CN115558852B - 耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317l的高强度奥氏体不锈钢及其制造方法 - Google Patents

耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317l的高强度奥氏体不锈钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢及其制造方法，其成分质量百分比为：C：0.010～0.060％，Si：0.25～1.0％，Mn：2.0～4.0％，Cr：19.5～22.5％，Ni：8.5～10.5％，Mo：1.0～2.5％，Cu：1.0～2.0％，N：0.20～0.40％，P≤0.045％，S≤0.0020％，余量包含Fe和其它不可避免杂质，且同时满足：临界缝隙腐蚀温度C.C.T≥90.0，C.C.T＝3.2Cr+7.6Mo+78.5N+1.8Cu‑0.7Mn；耐点蚀当量PREN≥30.0，PREN＝Cr+3.3Mo+30N‑Mn。本发明所述不锈钢耐腐蚀性能和力学性能均优于317L不锈钢，合金成本低于317L不锈钢，可以在高浓度氯离子环境下服役，尤其适合在海洋环境中长时间服役。

Description

耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢及其制 造方法
技术领域
本发明涉及奥氏体不锈钢领域，特别涉及一种耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢及其制造方法。
背景技术
近年来，随着海洋石油和渔业养殖的不断发展，对钢铁材料耐海洋腐蚀性能提出了更高要求。在海洋环境中，主要的腐蚀形式为缝隙腐蚀和点腐蚀，这两种腐蚀形式是金属在卤素离子介质中，表面的钝化状态发生破坏，甚至发生局部的锈蚀穿透导致报废。普通钢铁材料在海洋环境中难以抵抗高浓度氯离子的腐蚀，即使是含Ni、Mo较高的316L不锈钢也难以抵抗海洋环境腐蚀。高合金不锈钢如2205双相不锈钢，存在成型性能和焊接性差等缺点。317L奥氏体不锈钢，虽然成形性能较好，但强度低、合金成本高、耐蚀性不足。因此，研究和开发高强度、易加工成型且耐海水腐蚀的新型材料，以满足建设现代化海洋工程相关设施的需求，是十分迫切的。
目前提高奥氏体不锈钢耐缝隙腐蚀能力的主要途径为加入大量的Cr和Mo元素，如317L不锈钢。317L不锈钢广泛应用于海洋工程、船舶、化学工程等高耐蚀需求的设备。根据ASTMA240标准，317L成分为C≤0.03％，Si≤0.75％，Mn≤2.0％，Cr18.0～20.0％，Ni11.0～15.0％，Mo3.0～4.0％，N≤0.1％，一般地，317L的典型成分为C0.025％，Si0.4％，Mn1.45％，Cr18.05％，Ni12.5％，Mo3.05％，N0.015％。317L不锈钢点蚀电位约为800～900mV，点腐蚀速率约为1～3g/(m2*h)，缝隙腐蚀速率约为5～10g/(m2*h)，具有较好的耐腐蚀性能，屈服强度≥255MPa，延伸率≥45％，力学强度较低。但其高Ni和高Mo的特点，使其合金成本相当昂贵，达到了每吨3万元，这限制了该钢种的应用。
中国专利号CN201811165248.8公开了“一种耐腐蚀性能良好的双相不锈钢板及其制造方法”，其成分设计为C：0.001～0.01％，Si：0.2～0.8％，Mn：0.5～1.91％，Cr：21.1～23％，Ni：4.2～7.8％，Mo：2.23～3％，N：0.13～0.2％，Cu：2.2～2.9％，余量为铁和不可避免的杂质；耐点蚀当量PREN＞35，成品为厚度5～70mm的厚板。屈服强度≥500MPa，延伸率≥30％，点腐蚀速率≤0.01g/(m2*h)。该双相钢耐蚀性能良好，强度高，但相比奥氏体不锈钢加工难度大，冷成型性能和焊接性能差。
