本発明者らは、上記問題を解決すべく鋭� ��研究を重ねた。その結果、腐食の起点とな� ��オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒界� ��おける不純物元素、特にBを極力低減するこ と、望ましくは完全に除去することが、高酸 化性イオンを含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱 面腐食環境や軽水炉炉心のように中性子照射 を受ける高温高圧水中環境といった厳しい粒 界腐食環境下において、粒界腐食および応力 腐食割れに対する耐食性を高め得ることを知 見し、本発明を完成した。

 本発明で特定した成分設計にいたった経� ��を含めて、本実施の形態を図1A、図1Bおよび 図2に基づいて以下に説明する。

 先ず、粒界腐食や応力腐食割れのもっと� ��大きな発生要因である粒界へのCr系炭化物� �析出に伴うCr欠乏層の生成に対して、従来対 策のひとつであるC量の低減のみでは、溶接� �どの加熱による鋭敏化や放射線環境下での� �射誘起析出のような事態が避けられないこ� �を知見した。

 具体的には、鋼中のCr含有量を20wt%以上に した場合、炭化物析出に伴う欠乏層生成後も 、Cr含有量は不働態皮膜の生成に必要な12wt%� �度を確保できる。しかしながら、高酸化性� �オンを含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐� �環境下での過不働態腐食や中性子照射を受� �る高温高圧水中環境下での粒界損傷を完全� �避けることができなかった。

 その原因のひとつは、不純物元素であるB が結晶粒界に偏析して粒界結合エネルギーを 低下させるためと考えられる。そこで、図1A� ��よび1Bに示すように、腐食速度および粒界� �食深さとB含有量との関係を調査し、Bの含有 量を3wtppm以下とすることで粒界腐食や応力腐 食割れを抑制できることを知見した。

 B添加によりオーステナイト系ステンレス 鋼の高温延性が向上することが知られている 。例えば、特開昭63-069947号公報では、6~25wtppm のBを添加することによってクリープ破断延� �を改善する技術が提案されている。さらに� �2wtppm以上のB添加によって熱間延性が改善さ� ��ることが「IronAge」vol.179(1957),p.95に報告され ている。このように、Bは高温延性や熱間加� �性の向上に対して有効な元素と言われてい� �。しかしながら一方で、B添加によりオース� ��ナイト系ステンレス鋼の耐食性が劣化する� ��とが報告されている。

 「Stainless steel‘87」,The Institute of Metals, London,(1987),p.234にオーステナイト系ステンレ� �鋼の耐粒界腐食性を維持するためB量を低減� ��せることが提案されており、Bを約25wtppm添� �すると通常の溶体化処理においても粒界にCr 硼化物が析出して耐粒界腐食性が劣化するこ とが報告されている。さらに、「材料とプロ セス」,鉄と鋼,vol.6(1993),p.732では、高温高濃� �硝酸中におけるオーステナイト系ステンレ� �鋼の耐粒界腐食性を高水準に維持するため� �は、B含有量を9wtppm以下に低減する必要があ� ��ことが報告されている。以上のように、Bは 粒界に偏析するとともにCrに富む硼化物を形� ��して耐粒界腐食性を劣化させることが知ら� ��ている。このように、特許文献7に開示され た技術を含めて、従来の不純物レベルの鋼で は、その悪影響はもっと少ない場合で、B含� �量が5wtppmを超えると耐粒界腐食性の劣化が� �れ始め、10wtppmを超えると特に顕著になると� ��れている。

 B添加による問題点は上述のとおりである が、本発明者らは、B含有量そのものの更な� �低減が重要であることを知見した。この理� �は定かではないが、10wtppm程度と推定されるB の結晶粒界への固溶限以下の含有量で粒界損 傷に顕著な改善がみられる。このことから、 硼化物の形成よりも結晶粒界への固溶そのも のが悪影響をもたらすと推定される。なお、 本発明のように極めて微量のB量の効果が知� �できたのは、分析装置・技術や製鋼技術の� �展によるところが大きい。従来の化学分析� �は2wtppm程度が検出限界であったのに対し、GD -MS分析法によりwtppm以下のB含有量を正確に分 析できるようになり、微量B量と粒界腐食や� �力腐食割れの関係が明確になった。また、� �常のオーステナイト系ステンレス鋼の溶製� �は合金鉄およびスクラップなどの原料から2~ 5wtppm程度混入することが避けられなかったが 、分析技術の発展によりB含有量の少ない原� �の選別が可能になり、さらに酸化精錬など� �製鋼技術の発達によりB含有量の低いオース� ��ナイト系ステンレス鋼の溶製が可能となっ� ��いる。

