CN103498113A - 焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种能够抑制焊接热影响区的耐蚀性和韧性降低的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计含有C：0.06%以下、Si：0.1～1.5%、Mn：2.0～4.0%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Cr：19.0～23.0%、Ni：1.00～4.0%、Mo：1.0%以下、Cu：0.1～3.0%、V：0.05～0.5%、Al：0.003～0.050%、O：0.007%以下、N：0.10～0.25%、Ti：0.05%以下，剩余部分包括铁及不可避免的杂质；用式＜1＞表示的Md30值为80以下；用式＜2＞表示的Ni－bal.为-8～-4，且Ni－bal.和N含量的关系满足式＜3＞，奥氏体相面积率为40～70%，2×Ni＋Cu为3.5以上。Md30＝551-462×（C＋N）-9.2×Si-8.1×Mn-29×（Ni＋Cu）-13.7×Cr-18.5×Mo-68×Nb ＜1＞；Ni－bal.＝（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu＋30C＋30N）-1.1（Cr＋1.5Si＋Mo＋W）＋8.2＜2＞；N（%）≤0.37＋0.03×（Ni－bal.）＜3＞。

Description

焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢

本申请是申请日为2009年3月26日、中国申请号为200980110816.7且发明名称为“焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢”的专利申请的分案申请。 

技术领域

本发明涉及一种合金节省型双相不锈钢，其在具有奥氏体相和铁素体相双相的双相不锈钢中的Ni、Mo等高价合金的含量得到抑制的合金节省型双相不锈钢中，抑制了使用时的一大课题即焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低，从而能够谋求提高该钢应用于焊接结构件时的成为瓶颈的焊接作业性。 

背景技术

双相不锈钢在钢的组织中具有奥氏体相和铁素体相两相，作为高强度高耐蚀性的材料，从以前就一直被用作石油化学装置材料、泵体材料、化学储罐用材料等。而且，由于双相不锈钢一般是低Ni的成分系，因此随着近来的金属原料高涨的状况，作为合金成本比成为不锈钢主流的奥氏体系不锈钢低、且变动小的材料而引人注目。 

作为双相不锈钢的近来的话题，有合金节省型的开发和其使用量的增加。所谓合金节省型，是抑制双相不锈钢的比以往钢昂贵的合金的含量，从而使低合金成本的优势更加增大的钢种，其公开于日本特开昭61-56267号公报、WO2002／27056号公报、以及WO96／18751号公报中。其中，日本特开昭61-56267号公报及WO2002／27056号公报中公开的双相不锈钢在ASTM-A240中被标准化，前者与S32304（代表成分为23Cr-4Ni-0.17N）对应，后者与S32101（代表成分为22Cr-1.5Ni-5Mn-0.22N）对应。以往的双相不锈钢的主要钢种是JIS SUS329J3L及SUS329J4L，但它们的耐蚀性比奥氏体系的高耐蚀钢SUS316L更高，分别添加有大约6～7%（在以下的本发明中，关于成分的%表示质量%） 的高价的Ni，和大约3～4%的高价的Mo。与此相对照，合金节省型双相不锈钢虽然使耐蚀性接近SUS316L或通用钢的SUS304的水平，但Mo的添加大致为0，Ni的添加则大幅度降低，在S32304中为大约4%，在S32101中大约为1%。 

日本特开2006-183129号公报中记载的双相不锈钢作为日本特开昭61-56267号公报中记载的双相不锈钢S32304的改良型，为了提高酸性环境中的耐蚀性而添加了Cu，为了提高强度而添加了Nb、V、Ti中的任一种。此外，在日本特开2006-183129号公报中，作为延展性及深冲性优良的奥氏体和铁素体系不锈钢，规定了合金节省型双相钢的成分系，但其中，作为选择元素添加0.5%以下的V，作为其效果，在于通过使钢的组织微细化而提高强度。 

在这些双相不锈钢中，尤其在极力降低Ni、Mo的S32101级（Ni：2%以下）的钢中，成为课题的是焊接热影响区的耐蚀性和韧性降低。 

关于耐蚀性，合金节省型尽管原本与以往钢相比耐蚀性低，但可设计达到接近SUS304及SUS316L的水平，在固溶热处理后且在无焊接的状态下，具有不比SUS304及SUS316L逊色的耐蚀性。可是，特别是在合金节省型时，在进行焊接时，在焊接部附近的热影响区（所谓HAZ区），在接受某界限以上的输入热量的情况下，有时引起耐蚀性的极端降低，有时低于SUS304的耐蚀性水平。 

关于韧性，双相不锈钢由于具有被认为通常不会引起脆性破坏的奥氏体相，同时还具有可能产生脆性破坏的铁素体相，因此与奥氏体系不锈钢相比韧性本质上低劣。但是，只要没有σ相之类的金属间化合物等的干预，通常不会产生铁素体系不锈钢之类的急剧的延展性-脆性转移，只要不在相当低的低温下使用，就具有作为结构材料足够水平的韧性。 

