本发明涉及奥氏体不锈钢。
背景技术：
在日本国内，从20世纪90年代开始，锅炉向高温高压化发展，蒸汽温度超过600℃的超超临界压(USC：Ultra Super Critical power)锅炉成为了主流。
另一方面，就以欧洲、中国为代表的世界各地的锅炉而言，从应对地球环境的削减CO2的观点出发，接连不断地建设了高效率的USC锅炉。
作为在锅炉内生成高温高压蒸汽的热交换器管和锅炉的配管中使用的原材料钢，高温强度高的钢材倍受期待，近年来已开发了各种钢材。
例如，在专利文献1中公开了高温强度优异并且耐水蒸汽氧化性优异的18Cr系奥氏体不锈钢。
专利文献2中公开了耐高温腐蚀热疲劳开裂性优异的奥氏体不锈钢。
专利文献3中公开了高温强度和耐反复氧化特性优异的耐热奥氏体不锈钢。
专利文献4中公开了即使长期暴露于高温环境后也具有优异的韧性的奥氏体不锈钢。
专利文献5中公开了800℃×600小时下的蠕变断裂强度为100MPa以上的高强度奥氏体不锈钢。
专利文献6中公开了为了弥补低碳不锈钢的低强度而运用由添加大量N(氮)所产生的固溶强化和氮化物的沉淀硬化来确保高温强度的方法(大量N添加法)。
专利文献1：日本专利第3632672号公报
专利文献2：日本专利第5029788号公报
专利文献3：日本专利第5143960号公报
专利文献4：日本专利第5547789号公报
专利文献5：日本专利第5670103号公报
专利文献6：日本专利第3388998号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题
一般来说，在高温范围使用的热交换器管和在高温范围使用的锅炉的配管中所使用的原材料钢的成分组成的设计中，重视高温强度(例如蠕变强度)、高温耐蚀性、耐水蒸汽氧化特性、耐热疲劳特性等，而在从常温到350℃附近的温度区域中的耐蚀性(例如，在水中的耐应力腐蚀开裂性)尚未受到重视。其原因在于，在从常温到350℃附近的温度区域中的耐蚀性以往一直采用施工技术或运转管理技术来处理。
但是，近年来，起因于焊接部、弯曲加工部等加热施工部分中的非均质的金属组织或不均匀的碳化物的析出，在常温和低温(约350℃以下)的水中发生应力腐蚀开裂成为了大的问题。
例如，在锅炉的水压试验时或停止锅炉运转的情况下，水在热交换器管的内部长时间滞留，此时，应力腐蚀开裂有可能显著地发生。
不锈钢的应力腐蚀开裂是如下发生的：由于在晶界附近处析出Cr系碳化物或生成Cr浓度低的层(Cr缺乏层)，从而晶界容易被选择性地腐蚀，由此发生不锈钢的应力腐蚀开裂。
作为防止18Cr系奥氏体不锈钢的应力腐蚀开裂的方法，目前为止已知下述方法：减少C量，抑制晶界Cr碳化物的生成的方法(低碳化法)；为了抑制晶界Cr碳化物的生成，添加碳化物形成能力比Cr高的Nb和Ti而形成MC碳化物，将C固定的方法(稳定化热处理法)；添加22％以上的Cr来抑制Cr缺乏层的生成、抑制晶界的选择腐蚀的方法(大量Cr添加法)等。
但是，所有的方法都存在问题。
就低碳化法而言，没有生成对于高温强度有效的碳化物，具有高温强度降低的倾向。
就稳定化热处理法而言，必须在950℃左右的低温度下进行稳定化热处理，具有高温强度、特别是蠕变强度受损害的倾向。
就大量Cr添加法而言，由于σ相等脆化相大量地生成，因此为了金属组织的稳定化和维持高温强度，必须大量地添加价格高的Ni，存在原材料成本大幅地上升的倾向。
专利文献6中所记载的方法(大量N添加法)是作为代替上述的现有方法的方法而想出的方法。
该大量N添加法是为了弥补低碳不锈钢的低强度而运用由添加大量N所产生的固溶强化和氮化物的沉淀硬化来确保高温强度的方法。
但是，就专利文献6的方法(大量N添加法)而言，查明了具有如下问题：生成大量的氮化物，从而反而发生应力腐蚀开裂；或者在700℃以上的高温范围下无法获得充分的高温强度。
鉴于上述的实际情况，就18Cr系奥氏体不锈钢而言，要求不管是否是采用以往的低碳化法、稳定化热处理法、大量Cr添加法和大量N添加法都能确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性。
本发明的目的是提供一种18Cr系奥氏体不锈钢，其为确保了优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的奥氏体不锈钢。
用于解决课题的手段
用于解决上述课题的手段包含以下的方案。
＜1＞一种奥氏体不锈钢，其成分组成以质量％计包含：
C：0.05～0.13％、
Si：0.10～1.00％、
Mn：0.10～3.00％、
P：0.040％以下、
S：0.020％以下、
Cr：17.00～19.00％、
Ni：12.00～15.00％、
Cu：2.00～4.00％、
Mo：0.01～2.00％、
W：2.00～5.00％、
2Mo+W：2.50～5.00％、
V：0.01～0.40％、
Ti：0.05～0.50％、
Nb：0.15～0.70％、
Al：0.001～0.040％、
B：0.0010～0.0100％、
N：0.0010～0.0100％、
Nd：0.001～0.20％、
Zr：0.002％以下、
Bi：0.001％以下、
Sn：0.010％以下、
Sb：0.010％以下、
Pb：0.001％以下、
As：0.001％以下、
Zr+Bi+Sn+Sb+Pb+As：0.020％以下、
O：0.0090％以下、
Co：0.80％以下、
Ca：0.20％以下、
Mg：0.20％以下、
Nd以外的镧系元素、Y、Sc、Ta、Hf和Re之中的1种或2种以上：合计0.20％以下、以及
余量：Fe和杂质，
用下述式(1)定义的有效M量Meff为0.0001～0.250％。
有效M量Meff＝Nd+13·(B-11·N/14)-1.6·Zr 式(1)
(式(1)中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。)
＜2＞根据＜1＞所述的奥氏体不锈钢，其中，上述成分组成以质量％计包含Co：0.01～0.80％、Ca：0.0001～0.20％和Mg：0.0005～0.20％之中的1种或2种以上。