 また、上記沸騰伝熱面腐食環境下での過� ��働態腐食や上記高温高圧水中環境下での粒� ��損傷の原因のひとつとして、結晶粒界に偏� ��するC、P、S、N、Oなどの不純物元素の影響� �考えられる。そこで、Bの含有量を3wtppm以下� ��した場合に、C、P、S、N、Oなどの不純物元� �の総量を0.02wt%以下とすることで粒界腐食や� ��力腐食割れを抑制できることを知見した。� ��れら不純物元素の総量を0.02wt%以下にした場 合に粒界損傷が著しく改善される理由は明ら かではない。これらの元素の結晶粒界への作 用や析出物を生成する場合の形態は異なるが 、現在の分析・解析技術では、本発明のよう な微量の元素の存在状態を個々に区別するこ とは不可能である。しかしながら、結晶粒界 に偏析・固溶している不純物元素が悪影響を もたらすのは間違いないと推定される。

 そして、必要に応じてC、P、S、N、Oなどの� �純物元素の影響を完全に無害化するために� �Ti含有量をC、P、S、NおよびOの総量に対して� ��学量論的等しい量以上に添加してTiC、TiN、F eTiP、TiS、TiO ₂ のようなTi系の炭化物や窒化物、その他化合� ��として析出させることが有効であることを� ��見した。これにより粒界腐食や応力腐食割� ��をさらに抑制できた。

 結晶粒界に偏析するC、P、S、N、Oなどの不� �物元素は極力少ないほうが望ましいが、現� �の精錬技術ではこれらを完全に除去するこ� �は困難であると共に、経済的ではない。上� �のような不純物元素を極力減らすためには� �定化元素(不純物元素を固定化する元素)を添 加することが有効であるが、これらの不純物 元素を無害化するためにはTiがもっとも望ま� ��い。Tiを添加することにより後述の電子ビ� �ム溶解法などでは除去しきれないC、P、S、N� ��OなどをTiC、FeTiP、TiS、TiN、TiO ₂ のようなTi系の化合物とすることにより、粒� ��に固溶元素として偏析することを抑制する� ��とができる。従来技術には、安定化元素と� ��てNbなどが挙げられているが、Nbを添加して も当該発明のオーステナイト系ステンレス鋼 の存在量の範囲内ではNbC以外の化合物を生成 するのは困難であるため、効果が限定される 。なお、Tiの添加量は、C、P、S、NおよびOの� �量に対して化学量論的に等しい量以上であ� �必要がある。

 また、上記化学組成を有するオーステナ� ��ト系ステンレス鋼材を、その製造工程での� ��処理によりオーステナイト粒の均一化およ� ��炭化物などの均一分散させることで、粒界� ��食および応力腐食割れを抑制できることを� ��見した。耐粒界腐食性および耐応力腐食割� ��性改善効果をより発揮させるためには、そ� ��板材もしくは管材の製造工程(例えば、熱間 加工工程)において、1000~1150℃の温度範囲内� �1分以上加熱し、さらに当該熱処理温度から� ��冷または放冷により常温まで冷却するか、� ��却途中もしくは再加熱して650℃以上の温度� ��囲内で10分以上加熱・保持することが有効� �ある。また、Ti添加効果をより確実なものと し、さらに生成したTi系の化合物の分布状態� ��結晶粒界の存在位置との関係を異なるもの� ��するため、1000~1150℃の温度範囲内で1分以上 加熱し、さらに当該熱処理温度から急冷また は放冷により常温まで冷却する。溶体化処理 を施した後、40%以上75%未満の加工率にて冷間 加工を施し、次いで750℃以上の温度範囲内に おいて10分以上加熱・保持することにより再� ��晶化させることも有効である。なお、本発� ��のように反応に係わるC、P、S、N、Oなどの� �純物元素が少ない化学組成では、反応速度� �に析出反応が充分に進行しない可能性があ� �ため、40%以上75%未満の加工率での冷間加工� �、500~650℃の温度範囲内において30分以上加� �・保持する歪時効析出処理を施した後、次� �で750℃以上の温度範囲内において10分以上加 熱・保持することも有効である。

