CN109642291A - 奥氏体系不锈钢 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种耐连多硫酸SCC性优异，并且蠕变延性也优异的奥氏体系不锈钢。本实施方式的奥氏体系不锈钢具有以下化学组成：以质量％计含有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％、和B：0.0010～0.0080％，余量由Fe和杂质组成，所述化学组成满足式(1)。B+0.004‑0.9C+0.017Mo2≥0(1)其中，在式(1)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

Description

奥氏体系不锈钢
技术领域
本发明涉及不锈钢，更具体而言涉及奥氏体系不锈钢。
背景技术
在用于火力锅炉、石油精炼和石油化学用工厂的加热炉管等工厂设备的部件中，有的部件是在600～700℃的高温、且包含含有硫化物和/或氯化物的腐蚀性流体的高温腐蚀环境下使用。当这种工厂设备由于定期检查等而停止时，空气、水分、硫化物垢发生反应，会在部件表面生成连多硫酸。该连多硫酸会引起晶界处的应力腐蚀开裂(以下称为连多硫酸SCC)。因此，在上述的高温腐蚀环境中使用的部件需要优异的耐连多硫酸SCC性。
日本特开2003-166039号公报(专利文献1)和国际公开第2009/044802号(专利文献2)中提出了提高了耐连多硫酸SCC性的钢。连多硫酸SCC是由Cr以M23C6型碳化物的形式在晶界析出、并在晶界附近形成Cr缺乏层而引发的。因此，在专利文献1和专利文献2中，减少C量来抑制M23C6型碳化物的生成，从而提高耐连多硫酸SCC性。
具体而言，专利文献1公开的奥氏体系耐热钢以质量％计含有C：0.005以上且小于0.03％、Si：0.05～0.4％、Mn：0.5～2％、P：0.01～0.04％、S：0.0005～0.005％、Cr：18～20％、Ni：7～11％、Nb：0.2～0.5％、V：0.2～0.5％、Cu：2～4％、N：0.10～0.30％、B：0.0005～0.0080％，余量由Fe和不可避免的杂质组成。Nb和V的总含量为0.6％以上，钢中的Nb固溶量为0.15％以上。进而，满足N/14≥Nb/93+V/51、以及Cr-16C-0.5Nb-V≥17.5。在专利文献1中，通过减少C含量、限定Cr与C、Nb和V之间的关系来提高耐连多硫酸SCC性。
专利文献2公开的奥氏体系不锈钢以质量％计含有C：小于0.04％、Si：1.5％以下、Mn：2％以下、Cr：15～25％、Ni：6～30％、N：0.02～0.35％、Sol.Al：0.03％以下，进一步含有Nb：0.5％以下、Ti：0.4％以下、V：0.4％以下、Ta：0.2％以下、Hf：0.2％以下、和Zr：0.2％以下中的1种或2种以上，余量由Fe和杂质组成。在杂质中，P：0.04％以下、S：0.03％以下、Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下、和Sb：0.01％以下。进而，满足F1＝S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}≤0.075、和0.05≤Nb+Ta+Zr+Hf+2Ti+(V/10)≤1.7-9×F1。专利文献2中，通过使C含量小于0.05％来提高耐连多硫酸SCC性。进而，通过减少Nb、Ti等C固定元素、减少钢中的P、S、Sn等晶界脆化元素，从而提高焊接热影响部(HAZ)的耐脆化裂纹性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003-166039号公报
专利文献2：国际公开第2009/044802号
发明内容
发明要解决的问题
另外，最近，在上述高温腐蚀环境下使用的部件中，要求高蠕变延性。如上所述，工厂设备中，有时会停止设备实施定期检查。在定期检查期间，对需要更换的部件进行检查。此时，如果蠕变延性高，则在定期检查时，可以确认部件的变形程度，并将其作为部件更换的判断标准。
专利文献1和专利文献2虽然以改善耐连多硫酸SCC性为目的，但并没有将提高蠕变延性作为目标。在这些专利文献所提出的钢中，为了提高耐连多硫酸SCC性而降低C含量。在这种情况下，有时不能获得高蠕变延性。
本发明的目的在于提供一种耐连多硫酸SCC性优异、且蠕变延性也优异的奥氏体系不锈钢。
用于解决问题的方案
本发明的奥氏体系不锈钢具有以下化学组成：以质量％计含有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％、和稀土元素：0～0.10％，余量由Fe和杂质组成，所述化学组成满足式(1)。
