耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼以及奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法

2023-07-01 03:08:06 2

專利名稱：：耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼以及奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法
技術領域：
：本發明涉及奧氏體系不鏽鋼和奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，其例如在含有高氧化性金屬離子的高濃度硝酸溶液中的沸騰導熱面腐蝕環境、受到中子輻射的高溫高壓水中環境等嚴酷的晶界腐蝕環境下，仍呈現出優異的耐晶界腐蝕性(intergranularcorrosionresistance)和耐應力腐蝕性(stresscorrosioncrackingresistance)。
背景技術：
：歷來己知，奧氏體系不鏽鋼在含有如硝酸那樣氧化性強的酸的環境下，一般通過在表面形成鈍態皮膜，以發揮耐腐蝕性。奧氏體系不鏽鋼例如在硝酸製造工廠中作為結構材料使用，在廢棄核燃料的再處理工廠中，作為用於以高濃度的硝酸溶解廢棄核燃料的溶解槽或用於使所述溶解槽的溶解液蒸發而將硝酸加以回收的酸回收蒸發釜等的材料被使用。另外，奧氏體系不鏽鋼還作為受到中子輻射的高溫高壓水中環境下的輕水反應堆爐心的材料被使用。奧氏體系不鏽鋼鋼材在被用於上述廢棄核燃料的再處理工廠的溶解槽或酸回收蒸發釜時，因為鈰離子(Ce4+)、釕離子(Ru3+)、鉻離子(Cr6+)等的金屬離子會從廢棄核燃料混入硝酸中，所以氧化性比起硝酸製造工廠更強。因此，奧氏體系不鏽鋼容易受到伴有晶界腐蝕的腐蝕。為了在含有高氧化性金屬離子的高溫的硝酸環境下使用奧氏體系不鏽鋼，已知有以下的方案。首先，為了抑制作為晶界腐蝕的原因的貧鉻層的集成，奧氏體系不鏽鋼的含碳量被極力降低。另外，根據需要，在奧氏體系不鏽鋼中添加少量的Nb。此外，對奧氏體系不鏽鋼鋼材實施固溶處理。另外，作為使奧氏體系不鏽鋼的耐腐蝕性提高的方法，例如有專利文4獻17中所述的技術。在專利文獻l中公開有一種奧氏體系不鏽鋼，其含有C:0.005wt。/。以下、Si:0.4wt。/o以下、Mn:0.112wt%、P:0.005wt。/o以下、Ni:728wt%、Cr:1530wt%、N:0.060.30wt%，餘量實質由Fe構成。該奧氏體系不鏽鋼通過限定P的含量，抑制P的晶界偏析，改善奧氏體系不鏽鋼的耐晶界腐蝕性。在專利文獻2中公開有一種奧氏體系不鏽鋼，其含有C:0.015wt。/。以下、Si:0.5wt。/o以下、Mn:2wt。/。以下、P:0.015wt。/o以下、Ni:1022wt%、Cr:1530wt%、Al:0.01wt。/。以下、Ca:0.0020.010wt。/o以下，餘量實質由Fe構成。該奧氏體系不鏽鋼通過限定Si、P和Al的含量，並且適量添加Ca，從而顯現出優異的耐加工腐蝕性(process-flowcorrosionresistance),另外，該奧氏體系不鏽鋼還呈現出優異的熱加工性和在高溫硝酸中的優異的耐腐蝕性。在專利文獻3中公開有一種奧氏體系不鏽鋼，其含有C:0.02wt。/。以下、Si:0.5wt。/。以下、Mn:0.5wt。/。以下、P:0.03wt。/o以下、S:0.002wt%以下、Ni:1016wt%、Cr:1620wt%、Mo:2.03.0wt%、N:0.060.15wt%，餘量實質由Fe構成。該奧氏體系不鏽鋼滿足[Ni]+60[N]-4[Mo]》7，還含有Ca和Ce任意一方或雙方以單獨或合計為2X[S]0.03(wt%)，從而呈現出對於管道狀腐蝕(tunnel-likecorrosion)的優異的耐腐蝕性。標號[X]表示元素X的鋼中含有率(wt%)。在專利文獻4中公開有一種針對含有氧化性金屬離子且高溫的硝酸具備優異的腐蝕性的奧氏體系不鏽鋼的製造方法。具體來說，實施在650°C至95(TC的範圍內的溫度下加熱1分鐘以上的熱處理。該熱處理溫度在從65(TC至低於85(TC的範圍時，熱處理後以急冷或放冷的方式冷卻至常溫。另一方面，該熱處理的溫度在從85(TC至950'C的範圍時，熱處理後急冷至常溫。由此，該奧氏體系不鏽鋼呈現出優異的耐高溫硝酸腐蝕性。另外，在專利文獻5中公開有一種奧氏體系不鏽鋼及其製造方法，該奧氏體系不鏽鋼的B含量為30wtppm以下，並且，設奧氏體粒徑為d時，該奧氏體系不鏽鋼滿足B(wtppm)Xd(ixm)《700。該奧氏體系不鏽鋼通過加熱到以B(wtppm)xd(pm)為函數的規定溫度以上，進行固溶5處理，從而呈現出優異的耐晶界腐蝕性和抗晶界應力腐蝕性。在專利文獻6中公開有一種奧氏體系不鏽鋼，其含有C:0.02wtW以下、Si:0.8wt。/。以下、Mm2.0wt。/。以下、P:0.04wt。/o以下、S:0.03wt%以下、Ni:622wt%、Cr:1327wt%、Al:0.1wt。/。以下、Cu:0.3wt0/。以下、N:0.1wtn/。以下，餘量實質由Fe構成。該奧氏體系不鏽鋼滿足1.5[Ni]+[Mn]+65([C]+[N])—5[Si]—2.5《52—2.3([M]+[Mn])—200([C]+[N])等，含有的B在5wtppm以下，還含有Ti、Nb、V、Hf和Ta之中的1種或2種以上的元素，合計在1.0wt。/o以下，從而在冷加工或變形後，呈現出優異的耐硝酸腐蝕性。在專利文獻7中公開有一種創造潔淨的晶界而製造奧氏體系不鏽鋼的方法。具體來說，是對於奧氏體系不鏽鋼實施加工度40%以上的冷加工。接著，將得到的冷加工材保持在低於再結晶溫度的溫度且碳化物析出的溫度，在不會產生P等的晶界不會偏析的溫度區域使之再結晶化。由此，該奧氏體系不鏽鋼即使在包含氧化劑的硝酸溶液的腐蝕環境下，仍呈現出優異的耐腐蝕性。另一方面，奧氏體系不鏽鋼鋼材被用於受到中子輻射的高溫高壓水中環境下的輕水反應堆爐心時，由於長期的放射線輻射，導致對於沿晶界應力腐蝕開裂(intergranularstresscorrosioncracking,IGSCC)的敏感性增大。例如，進行了固溶處理的固溶狀態的奧氏體系不鏽鋼，在沒有中子輻射的爐心外具有耐晶界應力腐蝕性，但在爐心內受到高水平的輻射，特別是以中子輻射量計受到1,1021油1112左右以上的輻射時，該耐腐蝕性喪失。