CN103842547B - 高Si奥氏体系不锈钢的制造方法 - Google Patents

高Si奥氏体系不锈钢的制造方法 Download PDF

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Abstract

在高温、高浓度硝酸中表现出稳定的耐酸性和良好的耐腐蚀性的高Si奥氏体系不锈钢，其具有下述化学组成：C：0.04%以下、Si：2.5～7.0%、Mn：10%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、N：0.035%以下、sol.Al：0.03%以下、Cr：7～20%、Ni：10～22%、根据需要Nb、Ti、Ta、Zr中的一种或两种以上：总计0.05～0.7%、剩余部分：Fe和杂质，并且用JIS G0555(2003)附件1“利用点计数法的非金属夹杂物的显微镜试验方法”中记载的方法测得的B1系夹杂物的总量为0.03面积%以下。

Description

高Si奥氏体系不锈钢的制造方法
技术领域
本发明涉及适用于高温、高浓度的硝酸环境中的高Si奥氏体系不锈钢的制造方法。
背景技术
不锈钢，在硝酸中形成稳定的钝态覆膜，发挥优异的耐蚀性。但是，例如温度：80～90℃、浓度：90质量%这种高温、高浓度的硝酸，氧化性极强，通常的不锈钢会产生过钝态腐食。由于过钝态腐蚀，进行形成钝态覆膜的Cr2O3的溶出伴随的全面腐蚀。
作为在这种环境下具有耐蚀性的材料，有通过专利文献1、2公开的高Si奥氏体系不锈钢。这些高Si奥氏体系不锈钢在过钝态区域中通过形成硅酸盐(SiO2)覆膜来表现出优异的硝酸耐蚀性。
然而，对于耐酸性而言，虽然不会成为大的问题，但是有可能过度进行腐蚀，对于其原因等不清楚的地方很多，需要解决该问题。
另外，高Si奥氏体系不锈钢由于Si含量高，在钢中形成很多夹杂物、金属间化合物，成为热加工性降低的原因。为了解决该问题，专利文献3中公开了，将化学组成限制为Al：0.05%以下(本说明书中，关于化学组成的“%”只要没有特别说明则指的是“质量%”)、O：0.003%以下，并且在1100～1250℃下实施长时间的徐热和/或均热后进行热轧，由此使所形成的金属间化合物消失，从而改善热加工性。夹杂物以总量进行限制，对于种类没有加以限制。
专利文献4中公开了，为了防止损害加工流程耐蚀性的氧化物的生成而规定sol.Al量，但是对于生成于钢液中的夹杂物没有进行研究，完全没有关于起因于夹杂物的耐蚀性劣化的记载。通常，由于Al2O3等夹杂物量与sol.Al量没有直接关系，因此仅规定sol.Al量时，不能充分防止起因于夹杂物的问题。
专利文献5中，由于夹杂物成为腐蚀的起点，公开了微细分散夹杂物来提高耐蚀性。但是，仅通过限制S以及限制热轧条件来实现MnS的微细分散，对于氧化铝夹杂物等没有任何公开。
专利文献6中公开了，通过控制夹杂物的组成，使簇状物形状块状化，形成非水溶性，由此防止点腐蚀的技术方案。但是，这种夹杂物阻碍高温高浓度硝酸化下确保耐蚀性所需要的硅酸盐覆膜的形成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利3237132号说明书
专利文献2：日本专利1119398号说明书
专利文献3：日本特开平5-51633号公报
专利文献4：日本特开平6-306548号公报
专利文献5：日本特开平4-202628号公报
专利文献6：日本专利第4025170号说明书
发明内容
发明要解决的问题
本发明的目的在于，提供高Si奥氏体系不锈钢的耐酸性稳定化、耐腐蚀性良好的奥氏体系不锈钢。
用于解决问题的方案
本发明人等对高Si奥氏体钢的耐酸性不稳定的理由进行了研究，结果得到以下的发现。
