电子束熔炼法。电子束熔炼基本上被大致分为滴下熔炼法(drip melting method)和冷床熔炼法(cold-hearth melting method)。滴下熔炼法是对原料电极的前端照射电子束，使生成的液滴直接落到水冷铜铸模中并使之层积凝固的方法。另外，冷床熔炼法是将在原料前端生成的液滴先积蓄在被称为冷床的水冷的浅的铜制容器中，从这里将溢流的熔汤注入水冷铜铸模，在被称为起熔块(starting block)的基座上使之层积凝固的方法。在本实施方式中，使用哪种熔炼法都可以。
对于电子速熔炼法的要求条件进行阐述。为了达成熔炼中的蒸发带来的精炼效果，需要使室内的真空度成为1×10-2Pa以上。但是，若过度提高真空度，则作为构成本发明的元素的Cr等挥发性高的元素蒸发，不仅成分调整变得困难，而且工业上的实现也困难，因此优选为1×10-4Pa以下。还有，构成原料电极的原材，作为不锈钢的熔炼法也可以采用众所周知的AOD法(氩氧脱碳法)、VOD法(真空吹氧脱碳法)，也可以采用作为特殊精炼的真空感应熔炼法(vacuum induction melting method)，磁悬浮感应熔炼法(cold crucible induction melting method)等。
(制造方法)
在本实施方式中，在奥氏体系不锈钢的板材或管材的制造工序(例如热加工工序)中，在1000～1150℃的温度范围内的热处理温度下进行1分钟以上加热处理。作为其后的固溶处理，从1000～1150℃的温度范围内的热处理温度通过急冷或放冷进行冷却至常温。还有，作为固溶处理，也可以通过冷却或冷却后的再加热达到650℃以上的温度范围内的热处理温度后，以10分钟以上的时间，通过加热达到650℃以上的温度范围内的热处理温度而进行保持。由此，能够实现奥氏体相的均一化，进一步发挥来自奥氏体系不锈钢的化学组成限定的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性改善效果。
另外，固溶处理之后，也可以进行冷加工(冷轧)和再结晶处理。通过进行冷加工，能够大量导入构成碳化物析出点的位错。另外，再结晶处理在冷加工之后进行，通过该热处理，使析出物均一分散析出，并且实施再结晶化。
以下，对冷加工进行具体说明。用于充分导入作为析出点的位错的冷加工的加工度(加工率)为40％以上。另外，即使将加工率提高到需要以上，所导入的位错密度也饱和，而且由于过度的加工，奥氏体相会发生应变诱导相变而成为马氏体相。因此，工业的加工处理变得困难，并且在后面的再结晶处理中得不到均一的奥氏体组织，耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性劣化。因此，冷加工的加工度设为低于75％。
接下来，对再结晶处理进行说明。用于使加工组织再结晶的温度，依存于钢的加工度，即被导入的位错密度和阻碍回复再结晶过程的位错的移动的碳化物分散状态。因此，在本发明的钢组织和组织状态下，需要以700℃以上保持10分钟以上。另一方面，温度过高时，由于所得到的再结晶奥氏体晶粒的粗大化导致强度降低。此外，析出物凝集、粗大化，分布在再结晶奥氏体晶界。由此，耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性劣化。因此再结晶化温度优选为900℃以下。
另外，为了高效果地使碳化物均一分散，也可以在冷加工后的再结晶处理前实施析出处理。这时，反应论上优选在500℃以上的温度区域加热、保持30分钟以上。另一方面，温度越高，碳化物的析出越会在短时间发生，但是若过高，则碳化物析出之前便发生回复、再结晶。因此，以特意导入的位错为地点的析出不可能进行，碳化物等优先析出在结晶晶界上，因此无法均一分散，此外还会带来粗大化。其结果是，无法获得优异的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性。从如上观点出发，优选碳化物析出处理在500～650℃的温度范围内的热处理温度下加热、保持30分钟以上。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明。还有，本发明不受实施例的任何限定。
(实验1)
真空感应熔炼(VIM)具有表1所示的化学组成的奥氏体系不锈钢150kg，在真空中浇铸到金属模具中，得到铸锭。表1所示的化学组成的各元素的单位，除了B的重量百万分率(wtppm)以外，全部为重量百分率(wt％)。接着，从真空熔解的铸锭上切削电极，实施电子束再熔解(EB)，成为圆柱铸锭。再通过锻造和热轧加工成厚度6mm的板材后，以1050℃×1/2小时(h)的条件实施固溶处理，得到实施了固溶处理的6mm的板材。将其作为供试材，进行模拟含有金属离子的高浓度沸腾硝酸溶液中的晶界腐蚀状况的Coriou腐蚀试验，另外进行模拟高温高压水中的应力腐蚀开裂状况的慢应变速率拉伸试验(slow strain rate test，SSRT)和CBB试验。在慢应变速率拉伸试验和CBB试验中，因为模拟中子辐射促进析出状况等，所以在这些试验之前实施620℃×100小时的敏化热处理。