＜3＞根据＜1＞或＜2＞所述的奥氏体不锈钢，其中，上述成分组成以质量％计包含合计为0.001～0.20％的Nd以外的镧系元素、Y、Sc、Ta、Hf和Re之中的1种或2种以上。
＜4＞根据＜1＞～＜3＞中任一项所述的奥氏体不锈钢，其金属组织的ASTM晶体粒度号为7以下。
＜5＞根据＜1＞～＜4＞中任一项所述的奥氏体不锈钢，其的700℃、1万小时的蠕变断裂强度为140MPa以上。
发明效果
根据本发明，提供了一种18Cr系奥氏体不锈钢，其是确保了优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的奥氏体不锈钢。
具体实施方式
以下对本发明的实施方式进行说明。
本说明书中，使用“～”表示的数值范围的含义是指包含“～”的前后所记载的数值作为下限值和上限值的范围。
另外，本说明书中，表示元素的含量的“％”和表示有效M量Meff的值的“％”的含义都是指“质量％”。
另外，本说明书中，有时将C(碳)的含量表记为“C量”。对于其他元素的含量，有时也同样地表记。
本实施方式的奥氏体不锈钢(以下也称为“本实施方式的钢”)的成分组成以质量％计包含C：0.05～0.13％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.10～3.00％、P：0.040％以下、S：0.020％以下、Cr：17.00～19.00％、Ni：12.00～15.00％、Cu：2.00～4.00％、Mo：0.01～2.00％、W：2.00～5.00％、2Mo+W：2.50～5.00％、V：0.01～0.40％、Ti：0.05～0.50％、Nb：0.15～0.70％、Al：0.001～0.040％、B：0.0010～0.0100％、N：0.0010～0.0100％、Nd：0.001～0.20％、Zr：0.002％以下、Bi：0.001％以下、Sn：0.010％以下、Sb：0.010％以下、Pb：0.001％以下、As：0.001％以下、Zr+Bi+Sn+Sb+Pb+As：0.020％以下、O：0.0090％以下、Co：0.80％以下、Ca：0.20％以下、Mg：0.20％以下、Nd以外的镧系元素、Y、Sc、Ta、Hf和Re之中的1种或2种以上：合计0.20％以下、以及余量：Fe和杂质，用下述式(1)定义的有效M量Meff为0.0001～0.25％。
有效M量Meff＝Nd+13·(B-11·N/14)-1.6·Zr 式(1)
(式(1)中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。)
本实施方式的钢的化学组成含有Cr：17.00～19.00％。
即，本实施方式的钢属于18Cr系奥氏体不锈钢。
如上所述，就18Cr系奥氏体不锈钢而言，要求不管是否是采用以往的低碳化法、稳定化热处理法、大量Cr添加法和大量N添加法都能确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性。
根据本实施方式的钢，不管是否是采用以往的低碳化法、稳定化热处理法、大量Cr添加法和大量N添加法都能确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性。
根据本实施方式的钢，产生该效果的理由据推测如下。不过，本发明并不限于以下的推测。
就本实施方式的钢而言，通过分别以上述含量将Nd和B复合添加，进而进行调节以使得有效M量Meff处于上述范围，从而实现晶界净化和强度提高。
进而，就本实施方式的钢而言，通过将作为杂质的Zr、Bi、Sn、Sb、Pb和As(以下也将它们称为“6种杂质元素”)的含量限制在上述范围，从而实现高纯度化。
据认为，通过上述的晶界净化、强度提高和高纯度化，从而不管是否是采用低碳化法、稳定化热处理法和大量Cr添加法的任一种，都能确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性。
进而，就本实施方式的钢而言，据认为，通过尽可能减少N(氮)(具体地0.0100％以下)，添加上述的量的W，从而由微细碳化物的析出和微细且稳定的拉弗斯相的析出所产生的沉淀硬化成为可能。
其结果，据认为不管是否是采用大量N添加法(例如参照专利文献6)，就18Cr系奥氏体不锈钢而言都能确保优异的高温强度。
该见解是有悖于现有常识的新的见解。
通常，碳化物和拉弗斯相优先地析出在氮化物的周围以及晶界的氮化物上，从而损害高温强度和耐蚀性。即，如果氮化物存在，则微细碳化物的析出和微细且稳定的拉弗斯相的析出都变得困难，高温强度无法提高。特别地，如果粗大的Zr氮化物存在，则微细碳化物的析出和微细且稳定的拉弗斯相的析出变得更为困难，因此必须尽可能地减少N和Zr。
但是，极微量的N会形成有助于高温强度提高的微细碳化物的析出核。因此，本实施方式的钢中，N不是杂质元素，而是作为有用元素以极低量范围(具体地为0.0010～0.0100％)进行管理。
就本实施方式的钢而言，通过使N量成为0.0010～0.0100％，从而有效地实现由微细碳化物产生的沉淀硬化和微细且稳定的拉弗斯相的沉淀硬化这两者，其结果是能够在700℃以上的温度范围中确保高温强度，使金属组织稳定化。
即，就本实施方式的钢而言，不管是否是采用氮化物的沉淀硬化度都能够实现高强度化，并且能够不伴有脆化相等的生成地实现金属组织的稳定化。该方法是现有技术中不存在的方法。
以下，首先对本实施方式的钢的化学组成及其优选的方案进行说明，接着对有效M量Meff(式(1))等进行说明。
C：0.05～0.13％
C是对于碳化物的生成和奥氏体组织的稳定化、进而对于高温强度的提高和高温下的金属组织的稳定化不可缺少的元素。
本实施方式的钢没有利用由N添加所产生的强化，而且即使没有减少C，也能够防止应力腐蚀开裂。
不过，如果C量不到0.05％，则高温蠕变强度的提高和高温下的金属组织的稳定化变得困难，因此将C量设定为0.05％以上。C量优选为0.06％以上。
另一方面，如果C量超过0.13％，则粗大的Cr系碳化物在晶界析出，成为应力腐蚀开裂或焊接开裂的原因，而且韧性降低。因此，将C量设定为0.13％以下。C量优选为0.12％以下。