B+0.004-0.9C+0.017Mo2≥0 (1)
其中，在式(1)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
发明的效果
本发明的奥氏体系不锈钢的耐连多硫酸SCC性优异、且蠕变延性也优异。
具体实施方式
本发明人等对不仅耐连多硫酸SCC性优异、而且蠕变延性也优异的钢进行了调查和研究。
如果将C含量减少至0.030％以下，则在高温腐蚀环境下使用期间，会抑制M23C6型碳化物的生成，会抑制在晶界附近处生成Cr缺乏层。本发明中进一步通过含有0.20～1.00％的Nb，从而用Nb固定C，进一步减少作为M23C6型碳化物的生成因素的固溶C量。本发明还含有0.1～5.0％的Mo。Mo会抑制M23C6碳化物的生成。因此，C缺乏层的生成得以减少。通过上述对策，可以提高耐连多硫酸SCC性。
然而，本发明人等经调查发现，如果将C含量减少至0.030％以下，则蠕变延性会降低。其原因考虑如下。在晶界处生成的析出物会提高晶界强度。如果晶界强度提高，则蠕变延性提高。然而，如果将C含量降低至0.030％以下，则在晶界处生成的析出物(碳化物等)也会减少。其结果，认为难以获得晶界强度，蠕变延性降低。
因此，本发明人等针对能够兼顾优异的耐连多硫酸SCC性和优异的蠕变延性的奥氏体系不锈钢进一步进行了研究。认为B(硼)会在上述600～700℃的高温腐蚀环境下在晶界处偏析，能够提高晶界强度。
因此，本发明人等想到如果是以质量％计含有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％、和稀土元素：0～0.10％、余量由Fe和杂质组成的奥氏体系不锈钢，则能够兼顾优异的耐连多硫酸SCC性和优异的蠕变延性。
但是，对具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢的耐连多硫酸SCC和蠕变延性进行调查的结果发现，虽然能够获得优异的耐连多硫酸SCC性，但是有时不一定能获得优异的蠕变延性。于是，本发明人等进行了更深入的研究。结果发现，关于蠕变延性，可以想到以下机制。
如上所述，本实施方式中，为了提高耐连多硫酸SCC性，不仅使C含量为0.030％以下，还通过含有0.20～1.00％的Nb将C固定到Nb上，减少固溶C。具体而言，Nb会通过固溶处理或者短时间的时效处理与C结合而以MX型碳氮化物的形式析出。但是，在本实施方式的钢材的使用环境(600～700℃的高温腐蚀环境)中，MX型碳氮化物为亚稳定相。因此，在600～700℃的高温腐蚀环境中长时间使用具有上述化学组成的钢材时，Nb的MX型碳氮化物会变为属于稳定相的Z相(CrNbN)和M23C6型碳化物。此时，在晶界处偏析的B会被M23C6型碳化物中的一部分C置换，并被M23C6型碳化物吸收。因此，在晶界处偏析的B量减少，晶界强度下降。其结果，认为不能获得充分的蠕变延性。
因此，进一步研究了在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间抑制晶界处的偏析B的量减少的方法。其结果，发现可以想到以下机制。
如上所述，Mo会抑制M23C6型碳化物生成本身。Mo有时还会被M23C6型碳化物中的一部分M置换，固溶在M23C6型碳化物中。在本说明书中，将固溶有Mo的M23C6型碳化物定义为“Mo固溶M23C6型碳化物”。Mo固溶M23C6碳化物难以固溶B。因此，在高温腐蚀环境下的使用期间，即使在含有Nb的MX型碳氮化物变为Z相和M23C6型碳化物的情况下，只要M23C6型碳化物为Mo固溶M23C6碳化物，则可以抑制B向M23C6型碳化物固溶，抑制晶界处的偏析B的量的减少。其结果，认为可以兼顾优异的耐连多硫酸SCC性和优异的蠕变延性。
于是，进一步研究了在具有上述化学组成的奥氏体不锈钢中，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间，即使在含有Nb的MX型碳氮化物变为Z相和M23C6型碳化物的情况下，也能够通过生成Mo固溶M23C6碳化物来抑制晶界处的偏析B的量减少的化学组成。其结果发现，上述化学组成中的B、C、Mo与基于Mo固溶M23C6型碳化物的生成来抑制偏析B的量的减少密切相关。并且，在上述化学组成中，如果B、C和Mo满足式(1)，则即使在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间，也能够兼顾优异的耐连多硫酸SCC性和优异的蠕变延性。
B+0.004-0.9C+0.017Mo2≥0 (1)
其中，在式(1)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