高温、高浓度的硝酸中，如熟知那样，钢表面形成过钝态腐蚀，钝态覆膜的Cr2O3溶出，产生母材的溶出。通过钢中含有Si，一旦在溶液中溶出的Si被氧化、形成SiO2而在钢表面再析出，形成硅酸盐覆膜，由此表现出硝酸耐蚀性。
此时，若钢中存在如Al2O3那样、难以通过轧制加工而变形的夹杂物(后述的B1系夹杂物)，则由于因过钝态腐蚀所导致的Cr2O3的钝态覆膜的溶出、母材的溶出，这些夹杂物在钢表面露出。关于如此露出的夹杂物，一个颗粒的尺寸为数微米以上，与硅酸盐覆膜的厚度(数十nm)相比非常大。这些夹杂物与SiO2的亲和力小，不仅不会在夹杂物的表面、而且在其界面也不会产生充分的硅酸盐覆膜的形成。因此，在夹杂物与硅酸盐覆膜之间不可避免地形成间隙，产生局部性的裂隙腐蚀等状況，结果进行过度的腐蚀。
JIS G0555(2003)附件1“利用点计数法的非金属夹杂物的显微镜试验方法(点算法による非金属介在物の顕微鏡試験方法)”(以下，仅称为JIS G0555中记载的方法)中规定了钢的非金属夹杂物的显微镜试验方法。夹杂物的种类分类为：通过热轧等加工而塑性变形的A系夹杂物(细分化为硫化物的A1系、SiO2等硅酸盐的A2系)、在加工方向不会形成团状物而不连续地排列的粒状的B系夹杂物(细分化为氧化铝等氧化物系的B1系和碳氮化物系的B2系)、以及不会塑性变形而不规则分散的CaO等C系夹杂物。
氧化铝等B1系夹杂物通过Al的氧化生成，由于熔点高，在钢液精炼处理中也不会熔解，而以固体形式存在。这些颗粒在钢液处理中颗粒之间的碰撞时相互吸附而聚集，以簇状生长。各颗粒由于在室温、热轧温度区域没有延伸性，仍然以形成小的块状方式残留，在热轧钢板中以1微米～数微米的尺寸的块状颗粒形式不连续存在。其结果，产生上述问题。
Nb、Ti、Zr等的碳氮化物被分类为B2系夹杂物，但是它们在高温、高浓度硝酸溶液中溶解，因此不会产生前述问题。
CaO等C系夹杂物通过Ca处理等Ca的添加生成。其熔点比较低，通过与其它氧化物共晶反应而在钢液精炼处理温度区域中熔解。钢液处理中，颗粒之间碰撞时，由于相互以液体形式存在，因此颗粒增大而生长，一个颗粒的尺寸为数微米以上。这些颗粒在热轧温度区域或更低温度下凝固而以固体形式存在，没有延伸性，因此仍然以块状颗粒形式存在于轧制钢板中。但是，在表层露出的CaO夹杂物由于溶解于高温、高浓度的硝酸溶液，因此不会产生前述问题。
SiO2等A系夹杂物由于与C系夹杂物同样地熔点比较低，在钢液处理中以液体状态碰撞，由此生长为数微米以上的尺寸。但是，A系夹杂物由于具有延伸性，在热轧或冷轧下与母材一起延伸，虽然取决于轧制比，但是延伸为1微米以下的厚度。所延伸的夹杂物中A2系夹杂物其自身作为钝态膜的替代发挥作用，使硝酸耐蚀性提高。另外，特别是SiO2的情况下，由于与由溶出Si形成的硅酸盐覆膜具有亲和性，即使在钢的表面露出，也不会阻碍硅酸盐覆膜的形成。
由以上判明，对高温高浓度硝酸中的耐蚀性造成影响的主要夹杂物为氧化铝等B1系夹杂物，因此需要限制其量。进而，若作为A2系夹杂物的SiO2为某种限度内的量则对于硝酸耐蚀性提高而言是有效的，因此优选含有在高Si奥氏体系不锈钢中。
本发明为一种奥氏体系不锈钢，其特征在于，其具有下述化学组成：含有C：0.04%以下、Si：2.5～7.0%、Mn：10%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、N：0.035%以下、sol.Al：0.03%以下、Cr：7～20%、Ni：10～22%，根据需要含有总计0.05～0.7%的Nb、Ti、Ta、Zr中的一种或两种以上，并且剩余部分由Fe和杂质组成，并且用JIS G0555中记载的方法测得的B1系夹杂物的总量为0.03面积%以下。
本发明的奥氏体系不锈钢优选以0.06%以下的量含有用JIS G0555中记载的方法测得的作为A2系夹杂物的SiO2。