但是，与耐蚀性同样，由于在HAZ区韧性下降，所以有时难以在要避免应力造成的破坏的结构用途中使用。 

基于以上的理由，S32101级的合金节省型双相不锈钢尽管合金成本相当廉价，但只限定于耐蚀性和韧性不太成为问题的用途，或通过进行低输入热焊接即降低焊接速度的焊接来使用，在作为奥氏体系不锈钢的替代广泛使用中课题较多。在日本特开昭61-56267号公报中公开的 钢被标准化的S32304中几乎看不到这样的问题，但含有大约4%的Ni，是比较高价的。在日本特开昭61-56267号公报中有“Ni：2～5.5%”的记载，容许将Ni含量降低到2%，但在实际降低到2%的钢中表现出上述的韧性降低。WO96／18751号公报中记载的钢也同样。 

发明内容

关于本发明的合金节省型双相不锈钢，其目的在于，提供一种在极力抑制了合金成本后，又抑制上述的HAZ区的耐蚀性和韧性的降低，减少了作为结构材料等使用时的课题的合金节省型双相不锈钢。 

本发明人对尽量抑制上述的HAZ区的耐蚀性和韧性的降低的方法进行了详细研究，结果就此现象的发生机理及其降低对策获得了见解，以至完成了本发明。 

在焊接HAZ区耐蚀性和韧性降低的理由如下。添加到双相不锈钢中的N大部分固溶在奥氏体相中，向铁素体相中的固溶量很少。通过焊接时的加热使铁素体相的比例增加，奥氏体相减少。铁素体中的固溶N量增加，但是在焊接后的冷却时，由于冷却速度快因而奥氏体相不能回到焊接前的量，铁素体相中的固溶N量与焊接前相比停留在较高的水平。由于铁素体相中的N固溶度比较小，因此冷却时超过固溶度的部分成为Cr氮化物并析出。该氮化物因促进裂纹的传播而使韧性降低，此外，因析出而消耗Cr，产生所谓Cr缺乏层，因而使耐蚀性降低。 

通常，作为降低铁素体相中的固溶C、N量的方法，众所周知的是使“Ti、Nb”之类的碳氮化物稳定化元素合金化的方法，在铁素体不锈钢中，将C、N含量降低到极低水平，添加0.1～0.6%左右的Ti、Nb的高纯度铁素体不锈钢开始实用化。可是，如果在大量含有N的合金节省型双相不锈钢中使如此量的Ti、Nb合金化，则上述N作为氮化物大量析出，从而阻碍韧性。本发明人考虑到有关与N具有亲和力的V、Nb、B等元素的作用，调查研究了其含量与合金节省型双相不锈钢焊接HAZ区的耐蚀性和韧性的关联性，得到了以下的见解。 

在本发明的合金节省型双相不锈钢中，V、Nb、B等元素各自与N的亲和力的值不同，根据元素的种类和量，生成各自氮化物的温度区不 同。一般认为：如Ti、Zr那样亲和力非常强的元素在凝固点前后的相当高温下，亲和力比较强的B在热轧或固溶热处理的温度附近生成氮化物析出，导致韧性降低。另一方面，可以预想V或Nb通过含量调整，能够在生成Cr氮化物的900～600℃的温度区调整固溶／析出。于是，本发明人就利用添加V的改善方策进行了研究。如上述文献中记载，有向双相不锈钢中添加V的先例，但通常进行的添加V是为了提高强度、或与上述的Ti、Nb一样使固溶N尽量作为V氮化物析出，抑制作为Cr氮化物的析出，从而抑制Cr缺乏层，是为所谓稳定化而进行的，作为V，通例是进行使V氮化物析出的水平的添加。与此相对照，在本申请发明中，侧重点是基于以下的想法，通过停留在固溶水平的V的添加，使其有助于抑制HAZ区的氮化物析出。 

其机理如下。Cr氮化物在焊接加热后的冷却时，因HAZ区在500～900℃左右的氮化物析出温度区，在短到几秒～几十秒的短时间内被暴露而析出。V与N的亲和性虽比Ti、Nb等低，但比Cr高，降低N的活度，因而V的微量添加就使Cr氮化物的析出延迟，在几十秒的短时间内可抑制Cr氮化物的析出量。另一方面，如果进行以往方法的大量添加，虽耐蚀性得以提高，但韧性因析出大量的V氮化物而与以往钢同样地降低。 

为了发挥上述这样的添加V的效果，必须使V呈固溶状态。因此，需要将所谓固溶度积[V]×[N]规定在一定以下。因此，通过除了抑制V的过剩添加以外，尽量抑制铁素体中的N量，能够容许添加比较大量的V。在双相钢时，添加N有助于提高耐蚀性、增加奥氏体相的比例，因此对于限制铁素体中的N量，不是单一的N量的抑制，需要将铁素体量的控制和与该铁素体量对应的N添加量的限制进行组合。铁素体相中的N量不仅通过降低钢中的N含量，而且通过提高奥氏体的存在比率都能降低。因为奥氏体相与铁素体相相比N的固溶量大。因此，在所谓控制奥氏体生成元素和铁素体生成元素的比例的意义上，在规定了作为推断奥氏体量的公式广泛使用的Ni－bal.后，再根据Ni－bal.各个水平规定可发挥添加V的效果的N添加量的上限，由此能够提供通过与添加V组合可得到较大效果的双相不锈钢。 