[表1]
  Na   C   Si   Mn   P   S   Ni   Cr   Ti   B(ppm)   N   O
  A   0.001   0.02   0.05   0.002   0.001   20.4   24.2   0.20   0.2   0.0025   0.0022
  B   0.001   0.05   0.08   0.001   0.001   19.7   24.8   0.18   0.4   0.0031   0.0035
  C   0.002   0.04   0.04   0.001   0.001   20.8   23.9   0.19   1.3   0.0019   0.0032
  D   0.001   0.06   0.06   0.002   0.002   21.4   24.5   0.22   2.5   0.0028   0.0030
  E   0.001   0.02   0.05   0.001   0.001   19.2   24.7   0.20   4.2   0.0037   0.0024
  F   0.002   0.02   0.08   0.002   0.001   20.1   25.3   0.21   7.4   0.0033   0.0038
  G   0.002   0.01   0.09   0.003   0.002   21.6   24.7   0.21   12.6   0.0024   0.0024
  H   0.001   0.05   0.08   0.003   0.001   10.2   18.5   0.19   0.7   0.0032   0.0031
  1   0.002   0.01   0.07   0.002   0.002   14.6   18.2   0.19   0.5   0.0036   0.0040
  J   0.001   0.06   0.06   0.004   0.001   21.6   32.1   0.22   0.6   0.0027   0.0037
  K   0.002   0.07   0.07   0.001   0.001   35.3   25.2   0.18   1.6   0.0033   0.0025
  L   0.002   0.04   0.08   0.002   0.002   20.9   24.4   0.02   0.4   0.0026   0.0043
  M   0.003   0.05   0.10   0.002   0.001   19.5   25.6   0.01   5.4   0.0041   0.0030
  N   0.004   0.22   0.26   0.008   0.004   12.5   22.2   0.03   1.3   0.0035   0.0049
  O   0.016   0.03   0.12   0.003   0.003   21.1   24.8   0.21   0.8   0.0025   0.0023
  P   0.002   0.01   0.05   0.016   0.017   20.7   24.5   0.01   1.0   0.0027   0.0039
  Q   0.001   0.08   0.21   0.009   0.001   21.8   25.8   0.18   1.2   0.0191   0.0126
  R   0.003   0.74   0.11   0.002   0.001   35.2   25.7   0.02   0.7   0.0039   0.0055
  S   0.002   0.05   2.21   0.003   0.002   34.7   25.1   0.18   1.5   0.0088   0.0043
Coriou腐蚀试验使用添加有Cr6+离子的1.0g/L的500ml的8规度(normality)沸腾硝酸溶液，边更新溶液边进行以24小时为一批的浸渍试验4批，测定腐蚀减量，评价腐蚀速度等。慢应变速率拉伸试验使用平行部直径3mm，标点间距离20mm的试验片，在高温高压水中(饱和氧浓度8wtppm，70kgf/cm2，290℃)、以应变速度0.5μm/min的条件实施。