(ステンレス鋼の化学組成)
 C:0.005wt%以下
 Cは、熱処理または溶接を施した際に、結晶 粒界にCr系の炭化物を析出する。これにより� ��その結晶粒界の近傍にCrの欠乏した領域が� �成される。この状態で腐食環境下に置かれ� �と、その領域が選択的に腐食される粒界腐� �が起きる。よって、オーステナイト系ステ� �レス鋼の耐硝酸腐食性および耐応力腐食割� �性を劣化させる原因となる。本実施の形態� �おいては、Tiの添加および加工熱処理により 無害化を図るが、オーステナイト系ステンレ ス鋼にCの含有量が多い場合には、ミクロ的� �Cr系炭化物を析出する可能性があるため、C� �0.005wt%以下、より好ましくは0.003wt%以下とす� ��。

 Si:0.5wt%以下
 Siは、脱酸剤として有効であるため、0.5wt%� �下とする。しかし、粒界腐食の観点からは� �きるだけ低くすることが望ましく、より好� �しくは0.3wt%以下である。

 Mn:0.5wt%以下
 Mnは、オーステナイト相安定度を高めて耐� �性に有害なδ-フェライトの生成や加工誘起� �態を防止する効果があるが、0.5wt%を超えて� �所望の効果が得られないばかりか、固溶状� �のMnとして、かえって腐食を促進するので、 0.5wt%以下とする。より好ましくは0.3wt%以下で ある。

 P:0.005wt%以下
 Pは粒界偏析することが知られており、Pの� �有量を増加すると耐粒界腐食性や耐応力腐� �割れ性が劣化する。このため、その含有量� �低い方が望ましく、0.005wt%以下、より好まし くは0.003wt%以下とする。

 S:0.005wt%以下
 Sの増加は硫化物の生成を促進し、それらを 基点とする選択的な腐食により、耐粒界腐食 性や耐応力腐食割れ性、さらに耐孔食性を劣 化させる。このため、その含有量は低い方が 望ましく、0.005wt%以下、より好ましくは0.003wt %以下とする。

 Ni:15.0~40.0wt%
 Niは、オーステナイト組織を安定させ、ま� �粒界腐食や応力腐食割れを抑制するために� �要な元素である。しかし、含有量が15wt%未満 では十分なオーステナイト組織を確保するこ とができず、さらに中性子照射環境下での耐 スェリング性を得ることができない。一方、 40wt%を越えると高価となるため、15.0~40.0wt%が� ��ましい。オーステナイト組織の安定性から� ��より好ましくは18.0wt%以上である。また、ス ェリング抑制の観点から、より好ましくは38. 0wt%以下である。

 Cr:20.0~30.0wt%
 Crは、不働態皮膜を形成してステンレス鋼� �耐食性を確保するため必要な元素である。� �働態皮膜形成の観点からは、JIS規格の代表� �ステンレス鋼であるSUS304やSUS316系ステンレ� �鋼のように16%程度含有すれば良い。しかし� �再処理プラントのように高酸化性イオンを� �む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食環境下� �の過不働態腐食環境下や軽水炉炉心のよう� �中性子照射を受ける高温高圧水中環境下で� �分な耐食性を確保するには20wt%が必要である 。一方、30wt%を越えると、Crリッチの脆化相� �析出するため、それらを避けて完全オース� �ナイト組織にするためのNi含有量を増加しな くてはならなくなり、コストの上昇を招くの で20.0~30.0wt%が望ましい。耐食性の観点から、 より好ましくは22.0wt%以上である。また、よ� �好ましくは28.0wt%以下である。

 B:3wtppm以下
 Bは、本発明を構成するもっとも重要な因子 である。基本的には不純物元素であり、粒界 に偏析して耐粒界腐食性や耐応力腐食割れ性 を劣化させるため、出来るだけ少ないことが 望ましい。従来の分析技術では0.0003wt%以下の B含有量については判別できなかった。しか� �、最近の分析手法を駆使して、本発明者ら� �より微量のBと耐食性の関係を明確にし、そ� ��結果、0.0003wt%以下に低減することにより粒� ��腐食や応力腐食割れを完全に抑制できるこ� ��を知見した。この観点からB量を3wtppm(0.0003wt %)以下とする。なお、より好ましくは1.5wtppm� �下である。

 N:0.01wt%以下
 O:0.01wt%以下
 NおよびOは、いずれも耐粒界腐食性や耐応� �腐食割れ性を劣化させるため、その含有量� �できるだけ低い方が望ましく、それぞれ0.01w t%を上限とする。Nについては、より好ましく は0.005wt%以下である。Oについては、より好ま しくは0.005wt%以下である。