這種開裂被稱為輻照促進應力腐蝕開裂(irradiation-assistedstresscorrosioncracking,IASCC)，其近年來在老的輕水反應堆中己成為問題。作為解決這一問題的方法，例如在專利文獻8和9中公開有一種調整奧氏體系不鏽鋼的構成元素的含量的方法。另外，在專利文獻10中，公開有一種鋼及其製造方法，其為了抑制構成沿晶界應力腐蝕開裂的原因的碳化物向結晶晶界的析出，該鋼採用Ni-Cr奧氏體系不鏽鋼，作為化學組成，將C限制在0.03wt。/。以下並且將固溶度大的N只含有0.15wt。/。以下，通過在1100130(TC的溫度範圍內加熱該鋼，由此降低單位晶界的碳化物的析出量，降低晶界鄰域的Cr缺乏量，並且使貧&區域分散。6在專利文獻ll中，公開有一種耐中子劣化優異的高Ni奧氏體系不鏽鋼，其具有如下化學組成c:0.0050.08wt。/。以下、Mn:0.3wt。/。以下、Si+P+S:0.2wt。/o以下、Ni:2540wt%、Cr:2540wt%、Mo+W:5.0wt%以下、Nb+Ta:0.3wt。/。以下、Ti:0.3wt。/。以下、B:0.001wt。/o以下等，對這奧氏體系不鏽鋼實施1000115(TC的溫度範圍下的固溶處理，再實施達到30。/。的冷加工，其後實施600750。C的溫度範圍下100小時的加熱處理。該高Ni奧氏體系不鏽鋼即使在接受至少達到lxl022n/cm2的中子輻射後，以270350。C在70160氣壓的高溫高壓水或高溫高壓氧飽水中，仍呈現出優異的耐應力腐蝕性。另外，該高Ni奧氏體系不鏽鋼從室溫至40(TC的平均膨脹係數處於1519xl(T6/K的範圍。在專利文獻12中公開有一種高合金奧氏體系不鏽鋼，其含有C:0.05wt。/o以下、Si:1.04.0wt%、Mn:0.3wt。/。以下、Ni:622wt%、Cr:1823wt%、Cu:l3wt%、Mo:0.32.0wt%、N:0.05wt。/o以下，使S量降低至0.004wt。/。以下，添加0.00050.005wt。/。的微量B，另外，以[S]《[Mg]+l/2且[Ca]《0.007的條件還添加Ca和Mg的1種或2種，餘量實質由Fe構成。專利文獻12公開這鋼不會損害優異的耐腐蝕性，並顯著改善熱加工性。在專利文獻13中，公開有一種通過單向凝固法排除奧氏體系不鏽鋼的隨機晶界而成為單晶的方法。在專利文獻14中公開有一種奧氏體系不鏽鋼，其含有C:0.02wt。/。以下、N:0.6wt。/o以下、Si:1.0wt。/o以下、P:0.040wt。/。以下、S:0.030wt%以下、Mn:2.0wt。/o以下、Mo:3.0wt。/o以下、Ni:1226wt%、Cr:1626wt%，並且該奧氏體系不鏽鋼在室溫下在奧氏體母相中含有10體積％以下的奧氏體相或鐵素體相，該母相具有亞晶粒，此外，該奧氏體系不鏽鋼由來自對應方位關係的偏移小、規則度高的結晶晶界的單晶構成。該奧氏體系不鏽鋼呈現出耐腐蝕性、耐應力腐蝕性和優異的機械的性質。專利文獻l:特開昭59-222563號公報專利文獻2:特開平06-306548號公報專利文獻3:特開平07-090497號公報專利文獻4:特開平07-238315號公報專利文獻5:特開平07-113146號公報專利文獻6:特開平08-013095號公報專利文獻7:特開昭60-100629號公報專利文獻8:特開昭63-303038號公報專利文獻9:特開平05-059494號公報專利文獻10:特開平8-269550號公報專利文獻ll:特開平09-125205號公報專利文獻12:特開平05-179405號公報專利文獻13:特開平03-264651號公報專利文獻14:特開平11-80905號公報奧氏體系不鏽鋼，在使導熱管中的硝酸溶液通過來自導熱管的外側的加熱沸騰而從溶解液中回收硝酸的熱虹吸(theraiosiphon)方式的酸回收蒸發釜中被使用時，伴隨硝酸的蒸發和熱分解而來的高氧化性離子生成和還原反應帶來的溶解同時發生。因此，奧氏體系不鏽鋼的腐蝕環境為沸騰導熱面腐蝕。由此可知這是一種嚴酷的腐蝕環境，腐蝕速度比起同一金屬表面溫度的浸漬腐蝕的情況增大，其腐蝕速度顯示出隨時間漸增的傾向。因此，即使使用專利文獻17所述的奧氏體系不鏽鋼或其製造方法，產生劇烈的晶界腐蝕的問題依然存留。具體來說，專利文獻l中公開的是通過限定P的含量，專利文獻2和3公開的是通過添加與S的結合力強的Ca或Ce，使MnS的形成得到抑制，從而能夠抑制在軋制方向上擴散的由MnS引起的管道狀腐蝕的發生。但是，S向晶界的偏析被抑制，只記述對於晶界腐蝕的抑制有效，具體內容沒有記述。另外，在專利文獻4和5中，只考慮了經濟性，就難以考慮穩定獲得良好的耐硝酸腐蝕性。在專利文獻6中，公開有一種B含量為5wtppm以下，且Ti、Nb、V、Hf和Ta之中的1種或2種以上的元素的合計含量為1.0wt。/。以下的奧氏體系不鏽鋼。但是，專利文獻6的試驗是只在65%的沸騰硝酸中浸漬48小時這樣溫和的腐蝕條件下進行。該試驗是模擬廢棄核燃料的再處理工廠所使用的含有高氧化性金屬離子的腐蝕環境的評價試驗，不適合不鏽鋼的耐腐蝕性的優劣的待定。另外，關於B量，是作為通常的雜質元素加以處理，8如果低即為良好的程度，在實施方式的實施例和比較例中，奧氏體系不鏽鋼所含有的B為同等水平，因此看不到關於限制B含量的必要性的結論。在專利文獻7中公開有一種加工熱處理，是以加工度40%以上進行冷加工後，保持在低於再結晶溫度的溫度且碳化物析出的溫度域，此外在不會產生P等的晶界不會偏析的溫度區域使之再結晶化，但鋼中的C量的規定不充分。因此在冷加工後，雖然先使構成晶界腐蝕的原因的Cr系碳化物均一分散，但大量析出的Cr系碳化物周圍的貧Cr層成為腐蝕促進的原因。另外，該熱處理對於P、S、N、O等在晶界偏析的雜質元素的無害化沒有任何效果。而且，在專利文獻7所述的技術中，P等在晶界偏析的雜質元素的量的規定不充分，並且沒有實施任何對策。因此不認為能夠得到期望的耐腐蝕性。另外，奧氏體系不鏽鋼鋼材被用於受到中子輻射的高溫高壓水中環境下的輕水反應堆爐心時，在專利文獻813所述的奧氏體系不鏽鋼鋼材中，存在不能獲得充分的耐腐蝕性這樣的問題。具體來說，專利文獻810所述的技術，通過成分調整來實現防止沿晶界應力腐蝕開裂，因此沒有減小貧Cr層，並且也沒有降低構成晶界腐蝕的原因的雜質。因此，不能本質上解決在輻射環境下發生的應力腐蝕開裂。專利文獻ll所述的技術，優選P、S、Si、Nb、Ta、Ti和B的各含量少，作為脫氧劑使用Nb、Ta和Ti時，這些含量設定在雜質以下的水平，並沒有為了改善耐應力腐蝕性而積極地進行了各含量的調整。