本发明的高Si奥氏体系不锈钢表现出稳定化的耐酸性，在高温、高浓度的硝酸环境中的耐腐蚀性优异。因此，该不锈钢作为制造硝酸工厂设备的构成原材料是合适的，也可以用于要求耐酸性的其它用途。
附图说明
图1为表示B1系夹杂物与腐蚀速度的关系的一例的曲线图。
具体实施方式
以下参照附图的同时对本发明的高Si奥氏体系不锈钢进行详细说明。如上所述，关于钢的化学组成的%为质量%。
[钢的化学组成]
[化学组成]
[C：0.04%以下]
C是提高钢的强度的元素，但是在焊接部的热影响区、于晶界形成Cr碳化物，成为敏化(晶界腐蚀的敏感性增大)的原因等，是使耐蚀性劣化的元素。因此，C含量为0.04%以下。C含量优选为0.03%以下，进一步优选为0.02%以下。
[Si：2.5～7.0%]
Si为了提高浓硝酸中的耐蚀性而含有2.5%以上且7%以下。为了形成确保硝酸中的耐蚀性的硅酸盐覆膜，Si含量为2.5%以上。另一方面，若含有过量的Si，则不锈钢的零延展性温度降低，难以进行热轧，产生作业阻碍，并且不仅成本升高，而且还导致焊接性的降低。因此，Si含量的上限为7%。Si含量的下限优选为2.7%，进一步优选为2.8%。另外，Si含量的上限优选为6.8%，进一步优选为6.6%。
[Mn：10%以下]
Mn是奥氏体相稳定化元素，作为脱氧剂发挥作用，因此以10%以下的量含有。若Mn含量超过10%，则耐蚀性降低，导致焊接时的高温裂纹、进而导致加工性降低。Mn含量优选为5%以下，进一步优选为2%以下。为了切实地得到Mn的上述效果，Mm含量优选为0.5%以上，进一步优选为1.0%以上。
[P：0.03%以下、S：0.03%以下]
P、S：两元素都为对于耐蚀性、焊接性有害的元素，对于S而言，为特别是对于热加工性有害的元素，其含量越低则越良好，若都超过0.03%则其有害性显著出现。因此，P含量为0.03%以下、S含量为0.03%以下。
[N：0.035%以下]
N由于与Nb、Ti、Ta、Zr的亲和力高，阻碍利用这些元素实现的C固定，因此优选尽可能低。若N含量超过0.035则其有害性显著出现。因此，N含量为0.035%以下。N含量优选为0.020%以下，进一步优选为0.015%以下。
[sol.Al即酸可溶Al：0.03%以下]
Al用作脱氧剂、熔渣的还原剂，除此之外，由于含有于合金中，因此在添加合金时混入。Al与钢液中的溶解氧反应而生成Al2O3。除此之外，通过Al将钢液中的SiO2夹杂物、熔渣中的氧化物还原，而生成Al2O3。
如前文所述，在表层露出的Al2O3夹杂物为非水溶性，阻碍硝酸中发挥耐蚀性所需要的硅酸盐覆膜的生成，成为裂隙腐蚀的原因。除此之外，还成为浇铸中的喷嘴堵塞、外观不良、形成裂纹起点、腐蚀起点的鳞状折叠缺陷的产生原因。因此，本发明中，将Al2O3夹杂物为主要成分的B1系夹杂物的量限制为一定以下。为此，使sol.Al含量为0.03%以下。sol.Al含量优选为0.02%以下。Al含量的降低可以通过使用Al含量低的合金等来实现。
[Cr：7～20%]
Cr是用于确保不锈钢的耐蚀性的基本元素，为7～20%。Cr含量不足7%时，得不到充分的耐蚀性。另一方面，若Cr含量过量，则通过Si和Nb的共存，形成析出了大量铁素体的双相组织，导致加工性、耐冲击性的降低，因此Cr含量的上限为20%。Cr含量的下限优选为10%。进一步优选为15%。
[Ni：10～22%]
Ni是奥氏体相的稳定化元素，还具有提高零延展性温度的效果，因此以10～22%的量含有。Ni含量不足10%时，对于形成奥氏体单相而言是不充分的。Ni的过量添加仅导致成本升高，Ni含量为22%以下时，充分形成奥氏体单相。Ni含量的上限优选为18%，进一步优选为14%。Ni含量的下限优选为11%，进一步优选为12%。
[Nb、Ti、Ta、Zr中的一种或两种以上：总计0.05～0.7%]