 C+P+S+O+N:0.02wt%以下
 不純物元素であるC、P、S、OおよびNそれぞ� �の含有量を上記制限条件のように個々に限� �しても、これらの合計が0.02wt%を超えると良� ��な耐粒界腐食性や耐応力腐食割れ性が得ら� ��ないため、上限値は0.02wt%とする。より好ま しい上限値は0.015wt%である。

 なお、不純物元素の総量が0.02wt%以下とい う高純度のオーステナイト系ステンレス鋼塊 を溶製する方法は特に限定しないが、溶製工 程の組合せの中に電子ビーム溶解法を適用す ることが有効な手段のひとつである。オース テナイト系ステンレス鋼塊の製造過程におい て電子ビーム溶解法を適用することにより、 オーステナイト結晶粒界に偏析するC、P、S、 N、Oなどの不純物元素ばかりでなく、揮発性� ��高いアルカリ基金属含有量をも極力低減し� ��超高清浄度を得ることができる。なお、電� ��ビーム溶解の原料電極となる事前の溶製方� ��についても特に限定せず、一次溶解原料の� ��度に合わせて最適な溶製方法を選定すれば� ��い。

 Ti:含有量が、C、P、S、NおよびOの合計に対� �、化学量論的に等しい量以上
 Tiは本発明を構成する重要な因子であり、� �界腐食の原因となるC、P、S、N、Oなどの不純 物元素をTiC、TiN、FeTiP、TiS、TiO ₂ のようなTi系の炭化物や窒化物、その他化合� ��とすることにより完全に無害化するために� ��加する。電子ビーム溶解法などを採用する� ��とにより、鋼塊段階においてこれらの不純� ��元素の含有量は既に極めて低いレベルにな� ��ている。しかし、本発明者らの検討による� ��電子ビーム溶解で除去しきれない微量の不� ��物元素が粒界腐食に悪影響をおよぼすこと� ��知見した。このため、これらを完全に無害� ��するためにTiを添加することがより効果的� �ある。従って、Ti含有量としては、C、P、S、 N、Oの全てがTiC、TiN、FeTiP、TiS、TiO ₂ のようなTi系の炭化物や窒化物、その他化合� ��となるための化学量論的に等しい量以上が� ��ましい。具体的には、
 Ti(wt%)≧(48/12)C(wt%)+(48/31)P(wt%)+(48/32)S(wt%)+(48/14 )N(wt%)+(48/16)×(1/2)O(wt%)
である。また、希薄元素の動的析出反応を考 慮すると0.05wt%以上が好ましい。一方、多量� �添加するとコストの上昇を招くので、0.3wt%� �下が好ましい。

(電子ビーム溶解法)
 本実施の形態において、鋼塊の製造過程で� ��子ビーム溶解法を採用している。電子ビー� ��溶解は基本的にはドリップ溶解法とコール� ��ハース溶解法に大別される。ドリップ溶解� ��は原料電極の先端に電子ビームを照射し、� ��成した液滴を直接水冷胴鋳型に落下させて� ��層凝固させる方法である。また、コールド� ��ース溶解法は原料先端で生成した液滴を一� ��コールドハースと呼ばれる水冷の浅い銅製� ��器に溜め、ここからオーバーフローさせた� ��湯を水冷胴鋳型に注いでスターティングブ� ��ックと称する土台の上に積層凝固させる方� ��である。本実施の形態においては、どちら� ��溶解法を用いてもよい。

 電子ビーム溶解法の規定条件について記述� ��る。溶解中の蒸発による精製効果を達成す� ��ためにはチャンバー内の真空度を1×10 ^-2 Pa以上にする必要がある。しかし、真空度を� ��めすぎると本発明を構成する元素であるCr� �どの揮発性の高い元素が蒸発して成分調整� �困難になるばかりか、工業的な実現が困難� �なるため、1×10 ^-4 Pa以下が望ましい。なお、原料電極となる素� ��はステンレス鋼の溶製法として広く知られ� ��いるAOD法(アルゴン酸素脱炭法)、VOD法(真空� ��素脱炭法)を採用しても良く、特殊精錬とし ての真空誘導溶解(Vacuum Induction Melting)法、� �気浮揚誘導溶解(Cold Crucib1e Induction Melting)� �などを採用しても良い。