中国专利申请号CN202010814407.3公开了一种“一种高耐蚀奥氏体不锈钢及其制造方法”，其成分设计为：C≤0.02％；Si：≤0.5％；Mn≤2.0％；Cr：22.0％～24.0％；Ni：21.5％～23.5％；Mo：5.0％～6.0％；Cu：0.5～1.5％；N：0.25～0.35％；W≤1.0％，其PREN值≥45(PREN＝Cr+3.3*Mo+16*N)。屈服强度≥350MPa，抗拉强度≥700MPa，点腐蚀率≤0.0001g/cm2，但热轧边部易发生开裂，开裂深度5mm，且合金成本极高，达到每吨5万元。
中国专利申请号CN202010672735.4公开了一种“耐点蚀和硫酸腐蚀优异的节镍高氮奥氏体不锈钢及制造方法”，成分设计为C：0.03～0.12％，Si：0.25～1.0％，Mn：6.0～7.0％，Cr：18.0～20.5％，Ni：2.0～3.0％，Cu：1.0～2.0％，N：0.2～0.3％，余量包含Fe和不可避免杂质。通过以Mn-Cu-N合金化代Ni，使得PREN值≥19.0，点腐蚀速率约为4～6g/(m2*h)，点蚀电位约为300～360mV，硫酸腐蚀速率约为30～40g/(m2*h)。即使相比304不锈钢拥有更高的耐蚀性，但仍不足以抵抗海水导致的缝隙腐蚀和点腐蚀。
综上所述，高合金的双相不锈钢耐腐蚀性能好，强度高，但热轧容易边部开裂制造难度大、成本高，冷成型性能和焊接性能差。高合金奥氏体不锈钢通过加入大量Ni和Mo元素，可达到优异的耐海洋性能，但存在成本高昂和强度低的缺点。相关研究表明，除了Cr和Mo元素，N和Cu也可提升不锈钢耐缝隙腐蚀能力。然而N元素在钢中溶解度较低，若通过加压熔炼的方法虽然可以提高N固溶度，但是成本高且难以工业化生产。
发明内容
本发明目的在于提供一种耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢及其制造方法，所述不锈钢耐腐蚀性能和力学性能均优于317L不锈钢，所述不锈钢的屈服强度Rp0.2≥355Mpa，延伸率EL≥45％，点蚀电位≥1000mV，点腐蚀速率≤0.5g/(m2*h)，缝隙腐蚀速率≤3g/(m2*h)；而且，合金成本低于317L不锈钢，可以在高浓度氯离子环境下服役，尤其适合在海洋环境中长时间服役。
为达到以上目的，本发明的技术方案如下：
一种耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢，其化学成分质量百分比如下：
C：0.010～0.060％，
Si：0.25～1.0％，
Mn：2.0～4.0％，
Cr：19.5～22.5％，
Ni：8.5～10.5％，
Mo：1.0～2.5％，
Cu：1.0～2.0％，
N：0.20～0.40％，
P≤0.045％，
S≤0.0020％，
余量包含Fe和其它不可避免杂质，且上述元素需同时满足如下关系：
临界缝隙腐蚀温度C.C.T≥90.0，
C.C.T＝3.2Cr+7.6Mo+78.5N+1.8Cu-0.7Mn；
耐点蚀当量PREN≥30.0，PREN＝Cr+3.3Mo+30N-Mn。
进一步，所述余量为Fe和其它不可避免杂质。
优选的，所述不锈钢的化学成分还包括：Nb≤0.2％，V≤0.2％，Ti≤0.2％，B≤0.0050％，Ca≤0.0050％中的一种或多种，以质量百分比计。
本发明所述不锈钢的屈服强度Rp0.2≥355Mpa，延伸率EL≥45％；点蚀电位≥1000mV，点腐蚀速率≤0.5g/(m2*h)，缝隙腐蚀速率≤3g/(m2*h)。
在本发明所述高强度奥氏体不锈钢的成分设计中：
C：一方面，C元素作为强烈的奥氏体形成元素，有利于减少组织中的铁素体含量，提高N固溶度；另一方面，C元素作为间隙原子，可以起到提高强度的作用。但C易于Cr结合，形成Cr的碳化物，降低其耐腐蚀性能，因此C含量0.010～0.060％。
Si：有利于提高不锈钢抗氧化性，但含量过高会显著降低不锈钢塑性，硅含量过高会提升铁素体含量，降低材料的氮溶解度，同时还会降低C在奥氏体中的固溶度，促进Cr23C6在晶界析出。故Si含量控制在0.25～1.0％。