另外，關於Mn和B的各含量，根據發明當時的煉鋼技術而設定於能夠實用的最低值，從而將B量設定為0.001wty。以下，但其實施例中，B量的最低值停留在0.0003wt%。當B量低於0.0003wt。/。時，對於耐應力腐蝕性的效果不明。此外，因為作為使耐應力腐蝕性劣化最重要的構成成分的C量來說，其降低水平不充分，所以未必能夠得到良好的耐應力腐蝕性。在專利文獻12中，從改善熱加工性的觀點出發，B量的下限值限定在0.0005wt。/。，從不招致晶界腐蝕性的劣化的觀點出發，上限值被限定在0.005wt%，因此可知沒有積極改善耐腐蝕性。專利文獻13公開的單晶化的製造方法，對鑄造條件，特別是對拉伸速度有限制，工業上存在困難，特別是對大型構件的應用有困難。專利文獻14作為不鏽鋼的製造方法，公開了有應變退火法、塔曼(Tammann)法、布裡奇曼(Bridgmann)法、懸浮區域熔煉法、單向凝固法、連續鑄造法，其中，為了得到比較大的所述鋼，優選單向凝固法或連續鑄造法。但是，公開內容缺少具體的製造條件，用於得到具有亞晶粒的單晶的金屬組織的實現性存疑。另外，鋼成分中，從在中子輻射環境下抑制體積膨脹(swelling)的觀點來看，特別是Ni含量不充分，不認為能夠得到期望耐輻射性。
發明內容本發明鑑於上述問題而做，其目的在於，提供一種奧氏體系不鏽鋼和奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，其在含有高氧化性離子的高濃度硝酸溶液的沸騰導熱面腐蝕環境和受到中子輻射的高溫高壓水中環境的兩種環境下，呈現出優異的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性。達成上述目的的本發明的一方面的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼，含有C:0.005wt。/。以下、Si:0.5wt。/。以下、Mn:0.5wt%以下、P:0.005wt。/o以下、S:0.005wt。/。以下、Ni:15.040.0wt%、Cr:20.030.0wt%、N:0.01wt。/o以下、O:0.01wt。/。以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，其中，所述不可避免的雜質中包含的B為3wtppm以下。達成上述目的的本發明的另一方面的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，包括如下步驟對於具有上述化學組成的不鏽鋼的鋼錠進行熱加工的步驟；對於經所述熱加工而得到的不鏽鋼鋼材進行固溶處理的步驟，其中，所述固溶處理步驟包括如下子步驟.-在1000115(TC的第一溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱1分鐘以上的子步驟；其後，從所述第一溫度範圍內的熱處理溫度急冷或放冷至常溫的子步驟。達成上述目的的本發明的另一方面的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，包括如下步驟對於具有上述化學組成的不鏽鋼的鋼錠進行熱加工的步驟；對於經所述熱加工而得到的不鏽鋼鋼材進行固溶處理的步驟，其中，所述固溶處理步驟包括如下子步驟在1000115(TC的第一溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱1分鐘以上的子步驟；從所述第一溫度範圍內的熱處理溫度以急冷或放冷的方式進行冷卻的子步驟；在所述冷卻中或所述冷卻後，在65(TC以上的第二溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱10分鐘以上的子步驟；其後，從所述第二溫度範圍內的熱處理溫度急冷或放冷至常溫的子步驟。圖1A是表示Coriou腐蝕試驗中的腐蝕速度與B圖1B是表示Coriou腐蝕試驗中的晶界侵蝕深度與B圖2是表示在CBB試驗中使用的夾具的圖。具體實施例方式本發明者為了解決上述問題反覆銳意研究。其結果發現，極力降低成為腐蝕起點的奧氏體系不鏽鋼的結晶晶界中的雜質元素，特別是B，優選完全地除去，則在含有高氧化性離子的高濃度硝酸溶液的沸騰導熱面腐蝕環境和輕水反應堆爐心這樣受到中子輻射的高溫高壓水中環境這種嚴酷的晶界腐蝕環境下，能夠提高對於晶界腐蝕和應力腐蝕開裂的耐腐蝕性，從而完成了本發明。以下基於圖1A、圖1B和圖2，對於本發明的實施方式，包括在本發明中特定的成分設計的原委進行說明。發生晶界腐蝕以及應力腐蝕開裂的最大要因在於伴隨著Cr系碳化物向晶界的析出而進行的貧Cr層的生成。針對貧Cr層的生成，降低C量的方案是以往的對策之一。但是，首先發現只採用降低C量的方案就不能夠避免如由焊接等的加熱造成的敏化、以及在放射線環境下輻射促進析出等的問題。具體來說，在鋼中的Cr含量設為20wt。/。以上的情況下，隨著碳化物的析出而貧乏層生成之後，Cr含量還被保持在鈍態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離子的高濃度硝酸溶液的沸騰導熱面腐蝕環境下的過鈍化腐蝕和受到中子輻射的高溫高壓水中環境下的晶界損傷。量的關係的曲線圖。量的關係的曲線圖。ii其原因之一被認為是由於作為雜質元素的B向結晶晶界偏析，使晶界結合能降低。因此，如圖1A和1B所示，通過調査腐蝕速度(corrosionrate)和晶界侵蝕深度(intergranularcorrosiondepth)與B含量的關係，從而發現若B的含量設為3wtppm以下，則能夠抑制晶界腐蝕和應力腐蝕開裂。已知通過添加B，奧氏體系不鏽鋼的高溫延展性提高。例如，在特開昭63-069947號公報中提出有一種通過添加625wtppm的B，從而改善蠕變斷裂延展性的技術。此外，在"IronAge"vol.179(1957)，p.95中還指出通過添加2wtppm以上的B，熱延展性得到改善。如此，B被稱為對於高溫延展性和熱加工性的提高有效的元素。然而另一方面還指出，由於B的添加導致奧氏體系不鏽鋼的耐腐蝕性劣化。在"Stainiesssteel、87",TheInstituteofMetals,London,(1987)，p.234中提出有為了維持奧氏體系不鏽鋼的耐晶界腐蝕性而使B量降低的方案，並指出若添加B大約25wtppm,則在通常的固溶處理中，Cr硼化物析出在晶界上，導致耐晶界腐蝕性劣化。