(製造方法)
 本実施の形態において、オーステナイト系� ��テンレス鋼の板材もしくは管材の製造工程( 例えば、熱間加工工程)で、1000~1150℃の温度� �囲内の熱処理温度で1分以上加熱処理を行う� ��その後の溶体化処理として、1000~1150℃の温� ��範囲内の熱処理温度からの急冷または放冷� ��より常温まで冷却する。なお、溶体化処理� ��して、冷却もしくは冷却後の再加熱によっ� ��650℃以上の温度範囲内の熱処理温度となっ� ��後、10分以上の間、加熱によって650℃以上� �温度範囲内の熱処理温度となるように保持� �行うものであってもよい。これにより、オ� �ステナイト相の均一化をはかり、オーステ� �イト系ステンレス鋼における化学組成限定� �よる耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性� �善効果をより発揮させることができる。

 また、溶体化処理の後、冷間加工(冷間圧 延)および再結晶処理を行ってもよい。冷間� �工を行うことで、炭化物析出のサイトとな� �転位を多量に導入することができる。また� �再結晶処理は、冷間加工後の熱処理によっ� �、析出物を均一に分散析出させると共に再� �晶化させる。

 具体的に、冷間加工について説明する。� ��出サイトとしての転位を十分に導入するた� ��の冷間加工における加工度(加工率)は40%以� �である。また、加工度を必要以上に高くし� �も導入される転位密度が飽和するばかりか� �過度の加工によりオーステナイト相がマル� �ンサイト相に歪誘起変態する。このため、� �業的な加工処理が困難になると共に、後の� �結晶化処理において均一なオーステナイト� �織が得られず、耐粒界腐食性や耐応力腐食� �れ性が劣化する。よって、冷間加工におけ� �加工度は75%未満とする。

 次に、再結晶処理について説明する。加� ��組織を再結晶させるための温度は、鋼の加� ��度、すなわち導入された転位密度や回復・� ��結晶過程の転位の移動を妨げる炭化物分散� ��態に依存する。このため、本発明の鋼組成� ��よび組織状態では700℃以上で10分以上保持� �る必要がある。一方、温度が高すぎる場合� �得られた再結晶オーステナイト粒の粗大化� �よって強度が低下する。さらに析出物が凝� �・粗大化し、再結晶オーステナイト粒界に� �布する。これらにより、耐粒界腐食性およ� �耐応力腐食割れ性が劣化する。よって再結� �化温度は900℃以下が望ましい。

 また、冷間加工後の再結晶化処理前に炭� ��物などを効率良く均一分散させるために析� ��処理を施してもよい。このとき、反応論的� ��は500℃以上の温度域において30分以上加熱� �保持することが望ましい。一方、温度が高� �ほど炭化物の析出は短時間に生じるが、高� �ぎると炭化物析出に先立って回復・再結晶� �起こる。このため、折角導入した転位をサ� �トとする析出が不可能となり、炭化物など� �結晶粒界に優先的に析出するため均一分散� �ず、さらに粗大化をもたらす。その結果、� �れた耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性� �得られなくなる。以上のような観点から、� �化物析出処理は500~650℃の温度範囲内の熱処� ��温度において30分以上加熱・保持すること� �望ましい。

実施例
 以下に、実施例を挙げて本発明をより具体� ��に説明する。なお、本発明は、実施例によ� ��、何ら限定されるものではない。

(実験1)
 表1に示す化学組成を有するオーステナイト 系ステンレス鋼150kgを真空誘導溶解(VIM)し、� �空中で金型に鋳込み、鋳塊を得た。表1に示� ��化学組成の各元素の単位は、Bの重量百万分 率(wtppm)を除き、すべて重量百分率(wt%)である 。次に、真空溶解した鋳塊から電極を削りだ し、電子ビーム再溶解(EB)を施して円柱鋳塊� �した。さらに、鍛造および熱間圧延により� �さ6mmの板材に仕上げた後、1050℃×1/2時間(h)� �条件にて溶体化処理を施した6mmの板材を得� �。これらを供試材として、金属イオンを含� �する高濃度沸騰硝酸溶液中での粒界腐食状� �を模擬したCoriou腐食試験、また高温高圧水� �での応力腐食割れ状況を模擬した低歪速度� �張試験(SSRT)およびCBB試験を行った。低歪速� �引張試験およびCBB試験については、中性子� �射誘起析出状況などを模擬するため、これ� �の試験の前に620℃×100時間の鋭敏化熱処理を 施した。