再有，为了更加提高HAZ区的韧性，除了抑制氮化物的析出以外，提高母材本身韧性也是有效的。从此观点出发，添加作为合金成本容许级的Ni、Cu是有效的。Ni、Cu除了是主要的奥氏体生成元素以外，通过添加还能够提高铁素体相的韧性。在该双相钢中传播裂纹的是铁素体相，因此添加Ni、Cu对于提高韧性是非常有效的。通过提高铁素体相的韧性，即使某种程度地析出氮化物，韧性降低也达不到作为结构用途致命的水平，即室温下脆性破坏的水平。 

从以上结果以至发明了增添有上述效果，再通过成分的适当分配具有可解决上述课题的成分系的合金节省型双相不锈钢。 

此外，本发明人作为判断钢的HAZ的耐蚀性和韧性是否良好的方法，发现了以下的评价方法：对钢试样按顺序施加（i）以15秒从室温升温到1300℃，（ii）在1300℃保持5秒，（iii）以15秒从1300℃等温冷却到900℃，（iv）以135秒从900℃等温冷却到400℃，（v）从400℃通过喷氮等骤冷到室温，即图1所示的热过程后，对该钢试样的提取残渣进行分析。 

该加热图谱是模拟不锈钢中一般所用的焊接热循环并简略化而成的。（ii）的最高温度区域大致与氮固溶度小的铁素体相的增加区对应，（iii）的中温的温度区域大致与铁素体相的一部分向奥氏体相的相变区对应，（iv）的低温区大致与Cr氮化物的析出区对应。各个通过时间以实际的测温数据为基础拟定。也就是说，通过该加热图谱，能够模拟实际焊接时的Cr氮化物容易析出的条件。通过对实施了上述的热处理后的双相不锈钢材的提取残渣进行分析，能够推断在该钢材的焊接部的析出物量。再有，在该钢材中析出物大致全部为碳氮化物。 

以上，作为本发明的要旨的构成如下。 

（1）一种焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于： 

以质量%计含有C：0.06%以下、Si：0.1～1.5%、Mn：2.0～4.0%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Cr：19.0～23.0%、Ni：1.0～4.0%、Mo：1.0%以下、Cu：0.1～3.0%、V：0.05～0.5%、Al：0.003～0.050%、O：0.007%以下、N：0.10～0.25%、Ti：0.05%以下，剩余部分包括铁 及不可避免的杂质； 

用式＜1＞表示的Md30值为80以下； 

用式＜2＞表示的Ni－bal.为―8～―4，且Ni－bal.和N含量的关系满足式＜3＞，奥氏体相面积率为40～70%，2×Ni＋Cu为3.5以上； 

Md30＝551－462×（C＋N）－9.2×Si－8.1×Mn－29×（Ni＋Cu）－13.7×Cr－18.5×Mo－68×Nb      ＜1＞ 

Ni－bal.＝（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu＋30C＋30N）－1.1（Cr＋1.5Si＋Mo＋W）＋8.2      ＜2＞ 

N（%）≤0.37＋0.03×（Ni－bal.）      ＜3＞ 

其中，所述式中各元素名均表示其含量（%）。 

（2）根据上述（1）所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～0.15%的Nb，且Nb×N为0.003～0.015，其中，Nb、N表示各自含量的质量%。 

（3）根据上述（1）所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有Ca≤0.0050%、Mg≤0.0050%、REM：≤0.050%、B≤0.0040%中的1种或2种以上。 

（4）根据上述（1）所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～0.15%的Nb，且Nb×N为0.003～0.015，其中，Nb、N表示各自含量的质量%；而且以质量%计，还含有Ca≤0.0050%、Mg≤0.0050%、REM：≤0.050%、B≤0.0040%中的1种或2种以上。 

（5）根据上述（1）所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～1.00%的Co。 

（6）根据上述（1）所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～0.15%的Nb，且Nb×N为0.003～0.015，其中，Nb、N表示各自含量的质量%；而且以质量%计，还含有0.02～1.00%的Co。 

（7）根据上述（1）所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合 金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～0.15%的Nb，且Nb×N为0.003～0.015，其中，Nb、N表示各自含量的质量%；而且以质量%计，还含有Ca≤0.0050%、Mg≤0.0050%、REM：≤0.050%、B≤0.0040%中的1种或2种以上；而且以质量%计，还含有0.02～1.00%的Co。 

（8）根据上述（1）所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有Mg：0.0001～0.0050%，且f_N和Ti含量和N含量之积：f_N×Ti×N为0.00004以上，且Ti含量和N含量之积：Ti×N为0.008以下； 

其中，f_N是满足下式＜4＞的数值； 

Log₁₀f_N＝－0.046×Cr－0.02×Mn－0.011×Mo＋0.048×Si＋0.007×Ni＋0.009×Cu     ＜4＞ 

此外，所述式中各元素名均表示其含量（质量%）。 

（9）根据上述（1）所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有Zr≤0.03%、Ta≤0.1%、W≤1.0%、Sn≤0.1%中的1种或2种以上。 

（10）根据上述（1）～（9）中的任一项所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：在实施模拟钢焊接时所接受的热过程的下述（i）～（v）的热处理后，上述钢的Cr的提取残渣量为0.025%以下，且下述式＜5＞所示的CRN值在0.5以上； 