此外，在"材料和工藝"，鐵和鋼，vol.6(1993),p.732中指出，為了高水準地維持高溫高濃度硝酸中的奧氏體系不鏽鋼的耐晶界腐蝕性，需要使B含量降低至9wtppm以下。如上可知，B在晶界偏析，並且形成富Cr硼化物，使耐晶界腐蝕性劣化。如此，包括專利文獻7所公幵的技術在內，在以往的雜質物水平的鋼中，假使在其不良影響最少的情況下，若B含量超過5wtppm，則耐晶界腐蝕性的劣化開始顯現，若超過10wtppm，則變得特別顯著。來自B添加的問題點如上述，但本發明者發現B含量本身的進一步降低為重要措施。其理由雖然尚不清楚，但是，B在結晶晶界上的固溶限度被推定為10wtppm左右，當B的含量在晶界的固溶限度以下時，可以看到晶界損傷顯著的改善。由此推定，比起硼化物的形成，在結晶晶界上的固溶本身會帶來更不利的影響。再說，如本發明這樣，能夠發現到極微量的B量的效果是很大程度受益於分析裝置、分析技術和煉鋼技術發展。基於以往的化學分析水平，其檢測的界限為2wtppm左右，相對於此，通過GD-MS分析法就能夠正確地分析wtppm以下的B含量，從而明確了微量B量與晶界腐燭以及應力腐蝕開裂的關係。另外，基於通常的奧氏體系不鏽鋼的熔煉方法，無法避免從合金鐵、廢鋼等原料中混入25wtppm12左右的B，但由於分析技術的發展，可以篩選出B含量少的原料，此外由於氧化精煉等煉鋼技術的發達，可以熔煉出B含量低的奧氏體系不鏽鋼。另外，作為上述沸騰導熱面腐蝕環境下的過鈍化腐蝕和上述高溫高壓水中環境下的晶界損傷的原因之一，認為是向結晶晶界偏析的C、P、S、N、O等的雜質元素的影響。於是，在B含量設為3wtppm以下的情況下，發現若將C、P、S、N、O等的雜質元素的總量控制在0.02wty。以下，則能夠抑制晶界腐蝕和應力腐蝕開裂。通過控制這些雜質元素的總量在0.02wt。/。以下來能夠顯著改善的理由尚不清楚。雖然這些元素對於結晶晶界的作用和生成析出物時的形態不相同，但根據現在的分析、解析技術，不能夠一一區別本發明的微量的元素的存在狀態。但推定偏析在結晶晶界的雜質元素以及固溶在結晶晶界的雜質元素會帶來不利影響之看法應該沒錯。而且本發明者發現根據需要，為了使C、P、S、N、O等的雜質元素的影響完全無害化，以如下條件添加Ti是有效的。S卩添加Ti使其含量相對於C、P、S、N和O的總量達到化學計量的相等量以上，以使雜質元素作為如TiC、TiN、FeTiP、TiS、1102等的Ti系的炭化物、氮化物或其他化合物析出。由此能夠進一步抑制晶界腐蝕和應力腐蝕開裂。在結晶晶界偏析的C、P、S、N、0等雜質元素越是極力減少越為優選，但是基於以往的精煉技術，將其完全除去還存在困難，並且也不經濟。為了極力減少上述的雜質元素，有效的是添加穩定化元素(使雜質元素固定化的元素)，而為了使這些雜質元素無害化，最優選的是Ti。通過添加Ti，能夠使無法由後述的電子束熔煉法除去的C、P、S、N、0等成為TiC、FeTiP、TiS、TiN、Ti02等的Ti系化合物，由此抑制雜質元素作為固溶元素向晶界偏析。作為穩定化元素，以往的技術採用Nb等元素，但即使添加Nb，在本發明的奧氏體系不鏽鋼的存在量的範圍內生成NbC以外的化合物也有困難，因此其效果受到限定。還有，Ti的添加量需要相對於C、P、S、N、O的總量達到化學計量的相等量以上。本發明者還發現在具有上述化學組成的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造工序中，若通過熱處理使奧氏體晶粒均一化並且使碳化物等均一分散，則能夠抑制晶界腐蝕和應力腐蝕開裂。為了進一步發揮耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性改善效果，有效的是在板材或管材的製造工序(例如熱加工工序)中，在1000115(TC的溫度範圍內加熱1分鐘以上；接著，從該熱處理溫度通過急冷或放冷冷卻至常溫，或者，在該冷卻過程中在65(TC以上的溫度範圍內的溫度下加熱保持10分鐘以上，或再加熱到650°C以上的溫度範圍內的溫度加熱保持IO分鐘以上。另夕卜，在1000115(TC的溫度範圍內加熱1分鐘以上，接著，從該熱處理溫度通過急冷或放冷冷卻至常溫，是為了使Ti的添加效果更確實，還為了改變所生成的Ti系的化合物的分布狀態和結晶晶界的存在位置的關係而進行的。實施固溶處理後，以40%以上且低於75%的加工率實施冷加工，接著，在75(TC以上的溫度範圍內的溫度下加熱保持10分鐘以上，由此使之再結晶化也有效。還有，在如本發明這樣有關反應的C、P、S、N、O等雜質元素少的化學組成中，從反應速度來看，存在著無法充分進行析出反應的可能性，因此在以40%以上且低於75%的加工率實施冷加工後，在500650°C的溫度範圍內的溫度下實施加熱保持30分鐘以上的應變時效析出處理，然後，接著在75(TC以上的溫度範圍內的溫度下加熱保持IO分鐘以上也有效。(不鏽鋼的化學組成)C:0.005wt。/。以下C在實施熱處理或焊接時，在結晶界界析出Cr系的碳化物。由此，在此結晶晶界的附近生成貧Cr區域。若以該狀態放置在腐蝕環境下，則該區域發生被選擇性地腐蝕的晶界腐蝕。因此，成為使奧氏體系不鏽鋼的耐硝酸腐蝕性和耐應力腐蝕性劣化的原因。在本實施方式中，雖然通過Ti的添加和加工熱處理而使其實現無害化，但在奧氏體系不鏽鋼中C的含量多時，存在微觀地析出Cr系碳化物的可能性，因此將C設為0.005wt。/。以下，優選為0.003wt。/。以下。Si:0.5\\4%以下Si作為脫氧劑有效，因此設為0.5wty。以下。但是，從晶界腐蝕的觀點出發，期望儘可能低，優選0.3wt。/。以下。Mn:0.5wt。/。以下Mn具有提高奧氏體相穩定度來防止對耐腐蝕性有害的S—鐵素體的生成和加工誘導相變的效果，但超過0.5wty。，不僅得不到期望的效果，而而會促進腐蝕，因此設為0.5wt。/。以下。優選為0.3wt。/。以下。P:0.005wtM以下已知P發生晶界偏析，若P的含量增加，則耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性劣化。因此，期望其含量低，設為0.005wt。/。以下，優選為0.003wt%以下。S:0.005wt。/o以下S的增加會促進硫化物的生成，以硫化物為基點的選擇性腐蝕會引起耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性的劣化，還會引起耐點蝕性的劣化。