Si：0.10～1.00％
Si是在炼钢时作为脱氧剂发挥作用、而且防止高温下的水蒸汽氧化的元素。但是，如果Si量不到0.10％，则无法充分地获得添加效果，因此将Si量设定为0.10％以上。Si量优选为0.20％以上。
另一方面，如果Si量超过1.00％，加工性降低，而且在高温下σ相等脆化相析出，因此将Si量设定为1.00％以下。Si量优选为0.80％以下。
Mn：0.10～3.00％
Mn是与杂质元素的S形成MnS而使S无害化、有助于热加工性的提高、而且有助于高温下的金属组织的稳定化的元素。
但是，如果Mn量不到0.10％，则无法充分地获得添加效果，因此将Mn量设定为0.10％以上。Mn量优选为0.20％以上。
另一方面，如果Mn量超过3.00％，则加工性和焊接性降低，因此将Mn量设定为3.00％以下。Mn量优选为2.60％以下。
P：0.040％以下
P为杂质元素，其是妨碍加工性和焊接性的元素。
如果P量超过0.040％，则加工性和焊接性显著地降低。因此，将P量设定为0.040％以下。P量优选为0.030％以下，更优选为0.020％以下。
P越少越优选，因此P量可以为0％。
但是，P有时从钢原料(原料矿石、废料等)中不可避免地混入，如果将P量减少到不足0.001％，则制造成本大幅地上升。因此，从制造成本的观点出发，P量可以为0.001％以上。
S：0.020％以下
S为杂质元素，其是妨碍加工性、焊接性和耐应力腐蚀开裂性的元素。
如果S量超过0.020％，则加工性、焊接性和耐应力腐蚀开裂性显著地降低。因此，将S量设定为0.020％以下。
为了改善焊接时的铁水流动，有时添加S，但这种情况下也添加0.020％以下。S量优选为0.010％以下。
S越少越优选，因此S量可以为0％。
但是，S有时从钢原料(原料矿石、废料等)中不可避免地混入，如果将S量减少到不足0.001％，则制造成本大幅地上升。因此，从制造成本的观点出发，S量可以为0.001％以上。
Cr：17.00～19.00％
Cr是作为18Cr系奥氏体不锈钢的主要元素而有助于耐氧化性、耐水蒸汽氧化性、耐应力腐蚀开裂性的提高、以及由Cr碳化物产生的强度和金属组织的稳定化的元素。
如果Cr量不到17.00％，则无法充分地获得添加效果。因此，将Cr量设定为17.00％以上。Cr量优选为17.30％以上，更优选为17.50％以上。
另一方面，如果Cr量超过19.00％，则为了维持奥氏体组织的稳定性，需要大量的Ni，而且脆化相生成，高温强度、韧性降低。因此，将Cr量设定为19.00％以下。Cr量优选为18.80％以下，更优选为18.60％以下。
Ni：12.00～15.00％
Ni为奥氏体生成元素，其是作为18Cr系奥氏体不锈钢的主要元素而有助于高温强度和加工性的提高以及高温下的金属组织的稳定化的元素。
如果Ni量不到12.00％，则无法充分地获得添加效果，而且缺乏与Cr、W、Mo等铁素体生成元素的量的平衡，在高温下促进脆化相(σ相等)的生成。因此，将Ni量设定为12.00％以上。Ni量优选为12.50％以上。
另一方面，如果Ni量超过15.00％，则高温强度和经济性降低，因此设定为15.00％以下。Ni量优选为14.90％以下，更优选为14.80％以下，进一步优选为14.50％以下。
Cu：2.00～4.00％
Cu是作为微细的且高温下稳定的Cu相析出、有助于高温强度的提高的元素。
如果Cu量不到2.00％，则无法充分地获得添加效果，因此将Cu量设定为2.00％以上。Cu量优选为2.20％以上，更优选为2.50％以上。
另一方面，如果Cu量超过4.00％，则加工性、蠕变延展性和强度降低。因此，将Cu量设定为4.00％以下。Cu量优选为3.90％以下，更优选为3.80％以下，进一步优选为3.50％以下。
Mo：0.01～2.00％
Mo是对于耐蚀性、高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高不可缺少的元素。另外，Mo是通过由与W的复合添加所产生的协同效果而有助于高温下长时间稳定的拉弗斯相以及碳化物的生成的元素。
如果Mo量不到0.01％，则无法充分地获得添加效果，因此将Mo设定为0.01％以上。Mo量优选为0.02％以上。
另一方面，如果Mo量超过2.00％，则脆化相大量地生成，加工性、高温强度和韧性降低，因此将Mo设定为2.00％以下。Mo量优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下，进一步优选为1.30％以下。
W：2.00～5.00％
W是对于耐蚀性、高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高不可缺少的元素。另外，其是通过由与Mo的复合添加所产生的协同效果而有助于高温下长时间稳定的拉弗斯相和碳化物的析出的元素。进而，W由于高温下的扩散比Mo慢，因此是高温下有助于强度稳定的长时间维持的元素。
如果W量不到2.00％，则无法充分地获得添加效果，因此将W量设定为2.00％以上。W量优选为2.10％以上。
另一方面，如果W量超过5.00％，则脆化相大量地生成，加工性和强度降低，因此将W量设定为5.00％以下。W量优选为4.90％以下，更优选为4.80％以下，进一步优选为4.70％以下。
2Mo+W：2.50～5.00％
Mo和W的复合添加有助于高温强度、耐应力腐蚀开裂性和高温耐蚀性的提高。如果2Mo+W(其中，Mo表示Mo量，W表示W量。下同。)不到2.50％，则无法充分地获得由复合添加产生的协同效果。因此，将2Mo+W设定为2.50％以上。2Mo+W优选为2.60％以上，更优选为2.80％以上，进一步优选为3.00％以上。
另一方面，如果2Mo+W超过5.00％，则强度、韧性降低，另外，高温下的金属组织的稳定性降低。因此，将2Mo+W设定为5.00％以下。2Mo+W优选为4.90％以下。
V：0.01～0.40％
V是与Ti和Nb一起形成微细的碳化物、有助于高温强度的提高的元素。如果V量不到0.01％，则无法充分地获得添加效果，因此将V量设定为0.01％以上。V量优选为0.02％以上。