CBB试验其实施使用厚度2mm、宽度10mm、长度50mm的试验片，在高压釜中以图2所示的夹具，浸渍在高温高压水中(饱和氧浓度8wtppm、70kgf/cm2、290℃)500小时。将用于给试验片1留有空隙的石墨纤维织物(graphite fiber wool)2与试验片1一起夹在支架3之间并插入螺钉孔4中，在支架3之间作出圆弧面部分加以固定。还有，在本实施方式中，支架具有弯曲为100R的位置。浸渍后取出试验片，根据试验片的截面观察评价有无开裂。
通过Corior腐蚀试验以如下标准，对于含有金属离子的高浓度沸腾硝酸溶液中的耐晶界腐蚀性进行评价。
优：腐蚀速度为3.00g/m2·h以下，晶界侵蚀深度为25μm以下。
良：腐食速度为3.00g/m2·h以下，晶界侵蚀深度超过25μm且30μm以下。
差：腐食速度超过3.00g/m2·h，或晶界侵蚀深度超过30μm。
通过SSRT腐蚀试验和CBB试验以如下标准，对于在高温高压水中的耐应力腐蚀性进行评价。
优：经SSRT腐蚀试验，断裂时间为250小时以上，且晶界断裂率为20％以下，经CBB试验没有发生晶界腐蚀。
良：经SSRT腐蚀试验，断裂时间为250小时以上，且晶界断裂率超过20％、在25％以下，经CBB试验没有发生晶界腐蚀。
差：经SSRT腐蚀试验，断裂时间低于250小时或晶界断裂率比25％大，经CBB试验发生晶界腐蚀。
表2中显示评价后试验结果。钢编号A～D和钢编号K～L，C量为0.005wt％以下、Si量为0.5wt％以下、Mn量为0.5wt％以下、P量为0.005wt％以下、S量为0.005wt％以下、Ni量为15.0～40.0wt％、Cr量为20.0～30.0wt％、N量为0.01wt％以下、O量为0.01wt％以下、B量为3wtppm以下，是本发明的实施例。另一方面，钢编号E～G、M是比较例，B量超过3wtppm。钢编号H、I是比较例，Cr量低于20.0wt％且Ni量低于15.0wt％。钢编号J是比较例，Cr量超过30.0wt％。钢编号N～Q是比较例，C量超过0.005wt％、或P量超过0.005wt％、或S量超过0.005wt％、或N量超过0.01wt％、或O量超过0.01wt％的任意一项。钢编号R、S是比较例，Si量超过0.5wt％或Mn量超过0.5wt％的任意一项。由表2可知，钢编号A～D和钢编号K～L与钢编号E～J和钢编号M～S相比，具有良好的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性。
钢编号A～S之中，在相当于所谓的25Cr-20Ni系(Cr含量约25wt％且Ni含量约20wt％、C量为0.005wt％以下、Si量为0.5wt％以下、Mn量为0.5wt％以下、P量为0.005wt％以下、S量为0.005wt％以下的钢种)的钢编号A～G、L和M中，Coriou腐蚀试验中的腐蚀速度与B量的关系显示在图1A中。另外，在相当于该25Cr-20Ni系的钢编号A～G、L和M中，Coriou腐蚀试验中的晶界侵蚀深度与B量的关系显示在图1B中。由图1A和1B可知，若B量超过3wtppm，则腐蚀速度和晶界侵蚀深度急剧增大。另外可知，在B量同等的情况下，通过添加Ti，腐蚀速度和晶界侵蚀深度进一步得到抑制。
[表2]
Figure G2008800139322D00191
(试验2)
使用表1的钢编号B、K和L，以表3所示的各种条件制造6mm的板材。制造简码1是进行真空感应熔炼(VIM)，在真空中浇铸到金属模具中而得到的铸锭，其他制造简码(2～8)是进一步实施了电子速再熔炼的(EB)。对于通过锻造和热轧而进行了加工的板材进行固溶处理后，再实施加工热处理(冷加工-再结晶处理，或冷加工-碳化物析出处理-再结晶处理)(对冷加工率不同的试样调整了固溶处理时的板厚)。用其进行模拟含有金属离子的高浓度沸腾硝酸溶液中的晶界腐蚀状况的Coriou腐蚀试验，另外模拟高温高压水中的应力腐蚀开裂状况，进行慢应变速率拉伸试验(SSRT)和CBB试验。在慢应变速率拉伸试验和CBB试验中，因为模拟中子辐射促进析出状况等，所以在这些试验之前实施620℃×100小时的敏化热处理。
[表3]
Figure G2008800139322D00201
表4中显示评价试验结果。由表4可知，对于钢编号B、K或L实施制造简码3、5或7的处理时，即，以1050℃进行30分钟固溶处理后，以700℃再加热1小时时(制造简码3)，在加工热处理工序中，以60％的冷轧率进行冷加工时(制造简码5)和在加热处理工序中，冷加工后且在再结晶处理前，以600℃实施10小时析出处理时(制造简码7)，与实施了其他制造简码(1、2、4、6和8)的处理的情况相比，在CBB试验未发生晶界腐蚀，能够得到良好的耐晶界腐蚀性。