因此，期望其含量低，設為0.005wt。/。以下，優選為0.003wt。/。以下。Ni:15.040.0wto/oNi是用於使奧氏體組織穩定並且抑制晶界腐蝕和應力腐蝕開裂所需要的元素。但是，其含量低於15wt。/。時，不能夠確保充分的奧氏體組織，而且不能夠獲得中子輻射環境下的耐體積膨脹性。另一方面，若超過40wt。/。則價格昂貴，因此設為15.040.0wt%。從奧氏體組織的穩定性出發，優選為18.0wt。/。以上。另外，從抑制體積膨脹的觀點出發，優選為38.0wto/o以下。Cr:20.030,0wt%Cr是形成鈍態皮膜來確保不鏽鋼的耐腐蝕性所需要的元素。從形成鈍態皮膜的觀點出發，如作為JIS規格的代表性不鏽鋼的SUS304系不鏽鋼以及SUS316系不鏽鋼那樣含有16%左右即可。但是，在再處理工廠這樣含有高氧化性離子的高濃度硝酸溶液的沸騰導熱面腐蝕環境下的過鈍化腐蝕環境下，和輕水反應堆爐心這樣受到中子輻射的高溫高壓水中環境下，為了確保充分的耐腐蝕性，因此需要20.0wt%。另一方面，若超過30.0wt%，則富&的脆化相析出，為此就必須增加用於避免脆化相的析出且完全成為奧氏體組織的Ni含量，從而招致成本上升，因此Cr設為20.030.0wt%。從耐腐蝕性的觀點出發，優選為22.0wt。/。以上。另外，優選為28.0wto/o以下。B:3wtppm以下B是構成本發明的最重要的因素。基本上是雜質元素，因為在晶界偏15析而使耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性劣化，所以期望儘可能少。在以往的分析技術水平下，不能夠判別0.0003wt。/。以下的B含量。但是，運用最近的分析方法，本發明者明確了更微量的B與耐腐蝕性的關係，其結果發現:通過將B降低至0.0003wtM以下，來能夠完全抑制晶界腐蝕和應力腐蝕開裂。從這一觀點出發，B量設為3wtppm(0.0003wt%)以下。還有，優選為1.5wtppm以下。N:0.01wt。/。以下0:0.01wt。/。以下N和0均使耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性劣化，因此期望其含量儘可能低，分別以0.01wt。/。為上限。N優選為0.005wt。/。以下。0優選為0.005wt%以下。C+P+S+O+N:0.02wt。/。以下即使作為雜質元素的C、P、S、O和N各自的含量分別以上述限制條件分別限定，若其合計超過0.02wtM，仍得不到很良好的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性，因此上限值設為0.02wt。/。。上限值優選為0.015wt%。還有，將雜質元素的總量設為0.02wt。/。以下這樣高純度的奧氏體系不鏽鋼鋼錠的熔煉方法沒有特別限定，但在熔煉工序的組合中，應用電子束熔煉法是有效的手段之一。在奧氏體系不鏽鋼鋼錠的製造過程中，通過應用電子束熔煉法，能夠獲得不僅向結晶晶界偏析的C、P、S、N、O等的雜質元素極力降低，而且揮發性高的鹼基金屬含量也極力降低的超高潔淨度。還有，對於作成電子束熔煉的原料電極的事前的熔煉方法也沒有特別限定，根據一次熔解原料的純度來選擇最適宜的熔煉方法即可。Ti:含量相對於C、P、S、N和O的合計，為化學計量的同等量以上Ti是構成本發明的重要的因素，其添加是為了通過使成為晶界腐蝕原因的C、P、S、N、O等雜質元素成為如TiC、TiN、FeTiP、TiS、1102等的Ti系的炭化物、氮化物或其他化合物，從而使之完全無害化。通過採用電子束熔煉法等，在鋼錠階段這些雜質元素的含量已經達到極低的水平。但是，根據本發明者的研究，發現不能夠以電子束熔煉除去的微量的雜質元素仍會對晶界腐蝕造成不良影響。因此，為了使其完全無害化，有效的是添加Ti。因此，作為Ti含量，優選C、P、S、N、O等全部成為TiC、TiN、FeTiP、TiS、Ti02等的Ti系的炭化物、氮化物或其他化合物的化學計量的同等量以上。具體來說為Ti(wt%)》(標2)C(wt%)+(48/31)P(wt%)+(48/32)S(wt%)+(48/14)N(wt%)+(48/16)X(1/2)O(wt%)另外，若考慮稀少元素的動態析出反應，則優選為0.05wt。/。以上。另一方面，若大量添加，則招致成本的上升，因此優選為0.3wt。/。以下。(電子束熔煉法)在本實施方式中，鋼錠的製造過程中採用電子束熔煉法。電子束熔煉基本上被大致分為滴下熔煉法(dripmeltingmethod)和冷床熔煉法(cold-hearthmeltingmethod)。滴下熔煉法是對原料電極的前端照射電子束，使生成的液滴直接落到水冷銅鑄模中並使之層積凝固的方法。另外，冷床熔煉法是將在原料前端生成的液滴先積蓄在被稱為冷床的水冷的淺的銅製容器中，從這裡將溢流的熔湯注入水冷銅鑄模，在被稱為起熔塊(startingblock)的基座上使之層積凝固的方法。在本實施方式中，使用哪種熔煉法都可以。對於電子速熔煉法的要求條件進行闡述。為了達成熔煉中的蒸髮帶來的精煉效果，需要使室內的真空度成為1Xl(^Pa以上。但是，若過度提高真空度，則作為構成本發明的元素的Cr等揮發性高的元素蒸發，不僅成分調整變得困難，而且工業上的實現也困難，因此優選為1Xl(^Pa以下。還有，構成原料電極的原材，作為不鏽鋼的熔煉法也可以採用眾所周知的AOD法(氬氧脫碳法)、VOD法(真空吹氧脫碳法)，也可以採用作為特殊精煉的真空感應熔煉法(vacuuminductionmeltingmethod),磁懸浮感應烙煉法(coldcrucibleinductionmeltingmethod)等。(製造方法)在本實施方式中，在奧氏體系不鏽鋼的板材或管材的製造工序(例如熱加工工序)中，在1000115(TC的溫度範圍內的熱處理溫度下進行1分鐘以上加熱處理。作為其後的固溶處理，從1000115(TC的溫度範圍內的熱處理溫度通過急冷或放冷進行冷卻至常溫。還有，作為固溶處理，也可以通過冷卻或冷卻後的再加熱達到65(TC以上的溫度範圍內的熱處理溫度後，以10分鐘以上的時間，通過加熱達到65(TC以上的溫度範圍內的熱處17理溫度而進行保持。由此，能夠實現奧氏體相的均一化，進一步發揮來自奧氏體系不鏽鋼的化學組成限定的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性改善效果。