另一方面，如果V量超过0.40％，则强度、耐应力腐蚀开裂性降低，因此将V量设定为0.40％以下。V量优选为0.38％以下。
Ti：0.05～0.50％
Ti是具有下述作用的元素：与V和Nb一起形成微细的碳化物，有助于高温强度的提高，并且将C固定，抑制晶界处的Cr碳化物的析出，有助于耐应力腐蚀开裂性的提高。
就以往的添加N的奥氏体不锈钢而言，氮化物以块状析出，不仅N添加的效果没有有效地显现，而且粗大的Cr碳化物在晶界处析出，从而耐应力腐蚀开裂性降低。
本发明者们获知通过在18Cr系奥氏体不锈钢中将N量管理到极低水平，从而发挥微细的Ti碳化物的有用的作用效果，具体地说，以微细的Ti碳化物作为核，从而微细的拉弗斯相析出，其结果，钢的高温强度大幅地提高。
如果Ti量不到0.05％，则无法充分地获得添加效果，因此将Ti量设定为0.05％以上。优选Nb、V的复合添加，Ti量优选为0.10％以上。
另一方面，如果Ti量超过0.50％，则块状的析出物析出，强度、韧性和耐应力腐蚀开裂性降低，因此将Ti量设定为0.50％以下。Ti量优选为0.45％以下。
Nb：0.15～0.70％
Nb是具有下述作用的元素：与V和Ti一起形成微细的碳化物，有助于高温强度的提高，并且将C固定，抑制晶界处的Cr碳化物的析出，有助于耐应力腐蚀开裂性的提高。
另外，Nb是与Ti同样地有助于由微细的拉弗斯相的析出产生的高温强度的提高的元素。
如果Nb量不到0.15％，则无法充分地获得添加效果，因此将Nb量设定为0.15％以上。Nb量优选为0.20％以上。
另一方面，如果Nb量超过0.70％，则块状的析出物析出，强度、韧性和耐应力腐蚀开裂性降低，因此将Nb量设定为0.70％以下。Nb量优选为0.60％以下。
Al：0.001～0.040％
Al为炼钢时作为脱氧元素发挥作用、对钢进行净化的元素。
如果Al量不到0.001％，则不能充分地实现钢的净化，因此将Al量设定为0.001％以上。Al量优选为0.002％以上。
另一方面，如果Al量超过0.040％，则非金属夹杂物大量地生成，应力腐蚀开裂性、高温强度、加工性、韧性和高温下的金属组织的稳定性降低，因此将Al量设定为0.040％以下。Al量优选为0.034％以下。
B：0.0010～0.0100％
B是用于通过与本实施方式的钢中重要的Nd复合添加而实现确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的元素，是不可缺少的元素。B是具有下述作用的元素：不仅在晶界偏析，有助于高温强度的提高，而且也有助于对于高温强度的提高有效的碳化物的生成、拉弗斯相的微细化和金属组织的稳定化。
另外，B是使N(本实施方式的钢中存在0.0010～0.0100％)成为BN来无害化、也有助于高温强度和耐应力腐蚀性的提高的元素。
如果B量不到0.0010％，则不能确保没有作为氮化物被消耗而存在的B、即有助于高温强度和耐应力腐蚀性的提高的B。因此，如果B量不到0.0010％，则无法获得由与Nd复合添加(和有效M量的确保)所产生的协同效果(对于这一点，将在后文描述)，因此高温强度和耐应力腐蚀开裂性没有提高。因此，将B量设定为0.0010％以上。
B量优选为0.0015％以上。
另一方面，如果B量超过0.0100％，则硼化合物生成，加工性、焊接性和高温强度降低，因此将B量设定为0.0100％以下。B量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下。
N：0.0010～0.0100％
N(氮)是在一般的18Cr系奥氏体不锈钢中对于固溶强化和由氮化物的沉淀硬化所产生的高温强度的提高有用的元素。但是，在本实施方式的钢中，氮化物会妨碍耐应力腐蚀开裂性，因此没有积极地添加N。
但是，微量的N会生成对于高温强度的提高有效的微细析出物的析出核，因此就本实施方式的钢而言，在生成对于高温强度的提高有效的微细析出物的析出核的微量范围内容许有N。
即，本实施方式的钢的基本构思在没有积极地添加N、在微量的范围内容许有N的方面与现有技术不同。
如果N量不到0.0010％，则对于高温强度的提高有效的微细析出物的析出核的形成困难，因此将N量设定为0.0010％以上。N量优选为0.0020％以上，更优选为0.0030％以上。
另一方面，如果N量超过0.0100％，则氮化物生成，高温强度和耐应力腐蚀开裂性降低，因此将N量设定为0.0100％以下。N量优选为0.0090％以下，更优选为0.0080％以下，进一步优选为0.0070％以下。
Nd：0.001～0.20％
Nd是通过由与B复合添加所产生的协同效果(将后述)来使高温强度和耐应力腐蚀开裂性显著地提高的元素。
如上述那样，就本实施方式的钢而言，使对于高温强度的提高有效的碳化物和拉弗斯相微细化，并且确保长时间的稳定性，进而，通过Nd和B的复合添加，从而强化晶界，提高耐应力腐蚀开裂性。
但是，Nd与N、O和S的结合力极强，即使作为金属Nd添加，也会作为有害析出物析出而被消耗，添加效果难以充分地显现。因此，为了充分地获得Nd的添加效果，必须尽可能地使N量、O量和S量减少。
如果Nd量不到0.001％，则即使在使N量、O量和S量减少的情况下，也无法充分地获得Nd的添加效果。因此，将Nd量设定为0.001％以上。Nd量优选为0.002％以上，更优选为0.005％以上。
另一方面，如果Nd量超过0.20％，则添加效果饱和，而且氧化物系夹杂物生成，强度、加工性和经济性降低。因此，将Nd量设定为0.20％以下。Nd量优选为0.18％以下，更优选为0.15％以下，进一步优选为0.10％以下。
从更容易确保上述的有效M量Meff的方面来看，Nd量的范围优选为0.002～0.15％，更优选为0.005～0.10％。
就本实施方式的钢而言，为了确保本实施方式的钢的优异的特性，将Zr、Bi、Sn、Sb、Pb、As和O作为杂质元素对待，限制这些元素的量。
通常，作为不锈钢的原料，主要使用合金钢等的废料，在该废料中少量地含有Zr、Bi、Sn、Sb、Pb和As(6种杂质元素)。这些6种杂质元素不可避免地混入不锈钢(制品)中。