Mn：可以扩大奥氏体区，但真正的作用不在于形成奥氏体，而是降低钢的临界淬火速度，增加奥氏体稳定性，使高温下形成的奥氏体可以保持到室温。另外，Mn可以提高N元素的固溶量，防止本发明所述不锈钢出现气孔。而在耐腐蚀性方面，Mn形成的氧化膜防护作用较低，并不能很好的增强不锈钢耐腐蚀性。故Mn含量控制在Mn：2.0～4.0％。
Cr：为不锈钢的主要核心元素，Cr在钢种可以形成Cr2O3钝化保护膜，还能够有效地提高固溶体的电极电位，从而使钢不受腐蚀。Cr对于耐点蚀能力的影响可以用PREN＝Cr+3.3Mo+30N-Mn来表征，PREN在30.0以上，使得发明钢的耐点蚀能力超过常规317L奥氏体不锈钢的水平。但过高的Cr会使铁素体含量增加，即使铸坯中铁素体含量显著增加，使得热加工变得困难，热轧开裂风险增加，故Cr的含量控制在20.0～22.5％。
Ni：奥氏体形成元素，提高奥氏体稳定性，保持不锈钢的塑性和韧性，有利于提高高温抗氧化能力。当奥氏体元素总量较低时，Ni可减少凝固过程中铁素体含量，提高材料氮的溶解度。但随着Ni含量过高时，铸坯在凝固过程中几乎不形成铁素体，此时继续增加Ni，引起晶格畸变，降低N原子在奥氏体中的溶解度，从而降低了材料的N溶解度。因此N固溶度随着Ni含量变化如图1所示，故本发明中的Ni含量控制在Ni：8.5～10.5％。
Mo：铁素体形成元素，可提高钝化膜强度，增强耐点蚀和缝隙腐蚀能力，尤其是可以提高在卤盐或海水中有氯离子的腐蚀性能，也可以提高对氯化物应力腐蚀的抵抗能力。Mo元素主要是改善了不锈钢钝化膜的性质，防止Cl-离子侵入，同时Mo元素以MoO-2离子的形式溶解于溶液中，并在金属表面吸附，阻止了金属的溶解，起到了阻蚀剂的作用。但考虑到Mo元素的价格过于昂贵，且过高的Mo容易形成脆性相，大大损害加工性能，因此，控制Mo含量1.0～2.5％。
Cu：Cu元素与Ni元素相似，含量较低时可提高N固溶度，而当Cu元素含量超过1.6％时，N固溶度开始下降，N固溶度随着Cu含量变化如图2所示。其次，Cu元素在活性表面析出而抑制了金属的溶解，从而提高抗缝隙腐蚀性能。但由于Cu含量过高时，连铸板坯加热过程易出现Cu富集甚至Cu液化，急剧降低钢的热加工性，引起边部开裂及表面起皮等缺陷。
N：N元素能显著提高钢的屈服强度，增加奥氏体稳定性。研究表明N可以显著提高点腐蚀和缝隙腐蚀的能力，主要是由于N富集在合金和钝化膜界面上，与缝隙内的H+结合生成NH4+，增加缝隙内的pH值，溶解金属离子附近H+的消耗，加速了金属氢氧化物的形成，减少金属的活性溶解，促进钝化膜形成。N元素还有利于减少脆性σ相，避免影响力学性能。但在常压下N在钢水中的溶解度是有限的，过高会使铸坯产生气孔，无法在工厂批量生产，故N的含量控制在0.20～0.40％。
N的溶解度与凝固模式有很大关系，如凝固过程先形成铁素体、再形成奥氏体的凝固模式。在液相凝固层铁素体后，bcc结构的铁素体晶格间距较小，对N原子固溶度很低。会导致液相中氮含量升高，当液相中的N含量超过N溶解度，便会在凝固过程中产生N气泡。可见，凝固过程的铁素体析出对固溶N原子是不利的。因此，在合金设计中适当提高Cu、Ni和Mn等奥氏体元素是有助于减少凝固过程中铁素体的析出，从而提高N固溶度。
本发明除上述必须元素而得到的目的特性，还可根据所希望的特性，选择性添加Nb≤0.20％，V≤0.20％，Ti≤0.20％，B≤0.0050％，Ca≤0.0050％中的一种或多种，以质量百分比计。
Nb和Ti在不锈钢中的作用相似，可以单独添加，也可配合添加。Nb和Ti可优先与C原子结合，抑制碳化铬的形成，改善耐晶间腐蚀性能，并起到提高力学性能的作用，因此，控制Nb和Ti含量均≤0.20％。
V为铁素体形成元素，过高的V含量不利于奥氏体组织的稳定性，须对V做上限管控，少量的V元素可以和N形成细小的VN析出物，起到强化的作用，有利于提高材料的强度，因此，控制V含量≤0.20％。