 Coriou腐食試験はCr ⁶⁺ イオンを1.0g/L添加した500mlの8規定沸騰硝酸溶 液を用い、液を更新しながら24時間を1バッチ とする浸漬試験を4バッチ行い、腐食減量を� �定して腐食速度などを評価した。低歪速度� �張試験は平行部直径3mm、標点問距離20mmの試� ��片を用い、高温高圧水中(飽和酸素濃度8wtppm 、70kgf/cm2、290℃)、歪み速度:0.5μm/minの条件に て実施した。

 CBB試験は厚さ2mm、幅10mm、長さ50mmの試験片� �用い、オートクレーブ中で図2に示す治具に� ��、高温高圧水中(飽和酸素濃度8wtppm、70kgf/cm ² 、290℃)に500時間浸漬して実施した。試験片1� ��すきまを付けるためのグラファイトファイ� ��ーウール2とともにホルダー3間に挟み付け� �ルト穴4を挿入し、ホルダー3間にアールを付 けて締め付けた。尚、本実施の形態において は、ホルダーが、100Rに湾曲した箇所を有し� �いる。浸漬後、試験片を取出し、試験片の� �面観察から割れ発生の有無を評価した。

 金属イオンを含有する高濃度沸騰硝酸溶液� ��での耐粒界腐食性については、Coriou腐食試� ��での次の基準で評価した。
  優:腐食速度が3.00g/m ² ・h以下であって、粒界侵食深さが25μm以下。
  良:腐食速度が3.00g/m ² ・h以下であって粒界侵食深さが25μmを超えて 30μm以下。
  劣:腐食速度が3.00g/m ² ・hを超えるか、粒界侵食深さが30μmを超える 。

 高温高圧水中での耐応力腐食割れ性につい� ��は、SSRT腐食試験およびCBB試験での次の基準 で評価した。
  優:SSRT腐食試験にて破断時間が250時間以上 かつ粒界破面率が20%以下であって、CBB試験に て粒界腐食が発生しない。
 良:SSRT腐食試験にて破断時間が250時間以上� �つ粒界破面率が20%を越えて25%以下であって� �CBB試験にて粒界腐食が発生しない。
  劣:SSRT腐食試験にて破断時間が250時間未満 または粒界破面率が25%より大きいか、CBB試験 にて粒界腐食が発生する。

 表2に評価後試験結果を示す。鋼番A~Dおよ び鋼番K~Lは、C量が0.005wt%以下、Si量が0.5wt%以� ��、Mn量が0.5wt%以下、P量が0.005wt%以下、S量が0 .005wt%以下、Ni量が15.0~40.0wt%、Cr量が20.0~30.0wt%� ��N量が0.01wt%以下、O量が0.01wt%以下、B量が3wtpp m以下であり、本発明の実施例である。一方� �鋼番E~G、Mは比較例であってB量が3wtppmを超え ているものである。鋼番H、Iは比較例であっ� ��Cr量が20.0wt%未満かつNi量が15.0wt%未満のもの� ��ある。鋼番Jは比較例であってCr量が30.0wt%を 超えるものである。鋼番N~Qは比較例であって 、C量が0.005wt%を超えているか、P量が0.005wt%を 超えているか、S量が0.005wt%を超えているか、 N量が0.01wt%を超えているか、O量が0.01wt%を超� �ているかのいずれかである。鋼番R、Sは比較 例であってSi量が0.5wt%を超えているか、Mn量� �0.5wt%を超えているかのいずれかである。表2� ��ら、鋼番A~Dおよび鋼番K~Lは、鋼番E~Jおよび� ��番M~Sと比べて、良好な耐粒界腐食性および� ��応力腐食割れ性を有することが分かる。

 鋼番A~Sのうち、いわゆる25Cr-20Ni系(Cr含有� ��が約25wt%かつNi含有量が約20wt%であって、C量 が0.005wt%以下、Si量が0.5wt%以下、Mn量が0.5wt%以 下、P量が0.005wt%以下、S量が0.005wt%以下である 鋼種)に該当する鋼番A~G、L及びMについて、Cor iou腐食試験における腐食速度とB量の関係を� �1Aに示す。また、この25Cr-20Ni系に該当する鋼 番A~G、L及びMについて、Coriou腐食試験におけ� ��粒界侵食深さとB量の関係を図1Bに示す。図1 Aおよび1Bから、B量が3wtppmを超えると、腐食� �度および粒界侵食深さが急激に増大するこ� �が分かる。また、B量が等しい場合には、Ti� �添加することで、腐食速度および粒界侵食� �さがさらに抑制されることが分かる。