（i）以15秒从室温升温到1300℃，（ii）在1300℃保持5秒，（iii）以15秒从1300℃等温冷却到900℃，iv）以135秒从900℃等温冷却到400℃，v）从400℃骤冷到室温； 

CRN＝（[Cr]／104）／{（[Cr]／104）＋（[V]／51）＋（[Nb]／93）＋（[B]／11）}      ＜5＞ 

其中，[Cr]、[V]、[Nb]、[B]均表示各元素的提取残渣量（质量%）。 

在本发明的上述（1）所述的合金节省型双相不锈钢中，能够对与奥氏体系不锈钢相比合金成本低、且成本的变动小的合金节省型双相不锈钢中的一大课题即焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低进行抑制，其结果是，可谋求向取代奥氏体系不锈钢的用途中的焊接作业性成为课题 的用途中扩展，对产业上的贡献是非常大的。 

在本发明的上述（2）所述的合金节省型双相不锈钢中，通过Nb的微量添加可更加对氮化物析出造成的焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低进行抑制。在本发明的上述（3）及（4）所述的合金节省型双相不锈钢中，可抑制该钢的焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低，同时提高热加工性。在本发明的上述（5）、（6）所述的合金节省型双相不锈钢中，可抑制该钢的焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低，此外在上述（7）所述的合金节省型双相不锈钢中，还可确保热加工性，同时还可进一步提高该钢的韧性和耐蚀性。 

在本发明的上述（8）所述的合金节省型双相不锈钢中，可抑制该钢的焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低，同时通过Ti和Mg的复合添加使铁素体组织微细化，可更加提高韧性，在本发明的上述（9）所述的合金节省型双相不锈钢中，可抑制该钢的焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低，同时能够更加提高耐蚀性。此外，在本发明的上述（10）所述的合金节省型双相不锈钢中，规定了对试验材料实施了特定热处理后的提取残渣量进行测定时的判别基准，具备能明确是可抑制上述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低的材料的评价。 

附图说明

图1是表示模拟本发明中的焊接热循环的热处理的热过程的图示。 

图2是表示本发明中的HAZ的耐蚀性良好的Ni-bal.和N的范围的图示。 

具体实施方式

以下对本发明进行详细说明。 

首先，对本发明的上述（1）所述的合金节省型双相不锈钢的钢组成的限定理由进行说明。再有，有关成分的%表示为质量%。 

C为了确保不锈钢的耐蚀性而将含量限制在0.06%以下。如果含量超过0.06%则生成Cr碳化物，使耐蚀性劣化。优选为0.04%以下。另一方面，要极端减少含量则导致成本大幅度上升，因此优选将下限规定为0.001%。 

Si为脱氧而添加0.1%以上。但是，如果添加超过1.5%则韧性劣化。因此，将上限限定在1.5%。优选的范围是大于等于0.2%但小于1.0%。 

Mn使双相不锈钢中的奥氏体相增加，而且抑制加工诱导马氏体的生成，从而提高韧性，此外提高氮的固溶度，抑制焊接部中的氮化物的析出，因此添加2.0%以上。但是，如果添加超过4.0%则耐蚀性劣化。因此，将上限规定为4.0%。优选的范围是大于2.0%但小于3.0%。 

P是钢中不可避免地含有的元素，使热加工性劣化，因此将其限定在0.05%以下。优选为0.03%以下。另一方面，要极端减少含量则导致成本大幅度上升，因此优选将下限规定为0.005%。 

S与P同样是钢中不可避免地含有的元素，也使热加工性、韧性及耐蚀性劣化，因此将其限定在0.005%以下。优选为0.002%以下。另一方面，要极端减少含量则导致成本大幅度上升，因此优选将下限规定为0.0001%。 

Cr是为确保耐蚀性而基本上必需的元素，在抑制加工诱导马氏体的生成方面也有效果，是比较廉价的合金，因此在本发明中含有19.0%以上。另一方面，它是使铁素体相增加的元素，如果含量超过23.0%，则铁素体量过多，损害耐蚀性和韧性。因此，将Cr含量规定为19.0%～23.0%。 

Ni对于使双相不锈钢中的奥氏体相增加、及抑制加工诱导马氏体的生成而提高韧性、进而改善对各种酸的耐蚀性是有效的元素，添加1.0%以上，但因是高价的合金而在本发明中尽量地抑制，规定为4.0%以下。优选的范围是大于等于1.50%但小于3%。 

Mo对于附加地提高不锈钢的耐蚀性是非常有效的元素。但因是非常高价的元素而在本发明中尽量地抑制，将其上限规定为1.0%以下。优选的范围是大于等于0.1%但小于0.5%。 

Cu与Ni同样对于使双相不锈钢中的奥氏体相增加、及抑制加工诱导马氏体的生成而提高韧性、进而改善对各种酸的耐蚀性是有效的元素，且与Ni相比是廉价的合金，因此在本发明中添加0.1%以上，但如果含量超过3.0%则阻碍热加工性，所以将上限规定为3.0%。优选的范围是大于1.0%但小于等于2.0%。 

V在本发明中是重要的添加元素。如上所述，为了降低N的活度，使氮化物的析出延迟，需要添加0.05%以上。另一方面，如果添加超过0.5%，则因V氮化物的析出而使HAZ区韧性降低，因此将上限规定为1.0%。优选的范围是0.06～0.30%。 