Nb、Ti、Ta、Zr都具有固定C而抑制由于敏化所导致的耐蚀性降低的效果，为特别是对于焊接热影响区的敏化抑制有效的元素，因此，是根据需要可以含有的任意元素。为了抑制敏化，它们中的一种或多种的总含量为0.05%以上是有效的。另外，若它们中的一种或多种的总含量超过0.7%，则使加工性、耐蚀性劣化。因此，含有选自Nb、Ti、Ta、Zr中的一种或两种以上时，其总含量为0.05%以上且0.7%以下。该总含量的下限优选为0.3%。
钢的化学组成中，上述元素以外的剩余部分为Fe和杂质。
[夹杂物]
本发明中，夹杂物的量都为根据JIS G0555中记载的方法测得的量。另外，夹杂物的量(%)都为面积%。测定中，按照上述标准中规定的方法，测定60个视野，将其平均值作为夹杂物量。
[B1系夹杂物的总量：0.03%以下]
本发明的高Si奥氏体系不锈钢的情况下，从化学组成看，B1系夹杂物大部分为氧化铝(Al2O3)。在钢材的表层露出的Al2O3夹杂物为非水溶性，阻碍硝酸中发挥耐蚀性的硅酸盐覆膜的生成，成为裂隙腐蚀的原因。除此之外，钢液中的Al2O3系夹杂物引起喷嘴堵塞，成为浇铸作业阻碍的原因。另外，残留于铸坯中的夹杂物由于轧制而形成缺陷，不仅外观差，而且加工中、使用中成为裂纹的起点，因此需要去除缺陷的工序。因此，为了改善这些问题，B1系夹杂物的量为0.03%以下。该量优选为0.025%以下。
[A2系夹杂物的SiO2量：0.06%以下]
如上所述，SiO2等A2系夹杂物与C系夹杂物同样地熔点比较低，因此在钢液处理中生长为数微米以上的尺寸。但是，由于具有延伸性，在热轧或冷轧下与母材一起延伸，虽然取决于轧制比，但是延伸为1微米以下的厚度。另外，存在于钢板中的SiO2等A2系夹杂物非常薄，作为钝态覆膜的替代发挥作用。但是，若存在超过0.06%的A2系夹杂物的SiO2，则与B1系夹杂物同样地对加工产生不良影响。
由以上可知，通过以0.06%以下的量存在作为A2系夹杂物的SiO2，能够充分确保耐硝酸腐蚀性，因此优选以0.06%以下的量含有该夹杂物。该夹杂物的含量更优选为0.001%以上且0.06%以下。
特定作为A2系夹杂物的SiO2的方法为肉眼判定。相对于作为A1系夹杂物的硫化物夹杂物为淡色，SiO2夹杂物的颜色为玄青色，因此可以肉眼特定SiO2夹杂物。
需要说明的是，分类为C系夹杂物的夹杂物中，若钢液中的Al浓度高，则有可能与SiO2、CaO等形成复合氧化物或混合氧化物。这些混合氧化物与CaO等为主体的C系夹杂物在外观上没有大的差别，若不进行元素分析则难以区别。该氧化物的晶体结构不清楚，但是在高温、高浓度的硝酸溶液中溶解，仅残留SiO2。该夹杂物有10μm以上的尺寸，在高温、高浓度硝酸溶液中形成空洞，裂隙腐蚀进展而使耐蚀性劣化。
因此，优选对这些复合/混合氧化物的量进行限制，由于这种夹杂物与CaO等为主体的C系夹杂物在外观上分辨不清、以及若B1系夹杂物增加则前述复合/混合夹杂物也增加，因此，本发明中，通过限制B1系夹杂物的含量，也间接性地限制了前述复合/混合夹杂物的量，从而达成目标的效果。
[制造方法]
以下对可以切实地制造本发明的高Si奥氏体系不锈钢的方法进行说明。但是，只要可以制造通过上述化学组成和夹杂物特定的本发明的不锈钢，则也可以采用其它制造方法。
钢液中的Al2O3如(1)式所示，通过在存在溶解氧的状态下添加Al来生成。
2Al+3O→Al2O3(1)
另外，存在由与Al相比氧化性弱的元素生成的氧化物的夹杂物的状态下投入Al时，如(2)式所示，Al将其还原而生成Al2O3。
2Al+3MxO→3xM+Al2O3(2)
高Si钢的情况下，通过投入大量Si，在钢液中生成大量的SiO2夹杂物。向其中投入Al时，产生(2)式所示的利用Al进行的还原反应，产生(3)式所示的反应。
4Al+3SiO2→3Si+2Al2O3(3)
因此，对于高Si钢而言，投入大量Si后，SiO2残留于钢中，通过规定Al量，抑制通过上述(3)式的反应进行的Al2O3夹杂物的生成。然而，虽然利用该手法时，能够以某种程度抑制Al2O3夹杂物的生成，但是对于得到所要求的耐蚀性而言是不充分的。因此，除了限制Al量，还需要限制Al2O3夹杂物量。为此需要进行夹杂物漂浮分离处理。