微量的B元素，在不锈钢中可以起到提高材质的高温塑性的作用，从而提高加工性能，因此，控制B含量≤0.0050％。
微量的Ca元素，在不锈钢中主要是改性炼钢夹杂物的作用，使塑性差的夹杂物改性呈延展性良好的夹杂物，因此，控制Ca含量≤0.0050％。
本发明所述奥氏体不锈钢的成分设计特点在于：
1.缝隙腐蚀和点蚀繁殖(扩大)的机理是相似的，因此一般都采用PREN值(PREN＝Cr+3.3Mo+30N-Mn)来表征不锈钢的耐缝隙腐蚀和耐点蚀性能。但通过大量研究表明，PREN值与缝隙腐蚀速率之间相关性存在较大差异，如图3所示，传统300系不锈钢PREN较高，但缝隙腐蚀性能较差。可见PREN值公式不能很好表征不锈钢的缝隙腐蚀性能，因此本发明创新性的提出临界缝隙腐蚀温度公式C.C.T＝3.2Cr+7.6Mo+78.5N+1.8Cu-0.7Mn，以表征不锈钢材料的耐缝隙腐蚀性能，与缝隙腐蚀速率的相关性更高，如图4所示。
2.本发明通过Mo-N-Cu合金化设计提高耐缝隙腐蚀和耐点蚀性能，其临界缝隙腐蚀温度C.C.T≥90.0。在C.C.T公式中，Cr、Mo、N和Cu元素都对抗缝隙腐蚀有良好的促进作用，在局部腐蚀发展的早期阶段，Mo元素可生成非常稳定的MoO2膜(约为Cr元素的2～3倍)，具有很好的保护性，可有效地抑制腐蚀的发展。在不锈钢的Fe2O3氧化膜中掺杂N元素，可明显降低Fe2O3氧化膜的载流子浓度(约为Cr元素的25倍)，形成带负电的受体中心，从而排斥Cl—离子，阻碍Cl—离子的吸附和渗透。另外N元素与Mo元素的在耐缝隙腐蚀方面具有很好的协同作用，N元素不仅可以改善Cr2O3和MoO2氧化膜结构强度，还可在表面溶解生成NH4 +，使溶液的pH值升高，从而使金属发生再钝化，其化学反应过程如下：
2Me+4OH—＝2MeO+2H2O+4e—
其次，加入Cu元素可在缝隙溶液中析出而抑制了基体金属的溶解，从而提高抗缝隙腐蚀性能。
综上，本发明采用独特Mo-N-Cu合金化设计，从而拥有比317L奥氏体不锈钢更优异的耐缝隙腐蚀和耐点蚀能力，确保在海洋环境中具备优异的耐海水腐蚀性能。
本发明所述的耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢的制造方法，包括如下步骤：
1)冶炼、连铸
按上述成分经过高炉-AOD冶炼、LF精炼，连铸成铸坯；
2)热轧
铸坯加热温度为1250～1300℃，加热时间3～4h；经过粗轧和精轧后卷取，卷取温度为650℃～800℃；
3)退火、酸洗
热轧退火温度1050℃～1150℃，退火时间1.5～3min。
优选的，步骤1)中，冶炼过程中，氮固溶度Nmax≥N含量，
Nmax＝(-0.064Cu2+0.122Cu)+0.0084Cr+(-0.005Ni2+0.09Ni)-0.026Mo
+0.035Mn+0.95C-0.153。
进一步，本发明所述不锈钢成分还需同时满足如下关系：
铁素体临界析出温度TF≥1250℃，
Tr＝731C+34.7Si-0.3Mn-55Cr+46Ni-47.5Mo+51Cu-106V+759N+1770。
优选的，步骤2)中，所述铸坯加热温度为1250℃～铁素体临界析出温度Tr，Tr＝731C+34.7Si-0.3Mn-55Cr+46Ni-47.5Mo+51Cu-106V+759N+1770，单位，℃。
优选的，步骤3)中，酸洗采用硫酸和混酸两道工艺，硫酸浓度为300～500g/L，混酸工艺为硝酸浓度130～180g/L+氢氟酸浓度20～40g/L。
在本发明所的高强度耐海洋腐蚀奥氏体不锈钢及其制造方法的制造方法中：
步骤1)冶炼、连铸阶段，氮含量应满足：N≤(-0.064Cu2+0.122Cu)+0.0084Cr+(-0.005Ni2+0.09Ni)-0.026Mo+0.035Mn+0.95C-0.153％。