本发明人等进一步研究的结果发现，在上述奥氏体系不锈钢中含有属于任选元素的Cu的情况下，如果含有5.0％以下的Cu，则能够获得优异的蠕变强度，并且还能够维持蠕变延性，而如果将Cu含量的上限设为1.9％以下，则不仅会进一步提高蠕变强度，还能够进一步维持高蠕变延性。其原因考虑如下。在高温腐蚀环境下的使用期间，Cu会在晶粒内析出形成Cu相。Cu相虽然会提高蠕变强度，但有时会降低蠕变延性。因此，在具有上述化学组成且满足式(1)的奥氏体系不锈钢中，更优选Cu含量为1.9％以下。如果Cu含量为1.9％以下，则可以更有效地维持优异的蠕变延性。
本发明人等进一步研究的结果发现，如果Mo含量为0.5％以上，则蠕变延性进一步提高。虽然其理由尚不清楚，但可以考虑以下事项。在上述化学组成(满足式(1))中，进一步将Mo含量设为0.5％以上时，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间，Mo会进一步在晶界处偏析或者生成金属间化合物。该晶界偏析、金属间化合物会导致晶界强度进一步提高。其结果，蠕变延性进一步提高。因此，优选的Mo含量的下限为0.5％。为了进一步提高蠕变延性的优选的Mo含量的下限为0.8％，进一步优选为1.0％，更进一步优选为2.0％。
基于以上见解完成的本发明的奥氏体系不锈钢具有以下化学组成：以质量％计含有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：0.0005～0.1000％、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％、和稀土元素：0～0.10％，余量由Fe和杂质组成，所述化学组成满足式(1)。
B+0.004-0.9C+0.017Mo2≥0 (1)
其中，在式(1)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
上述化学组成以质量％计可以含有选自由Cu：0.1～5.0％、W：0.1～5.0％、和Co：0.1～1.0％组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成以质量％计可以含有选自由V：0.1～1.00％、Ta：0.01～0.2％、和Hf：0.01～0.20％组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成以质量％计可以含有选自由Ca：0.0005～0.010％、Mg：0.0005～0.010％、和稀土元素：0.001～0.10％组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成以质量％计可以含有Cu：0～1.9％。
上述化学组成以质量％计可以含有Mo：0.5～5.0％。
以下对本实施方式的奥氏体系不锈钢进行详细说明。关于元素的“％”，除非另有说明，否则表示质量％。
[化学组成]
本实施方式的奥氏体系不锈钢的化学组成含有如下元素。
C：0.030％以下
碳(C)不可避免地含有。在600～700℃的高温腐蚀环境下使用本实施方式的奥氏体系不锈钢期间，其会在晶界生成M23C6型碳化物，降低耐连多硫酸SCC性。因此，C含量为0.030％以下。C含量的上限优选为0.020％，进一步优选为0.015％。C含量优选尽可能低。但是，如上所述，由于C是不可避免地含有的，因此工业生产中C至少会含有0.0001％。因此，C含量的优选下限值为0.0001％。
Si：0.10～1.00％
硅(Si)使钢脱氧。Si还会提高钢的抗氧化性和抗蒸汽氧化性。如果Si含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果Si含量过高，则会在钢中析出西格玛相(σ相)，钢的韧性降低。因此，Si含量为0.10～1.00％。Si含量的优选上限为0.75％，进一步优选为0.50％。
Mn：0.20～2.00％
锰(Mn)使钢脱氧。Mn还会使奥氏体稳定，提高蠕变强度。如果Mn含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果Mn含量过高，则钢的蠕变强度降低。因此，Mn含量为0.20～2.00％。Mn含量的优选下限为0.40％，进一步优选为0.50％。Mn含量的优选上限为1.70％，进一步优选为1.50％。
P：0.040％以下
磷(P)是杂质。P会降低钢的热加工性和韧性。因此，P含量为0.040％以下。P含量的优选上限为0.035％，进一步优选为0.032％。P含量优选尽可能低。但是，P不可避免地含有，工业生产中P至少会含有0.0001％。因此，P含量的优选下限值为0.0001％。
S：0.010％以下