[表4]
Figure G2008800139322D00211
以上详述的本发明的一方面是一种耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢，含有C：0.005wt％以下、Si：0.5wt％以下、Mn：0.5wt％以下、P：0.005wt％以下、S：0.005wt％以下、Ni：15.0～40.0wt、Cr：20.0～30.0wt％、N：0.01wt％以下、O：0.01wt％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，不可避免的杂质中所含的B为3wtppm以下。
根据上述构成，通过使B的含量设为3wtppm以下，则能够降低晶界腐蚀，充分抑制应力腐蚀开裂。
另外，通过使C的含量设为0.005wt％以下，则能够抑制Cr系碳化物的析出。另外，通过含有0.5wt％以下的Si，则能够带来脱氧作用。另外，通过含有0.5wt％以下的Mn，则能够降低δ-铁素体的生成和加工诱导相变。另外，通过使P的含量设为0.005wt％以下，则能够降低耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性的劣化。另外，通过使S的含量设为0.005wt％以下，则能够减小耐晶界腐蚀性、耐应力腐蚀性和耐点蚀性的劣化。
另外，通过使Ni的含量设为15.0wt％以上，则能够使奥氏体组织稳定，另外也能够抑制晶界腐蚀和应力腐蚀开裂。另外，通过使Ni的含量设为40.0wt％以下，则能够实现成本的降低。另外，通过使Cr的含量设为20.0wt％以上，则在例如再处理工厂这种含有高氧化性离子的高浓度硝酸溶液的沸腾导热面腐蚀环境下的过钝化腐蚀环境下和轻水反应堆炉心这种受到中子辐射的高温高压水中环境下，能够确保充分的耐腐蚀性。另外，通过使Cr的含量设为30.0wt％以下，则能够抑制富Cr的脆化相的析出。另外，通过分别使N和O的含量设为0.01wt％以下，则能够降低耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性的劣化。
所述奥氏体系不锈钢优选：所述C、P、S、N和O的含量的合计为0.02wt％以下，由此进一步能够得到良好的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性。
所述奥氏体系不锈钢优选：还含有Ti，该Ti的含量相对于所述C、P、S、N和O的合计量，为化学计量的相等量以上，由此将造成晶界腐蚀原因的C、P、S、N和O能够形成为例如TiC、TiN、FeTiP、TiS和TiO2等的Ti系的炭化物、氮化物或其他化合物，从而能够使之完全无害化。
另外，本发明的另一方面，是一种耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，该制造方法包括如下步骤：对于具有上述化学组成的不锈钢的钢锭进行热加工的步骤；对于经所述热加工而得到的不锈钢钢材进行固溶处理的步骤，其中，所述固溶处理步骤包括如下子步骤：在1000～1150℃的第一温度范围内的热处理温度下，加热1分钟以上的子步骤；其后，从所述第一温度范围内的热处理温度急冷或放冷至常温的子步骤。
根据上述构成，能够通过固溶处理实现奥氏体相的均一化，进一步发挥来自奥氏体系不锈钢的化学组成限定的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性改善效果。
另外，本发明的另一方面，是一种耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，该制造方法包括如下步骤：对于具有上述化学组成的不锈钢的钢锭进行热加工的步骤；对于经所述热加工而得到的不锈钢钢材进行固溶处理的步骤，其中，所述固溶处理步骤包括如下子步骤：在1000～1150℃的第一温度范围内的热处理温度下，加热1分钟以上的子步骤；从所述第一温度范围内的热处理温度以急冷或放冷的方式进行冷却的子步骤；在所述冷却中或所述冷却后，在650℃以上的第二温度范围内的热处理温度下，加热10分钟以上的子步骤；其后，从所述第二温度范围内的热处理温度急冷或放冷至常温的子步骤。
根据上述构成，能够通过第一温度范围内的固溶处理实现奥氏体相的均一化，并在固溶处理后通过第二温度范围内的热处理，实现Ti系析出物的生成，从而能够进一步发挥来自奥氏体系不锈钢的化学组成限定的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性改善效果。