防止N含量超出N固溶度，引起连铸坯气孔等缺陷。在本公式中，当奥氏体元素总量较低时，Ni和Cu元素可减少凝固过程中铁素体含量，提高材料氮的溶解度。随着Ni和Cu元素含量进一步提高时，铸坯在凝固过程中已几乎不形成铁素体，此时继续增加Ni和Cu，会引起晶格畸变，原子间距减小，降低了N原子在奥氏体中的溶解度，从而降低了材料的N溶解度。Mo元素促进铁素体析出，降低氮固溶度。Mn元素虽然会降低耐腐蚀性能，但通过低S的合金设计，可降低其对耐腐蚀性的影响，同时Mn元素对提高氮固溶度有积极作用。因此，各合金元素在适宜的配比下，满足相应的成分约束条件，才能达到最好的耐腐蚀性能和最优的合金成本。
在本发明步骤2)热轧阶段，板坯加热温度需满足：
Tr≥板坯加热温度≥1250℃，
Tr＝731C+34.7Si-0.3Mn-55Cr+46Ni-47.5Mo+51Cu-106V+759N+1770，单位℃，可保证较低的轧制力并防止热轧边部开裂。
由于本发明钢为含Mo、N设计，若热轧温度较低，则钢坯高温抗力较大，存在超出轧机负荷的风险，因此钢坯加热温度应大于1250℃。当钢坯加热温度进一步提高，会有高温铁素体相析出倾向，一旦高温铁素体大量析出，热塑性会大幅度降低，导致热轧带钢边部裂纹和表面起皮。本发明钢的合金成分设计需要确保铁素体临界析出温度Tr在1250℃以上，同时热轧钢坯加热温度低于铁素体临界析出温度Tr，避免热轧边部裂纹和表面起皮缺陷。
本发明的有益效果：
1.本发明通过Mo-N-Cu合金化，提高了耐缝隙腐蚀和耐点蚀性能，其点蚀电位高于1100mV，点腐蚀速率低于0.1g/(m2*h)，缝隙腐蚀速率低于3.0g/(m2*h)，耐缝隙腐蚀和耐点蚀性能优于317L不锈钢(点蚀电位856mV，点腐蚀速率1.05g/(m2*h)，缝隙腐蚀速率5.56g/(m2*h))。
2.本发明通过间隙原子N-C合金化，提高材料晶格畸变，增加位错滑移所需能量，使屈服强度Rp0.2≥355Mpa，延伸率EL≥45％，力学性能优于317L不锈钢(屈服强度289MPa，延伸率46.9％)。
3.相比其他双相不锈钢，如2205双相不锈钢，本发明为全奥氏体组织，杯凸值大于10.0，成形性能与317L不锈钢(杯凸值10.61)接近，优于2205双相不锈钢(杯凸值8.65)。在保证优异的耐海水腐蚀能力和低成本的基础上，拥有良好的冷加工成型性能，可加工形状较为复杂的产品。
4.本发明通过以Mn-N代Ni的成分设计，大幅度降低合金成本，在保证力学性能、耐缝隙腐蚀和耐点蚀性能优于317L不锈钢的前提下，相比317L不锈钢降低20％以上合金成本。
综上所述，本发明与317L奥氏体不锈钢、2205双相不锈钢在耐海水腐蚀和成型性能方面对比如下表，本发明兼具耐腐蚀、高强度、成型性能优和成本低等特点。
钢种 耐蚀性 力学性能 成型性能 成本
本发明 优 优 优 低
317L 良 良 优 高
2205 优 优 差 高
附图说明
图1为N固溶度和高温铁素体随着Ni含量变化示意图；
图2为N固溶度和高温铁素体随着Cu含量变化示意图；
图3为PREN值与缝隙腐蚀速率相关性示意图；
图4为C.C.T值与缝隙腐蚀速率相关性示意图；
图5为热轧边部严重开裂照片；
图6为连铸坯气孔照片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
本发明钢实施例化学成份见表1，余量包含Fe和其他不可避免的杂质元素。实施例及对比例的制造工艺参数见表2。对成品板进行拉伸试验、腐蚀试验，得到的性能结果如表3所示。
对比例1～2与实施例1～8相比，点蚀速率、点蚀电位和缝隙腐蚀速率如表3所示，当临界缝隙腐蚀温度C.C.T低于90.0，PREN值低于30.0时，耐缝隙腐蚀和耐点蚀性能呈现明显下降。
对比例3中实际加热温度为1280℃，严重超出本发明规定Tr温度的范围，对比例3制备得到的不锈钢热轧出现边部严重开裂，产品如图5所示。
对比例4中实际钢液中氮含量为0.313％，严重超出氮固溶度0.297％，对比例4在连铸坯中产生大量气孔，产品如图6所示。
通过上述实施例和对比例说明按照本发明所述的成分设计和工艺参数才能得到合格的不锈钢产品。