另外，在不锈钢的制造过程中，如果熔化设备等因其他合金的制造而被污染，则6种杂质元素从熔化设备等混入不锈钢(制品)，另外，O(氧)在不锈钢中不可避免地残存。
就本实施方式的钢而言，为了确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性，必须尽可能地减少Zr、Bi、Sn、Sb、Pb、As和O，制成高纯度钢。
Zr：0.002％以下
Zr通常不混入，但从废料等和/或因其他合金的制造而被污染的熔化设备等混入，形成氧化物和氮化物。氮化物作为拉弗斯相等的析出物析出的核发挥作用。
但是，如果以氮化物作为核来使块状的析出物析出，则高温强度和耐应力腐蚀开裂性被妨碍。
因而，Zr为对高温强度和耐应力腐蚀开裂性有害的元素。因此，在为了确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性而导入的有效M量的关系式(式(1))中，考虑负的作用效果，设置了“-1.6·Zr”的项。
Zr越少越优选，因此Zr量以接近分析极限(0.001％)的0.002％作为上限。Zr量优选为0.001％以下。
Zr量可以为0％。但是，Zr有时不可避免地混入0.0001％左右。因此，从制造成本的观点出发，Zr量可以为0.0001％以上。
Bi：0.001％以下
Bi通常不混入，但从废料等和/或因其他合金的制造而被污染的熔化设备等混入，是妨碍高温强度和耐应力腐蚀开裂性的元素。
必须尽可能地使Bi量减少，因此将Bi量的上限设定为分析极限的0.001％。
Bi量可以为0％。但是，Bi有时不可避免地混入0.0001％左右。因此，从制造成本的观点出发，Bi量可以为0.0001％以上。
Sn：0.010％以下
Sb：0.010％以下
Pb：0.001％以下
As：0.001％以下
Sn、Sb、Pb和As从废料等和/或因其他合金的制造而被污染的熔化设备等容易地混入，是在精炼过程中难以除去的元素。
但是，这些元素的量必须尽可能地减少。
因此，考虑到原料组成和精炼极限，使Sn量和Sb量的上限分别为0.010％。Sn量和Sb量分别优选为0.005％以下。
另外，将Pb量和As量的上限分别设定为0.001％。Pb和As分别优选为0.0005％以下。
Sn量、Sb量、Pb量和As量都可以为0％。
但是，这些元素有时不可避免地混入0.0001％左右。因此，从制造成本的观点出发，所有元素的量都可以为0.0001％以上。
Zr+Bi+Sn+Sb+Pb+As：0.020％以下
本发明钢在不可避免地含有Zr、Bi、Sn、Sb、Pb和As(6种杂质元素)的情况下，为了通过由Nd和B的复合添加所产生的协同效果来确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性，不仅单独限制6种杂质元素的含量，而且必须将6种杂质元素的含量的总和(Zr+Bi+Sn+Sb+Pb+As；其中，各元素符号表示各元素的含量)限制为0.020％以下，进一步实现高纯度化。
本实施方式的钢中，6种杂质元素的含量的总和为0.020％以下。
6种杂质元素的含量的总和优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。
另一方面，从确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的方面来看，6种杂质元素的含量的总和优选尽可能地少。因此，6种杂质元素的含量的总和的下限为0％。
O：0.0090％以下
钢水的精炼后不可避免地残存的O(氧)是成为非金属夹杂物量的指标的元素。
如果O超过0.0090％，则Nd氧化物生成，从而Nd被消耗，微细的碳化物或拉弗斯相生成，无法获得高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高效果。因此，将O量设定为0.0090％以下。O量优选为0.0080％以下，更优选为0.0070％以下，进一步优选为0.0050％以下。
O量可以为0％。但是，O有时在精炼后不可避免地残留0.0001％左右。因此，从制造成本的观点出发，O量可以为0.0001％以上。
本实施方式的钢的成分组成可含有：Co、Ca和Mg之中的1种或2种以上；和/或Nd以外的镧系元素、Y、Sc、Ta、Hf和Re之中的1种或2种以上。
这些元素都为任选的元素。因此，这些元素的含量可以各自为0％。
Co：0.80％以下
Co可成为制造其他钢时的污染源。因此，Co量设定为0.80％以下。Co量优选为0.60％以下。
本实施方式的钢不必含有Co(即，Co量可以为0％)，但从使金属组织进一步稳定化、进一步提高高温强度的观点出发，可以含有Co。
在本实施方式的钢含有Co的情况下，Co量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。
Ca：0.20％以下
Ca为任选的元素，Ca量可以为0％。
Ca是可添加作为完成脱氧的元素。本实施方式的钢由于含有Nd，因此优选在精炼过程中用Ca进行脱氧。在本实施方式的钢含有Ca的情况下，从更为有效地获得脱氧效果的观点出发，Ca量优选为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。
另一方面，如果Ca量超过0.20％，则非金属夹杂物的量增加，高温强度、耐应力腐蚀开裂性和韧性降低，因此将Ca量设定为0.20％以下。Ca量优选为0.15％以下。
Mg：0.20％以下
Mg为任选的元素，Mg量可以为0％。
Mg是通过微量的添加就有助于高温强度、耐蚀性提高的元素。在本实施方式的钢含有Mg的情况下，从更为有效地获得上述效果的观点出发，Mg量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
另一方面，如果Mg量超过0.20％，则强度、韧性、耐蚀性和焊接性降低，因此将Mg量设定为0.20％以下。Mg量优选为0.15％以下。
Nd以外的镧系元素、Y、Sc、Ta、Hf和Re之中的1种或2种以上的合计：0.20％以下