Al对于钢脱氧是重要的元素，为了降低钢中的氧，需要添加0.003%以上。另一方面，Al是与N的亲和力比较强的元素，如果过剩添加则产生AlN，阻碍母材的韧性。其程度也依赖于N含量，但如果Al含量超过0.050%，则韧性降低显著，因此将其含量的上限规定为0.050%。优选为0.030%以下。 

O是构成非金属夹杂物的代表即氧化物的有害元素，过剩的含有阻碍韧性。此外，如果生成粗大的簇状氧化物，则成为表面缺陷的原因。 

因此，将其含量的上限规定为0.007%。优选为0.005%以下。另一方面，要极端减少含量则导致成本大幅度上升，因此优选将下限规定为0.0005%。 

N是对于通过固溶于奥氏体相中来提高强度、耐蚀性，同时使双相不锈钢中的奥氏体相增加是有效的元素。因此，含有0.10%以上。另一方面，如果含量超过0.25%，则在焊接热影响区析出Cr氮化物，阻碍韧性，因此将含量的上限规定为0.25%。优选的含量为0.10～0.20%。N的上限如后述那样，还按与Ni－bal.的关系来规定。 

Ti如前所述，即使极微量的添加也作为氮化物析出，阻碍韧性，因此尽量降低。如果超过0.05%，即使在N含量最少时也生成粗大的TiN，从而阻碍韧性，因此限制在0.05%以下。 

接着，下述式＜1＞的Md30一般是在奥氏体系不锈钢中，作为表示加工诱导马氏体造成的加工硬化程度的成分式而为人所知的式子，记载于“鉄と鋼”Vol.63No.5p.772等中。一般有合金添加量越少，Md30越是增高，越容易加工硬化的倾向。本发明钢是双相不锈钢，但因为是合金节省型的，所以一般认为奥氏体相比以往的双相不锈钢容易加工硬化。本发明人发现加工硬化度大的成分的材料使母材的韧性降低，因此按Md30规定加工硬化度的上限。具体而言，在Md30≤80时可得到良好的韧性。 

Md30＝551－462×（C＋N）－9.2×Si－8.1×Mn－29×（Ni＋Cu）－13.7×Cr－18.5×Mo－68×Nb     ＜1＞ 

此外，为了在本发明的双相不锈钢中得到良好的特性，需要使奥氏体相面积率在40～70%的范围。在低于40%时则韧性不良，在超过70%时则出现热加工性、应力腐蚀开裂的问题。此外，在哪种情况下耐蚀性都不良。特别是在本发明钢中应尽量对氮化物析出造成的耐蚀性和韧性的降低进行抑制，最好使氮的固溶度大的奥氏体相尽可能增多。当在双相不锈钢的通常的条件即1050℃附近进行固溶热处理时，为了确保上述奥氏体量，在本发明的规定范围内调整奥氏体相增加元素（Ni、Cu、Mn、C、N等）和铁素体相增加元素（Cr、Si、Mo、W等）的含有比例。具体而言，将用下述式＜2＞表示的Ni－bal.式规定在－8～－4的范围。优选为－7.1～－4。 

Ni－bal.＝（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）－1.1（Cr＋1.5Si＋Mo＋W）＋8.2      ＜2＞ 

此外，如上所述，在本发明中，为了使添加V有效，与Ni－bal.对应地对N量设置并规定上限。关于其上限，通过实验室试制多种成分的双相不锈钢热轧板，以双相不锈钢的通常的条件即1050℃进行固溶热处理，进而实际对该钢板进行焊接，评价了HAZ区的特性。其结果是，如图2所示，判明通过将N抑制在下式＜3＞所示的范围，可得到良好的特性。 

N（%）≤0.37＋0.03×（Ni－bal.）      ＜3＞ 

再有，与图2中的各图点对应的双相不锈钢热轧板试样的成分组成在以下范围，即C：0.011～0.047%、Si：0.13～1.21%、Mn：2.08～3.33%、P≤0.035%、S≤0.0025%、Ni：1.24～3.66%、Cr：19.53～22.33%、Mo：0.07～0.71%、V：0.055～0.444%、Al：0.008～0.036%、N：0.111～0.222%。 

此外，为了提高HAZ区的韧性，以作为合金成本容许的水平，添加是主要的奥氏体生成元素、而且能够提高铁素体相的韧性的Ni、Cu是有效的。本发明人对Ni及Cu的效果进行了调查，结果发现：能够通过2Ni＋Cu整理两元素对韧性提高效果的贡献量。也就是说，如果将2Ni＋Cu规定为3.5以上，即使进行相对热输入量大、对HAZ区的加热 显著的焊接热输入量为3.5kJ／mm的埋弧焊，作为通常的结构用途也没问题的－20℃时的吸收能量为47J（依据JIS G3106“焊接结构用轧炼钢材”）以上，如果换算成冲击值（由于实物的夏氏试验片的截面积为0.8cm²），则可达到58.75J／cm²以上。 