为了抑制通过上述(3)式的反应进行的Al2O3夹杂物的生成，不仅限制Al的投入量或不添加，而且由于用作Si源的Si合金等含有Al，因此需要选择Al含量少的合金来使用。
制造本发明的高Si奥氏体系不锈钢时的钢精炼阶段中的作业上优选的条件如以下所示。
首先，在电炉中进行废料、合金的熔解，充分严格挑选原料，尽量使用Al浓度低的原料。注意不要在废料中混入Al。
然后，作为精炼工序，首先用氩氧脱碳(AOD、argon oxygendecarburization)炉，接着用真空氧脱碳(VOD、vacuumm oxygen decarburization)炉进行脱碳处理。
利用AOD的脱碳中，使用氧气将钢液中的C以CO气体形式去除到系统外。此时，也同时进行铬的氧化，混合氩气来降低CO气体的分压，由此边抑制铬的氧化边进行脱碳。
即使如此，一部分铬仍然氧化，以Cr2O3形式转移到熔渣中。铬为价格昂贵的元素，因此，处理结束后，使用还原剂还原到钢液中。通常作为还原剂，使用Al或Fe-Si合金进行还原。但是，本发明的情况下，为了抑制使高温高浓度硝酸中的耐蚀性劣化的氧化铝夹杂物的生成，需要限制Al的投入。因此，AOD中，还原时不使用Al而仅使用Fe-Si合金实施还原。
在此使用的Fe-Si合金尽量使用Al含量低的合金。通常使用的廉价的Fe-Si合金中，混入1%程度的在合金的制造过程中使用的Al。但是，为了达成本发明中特定的B1系夹杂物水平，虽然Fe-Si合金成本约为2倍，但是使用Al量约0.1%程度的价格昂贵的低Al的Fe-Si合金。
进而，还原后的熔渣中含有氧化铝。该熔渣中的氧化铝在以后的工序中被还原而以Al形式含有在钢中，为了避免该Al将SiO2系夹杂物还原而生成Al2O3系夹杂物，通过在AOD中的还原结束后，仔细地进行除渣，将熔渣中的氧化铝物理性地去除到系统外。
AOD中的还原后，通常的作业中，对产生熔渣进行除渣直至基体金属表层露出七成程度的状态，残留基体金属表层三成程度的熔渣。这是为了防止由于与除渣一起排出到系统外的基体金属的损失所导致的成品率变差。但是，本发明中，为了避免熔渣中的氧化铝被还原为Al并进入到钢液、其与SiO2系夹杂物反应而生成Al2O3，彻底进行除渣直至基体金属九成以上在表层露出。
然后，通过VOD，进而为了将C去除到系统外，而使用氧气将钢液中的C以CO气体形式去除到系统外。进行系统的抽真空，降低压力，由此降低CO气体的分压，边抑制铬的氧化边进行脱碳。然后，为了兼顾熔渣中氧化分离的铬氧化物的还原，并且确保高温高浓度硝酸中的耐蚀性，以添加Si直至规定值为目的，进行Fe-Si合金的投入。此时同样地需要使用低Al的Fe-Al合金。通过使用低Al的Fe-Si合金，Al值为规定值以下。
VOD处理后，在浇包内进行最终成分和钢液温度的调整。在该浇包精炼时，为了调整到所希望的成分值，在此也投入低Al的Fe-Si合金。此时，熔渣中虽然少但是残留的氧化铝被Fe-Si合金还原，在钢中以Al形式溶解后，该Al将SiO2等夹杂物、熔渣还原，由此再氧化而产生Al2O3夹杂物的生成。为了防止该问题，使用通气管实施去除渣子，进行投入中的Fe-Si合金不会与熔渣直接接触的处置。与钢液相比，Fe-Si合金中的Si浓度高10倍以上，Si实现的还原性高。即使是不会被存在于钢液中的2.5～7%程度的Si还原的熔渣中的Al2O3水平，利用含有数10%Si的Fe-Si合金时也会还原。所还原的Al被熔渣、夹杂物再氧化，生成有害的Al2O3系夹杂物。因此，为了防止这种再氧化，在投入Fe-Si合金时避免与熔渣直接接触是有效的。