由表3可以看出，本发明耐缝隙腐蚀和耐点蚀性能优异：实施例1～8的点蚀速率低于0.06g/(m2*h)左右，点蚀电位均高于1100mV，缝隙腐蚀速率低于2g/(m2*h)，与2205双相不锈钢相当(点蚀速率0.012g/(m2*h)，点蚀电位1253mV，缝隙腐蚀速率为1.02g/(m2*h))，而317L奥氏体不锈钢耐腐蚀性能相比前两者较低，点蚀速率为0.85g/(m2*h)，点蚀电位856mV，缝隙腐蚀速率为5.56g/(m2*h)。
本发明成形性能优异：本发明实施例1～8的杯凸值(评价不锈钢成型性能指标，越大表示成型性能越好)约为10.50左右，延伸率约为46％左右，与317L奥氏体不锈钢的成形性能相当(杯凸值为10.61、延伸率为46.9％)，而2205双相不锈钢成型性能较差，杯凸值仅为8.65，延伸率仅有26.4％。
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Claims (6)

1.耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢，其化学成分质量百分比为：
C：0.010～0.060％，
Si：0.25～1.0％，
Mn：2.0～4.0％，
Cr：19.5～22.5％，
Ni：8.5～10.5％，
Mo：1.0～2.5％，
Cu：1.0～2.0％，
N：0.20～0.40％，
P≤0.045％，
S≤0.0020％，
还包括：0＜Nb≤0.2％，0＜V≤0.2％，0＜Ti≤0.2％，0＜B≤0.0050％，0＜Ca≤0.0050％中的一种或多种，余量包含Fe和其它不可避免杂质，且，需同时满足如下关系：
临界缝隙腐蚀温度C.C.T≥90.0，
C.C.T＝3.2Cr+7.6Mo+78.5N+1.8Cu-0.7Mn；
耐点蚀当量PREN≥30.0，
PREN＝Cr+3.3Mo+30N-Mn。
2.如权利要求1所述的耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢，其特征在于，所述余量为Fe和其它不可避免杂质。
3.如权利要求1或2所述的耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢，其特征在于，所述不锈钢的屈服强度Rp0.2≥355Mpa，延伸率EL≥45％，点蚀电位≥1000mV，点腐蚀速率≤0.5g/(m2*h)，缝隙腐蚀速率≤3g/(m2*h)。
4.如权利要求1或2或3所述的耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、连铸
按权利要求1或2所述化学成分经过高炉-AOD冶炼、LF精炼，连铸成铸坯；
2)热轧
铸坯加热温度为1250～铁素体临界析出温度Tr；加热时间3～4h；经过粗轧和精轧后卷取，卷取温度为650℃～800℃；
Tr＝731C+34.7Si-0.3Mn-55Cr+46Ni-47.5Mo+51Cu-106V+759N+
1770，单位，℃，
3)退火、酸洗
热轧退火温度1050℃～1150℃，退火时间1.5～3min。
5.如权利要求4所述的耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢的制造方法，其特征是，步骤1)中，冶炼过程中，氮固溶度Nmax≥N含量，Nmax＝(-0.064Cu2+0.122Cu)+0.0084Cr+(-0.005Ni2+0.09Ni)-0.026Mo+0.035Mn+0.95C-0.153。
6.如权利要求4所述的耐缝隙腐蚀和耐点蚀优于317L的高强度奥氏体不锈钢的制造方法，其特征是，步骤3)中，酸洗采用硫酸和混酸两道工艺，硫酸浓度为300～500g/L，混酸工艺为硝酸浓度130～180g/L+氢氟酸浓度20～40g/L。
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