接着，对本发明的上述（2）所述的合金节省型双相不锈钢的钢组成的限定理由进行说明，本发明的上述（2）所述的合金节省型双相不锈钢还含有Nb。 

关于Nb，如前所述，对于降低N的活度从而抑制氮化物的析出是有效的元素。但是，由于与N的亲和力比较强，添加少量就析出Nb氮化物，因此添加时需要注意。于是，通过将Nb的添加量限制在根据与N的关系式而求出的上限以下，以便成为固溶度以下的添加，便能够进一步补充V的效果。 

为了得到此效果，需要添加0.02%以上的Nb。但是，如果过剩添加则析出Nb氮化物，损害包括母材在内的韧性，因此需要在0.15%以下。另外，在求出Nb含量和N含量之积：Nb×N、即所谓固溶度积的式中，通过将该值规定为0.003～0.015，便能够得到上述所示的效果，且为不对韧性附加不良影响的Nb的添加量范围。 

接着，对本发明的上述（3）所述的合金节省型双相不锈钢的钢组成的限定理由进行说明。本发明的上述（3）所述的合金节省型双相不锈钢还含有Ca、Mg、REM、B中的一种以上。 

Ca、Mg、REM、B都是改善钢的热加工性的元素，以此目的添加1种或2种以上。所有过剩的添加反而都使热加工性降低，因此按以下规定其含量的上限。Ca和Mg分别为0.0050%，REM为0.050%。这里REM为La及Ce等镧系稀土元素的含量的总和。再有，关于Ca和Mg，从0.0005%起便可得到稳定的效果，因此优选的范围是0.0005～0.0050%，关于REM，从0.005%起便可得到稳定的效果，因此优选的范围是0.005～0.050%。 

B通过优选添加0.0003%以上，能够稳定地提高晶界强度，从而提高热加工性。但是，过剩的添加因过剩析出硼化物反而损害热加工性，因此将上限规定为0.0040%。 

本发明的上述（4）所述的合金节省型双相不锈钢兼备上述（2）所述的合金节省型双相不锈钢中的对Nb氮化物析出进行抑制的效果和上述（3）所述的合金节省型双相不锈钢中的通过添加成分改善热加工性的效果。 

接着，对本发明的上述（5）所述的合金节省型双相不锈钢的钢组成的限定理由进行说明。本发明的上述（5）所述的合金节省型双相不锈钢还含有Co。 

Co对于提高钢的韧性和耐蚀性是有效的元素，可选择性地添加。如果其含量低于0.02%则效果小，如果含量超过1.00%，则因是高价的元素而不能发挥与成本相称的效果。因此将添加时的含量规定为0.02～1.00%。 

本发明的上述（6）所述的合金节省型双相不锈钢还含有Nb和Co，本发明的上述（7）所述的合金节省型双相不锈钢还含有Nb、和Ca、Mg、REM、B中的一种以上和Co。它们一并具有上述的各个元素的效果。 

接着，对本发明的上述（8）所述的合金节省型双相不锈钢的钢组成的限定理由进行说明。本发明的上述（8）所述的合金节省型双相不锈钢还与Ti复合地含有Mg。 

如前所述，Ti即使是极微量也以氮化物的形式析出，因此在本发明中将Ti的添加量限制在0.05%以下。但是，如果与Mg复合添加，能够使极其微细的TiN在凝固阶段析出，使铁素体组织微细化，从而能够提高韧性。在以得到这样的效果为目的时，优选与Mg复合地添加Ti。在这种情况下，优选的Ti量为0.003～0.05%。另外，在使微细的TiN在凝固阶段析出时，除了与Mg复合地添加以外，还要如下所述考虑f_N、Ti含量和N含量之积。 

也就是说，Ti特别是在N含量高的本发明钢中，通过生成TiN作为δ铁素体的结晶核发挥作用，从而使铁素体粒径微细化，由此具有提高韧性的效果。为此目的，优选含有0.003%以上。另一方面，如果含量超过0.05%，则如前所述即使在N含量最少时也生成粗大的TiN，从而阻碍韧性。因此，优选的含量如上所述为0.003～0.05%。 

Mg在钢中固溶，同时作为MgO或MgO·Al₂O₃等氧化物存在，一般认为作为析出TiN的核发挥作用。作为稳定地使凝固组织微细化的Mg含量，优选为0.0001%以上。另一方面，如果大量含有则阻碍热加工性。因此将0.0050%作为含量的上限。 

关于f_N、Ti含量和N含量之积：f_N×Ti×N，根据能否在δ铁素体结晶之前使TiN析出来确定其下限。f_N是修正N的浓度的系数，根据钢的组成满足式＜4＞的关系。式＜4＞中确定的与元素的含量有关的系数是从日本学术振兴会炼钢第19委员会编“炼钢反应的推荐平均值”（S59.11.1发行）中引用的有关N的活度的相互作用参系数（Interaction assistant coefficients）。但是，在本发明钢中，由于Nb含量非常小，因此忽视利用Nb的N活度修正项，规定为考虑了双相不锈钢中所含的Cr、Ni、Cu、Mn、Mo、Si带来的影响的式＜4＞。本发明人对于在Ti量为0.05%以下的少量的范围含有0.1%以上的N的双相不锈钢，通过含有0.0001～0.0030%的Mg，探索研究了凝固组织的微细化条件，结果发现：f_N×Ti×N的下限为0.00004。所以，将其下限规定为0.00004。另一方面，非金属夹杂物的大小及多少对钢的韧性均有影响。本发明人研究了影响厚钢板韧性的Ti、N量的影响，结果判明Ti×N越大越损害韧性，因此将Ti含量和N含量之积：Ti×N定为0.008以下。 