硫(S)是杂质。S降低钢的热加工性和蠕变延性。因此，S含量为0.010％以下。S含量的优选上限为0.005％。S含量优选尽可能低。但是，S不可避免地含有，在工业生产中S至少会含有0.0001％。因此，S含量的优选下限值为0.0001％。
Cr：16.0～25.0％
铬(Cr)会提高钢的耐连多硫酸SCC性。Cr还会提高抗氧化性、抗蒸汽氧化性、耐高温腐蚀性等。如果Cr含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果Cr含量过高，则钢的蠕变强度和韧性会降低。因此，Cr含量为16.0～25.0％。Cr含量的优选下限为16.5％，进一步优选为17.0％。Cr含量的优选上限为24.0％，进一步优选为23.0％。
Ni：10.0～30.0％
镍(Ni)使奥氏体稳定，提高蠕变强度。如果Ni含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果Ni含量过高，则上述效果饱和，进而生产成本变高。因此，Ni含量为10.0～30.0％。Ni含量的优选下限为11.0％，进一步优选为13.0％。Ni含量的优选上限为25.0％，进一步优选为22.0％。
Mo：0.1～5.0％
钼(Mo)在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间会抑制在晶界处生成M23C6型碳化物。Mo还会在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间、在Nb的MX型碳氮化物变为M23C6型碳化物时抑制B固溶于M23C6型碳化物，抑制高温腐蚀环境下的晶界偏析B的量的减少。由此，在高温腐蚀环境下，能够获得充分的的蠕变延性。如果Mo含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果Mo含量过高，则奥氏体的稳定性降低。因此，Mo含量为0.1～5.0％。Mo含量的优选下限为0.2％，进一步优选为0.3％。
如果Mo含量为0.5％以上，Mo还会在晶界处偏析、或生成金属间化合物，进一步提高晶界强度。在这种情况下，在高温腐蚀环境下可以获得更优异的蠕变强度。因此，Mo含量的更优选的下限为0.5％，进一步优选为0.8％，进一步优选为1.0％，进一步优选为1.5％，进一步优选为2.0％。如果Mo含量为1.5％以上，则蠕变强度也提高。Mo含量的优选上限为4.5％，进一步优选为4.0％。如果Mo含量为1.5％以上，则蠕变强度也提高。
Nb：0.20～1.00％
铌(Nb)在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间会与C结合生成MX型碳氮化物，减少钢中的固溶C量。由此，钢的耐连多硫酸SCC性提高。生成的Nb的MX型碳氮化物还会提高蠕变强度。如果Nb含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果Nb含量过高，则会生成δ铁素体，钢的长期蠕变强度、韧性和焊接性降低。因此，Nb含量为0.20～1.00％。Nb含量的优选下限为0.25％。Nb含量的优选上限为0.90％，进一步优选为0.80％。
N：0.050～0.300％
氮(N)固溶于基体(母相)从而使奥氏体稳定，提高蠕变强度。N还会在晶粒内形成微细的碳氮化物，提高钢的蠕变强度。即，N在固溶强化和析出强化这两方面有助于蠕变强度。如果N含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果N含量过高，则会在晶界处形成Cr氮化物，焊接热影响部(HAZ)的耐连多硫酸SCC性会降低。如果N含量过高，则钢的加工性还会降低。因此，N含量为0.050～0.300％。N含量的优选下限为0.070％。N含量的优选上限为0.250％，进一步优选为0.200％。
sol.Al：0.0005～0.100％
铝(Al)使钢脱氧。如果Al含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果Al含量过高，则钢的清洁度降低，钢的加工性和延性降低。因此，Al含量为0.0005～0.100％。Al含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.002％。Al含量的优选上限为0.050％，进一步优选为0.030％。在本实施方式中，Al含量是指酸溶Al(sol.Al)的含量。
B：0.0010～0.0080％
硼(B)在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间会在晶界处偏析，提高晶界强度。其结果，会提高蠕变延性。如果B含量过低，则不能获得上述效果。另一方面，如果B含量过高，则焊接性和高温下的热加工性降低。因此，B含量为0.0010～0.0080％。B含量的优选下限为0.0015％，进一步优选为0.0020％。B含量的优选上限为小于0.0060％，进一步优选为0.0050％。