Nd以外的镧系元素(即，La、Ce、Pr、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu)、Y、Sc、Ta、Hf和Re都为任选的元素，这些元素的合计含量可以为0％。
Nd以外的镧系元素、Y、Sc、Ta、Hf和Re的价格高，但为具有提高由Nd和B的复合添加所产生的协同效果的作用的元素。在本实施方式的钢含有这些元素之中的1种或2种以上的情况下，这些元素的合计含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。
另一方面，如果Nd以外的镧系元素、Y、Sc、Ta、Hf和Re的合计含量超过0.20％，则非金属夹杂物的量增加，强度、韧性、耐蚀性和焊接性降低，因此将上述合计含量设定为0.20％以下。上述合计含量优选为0.15％以下。
从本实施方式的钢的成分组成除去上述的元素以外的余量为Fe和杂质。
这里所说的杂质是指上述的元素以外的元素之中的1种或2种以上。上述的元素以外的元素(杂质)的含量分别优选被限制为0.010％以下，更优选限制为0.001％以下。
本实施方式的钢的成分组成的用下述式(1)定义的有效M量Meff为0.0001～0.250％。
以下对有效M量Meff进行说明。
有效M量Meff＝Nd+13·(B-11·N/14)-1.6·Zr 式(1)
(式(1)中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。)
有效M量Meff是对高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高必不可少的Nd与B的量进行规定的关系的指标。
定义有效M量Meff的式(1)是本发明者们从确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的观点出发发现的关系式。
式(1)基本上是在对于优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的确保有效地发挥作用的Nd的量的基础上加上同样有效地发挥作用的B的量、并且减去对于优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的確保有害的Zr的量的关系式。
本实施方式的钢中，为了确保优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性，尽可能减少N，抑制氮化物的生成。
但是，在工业上制造钢的情况下，某种程度的量的N会不可避免地混入钢中。混入在钢中的N如果形成BN，则不能获得B的作用效果。因此，必须确保不与N结合的B。
在定义有效M量Meff的上述式(1)中，“(B-11·N/14)”的部分为有效地发挥作用的B的量(即，添加的B中没有与N结合的B的量)。
上述式(1)中，通过将“(B-11·N/14)”(没有与N结合的B量)乘以13倍而成为“13·(B-11·N/14)”，从而对有效地发挥作用的B的量进行加权。其中，13倍为Nd的原子量(≈144)与B的原子量(≈11)之比。
上述式(1)中，将上述得到的“13·(B-11·N/14)”加算到Nd的量中(“Nd+13·(B-11·N/14)”)。Nd与B同样地是对于优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的确保有效地发挥作用的元素。
上述式(1)中，除了“Nd+13·(B-11·N/14)”以外，还存在将对优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的确保有害的Zr的量减去的项“-1.6·Zr”。
杂质元素的Zr会形成氮化物和氧化物，从而具有降低由Nd与B的复合添加所产生的协同效果的作用。
在式(1)中，通过将Nd的原子量(≈144)与Zr的原子量(≈91)之比的1.6(≈144/91)乘以Zr量而成为“1.6Zr”，由此对Zr的上述降低效果进行加权。
式(1)中，将上述“1.6Zr”从上述“Nd+13·(B-11·N/14)”中减去。
如上所述，通过用式(1)定义的有效M量Meff，能够将对于获得优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性所必需的Nd和B的添加量、以及对于优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的确保有害的Zr的限制量定量化(对于具体例子，将在实施例中详述)。
如果有效M量Meff不到0.0001％，则难以获得优异的高温强度和耐应力腐蚀开裂性。因此，将有效M量Meff设定为0.0001％以上。有效M量Meff优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.010％以上。
再有，在N量或Zr量多的情况下，有效M量Meff有时会成为负值。
另一方面，如果有效M量Meff超过0.250％，则由有效M量Meff所产生的高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高效果饱和、经济性降低，而且强度、韧性、加工性和焊接性也降低。因此，将有效M量Meff设定为0.250％以下。有效M量Meff优选为0.200％以下，更优选为0.150％。
对本实施方式的钢的金属组织并无特别限制。
从进一步提高高温强度(例如700℃～750℃的高温蠕变强度)的观点出发，本实施方式的钢的金属组织优选为粗晶粒的金属组织。
具体地说，本实施方式的钢优选金属组织的ASTM晶体粒度号为7以下。
据认为，如果本实施方式的钢的金属组织以ASTM晶体粒度号计为7以下的粗晶粒组织，则能实现下述效果：对蠕变的晶界滑动、由经由晶界的元素扩散所引起的金属组织的变化以及σ相的析出位点的生成进行抑制。
因此，从进一步提高高温强度的观点出发，优选本实施方式的钢的金属组织以ASTM晶体粒度号计为7以下的粗晶粒组织。
另外，就一般的钢而言，如果钢的金属组织为粗晶粒的金属组织，则由于晶界中的杂质元素的偏析，具有容易发生应力腐蚀开裂的倾向。