Log₁₀f_N＝－0.046×Cr－0.02×Mn－0.011×Mo＋0.048×Si＋0.007×Ni＋0.009×Cu      ＜4＞ 

上述式中各元素名均表示其含量（质量%）。 

接着，对本发明的上述（9）所述的合金节省型双相不锈钢的钢组成的限定理由进行说明。本发明的上述（9）所述的合金节省型双相不锈钢还含有Zr、Ta、W、Sn中的一种以上。 

Zr、Ta是通过添加可抑制C或S对耐蚀性的不良影响的元素，但如果过剩地添加，则产生韧性降低等不良影响。因此，将其含量规定在Zr≤0.03%、Ta≤0.1%。W是为附加地提高双相不锈钢的耐蚀性而选择性地添加的元素。过剩的添加招致铁素体量的增加，因此添加1.0%以下。Sn是附加地提高耐酸性的元素，从热加工性的观点出发，作为上限可添加0.1%。再有，使Zr、Ta、W的效果稳定的含量分别为0.003%、 0.01%、0.05%、0.05%。 

本发明的合金节省型双相不锈钢钢材可通过以下步骤来制造，即：在1100～1250℃下对具有上述（1）～（9）中的任一项所述的组成的双相不锈钢的铸坯或钢坯进行再加热，在700～1000℃的精轧温度下进行热轧，将热轧过的钢在900～1100℃（其中，不超出后述的本发明的（10）中所述的评价的范围）下，用可确保与板厚相适应的母材特性的均热时间（例如，在板厚为10mm的板材时为2～40分钟）进行热处理，然后进行冷却。 

接着，对本发明的上述（10）所述的合金节省型双相不锈钢进行说明。 

如上所述，具有本发明的组成的钢是钢材及其焊接热影响区的耐蚀性及韧性优良的钢。从充分发挥焊接热影响区的耐蚀性的观点出发，优选根据钢组成选定更适当的固溶热处理条件。因此，通过规定模拟焊接时的热过程的钢试样的提取残渣量，有效地评价焊接热影响区的耐蚀性，从而能够提供具有更稳定的特性的合金节省型双相不锈钢。而且，能够据此使其反映在更适合的固溶热处理条件的设定中。 

Cr、V、Nb、B提取残渣量与各自元素的碳/氮化物的析出量对应。关于实施了图1的加热图谱的热处理的钢试样，用式＜5＞表示的CRN值是按摩尔分数表示焊接后的钢材的主要的碳/氮化物总量中的Cr碳/氮化物的比例的式子。在Cr提取残渣量超过0.025%时，与析出中消耗的Cr相应地产生Cr缺乏层，导致耐蚀性降低。另一方面，在CRN值低于0.5时，表示V、Nb、B等不固溶地析出，对HAZ韧性等产生不良影响。通过进行上述一系列的实验、分析，即使实际中不进行焊接实验，也能够评价HAZ区的耐蚀性和韧性，能够明确本发明的合金节省型双相不锈钢的优化的固溶热处理条件。 

CRN＝（[Cr]／104）／{（[Cr]／104）＋（[V]／51）＋（[Nb]／93）＋（[B]／11）}      ＜5＞ 

其中，[Cr]、[V]、[Nb]、[B]都表示各元素的提取残渣量（质量%）。 

关于提取残渣量，将钢在非水溶液（例如，3%马来酸＋1%四甲基铵氯化物＋剩余部分甲醇）中电解（例如100mV恒电压），以溶解基体， 用过滤器（例如孔径为0.2μm）过滤，从而提取析出物。然后，用酸完全溶解析出物，使其离子化，例如能够采用高频电感耦合等离子体发光光谱分析装置（ICP）测定各成分的提取残留量。 

实施例

以下对实施例进行说明。 

在表1、表2（表1的续表1）、表3（表1的续表2）、表4（表1的续表3）中示出了试验钢的化学成分（表1、表2为本发明例，表3、表4为比较例）。再有，除该表1～表4中记载的成分以外，剩余部分为铁及不可避免的杂质元素。 

此外，表2、表4中记载的Ni－bal.、Md30、f_N分别是指： 

Md30＝551－462×（C＋N）－9.2×Si－8.1×Mn－29×（Ni＋Cu）－13.7×Cr－18.5×Mo－68×Nb      ＜1＞ 

Ni－bal.＝（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）－1.1（Cr＋1.5Si＋Mo＋W）＋8.2      ＜2＞ 

Log₁₀f_N＝－0.046×Cr－0.02×Mn－0.011×Mo＋0.048×Si＋0.007×Ni＋0.009×Cu      ＜4＞ 

再有，空栏表示没有测定。此外，表中的REM为镧系稀土元素，含量表示各元素的合计。对于具有这些成分的双相不锈钢，利用实验室的50kg真空感应炉，在MgO坩埚中熔炼，铸造成厚度大约为100mm的扁平钢锭。从钢锭的本体部分加工热轧用基材，在1180℃的温度下加热1～2小时后，在950～850℃的精轧温度条件下进行轧制，便得到12mm厚×大约700mm长的热轧厚钢板。再有，由刚轧后的钢材温度为800℃以上的状态实施喷液冷却，直到200℃以下。最终的固溶热处理在1050℃×20分钟均热后在水冷的条件下实施。就No.1、4、12、13，制作将固溶热处理温度从900℃每隔50℃的温度变化到1100℃的试样。 