本实施方式的奥氏体系不锈钢的化学组成的余量由Fe和杂质组成。这里，杂质是指：工业上制造奥氏体系不锈钢时，从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质，是在不对本发明的奥氏体系不锈钢造成不良影响的范围内允许的物质。
[关于任意元素]
本实施方式的奥氏体系不锈钢可以进一步含有选自由Cu、W和Co组成的组中的一种或2种以上来代替Fe的一部分。这些元素均可以提高钢的蠕变强度。
Cu：0～5.0％
铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Cu在600～700℃的高温腐蚀环境中的使用期间会在晶粒内以Cu相的形式析出，通过析出强化提高钢的蠕变强度。但是，如果Cu含量过高，则钢的热加工性和焊接性会降低。因此，Cu含量为0～5.0％。用于进一步有效提高蠕变强度的Cu含量的优选下限为0.1％，进一步优选为2.0％，进一步优选为2.5％。Cu含量的优选上限为4.5％，进一步优选为4.0％。另一方面，用于维持更优异的蠕变延性的优选的Cu含量为0～1.9％，进一步优选的Cu含量的上限为1.8％。
W：0～5.0％
钨(W)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，W会固溶于基体(母相)，提高钢的蠕变强度。但是，如果W含量过高，则奥氏体的稳定性降低，钢的蠕变强度和韧性降低。因此，W含量为0～5.0％。W含量的优选下限为0.1％，进一步优选为0.2％。W含量的优选上限为4.5％，进一步优选为4.0％。
Co：0～1.0％
钴(Co)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Co使奥氏体稳定化，提高蠕变强度。但是，如果Co含量过高，则原料成本提高。因此，Co含量为0～1.0％。Co含量的优选下限为0.1％，进一步优选为0.2％。
本实施方式的奥氏体系不锈钢可以进一步含有选自由V、Ta和Hf组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。这些元素均会提高钢的耐连多硫酸SCC性和蠕变强度。
V：0～1.00％
钒(V)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，V在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间会与C结合生成碳氮化物，减少固溶C，提高钢的耐连多硫酸SCC性。生成的V碳氮化物还会提高蠕变强度。但是，如果V含量过高，则会生成δ铁素体，钢的蠕变强度、靭性和焊接性降低。因此，V含量为0～1.00％。用于进一步有效提高耐连多硫酸SCC性和蠕变强度的V含量的优选下限为0.10％。V含量的优选上限为0.90％，进一步优选为0.80％。
Ta：0～0.2％
钽(Ta)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Ta在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间会与C结合生成碳氮化物，减少固溶C，提高钢的耐连多硫酸SCC性。生成的Ta碳氮化物还会提高蠕变强度。但是，如果Ta含量过高，则会生成δ铁素体，钢的蠕变强度、靭性、和焊接性降低。因此，Ta含量为0～0.2％。用于进一步有效提高耐连多硫酸SCC性和蠕变强度的Ta含量的优选下限为0.01％，进一步优选为0.02％。
Hf：0～0.20％
铪(Hf)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Hf在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间会与C结合生成碳氮化物，减少固溶C，提高钢的耐连多硫酸SCC性。生成的Hf碳氮化物还会提高蠕变强度。但是，如果Hf含量过高，则会生成δ铁素体，钢的蠕变强度、靭性、和焊接性降低。因此，Hf含量为0～0.20％。Hf含量的优选下限为0.01％，进一步优选为0.02％。
本实施方式的奥氏体系不锈钢可以进一步含有选自由Ca、Mg和稀土元素组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。这些元素均提高钢的热加工性和蠕变延性。
Ca：0～0.010％