但是，就本实施方式的钢而言，通过高纯度化，使晶界中的杂质元素的偏析减少了。因此，就本实施方式的钢而言，在为粗晶粒的金属组织的情况下(例如，金属组织的ASTM晶体粒度号为7以下的情况下)，也能抑制应力腐蚀开裂(即，维持优异的耐应力腐蚀开裂性)。
由以上的观点出发，本实施方式的钢的金属组织的ASTM晶体粒度号优选为7以下，更优选为6以下。
对金属组织的ASTM晶体粒度号的下限并无特别限制，从对蠕变延展性的降低和焊接开裂进行抑制的观点出发，金属组织的ASTM晶体粒度号的下限优选为3。
如上述那样，本实施方式的钢的高温强度(特别是蠕变断裂强度)优异。
对本实施方式的钢的高温强度的具体范围并无特别限制，但本实施方式的钢的700℃、1万小时的蠕变断裂强度优选为140MPa以上。
其中，700℃为比实际的使用温度高的温度。
因此，“700℃、1万小时的蠕变断裂强度为140MPa以上”这一要件表示高温特性显著地优异。
具体地说，700℃、1万小时的蠕变断裂强度为140MPa以上的高温强度与作为以往的18Cr系奥氏体不锈钢已在世界上广泛地使用的347H钢(18Cr-12Ni-Nb系)相比，为格外优异的高温强度(例如，参见后述的表3中发明钢1～20和比较钢21)。
不到140MPa的蠕变断裂强度通过现有技术的延伸就能够容易地实现，但140MPa以上的蠕变断裂强度通过现有技术的延伸难以实现。
关于这一点，根据本实施方式的钢，通过成分组成的优化、由Nd量和B量产生的有效M量Meff的优化、由杂质元素量的限制产生的高纯度化等，通过碳化物和在蠕变中析出的拉弗斯相的微细析出，在比实际的使用温度更高的700℃下能够实现1万小时的蠕变断裂强度为140MPa以上(优异的高温强度)。
对制造本实施方式的钢的方法并无特别限定，可以适当地采用公知的奥氏体不锈钢的制法。
本实施方式的钢可以为经热处理的钢板或钢管。
就上述热处理中的加热温度而言，从容易得到粗晶粒组织、容易提高高温强度(例如蠕变断裂强度)的方面来看，优选为1050～1250℃，更优选为1150℃～1250℃。
对热处理中的加热后的冷却的方式并无特别限制，可以是急冷(例如水冷)，也可以是空气冷却，但优选急冷，更优选水冷。
上述实施了热处理的钢板或钢管例如通过下述步骤来得到：准备具有上述的本实施方式的钢中的成分组成的钢板或钢管，将准备的钢板或钢管加热到例如1050～1250℃(优选地1150℃～1250℃)，接下来进行冷却而得到。
具有上述成分组成的钢板或钢管(热处理前的钢板或钢管)都能够按照常规方法准备。
具有上述成分组成的钢管例如能够通过下述步骤来准备：将具有上述的成分组成的钢水铸造而制成钢锭或钢片，对于得到的钢锭或钢片，实施选自热挤出、热轧、热锻造、冷拉拔、冷轧、冷锻造和切削加工中的至少1种的加工而准备。
以上对于本实施方式的钢进行了说明。
对本实施方式的钢的用途并无特别限制，本实施方式的钢能够适用于要求确保高温强度和耐应力腐蚀开裂性的所有用途。
本实施方式的钢适合作为例如下述制品的原材料钢：锅炉、化学工厂等的耐热耐压热交换器管或配管；耐热锻造品；耐热棒钢；耐热钢板；等等。
本实施方式的钢特别适合作为尤其是在锅炉的内部所具有的耐热耐压热交换器管(例如外径为30～70mm、壁厚为2～15mm的耐热耐压热交换器管)或者锅炉的配管(例如外径为125～850mm、壁厚为20～100mm的配管)的原材料钢。
实施例
接下来对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一条件例，本发明并不限于该一条件例。本发明中，在不脱离本发明的主旨的情况下，只要实现本发明的目的，则可采用各种的条件。
在本实施例中，将表1和表2(表1的续表)中示出了成分组成的30种钢进行了熔炼。
在表1和表2中，钢1～20为作为本发明的实施例的发明钢(以下也分别称为发明钢1～20)，钢21～30为作为比较例的比较钢(以下也分别称为比较钢21～30)。
比较钢21为通用的347H(18Cr-12Ni-Nb)钢，其是用于对现有技术和发明钢1～20进行比较的标准材料。
熔炼发明钢1～20时，作为Fe源，使用经过高炉转炉冶炼和采用真空氧脱气法进行的二次精炼得到的高纯度的Fe；作为合金元素，使用了预先进行了分析的高纯度的合金元素。进而，熔炼发明钢1～20前，将用于熔炼发明钢1～20的炉充分地洗净，特别留意以使得不发生杂质混入。
在发明钢1～20的制作中，通过以上的特别的管理，对6种杂质元素(具体地为Zr、Bi、Sn、Sb、Pb和As)、O量、N量等进行限制，将Nd量和B量控制在适当的范围内。
熔炼比较钢23～30时，也使用了上述高纯度的Fe源，但在比较钢23～30的熔炼时，进一步按照以下所述的步骤调节了成分组成。
熔炼比较钢21、23、24、27和29时，有意地添加了6种杂质元素和O(氧)中的至少1种。
熔炼比较钢21、24和26时，有意地添加了N(氮)。
熔炼比较钢21～23、25、27和28时，未添加B和Nd的至少1种。
熔炼比较钢21时，使Cu的添加量不足，未添加Mo、W、V和Ti。
熔炼比较钢30时，使W的添加量不足。
-表1和表2的说明-
·数值表示各元素的含量(质量％)。
·带有下划线的数值为本实施方式中的化学组成的范围之外的数值。
·各钢中，除了表1和表2中所示的元素以外的余量为Fe和杂质。
·Meff是基于上述的式(1)来算出。其中，对于Zr量不到0.001％(表2中，表记为“＜0.001”)的钢，将Zr量设为0％，由此算出了Meff。
·小计(X)表示6种杂质元素(具体地为Zr、Bi、Sn、Sb、Pb和As)的合计量(质量％)。其中，对于含量不到0.001％(表2中，表记为“＜0.001”)的元素，将含量设为0％，由此算出了小计(X)。
＜试验材料的制造和热处理(1200℃)＞
将表1和表2中所示的成分组成的钢通过真空熔化来熔炼，进行铸造，从而得到了50kg的钢锭。
通过对得到的钢锭进行热锻造，由此得到了厚为15mm的钢板。
通过对得到的厚为15mm的钢板的表面进行切削加工，由此得到了厚为约12mm的钢板。
通过对得到的厚为约12mm的钢板以约30％的断面缩小率实施冷轧，由此得到了厚为约8mm的板状的试验材料。