(実験2)
 表1の鋼番B、KおよびLを用いて、表3に示す� �うな種々の条件にて6mmの板材を製造した。� �造略号1は真空誘導溶解(VIM)し、真空中で金� �に鋳込み、鋳塊を得たものであり、他の製� �略号(2~8)はさらに電子ビーム再溶解(EB)を施� �たものである。鍛造および熱間圧延により� �上げた板材を溶体化処理後、さらに加工熱� �理(冷間加工-再結晶化処理、または冷間加工 -炭化物析出処理-再結晶化処理)を施した(冷� �加工率が異なるものは溶体化処理時の板厚� �調整した)。これらを用いて、高酸化性の金� ��イオンを含有する高濃度沸騰硝酸溶液中で� ��粒界腐食状況を模擬してCoriou腐食試験、ま� ��高温高圧水中での応力腐食割れ状況を模擬� ��て低歪速度引張試験(SSRT)およびCBB試験を行� ��た。低歪速度引張試験およびCBB試験につい� ��は、中性子照射誘起析出状況などを模擬す� ��ため、これらの試験の前に620℃×100時間の� �敏化熱処理を施した。

 表4に評価試験結果を示す。表4から、鋼� �B、KまたはLに対して製造略号3、5または7の� �理を施した場合、すなわち、1050℃で30分間� �体化処理をした後に700℃で1時間再加熱した� ��合(製造略号3)、加工熱処理工程において冷� ��率60%で冷間加工した場合(製造略号5)及び加� ��熱処理工程において冷間加工後かつ再結晶� ��理前に600℃で10時間析出処理を施した場合(� ��造略号7)には、他の製造略号(1、2、4、6およ び8)の処理を施した場合と比べて、CBB試験に� ��いても粒界腐食は発生せず、良好な耐粒界� ��食性が得られることが分かる。

 以上詳述した本発明の一局面は、C:0.005wt% 以下、Si:0.5wt%以下、Mn:0.5wt%以下、P:0.005wt%以� �、S:0.005wt%以下、Ni:15.0~40.0wt、Cr:20.0~30.0wt%、N: 0.01wt%以下、O:0.01wt%以下を含有し、残部はFeお よび不可避的不純物からなるオーステナイト 系ステンレス鋼であって、不可避的不純物に 含まれるBが3wtppm以下であることを特徴とす� �耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性に優� �たオーステナイト系ステンレス鋼である。

 上記構成によると、Bの含有量を3wtppm以下 とすることで、粒界腐食を低減し、応力腐食 割れを十分に抑制することができる。

 また、Cの含有量を0.005wt%以下とすること� ��、Cr系炭化物の析出を抑えることができる� �また、Siを0.5wt%以下含有させることで、脱酸 作用をもたらすことができる。また、Mnを0.5w t%以下含有させることで、δ-フェライトの生� ��や加工誘起変態を低減することができる。� ��た、Pの含有量を0.005wt%以下とすることで、� ��粒界腐食性および耐応力腐食割れ性の劣化� ��低減することができる。また、Sの含有量を 0.005wt%以下とすることで、耐粒界腐食性、耐� ��力腐食割れ性および耐孔食性の劣化を低減� ��ることができる。

 また、Niの含有量を15.0wt%以上含有させる� ��とでオーステナイト組織を安定させ、また� ��界腐食や応力腐食割れを抑制することがで� ��る。また、Niの含有量を40.0wt以下とするこ� �で、コストの低減を図ることができる。ま� �、Crの含有量を20.0wt%以上とすることで、例� �ば、再処理プラントのように高酸化性イオ� �を含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食環� �下での過不働態腐食環境下や軽水炉炉心の� �うに中性子照射を受ける高温高圧水中環境� �で十分な耐食性を確保することができる。� �た、Crの含有量を30.0wt%以下とすることで、Cr リッチの脆化相の析出を抑えることができる 。また、NおよびOの含有量をそれぞれ0.01wt%以 下とすることで、耐粒界腐食性および耐応力 腐食割れ性の劣化を低減することができる。

 また、前記オーステナイト系ステンレス� ��は、前記C、P、S、NおよびOの含有量の合計� �0.02wt%以下であることが、良好な耐粒界腐食� ��および耐応力腐食割れ性を得ることができ� ��点で好ましい。