钙(Ca)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Ca将O(氧)和S(硫)以夹杂物的形式固定，提高钢的热加工性和蠕变延性。但是，如果Ca含量过高，则会降低钢的热加工性和蠕变延性。因此，Ca含量为0～0.010％。Ca含量的优选下限为0.0005％，进一步优选为0.001％。Ca含量的优选上限为0.008％，进一步优选为0.006％。
Mg：0～0.010％
镁(Mg)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Mg将O(氧)和S(硫)以夹杂物的形式固定，提高钢的热加工性和蠕变延性。但是，如果Mg含量过高，则会降低钢的热加工性和长期蠕变延性。因此，Mg含量为0～0.010％。Mg含量的优选下限为0.0005％，进一步优选为0.001％。Mg含量的优选上限为0.008％，进一步优选为0.006％。
稀土元素：0～0.10％
稀土元素(REM)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，REM将O(氧)和S(硫)以夹杂物的形式固定，提高钢的热加工性和蠕变延性。但是，如果REM含量过高，则会降低钢的热加工性和长期蠕变延性。因此，REM含量为0～0.01％。REM含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.002％。REM含量的优选上限为0.08％，进一步优选为0.06％。
本说明书中的REM包含Sc、Y、和镧系(原子序数57号的La～71号的Lu)的至少1种以上，REM含量是指这些元素的总含量。
[关于式(1)]
上述化学组成进一步满足式(1)。
B+0.004-0.9C+0.017Mo2≥0 (1)
在式(1)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
如上所述，在本实施方式中，为了提高耐连多硫酸SCC性，不仅使C含量为0.030％以下，而且含有0.20～1.00％的Nb，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间生成Nb的MX型碳氮化物，减少固溶C量。但是，由于Nb的MX型碳氮化物是亚稳定相，因此，在上述高温使用环境下的使用期间，会变为Z相和M23C6型碳化物。此时，在晶界处偏析的B会固溶于M23C6型碳化物，晶界处的B偏析量减少。其结果，蠕变延性降低。
但是，如果Mo固溶于M23C6型碳化物而生成“Mo固溶M23C6型碳化物”，则B难以固溶于Mo固溶M23C6型碳化物。因此，晶界处的B偏析量得以维持，不仅能够获得优异的耐连多硫酸SCC性，还能获得优异的蠕变延性。
定义F1＝B+0.004-0.9C+0.017Mo2。F1是表示在高温腐蚀环境下的使用期间的钢中生成的多个M23C6型碳化物中的Mo固溶M23C6型碳化物的比例的指标。如果F1为0以上，则在高温腐蚀环境下的使用期间，即使在钢中生成多个M23C6型碳化物，Mo固溶M23C6型碳化物的比例也高。因此，在晶界处偏析的B难以固溶于M23C6型碳化物，晶界处的偏析B的量得以维持。因此，能够兼顾优异的耐连多硫酸SCC性和优异的蠕变延性。因此，F1为0(0.00000)以上。优选的是，F1为0.00100以上，进一步优选为0.00200以上，进一步优选为0.00400以上，进一步优选为0.00500，进一步优选为0.00800以上，最优选为0.01000。
优选的是，在上述奥氏体系不锈钢的化学组成含有Cu时，如上所述，Cu含量的上限为1.9％以下。即，如果考虑在提高蠕变强度的同时进一步获得优异的蠕变延性，则优选的Cu含量为0％～1.9％。如果Cu含量为1.9％以下，则通过Cu相的析出强化能够获得优异的蠕变强度，并维持优异的蠕变延性。
在上述奥氏体系不锈钢的化学组成中，Mo含量的下限优选为0.5％。这种情况下，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间，Mo还会在晶界处偏析、或者生成金属间化合物。通过该晶界偏析、金属间化合物，晶界强度进一步提高。其结果，蠕变延性进一步提高。因此，优选的Mo含量的下限为1.0％。需要说明的是，Mo含量的下限为1.0％以上时，优选的F1值为0.00500以上，进一步优选为0.00800以上，进一步优选为0.01000以上。
[制造方法]
对本发明的奥氏体系不锈钢的制造方法的一例进行说明。本制造方法包括如下工序：准备坯料的准备工序；对坯料实施热加工来制造钢材的热加工工序；根据需要对热加工工序后的钢材进行冷加工的冷加工工序；以及，根据需要对钢材实施固溶处理的固溶处理工序。以下对制造方法进行说明。
[准备工序]