通过将上述试验材料加热到1200℃，保持15分钟，保持后，进行水冷，由此对上述试验材料实施了1200℃的热处理。
＜ASTM晶体粒度的测定＞
按照ASTM E112测定了上述热处理后的试验材料的ASTM晶体粒度。ASTM晶体粒度的测定位置设定为试验材料的纵断面中的壁厚中央部附近。
将结果示于表3中。
＜高温强度的测定＞
从上述热处理后的试验材料切取出以试验材料的纵向作为纵向的φ6mm、平行部为30mm的蠕变断裂试验片。使用该蠕变断裂试验片，实施700℃、1万小时以上的长时间的蠕变断裂试验，作为高温强度，测定了700℃、1万小时的蠕变断裂强度(MPa)。
将结果示于表3中。
＜母材的应力腐蚀开裂试验＞
从上述热处理后的试验材料切取出宽10mm×厚4mm×长40mm的腐蚀用试验片。以下将切取出的腐蚀用试验片作为“母材”。
对于母材，在650℃下实施了10小时加热时效处理。
对于加热时效处理后的母材，实施斯特劳斯试验(ASTM A262、Practice E：敏化评价)，判断有无深度为100μm以上的开裂。
将以上的结果示于表3中。
＜焊接HAZ(热影响部；Heat Affected Zone)相当材料的应力腐蚀开裂试验＞
从上述热处理后的试验材料切取出宽10mm×厚4mm×长40mm的腐蚀用试验片。
将切取出的试验片使用Greeble试验机(真空中、通电加热)在950℃下加热了25秒。加热后，通过喷射He来冷却，得到了焊接HAZ相当材料(焊接热影响部相当材料)。
对于得到的焊接HAZ相当材料，与母材的应力腐蚀开裂试验同样地实施加热时效处理和斯特劳斯试验，判断有无深度为100μm以上的开裂。
将结果示于表3中。
表3
如表3中所示那样，发明钢1～20和比较钢21～30的金属组织都是ASTM晶体粒度号为7以下的粗晶粒组织。
如表3中所示那样，发明钢1～20的高温强度为147MPa以上的优异的强度，为比较钢21(通用的347H钢)的高温强度的约1.5倍以上。
另一方面，比较钢21～30的高温强度为137MPa以下的低强度，与发明钢1～20的高温强度相比处于劣势。
如表3中所示那样，就发明钢1～20而言，发明钢与母材和焊接HAZ相当材料都没有确认到有深度100μm以上的开裂。由这些结果证实了：发明钢1～20具有优异的耐应力开裂性。
另一方面，就比较钢21～28而言，确认到了有深度100μm以上的开裂。
更详细地说，由B和Nd都未添加的比较钢21、以及添加了B但未添加Nd的比较钢22、23、25和27的结果证实了：Nd的添加对于高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高是有效的。
另外，由虽然复合添加了Nd和B、但是N量过剰、Meff不到0.0001质量％的比较钢26的结果证实了：N量为0.0100％以下、Meff为0.0001～0.250％对于高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高是有效的。
另外，由Meff为0.0001～0.25％的范围内、但O量超过0.0090％、N量超过0.0100％的比较钢24的结果证实了：O量为0.0090％以下、N量为0.0100％以下对于高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高是有效的。
据推测比较钢24的高温强度低的理由在于：Nd和B分别作为氧化物或氮化物被消耗，微细沉淀硬化没有显现出来。
另外，由比较钢28的结果证实了：B量为0.0010％以上对于高温强度和耐应力腐蚀开裂性的提高是有效的。
另外，由比较钢29的结果证实了：Zr量为0.002％以下对于高温强度的提高是有效的。
另外，由比较钢30的结果证实了：W量为2.00％以上对于高温强度的提高是有效的。
＜晶体粒度与应力腐蚀开裂的关系＞
对于发明钢1、10和17以及比较钢21和23，为了考察钢的晶体粒度与应力腐蚀开裂的关系，实施了以下的试验。
首先，对于上述的实施了1200℃的热处理的试验材料，采用上述的方法实施了ASTM晶体粒度的测定、母材的应力腐蚀开裂试验和焊接HAZ相当材料的应力腐蚀开裂试验。不过，其中，在母材和焊接HAZ相当材料的应力腐蚀开裂试验中，实测了开裂的深度，并且详细地观察了开裂的状态。
将结果示于表4中。
接下来，通过将实施上述的1200℃的热处理之前的试验材料加热到1125℃，在该温度下保持15分钟，保持后，进行水冷，由此对于上述试验材料实施了1125℃的热处理。
对于实施了1125℃的热处理的试验材料，与实施了1200℃的热处理的试验材料同样地实施了ASTM晶体粒度的测定、母材的应力腐蚀开裂试验和焊接HAZ相当材料的应力腐蚀开裂试验。
将结果示于表4中。
表4
如表4和上述的表3中所示那样，就发明钢1、10和17以及比较钢21和23而言，在1200℃下实施了热处理的试验材料的金属组织为ASTM晶体粒度号7以下的粗晶粒组织。
另一方面，如表4中所示那样，就发明钢1、10和17以及比较钢21和23而言，在1125℃下实施了热处理的试验材料的金属组织成为了ASTM粒度序号为8以上的细晶粒组织。
另外，如表4中所示那样，就发明钢1、10和17而言，在为细晶粒组织(ASTM晶体粒度号为8以上)和粗晶粒组织(ASTM晶体粒度号为7以下)的任一种的情况下，与比较钢21和23相比，耐应力腐蚀开裂都充分地降低了。
相对于这些发明钢，就比较钢21和23而言，在为细晶粒组织(ASTM晶体粒度号为8以上)和粗晶粒组织(ASTM晶体粒度号为7以下)的任一种的情况下，由应力腐蚀开裂试验所产生的开裂的深度都为2mm以上，发生了显著的应力腐蚀开裂。特别地，就焊接HAZ相当材料而言，大量产生了3mm以上的开裂。
如以上所述，发明钢1、10和17与比较钢21和23相比，应力腐蚀开裂显著地减轻。
日本申请2015-114665的整个公开内容全部以参考的方式并入本说明书中。
本说明书中记载的所有文献、专利申请和技术标准以参考的方式并入本说明书中，其是与具体地且逐个地记载将各个文献、专利申请和技术标准以参考的方式并入本说明书中的情况程度相同。