所述奥氏体系不锈钢钢材的制造方法优选：在所述固溶处理的步骤之后，还包括如下步骤：以40％以上且低于75％的加工率对所述不锈钢钢材进行冷加工的步骤；其后，在700℃以上的温度范围内的热处理温度下，加热保持10分钟以上的再结晶处理的步骤。
根据上述构成，通过实施冷加工，能够充分导入作为析出点的位错，并且能够防止由于过度的加工导致奥氏体相发生应变诱导相变而成为马氏体相。由此抑制工业上的加工处理变得困难，在其后的再结晶处理中，能够得到均一的奥氏体组织。另外，在再结晶处理中，得到均一的奥氏体组织的结果是，能够得到优异的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性。
所述奥氏体系不锈钢钢材的制造方法优选：在所述冷加工的步骤和所述再结晶处理步骤之间，还包括如下步骤：在500～650℃的温度范围内的热处理温度下，对所述不锈钢钢材加热30分钟以上，以进行析出物的应变时效析出的步骤。
根据上述构成，在实施冷加工之后，在再结晶处理前进行析出物的应变时效析出，能够高效率地使碳化物等均一分散。
以上，说明了本发明的实施例，但这不过是例示具体例，而不是对本发明特别限定，具体的构成等可以适宜设计变更。另外，发明的实施方式所述的作用和效果，不过是列举由本发明产生的最适宜的作用和效果，来自本发明的作用和效果并不限定于本发明的实施方式所述的。
产业上的利用可能性
如果使用本发明的奥氏本系不锈钢，则在含有高氧化性金属离子的高浓度硝酸溶液的沸腾导热面腐蚀环境和受到中子辐射的高温高压水中环境的两种环境下，能够确实地提高耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性两方面。

Claims (5)

1.一种耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢，其特征在于，含有C：0.005wt％以下、Si：0.5wt％以下、Mn：0.5wt％以下、P：0.005wt％以下、S：0.005wt％以下、Ni：15.0～40.0wt％、Cr：20.0～30.0wt％、N：0.01wt％以下、O：0.01wt％以下、Ti：0.3wt％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，所述不可避免的杂质中所含的B为0.4wtppm以下，
所述C、P、S、N和O的含量的合计为0.02wt％以下，
所述Ti的含量相对于所述C、P、S、N和O的含量的合计，以化学计量计为相等量以上。
2.一种耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，其特征在于，包括：
对具有权利要求1所述的化学组成的不锈钢的钢锭进行热加工的步骤；
对于经所述热加工而得到的不锈钢钢材进行固溶处理的步骤，
其中，所述固溶处理步骤包括：
在1000～1150℃的第一温度范围内的热处理温度下，加热1分钟以上的子步骤；
其后，从所述第一温度范围内的热处理温度急冷或放冷至常温的子步骤。
3.一种耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，其特征在于，包括：
对具有权利要求1所述的化学组成的不锈钢的钢锭进行热加工的步骤；
对于经所述热加工而得到的不锈钢钢材进行固溶处理的步骤，
其中，所述固溶处理步骤包括：
在1000～1150℃的第一温度范围内的热处理温度下，加热1分钟以上的子步骤；
从所述第一温度范围内的热处理温度以急冷或放冷的方式进行冷却的子步骤；
在所述冷却中或所述冷却后，在650℃以上的第二温度范围内的热处理温度下，加热10分钟以上的子步骤；
其后，从所述第二温度范围内的热处理温度急冷或放冷至常温的子步骤。
4.根据权利要求2或3所述的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，其特征在于，在所述固溶处理的步骤之后，还包括如下步骤：
以40％以上且低于75％的加工率对所述不锈钢钢材进行冷加工的步骤；
其后，在700℃以上的温度范围内的热处理温度下，加热保持10分钟以上的再结晶处理的步骤。
5.根据权利要求4所述的耐晶界腐蚀性和耐应力腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法，其特征在于，在所述冷加工的步骤和所述再结晶处理步骤之间，还包括如下步骤：
在500～650℃的温度范围内的热处理温度下，对所述不锈钢钢材加热30分钟以上，以进行析出物的应变时效析出的步骤。
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