制造为上述的化学组成且满足式(1)的钢水。例如，使用电气炉、AOD(氩氧脱碳、Argon Oxygen Decarburization)炉、VOD(真空吹氧脱碳、VacuumOxygenDecarburization)炉，制造上述钢水。对于制造的钢水，根据需要实施公知的脱气处理。由实施了脱气处理的钢水制造坯料。坯料的制造方法例如为连续铸造法。通过连续铸造法制造连续铸造材(坯料)。连续铸造材例如为板坯、大钢坯和钢坯等。也可以通过铸锭法将钢水制成铸锭。
[热加工工序]
对准备的坯料(连续铸造材或铸锭)进行热加工，制造奥氏体系不锈钢材。例如，对坯料进行热轧制造钢板、棒钢、线材。另外，通过热挤出、热穿孔轧制等制造奥氏体系不锈钢管。热加工的具体方法没有特别限定，根据最终产品的形状实施热加工即可。热加工的加工结束温度例如为1050℃以上。这里所说的加工结束温度是指最终的热加工刚刚完成后的钢材的温度。
[冷加工工序]
对于热加工后的奥氏体系不锈钢材，可以根据需要实施冷加工。在奥氏体系不锈钢材为棒钢、线材、钢管的情况下，冷加工例如为冷拔、冷轧。在奥氏体系不锈钢材为钢板的情况下为冷轧等。
[固溶处理工序]
热加工后、或冷加工后，可以根据需要实施固溶处理。固溶处理工序中，进行组织的均匀化、和碳氮化物的固溶。优选的固溶处理温度如下。
优选的固溶处理温度：1000～1250℃
如果固溶处理温度为1000℃以上，则Nb的碳氮化物会充分固溶，蠕变强度进一步提高。如果热处理温度为1250℃以下，则可以抑制C的过量固溶，耐连多硫酸SCC性进一步提高。
固溶处理时在上述固溶处理温度下的保持时间没有特别限定，例如为2分钟～60分钟。
需要说明的是，对于通过热加工工序制造的钢材，可以在热加工刚结束后进行急速冷却来代替上述的固溶处理。这种情况下，热加工的加工结束温度优选设为1000℃以上。如果热加工结束温度为1000℃以上，则Nb的碳氮化物充分固溶，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用期间，能够兼顾优异的耐连多硫酸SCC性和优异的蠕变延性，并且，在高温环境下使用中，还能够通过Nb碳氮化物的生成获得充分的蠕变强度。
需要说明的是，对于本实施方式的奥氏体系不锈钢的形状没有特别限定。本实施方式的奥氏体系不锈钢可以是钢板，可以是钢管，也可以是棒钢或线材，还可以是型钢。
实施例
制造具有表1的化学组成的钢水。
[表1]
在表1中的“F1”栏中记入各试验编号的钢的F1值。另外，“化学组成”栏中的“其他”栏的元素符号和元素符号前所附的数值表示所含有的任意元素及其含量(质量％)。各试验编号的化学组成中，表1所记载的元素以外的余量为Fe和杂质。
使用钢水制造外径120mm、30kg的铸锭。对铸锭实施热锻，制成厚度40mm的钢板。进而，实施热轧，制成厚度15mm的钢板。热轧时的最终加工温度均为1050℃以上。对热轧后的钢板进一步实施冷轧，制造厚度10.5mm、宽度50mm、长度100mm的钢板。对冷轧后的各钢板实施固溶处理。各试验编号的钢板的固溶处理温度均为1150℃，固溶处理时间均为10分钟。将固溶处理后的钢板水冷。通过以上的工序制造奥氏体系不锈钢材。
将制造的奥氏体系不锈钢板的板厚定义为t(mm)，使用距离表面t/4深度的任意位置的样品，实施公知的成分分析法(对于C和S，实施燃烧-红外线吸收法；对于N，实施高温脱附气体分析法；对于其他合金元素，实施ICP分析法)。其结果，各试验编号的奥氏体系不锈钢板的化学组成与表1一致。
[耐连多硫酸SCC性评价试验]
假设在高温环境下使用，对各试验编号的钢板实施600℃下5000小时的时效处理。从该时效处理材采取厚度2mm、宽度10mm、长度75mm的板状试验片。根据JIS G 0576(2001)“不锈钢的应力腐蚀开裂试验方法”，实施耐连多硫酸SCC性评价试验。具体而言，将试验片围绕在内侧半径5mm的冲头周围，制成U形。将U形的试验片在Wackenroder溶液(向在蒸馏水中吹入SO2气体而制成的H2SO3饱和水溶液中吹入大量的H2S气体而成的溶液)中以常温浸渍100小时。对浸渍后的试验片，用倍率500倍的显微镜观察有无开裂发生，确认有无开裂。
将未确认到开裂的情况判断为耐连多硫酸SCC性优异(在表2中的“耐连多硫酸SCC性”栏中为“E”(Excellent))。将哪怕确认到1处开裂的情况判断为耐连多硫酸SCC性低(在表2中的“耐连多硫酸SCC性”栏中为“NA”(Not Accepted))。
[蠕变延性和蠕变强度评价试验]
由各试验编号的钢板制作基于JIS Z2271(2010)的蠕变断裂试验片。与蠕变断裂试验片的轴向垂直的截面为圆形，蠕变断裂试验片的外径为6mm，平行部为30mm。平行部与钢板的轧制方向平行。使用制作的蠕变断裂试验片，实施基于JIS Z2271(2010)的蠕变断裂试验。具体而言，将蠕变断裂试验片以750℃加热后，实施蠕变断裂试验。将试验应力设为45MPa，求出蠕变断裂时间(小时)和蠕变断面收缩率(％)。