另外，固溶處理之後，也可以進行冷加工(冷軋)和再結晶處理。通過進行冷加工，能夠大量導入構成碳化物析出點的位錯。另外，再結晶處理在冷加工之後進行，通過該熱處理，使析出物均一分散析出，並且實施再結晶化。以下，對冷加工進行具體說明。用於充分導入作為析出點的位錯的冷加工的加工度(加工率)為40%以上。另外，即使將加工率提高到需要以上，所導入的位錯密度也飽和，而且由於過度的加工，奧氏體相會發生應變誘導相變而成為馬氏體相。因此，工業的加工處理變得困難，並且在後面的再結晶處理中得不到均一的奧氏體組織，耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性劣化。因此，冷加工的加工度設為低於75%。接下來，對再結晶處理進行說明。用於使加工組織再結晶的溫度，依存於鋼的加工度，即被導入的位錯密度和阻礙回復再結晶過程的位錯的移動的碳化物分散狀態。因此，在本發明的鋼組織和組織狀態下，需要以700。C以上保持10分鐘以上。另一方面，溫度過高時，由於所得到的再結晶奧氏體晶粒的粗大化導致強度降低。此外，析出物凝集、粗大化，分布在再結晶奧氏體晶界。由此，耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性劣化。因此再結晶化溫度優選為90(TC以下。另外，為了高效果地使碳化物均一分散，也可以在冷加工後的再結晶處理前實施析出處理。這時，反應論上優選在500'C以上的溫度區域加熱、保持30分鐘以上。另一方面，溫度越高，碳化物的析出越會在短時間發生，但是若過高，則碳化物析出之前便發生回復、再結晶。因此，以特意導入的位錯為地點的析出不可能進行，碳化物等優先析出在結晶晶界上，因此無法均一分散，此外還會帶來粗大化。其結果是，無法獲得優異的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性。從如上觀點出發，優選碳化物析出處理在500650°C的溫度範圍內的熱處理溫度下加熱、保持30分鐘以上。實施例以下，列舉實施例更具體地說明本發明。還有，本發明不受實施例的18任何限定。(實驗1)真空感應熔煉(VIM)具有表1所示的化學組成的奧氏體系不鏽鋼150kg，在真空中澆鑄到金屬模具中，得到鑄錠。表1所示的化學組成的各元素的單位，除了B的重量百萬分率(wtppm)以外，全部為重量百分率(wtM)。接著，從真空熔解的鑄錠上切削電極，實施電子束再熔解(EB)，成為圓柱鑄錠。再通過鍛造和熱軋加工成厚度6mm的板材後，以1050°CX1/2小時(h)的條件實施固溶處理，得到實施了固溶處理的6mm的板材。將其作為供試材，進行模擬含有金屬離子的高濃度沸騰硝酸溶液中的晶界腐蝕狀況的Coriou腐蝕試驗，另外進行模擬高溫高壓水中的應力腐蝕開裂狀況的慢應變速率拉伸試驗(slowstrainratetest,SSRT)禾(3CBB試驗。在慢應變速率拉伸試驗和CBB試驗中，因為模擬中子輻射促進析出狀況等，所以在這些試驗之前實施620°CX100小時的敏化熱處理。tableseeoriginaldocumentpage19Coriou腐蝕試驗使用添加有Cr"離子的1.0g/L的500ml的8規度(normality)沸騰硝酸溶液，邊更新溶液邊進行以24小時為一批的浸漬試驗4批，測定腐蝕減量，評價腐蝕速度等。慢應變速率拉伸試驗使用平行部直徑3mm，標點間距離20mm的試驗片，在高溫高壓水中(飽和氧濃度8wtppm，70kgf/cm2，290°C)、以應變速度0.5nm/min的條件實施。CBB試驗其實施使用厚度2mm、寬度10mm、長度50mm的試驗片，在高壓釜中以圖2所示的夾具，浸漬在高溫高壓水中(飽和氧濃度8wtppm、70kgf/cm2、290°C)500小時。將用於給試驗片1留有空隙的石墨纖維織物(graphitefiberwool)2與試驗片1一起夾在支架3之間並插入螺釘孔4中，在支架3之間作出圓弧面部分加以固定。還有，在本實施方式中，支架具有彎曲為IOOR的位置。浸漬後取出試驗片，根據試驗片的截面觀察評價有無開裂。通過Corior腐蝕試驗以如下標準，對於含有金屬離子的高濃度沸騰硝酸溶液中的耐晶界腐蝕性進行評價。優腐蝕速度為3.00g/m、h以下，晶界侵蝕深度為25pm以下。良腐食速度為3.00g/m2*h以下，晶界侵蝕深度超過25pm且30pm以下。差腐食速度超過3.00g/m2，h，或晶界侵蝕深度超過30pm。通過SSRT腐蝕試驗和CBB試驗以如下標準，對於在高溫高壓水中的耐應力腐蝕性進行評價。優經SSRT腐蝕試驗，斷裂時間為250小時以上，且晶界斷裂率為20%以下，經CBB試驗沒有發生晶界腐蝕。良經SSRT腐蝕試驗，斷裂時間為250小時以上，且晶界斷裂率超過20%、在25%以下，經CBB試驗沒有發生晶界腐蝕。差經SSRT腐蝕試驗，斷裂時間低於250小時或晶界斷裂率比25%大，經CBB試驗發生晶界腐蝕。表2中顯示評價後試驗結果。鋼編號AD和鋼編號KL，C量為0.005wt。/o以下、Si量為0.5wt。/o以下、Mn量為0.5wt。/。以下、P量為0.005wt%以下、S量為0.005wt。/。以下、Ni量為15.040.0wt%、Cr量為20.030.0wt%、N量為0.01wt。/。以下、O量為0.01wt。/。以下、B量為3wtppm以20下，是本發明的實施例。另一方面，鋼編號EG、M是比較例，B量超過3wtppm。鋼編號H、I是比較例，Cr量低於20.0wt。/。且Ni量低於15.0wt%。鋼編號J是比較例，Cr量超過30.0wt。/。。鋼編號NQ是比較例，C量超過0.005wt%、或P量超過0.005wt°/。、或S量超過0.005wt%、或N量超過0.01wt%、或O量超過0.01wt。/。的任意一項。鋼編號R、S是比較例，Si量超過0.5wt"/。或Mn量超過0.5wt。/。的任意一項。由表2可知，鋼編號AD和鋼編號KL與鋼編號EJ和鋼編號MS相比，具有良好的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性。鋼編號AS之中，在相當於所謂的25Cr-20Ni系(Cr含量約25wt%且Ni含量約20wt%、C量為0.005wt。/o以下、Si量為0.5wt。/o以下、Mn量為0.5wt。/。以下、P量為0.005wt。/。以下、S量為0.005wt。/。以下的鋼種)的鋼編號AG、L和M中，Coriou腐蝕試驗中的腐蝕速度與B量的關係顯示在圖1A中。