然后，利用CC(连续铸造设备)铸造。通过延长从浇包精炼结束后直至浇铸开始为止的时间来实现夹杂物的漂浮促进，或者降低浇铸速度、有效利用电磁搅拌，由此促进通过夹杂物的聚集粗化等进行的漂浮分离，对于氧化铝夹杂物的降低而言是有效的。
通过该制造方法，提供sol.Al：0.03%以下、且B1系夹杂物的总计0.03%以下，都降低至迄今不存在的程度，在高温、高浓度硝酸中表现出稳定的耐酸性和良好的耐腐蚀性的本发明的高Si奥氏体系不锈钢。
实施例
以下参照实施例的同时对本发明进行更具体的说明。
对于表1所示组成的钢液，通过电炉-AOD-VOD-浇包精炼-连续铸造，制造200mm厚的板坯，将该铸坯切断为规定尺寸，通过热轧形成6mm厚的板。此时的主要制造条件如表1所示。对于如此制造的供试钢1～12，通过酸洗将表面去除氧化皮后，供于腐蚀试验。
腐蚀试验通过在60℃的98%浓硝酸浸渍700小时来实施。由浸渍前后的试验片的质量算出的腐蚀速度、与通过前述方法求出的供试钢的B1系及A2系夹杂物的量一起汇总示于表1。需要说明的是，作为A2系夹杂物，通过前述利用肉眼的方法测定SiO2夹杂物的量。
图1以曲线图表示B1系夹杂物与腐蚀速度的关系的一例。需要说明的是，图1没有绘制供试钢5、6、7、12。
对于作为发明例的供试钢1～3而言，腐蚀速度不足0.1g/m2·小时，良好。
对于比较例而言，供试钢4由于使用通常的FeSi合金，sol.Al含量超过上限值，B1系夹杂物也超过上限值，因此腐蚀速度大。
对于供试钢5而言，Cr含量小于本发明的下限值，腐蚀速度显著大。
对于供试钢6而言，Si含量小于本发明的下限值。即使使用通常的FeSi合金，Al的增量也少，但是由于Si低，腐蚀速度显著大。
供试钢7由于N含量大于上限值，腐蚀速度大。
供试钢8为AOD后的除渣不充分的例子。熔渣中的氧化铝被接下来的工序还原一部分，钢液中的sol.Al含量增量，结果大于本发明的上限值。随之，B1系夹杂物也大于上限值，因此腐蚀速度大。
对于供试钢9而言，由于在浇包精炼的最终成分调整时未使用通气管，因此由于所投入的FeSi合金中的高浓度Si，而熔渣中的氧化铝被还原，钢液中的sol.Al含量大于上限值。由此，B1系夹杂物也大于上限值，因此腐蚀速度大。
对于供试钢10而言，从浇包精炼处理后直至浇铸开始为止的时间短，夹杂物的漂浮分离不充分。因此，B1系夹杂物大于上限值，腐蚀速度大。
供试钢11由于浇铸速度快，夹杂物的漂浮分离不充分，B1系夹杂物大于本发明的上限值。因此腐蚀速度大。
对于供试钢12而言，从浇包精炼处理后直至浇铸开始为止的时间短，夹杂物的漂浮分离不充分。sol.Al含量充分小，B1系夹杂物为上限值以下，但是A2系夹杂物大于上限。因此腐蚀速度大。

Claims (2)

1.一种奥氏体系不锈钢，其特征在于，其具有下述化学组成：按质量％计，C：0.04％以下、Si：2.5～7.0％、Mn：10％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、N：0.035％以下、sol.Al即酸可溶Al：0.03％以下、Cr：7～20％、Ni：10～22％、Nb、Ti、Ta、Zr中的一种或两种以上：总计0～0.7％、剩余部分：Fe和杂质，并且用JIS G 0555(2003)附件1“利用点计数法的非金属夹杂物的显微镜试验方法”中记载的方法测得的B1系夹杂物的总量为0.03面积％以下，其具有以面积比计0.06％以下的用JIS G 0555(2003)附件1“利用点计数法的非金属夹杂物的显微镜试验方法”中记载的方法测得的作为A2系夹杂物的SiO2。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢，其中，所述化学组成按质量％含有总计0.05～0.7％的Nb、Ti、Ta、Zr中的一种或两种以上。
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