关于蠕变强度，在蠕变断裂时间为5000～10000小时以下的情况下，判断蠕变强度优异(在表2中的“蠕变强度”栏中用“G”(good)表示)。在蠕变断裂时间超过10000小时的情况下，判断蠕变强度显著优异(在表2中的“蠕变强度”栏中用“E”(Excellent)表示)。蠕变断裂时间小于5000小时的情况下，判断蠕变强度低(在表2中的“蠕变强度”栏中用“NA”(NotAccepted)表示)。在蠕变断裂时间为G或E的情况下，判断获得了足够的蠕变强度。
关于蠕变延性，在蠕变断面收缩率为20.0％以上且30.0％以下的情况下，判断蠕变延展性良好(在表2中的“蠕变延性”栏中用“P”(Passing)表示)。在蠕变断面收缩率大于30.0％且为50.0％以下的情况下，判断蠕变延性优异(在表2中的“蠕变延性”栏中用“G”(good)表示)。进而，在蠕变断面收缩率大于50.0％的情况下，判断蠕变延性显著优异(在表2中的“蠕变延性”栏中用“E”表示(Excellent))。在蠕变断面收缩率小于20.0％的情况下，判断蠕变延性低(在表2中的“蠕变延性”栏中用“NA”(Not Accepted)表示。在蠕变断面收缩率为P、G、或E的情况下，判断获得了足够的蠕变延性。
[试验结果]
将试验结果示于表2。
[表2]
表2
参照表1和2，试验编号1～16的钢的化学组成中的各元素的含量是合适的，并且F1也满足式(1)。因此，在这些试验编号的钢板中获得了优异的耐连多硫酸SCC性。进而，断裂时间为5000小时以上，获得了优异的蠕变强度。进而，蠕变断面收缩率为20.0％以上，获得了优异的蠕变延性。进而，在试验编号2～4、6～12和15中，由于含有Cu或者含有大量Mo，因此蠕变断裂试验中的断裂时间比试验编号1、5、13、14和16长，为10000小时以上，获得了优异的蠕变强度。
进而，Cu含量为1.9％以下且含有0.5％以上Mo的试验编号3、4、以及尽管不含有Cu但含有1.0％以上Mo的试验编号5～7、11、12中，获得了充分的蠕变强度，并且还获得了优异的蠕变延性。
另一方面，试验编号17和18中，F1不满足式(1)。其结果，蠕变断面收缩率小于20％，钢的蠕变延性低。认为这是因为未能充分地获得B的晶界偏析带来的晶界强化效果。另外，蠕变强度也低。
试验编号19中，C含量过高。其结果，耐连多硫酸SCC性低。
试验编号20中，由于含有Cu，因此蠕变强度高，但是，F1不满足式(1)。其结果，蠕变断面收缩率小于20.0％，钢的蠕变延性低。
试验编号21中不含有Mo。进而，F1小于式(1)的下限。其结果，断面收缩率小于20.0％，钢的蠕变延性低。而且，蠕变强度也低。
试验编号22中，B含量低。其结果，蠕变断面收缩率小于20.0％，钢的蠕变延性低。另外，蠕变强度也低。
试验编号23中不含有Nb。其结果，耐连多硫酸SCC性低。进而，断裂时间小于5000小时，钢的蠕变强度低。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式只不过为用于实施本发明的示例。因此，本发明不限定于上述实施方式，在不脱离其主旨的范围内可以适宜变更上述实施方式来实施。

Claims (5)

1.一种奥氏体系不锈钢，其具有以下化学组成：
以质量％计含有
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％、和
稀土元素：0～0.10％，
余量由Fe和杂质组成，
所述化学组成满足式(1)，
B+0.004-0.9C+0.017Mo2≥0 (1)
其中，在式(1)的各元素符号处代入对应元素的质量％含量。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢，其中，
所述化学组成含有选自由
Cu：0.1～5.0％、
W：0.1～5.0％、和
Co：0.1～1.0％组成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的奥氏体系不锈钢，其中，
所述化学组成含有选自由
V：0.1～1.00％、
Ta：0.01～0.2％、和
Hf：0.01～0.20％组成的组中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中的任一项所述的奥氏体系不锈钢，其中，
所述化学组成含有选自由
Ca：0.0005～0.010％、
Mg：0.0005～0.010％、和
稀土元素：0.001～0.10％组成的组中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢，其中，
所述化学组成含有Cu：0～1.9％。
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