另外，在相當於該25Cr-20Ni系的鋼編號AG、L和M中，Coriou腐蝕試驗中的晶界侵蝕深度與B量的關係顯示在圖IB中。由圖1A和1B可知，若B量超過3wtppm，則腐蝕速度和晶界侵蝕深度急劇增大。另外可知，在B量同等的情況下，通過添加Ti，腐蝕速度和晶界侵蝕深度進一步得到抑制。[表2]tableseeoriginaldocumentpage22(試驗2)使用表1的鋼編號B、K和L,以表3所示的各種條件製造6mm的板材。製造簡碼1是進行真空感應熔煉(VIM)，在真空中澆鑄到金屬模具中而得到的鑄錠，其他製造簡碼(28)是進一步實施了電子速再熔煉的(EB)。對於通過鍛造和熱軋而進行了加工的板材進行固溶處理後，再實施加工熱處理(冷加工-再結晶處理，或冷加工-碳化物析出處理-再結晶處理)(對冷加工率不同的試樣調整了固溶處理時的板厚)。用其進行模擬含有金屬離子的高濃度沸騰硝酸溶液中的晶界腐蝕狀況的Coriou腐蝕試驗，另外模擬高溫高壓水中的應力腐蝕開裂狀況，進行慢應變速率拉伸試驗(SSRT)和CBB試驗。在慢應變速率拉伸試驗和CBB試驗中，因為模擬中子輻射促進析出狀況等，所以在這些試驗之前實施620'CXIOO小時的敏化熱處理。tableseeoriginaldocumentpage23表4中顯示評價試驗結果。由表4可知，對於鋼編號B、K或L實施製造簡碼3、5或7的處理時，即，以105(TC進行30分鐘固溶處理後，以70(TC再加熱1小時時(製造簡碼3)，在加工熱處理工序中，以60%的冷軋率進行冷加工時(製造簡碼5)和在加熱處理工序中，冷加工後且在再結晶處理前，以600。C實施10小時析出處理時(製造簡碼7)，與實施了其他製造簡碼(1、2、4、6和8)的處理的情況相比，在CBB試驗未發生晶界腐蝕，能夠得到良好的耐晶界腐蝕性。[表4]鋼tableseeoriginaldocumentpage24以上詳述的本發明的一方面是一種耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼，含有C:0.005wt。/。以下、Si:0.5wt。/。以下、Mn:0.5wt%以下、P:0.005wt。/o以下、S:0.005wt。/o以下、Ni:15.040.0wt、Cr:20.030.0wt%、N:0.01wt。/o以下、0:0.01wt。/。以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，其中，不可避免的雜質中所含的B為3wtppm以下。根據上述構成，通過使B的含量設為3wtppm以下，則能夠降低晶界腐蝕，充分抑制應力腐蝕開裂。另夕卜，通過使C的含量設為0.005wt。/。以下，則能夠抑制Cr系碳化物的析出。另外，通過含有0.5wt。/。以下的Si，則能夠帶來脫氧作用。另外，通過含有0.5wt。/。以下的Mn，則能夠降低5—鐵素體的生成和加工誘導相變。另外，通過使P的含量設為0.005wt。/。以下，則能夠降低耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性的劣化。另外，通過使S的含量設為0.005wt。/。以下，則能夠減小耐晶界腐蝕性、耐應力腐蝕性和耐點蝕性的劣化。另外，通過使Ni的含量設為15.0wt。/。以上，則能夠使奧氏體組織穩定，另外也能夠抑制晶界腐蝕和應力腐蝕開裂。另外，通過使Ni的含量設為40.0wt。/。以下，則能夠實現成本的降低。另夕卜，通過使Cr的含量設為20.0wt。/。以上，則在例如再處理工廠這種含有高氧化性離子的高濃度硝酸溶液的沸騰導熱面腐蝕環境下的過鈍化腐蝕環境下和輕水反應堆爐心這種受到中子輻射的高溫高壓水中環境下，能夠確保充分的耐腐蝕性。另外，通過使Cr的含量設為30.0wtM以下，則能夠抑制富Cr的脆化相的析出。另外，通過分別使N和O的含量設為0.01wtM以下，則能夠降低耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性的劣化。所述奧氏體系不鏽鋼優選所述C、P、S、N和O的含量的合計為0.02wt。/。以下，由此進一步能夠得到良好的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性。所述奧氏體系不鏽鋼優選:還含有Ti，該Ti的含量相對於所述C、P、S、N和0的合計量，為化學計量的相等量以上，由此將造成晶界腐蝕原因的C、P、S、N和O能夠形成為例如TiC、TiN、FeTiP、TiS和Ti02等的Ti系的炭化物、氮化物或其他化合物，從而能夠使之完全無害化。另外，本發明的另一方面，是一種耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，該製造方法包括如下步驟對於具有上述化學組成的不鏽鋼的鋼錠進行熱加工的步驟；對於經所述熱加工而得到的不鏽鋼鋼材進行固溶處理的步驟，其中，所述固溶處理步驟包括如下子步驟在10001150。C的第一溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱1分鐘以上的子步驟；其後，從所述第一溫度範圍內的熱處理溫度急冷或放冷至常溫的子步驟。根據上述構成，能夠通過固溶處理實現奧氏體相的均一化，進一步發揮來自奧氏體系不鏽鋼的化學組成限定的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性改善效果。另外，本發明的另一方面，是一種耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，該製造方法包括如下步驟對於具有上述化學組成的不鏽鋼的鋼錠進行熱加工的步驟；對於經所述熱加工而得到的不鏽鋼鋼材進行固溶處理的步驟，其中，所述固溶處理步驟包括如下子步驟在1000115(TC的第一溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱1分鐘以上的子步驟；從所述第一溫度範圍內的熱處理溫度以急冷或放冷的方式進行冷卻的子步驟；在所述冷卻中或所述冷卻後，在65(TC以上的第二溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱10分鐘以上的子步驟；其後，從所述第二溫度範圍內的熱處理溫度急冷或放冷至常溫的子步驟。