 また、前記オーステナイト系ステンレス鋼� ��、さらにTiを含有し、当該Tiの含有量が、前 記C、P、S、NおよびOの合計量の合計に対し、� ��学量論的に等しい量以上であることが、粒� ��腐食の原因となる不純物元素であるC、N、P� ��SおよびOをTiC、TiN、FeTiP、TiSおよびTiO ₂ のようなTi系の炭化物や窒化物、その他化合� ��とすることにより完全に無害化することが� ��きる点で好ましい。

 また、本発明の他の一局面は、耐粒界腐� ��性および耐応力腐食割れ性に優れたオース� ��ナイト系ステンレス鋼材の製造方法であっ� ��、上記化学組成を有するステンレス鋼の鋼� ��を熱間加工するステップと、前記熱間加工� ��よって得られたステンレス鋼材を溶体化処� ��するステップとを有し、前記溶体化処理ス� ��ップは、1000~1150℃とする第1の温度範囲内の 熱処理温度で1分間以上加熱するサブステッ� �と、その後、前記第1の温度範囲内の熱処理� ��度からの急冷または放冷により常温まで冷� ��するサブステップとを有することを特徴と� ��るオーステナイト系ステンレス鋼材の製造� ��法である。

 上記構成によると、溶体化処理によりオ� ��ステナイト相の均一化をはかり、オーステ� ��イト系ステンレス鋼における化学組成限定� ��よる耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性� ��善効果をより発揮させることができる。

 また、本発明の他の一局面は、耐粒界腐� ��性および耐応力腐食割れ性に優れたオース� ��ナイト系ステンレス鋼材の製造方法であっ� ��、上記化学組成を有するステンレス鋼の鋼� ��を熱間加工するステップと、前記熱間加工� ��よって得られたステンレス鋼材を溶体化処� ��するステップとを有し、前記溶体化処理ス� ��ップは、1000~1150℃とする第1の温度範囲内の 熱処理温度で1分間以上加熱するサブステッ� �と、前記第1の温度範囲内の熱処理温度から� ��急冷または放冷による冷却するサブステッ� ��と、前記冷却または前記冷却後に、650℃以� ��とする第2の温度範囲内の熱処理温度で10分� ��以上加熱するサブステップと、その後、当� ��第2の温度範囲内の熱処理温度からの急冷ま たは放冷により常温まで冷却するサブステッ プとを有することを特徴とするオーステナイ ト系ステンレス鋼材の製造方法である。

 上記構成によると、第1の温度範囲内での 溶体化処理によりオーステナイト相の均一化 をはかり、溶体化処理後に第2の温度範囲内� �の熱処理によりTi系析出物の生成をはかり、 オーステナイト系ステンレス鋼における化学 組成限定による耐粒界腐食性および耐応力腐 食割れ性改善効果をより発揮させることがで きる。

 また、前記オーステナイト系ステンレス� ��材の製造方法は、前記溶体化処理のステッ� ��の後に、前記ステンレス鋼材を40%以上75%未� ��の加工度にて冷間加工するステップと、そ� ��後、700℃以上の温度範囲内の熱処理温度で1 0分間以上加熱する再結晶化処理のステップ� �をさらに有することが好ましい。

 上記構成によると、冷間加工を施すこと� ��、析出サイトとしての転位を十分に導入す� ��ことができると共に、過度の加工によりオ� ��ステナイト相がマルテンサイト相に歪誘起� ��態することを防ぐことができる。これによ� ��、工業的な加工処理が困難になるのを抑制� ��、その後の再結晶化処理において均一なオ� ��ステナイト組織を得ることができる。また� ��再結晶化処理において、均一なオーステナ� ��ト組織を得た結果、優れた耐粒界腐食性お� ��び耐応力腐食割れ性を得ることができる。

 また、前記オーステナイト系ステンレス� ��の製造方法は、前記冷間加工のステップと� ��記再結晶化処理ステップの間に、前記ステ� ��レス鋼材を500~650℃の温度範囲内の熱処理温 度で30分間以上加熱する析出物の歪み時効析� ��のステップをさらに有することが好ましい� ��

 上記構成によると、冷間加工を施した後� ��あって再結晶化処理前に析出物の歪み時効� ��出を行うことで、炭化物などを効率良く均� ��分散させることができる。

 以上、本発明の実施例を説明したが、具� ��例を例示したに過ぎず、特に本発明を限定� ��るものではなく、具体的構成などは、適宜� ��計変更可能である。また、発明の実施の形� ��に記載された、作用および効果は、本発明� ��ら生じる最も好適な作用および効果を列挙� ��たに過ぎず、本発明による作用および効果� ��、本発明の実施の形態に記載されたものに� ��定されるものではない。