根據上述構成，能夠通過第一溫度範圍內的固溶處理實現奧氏體相的均一化，並在固溶處理後通過第二溫度範圍內的熱處理，實現Ti系析出物的生成，從而能夠進一步發揮來自奧氏體系不鏽鋼的化學組成限定的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性改善效果。所述奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法優選在所述固溶處理的步驟之後，還包括如下步驟以40%以上且低於75%的加工率對所述不鏽鋼鋼材進行冷加工的步驟；其後，在70(TC以上的溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱保持10分鐘以上的再結晶處理的步驟。根據上述構成，通過實施冷加工，能夠充分導入作為析出點的位錯，並且能夠防止由於過度的加工導致奧氏體相發生應變誘導相變而成為馬氏體相。由此抑制工業上的加工處理變得困難，在其後的再結晶處理中，能夠得到均一的奧氏體組織。另外，在再結晶處理中，得到均一的奧氏體組織的結果是，能夠得到優異的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性。所述奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法優選在所述冷加工的步驟和所述再結晶處理步驟之間，還包括如下步驟在50065(TC的溫度範圍內的熱處理溫度下，對所述不鏽鋼鋼材加熱30分鐘以上，以進行析出物的應變時效析出的步驟。根據上述構成，在實施冷加工之後，在再結晶處理前進行析出物的應變時效析出，能夠高效率地使碳化物等均一分散。以上，說明了本發明的實施例，但這不過是例示具體例，而不是對本發明特別限定，具體的構成等可以適宜設計變更。另外，發明的實施方式所述的作用和效果，不過是列舉由本發明產生的最適宜的作用和效果，來自本發明的作用和效果並不限定於本發明的實施方式所述的。產業上的利用可能性如果使用本發明的奧氏本系不鏽鋼，則在含有高氧化性金屬離子的高濃度硝酸溶液的沸騰導熱面腐蝕環境和受到中子輻射的高溫高壓水中環境的兩種環境下，能夠確實地提高耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性兩方面。權利要求1.一種耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼，其特徵在於，含有C0.005wt％以下、Si0.5wt％以下、Mn0.5wt％以下、P0.005wt％以下、S0.005wt％以下、Ni15.0～40.0wt％、Cr20.0～30.0wt％、N0.01wt％以下、O0.01wt％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，其中，所述不可避免的雜質中所含的B為3wtppm以下。2.根據權利要求1所述的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼，其特徵在於，所述C、P、S、N和0的含量的合計為0.02wt%以下。3.根據權利要求2所述的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼，其特徵在於，還含有Ti，該Ti的含量相對於所述C、P、S、N和O的含量的合計，以化學計量計為相等量以上。4.一種耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，其特徵在於，包括對具有權利要求13中任一項所述的化學組成的不鏽鋼的鋼錠進行熱加工的步驟；對於經所述熱加工而得到的不鏽鋼鋼材進行固溶處理的步驟，其中，所述固溶處理步驟包括.-在10001150'C的第一溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱1分鐘以上的子步驟；其後，從所述第一溫度範圍內的熱處理溫度急冷或放冷至常溫的子步驟。5.—種耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，其特徵在於，包括對具有權利要求13中任一項所述的化學組成的不鏽鋼的鋼錠進行熱加工的步驟；對於經所述熱加工而得到的不鏽鋼鋼材進行固溶處理的步驟，其中，所述固溶處理步驟包括在10001150。C的第一溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱1分鐘以上的子步驟；從所述第一溫度範圍內的熱處理溫度以急冷或放冷的方式進行冷卻的子步驟；在所述冷卻中或所述冷卻後，在65(TC以上的第二溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱IO分鐘以上的子步驟；其後，從所述第二溫度範圍內的熱處理溫度急冷或放冷至常溫的子步驟。6.根據權利要求4或5所述的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，其特徵在於，在所述固溶處理的步驟之後，還包括如下步驟以40%以上且低於75%的加工率對所述不鏽鋼鋼材進行冷加工的步驟；其後，在70(TC以上的溫度範圍內的熱處理溫度下，加熱保持10分鐘以上的再結晶處理的步驟。7.根據權利要求6所述的耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼鋼材的製造方法，其特徵在於，在所述冷加工的步驟和所述再結晶處理步驟之間，還包括如下步驟在500650°C的溫度範圍內的熱處理溫度下，對所述不鏽鋼鋼材加熱30分鐘以上，以進行析出物的應變時效析出的步驟。全文摘要一種耐晶界腐蝕性和耐應力腐蝕性優異的奧氏體系不鏽鋼，其含有C0.005wt％以下、Si0.5wt％以下、Mn0.5wt％以下、P0.005wt％以下、S0.005wt％以下、Ni15.0～40.0wt％、Cr20.0～30.0wt％、N0.01wt％以下、O0.01wt％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，所述不可避免的雜質中所含的B為3wtppm以下。文檔編號C22C38/00GK101668873SQ20088001393公開日2010年3月10日申請日期2008年4月24日優先權日2007年4月27日發明者中山準平,丸山信俊,井岡鬱夫,加藤千明,塚谷一郎,木內清,田邊誠申請人:株式會社神戶制鋼所