另外，将按上述制造的板厚为12mm的厚钢板作为母材进行焊接实验。在厚钢板上形成坡口角度为35°、钝边为1mm的“レ”形坡口，使用丝径为Φ4.0mm的JIS SUS329J3L同组织金属系的市售焊丝，在焊接电流：520～570A、电弧电压：30～33V、焊接速度：30～33cm／min 的焊接条件下，通过埋弧焊制成焊接接头。 

对通过上述得到的厚钢板及焊接接头，进行了以下的特性评价。热加工性的评价是将轧制材大约700mm中的最长的裂边的长度作为裂边长度，按裂边长度的大小进行比较。关于厚钢板（母材）的冲击特性，由与厚钢板的轧制方向呈直角的方向各切下3片JIS4号V型缺口夏氏试验片，以破坏向轧制方向传播的方式加工V型缺口，用最大能量为500J规格的试验机实施冲击试验，测定了－20℃时的冲击值。关于HAZ区的冲击特性，以缺口位于距焊接接头的HAZ区的结合部1mm的部位的方式采取与母材同样的V型缺口试验片，在与母材相同的条件下实施冲击试验，测定了－20℃时的冲击值。关于奥氏体面积率，将厚钢板的与轧制方向平行的断面埋入树脂中，进行镜面研磨，在KOH水溶液中进行了电解腐蚀后，通过光学显微镜观察进行图像解析，由此测定铁素体面积率，将剩余部分作为奥氏体面积率。另外为了评价耐蚀性，600#研磨从厚钢板（母材）及焊接接头（包含母材、HAZ区、焊接金属全部）的表层采取的试验片的表面，测定了JIS G0577中规定的点蚀电位。 

评价结果见表5、表6（表5的续表1）。 

在本发明钢中，轧制材的裂边、母材、焊接HAZ区的冲击特性、点蚀电位都显示良好的值。 

关于HAZ区的耐蚀性，如图2所示，在满足Ni－bal.和N的关系式＜3＞的范围内，点蚀电位相对于饱和Ag/AgCl电极电位超过250mV，为特性良好。另一方面，在N比其高的No.J、Q、c、h、j中为不良。此外，V添加量少的No.M也不良。 

关于母材的耐蚀性，C、Mn、S都过剩的钢No.A、E、G、j及Cr、N过少的钢No.I、P，点蚀电位相对于饱和Ag/AgCl电极电位突破300mV，为不良。关于HAZ区的耐蚀性，除了母材不良的钢及所述的钢以外，在Mn低于2.0的No.D中，因氮化物析出而使耐蚀性降低。 

关于母材韧性、HAZ区韧性，与2Ni＋Cu相关，低于3.5的No.i、j的冲击值突破58.75J／cm²，为不良。此外，关于母材的韧性，过剩地添加Si、S、V、Al、Zr、Ta、W中的任一种的No.C、G、L、O、a、b、c突破150J／cm²，为不良。相反，Ni过少的No.H也韧性不良。此外， Md30过大的No.e也韧性不良。另外，Si或Al过少的No.B、N为脱氧不良，因此为高O，成为起因于大量夹杂物的韧性不良。关于HAZ区的韧性，除了母材韧性不良的钢以外，在Mn低于2.0的No.D中因氮化物析出而为低韧性。 

关于热加工性，在P、S、Cu、Sn中的任一种过剩的情况下，热轧板的裂边到达20mm以上（钢No.F、G、K、d）。此外，通过添加B、Ca、Mg、REM（表5的钢No.10～20）热加工性提高，裂边非常少，但如果过剩添加则反而使热加工性降低（表6的钢No.T～W）。 

关于奥氏体相面积率，在Ni－bal.低于条件范围的No.J、c、g中低于40%，其结果是韧性、耐蚀性降低。特别是No.J、c因Cr、W分别过高而不能满足Ni－bal.的条件范围。另一方面，在Ni－bal.超过条件范围的No.f中达到70%以上，其结果是耐蚀性降低。 

关于Nb，添加了Nb的No.3～5、20、21与没有添加Nb或低于0.02的No.1、2、6～19、24～34、35、37或Nb×N低于0.003的No.36相比，有点蚀电位高的倾向。另一方面，在Nb添加量超过0.15%的No.R中母材、HAZ韧性不良，另一方面，只Nb单一地满足条件但Nb×N的值超过0.015的No.S同样产生韧性不良。此外，未添加Mo的钢No.37也不比加Mo钢逊色。 

关于复合添加Ti和Mg的钢，对于满足f_N×Ti×N≥0.00004、Ti×N≤0.008的No.22、23，可谋求HAZ韧性的进一步提高，但在Ti＞0.05或Ti×N＞0.008的No.X、Y中母材韧性不良。 

接着，关于钢No.1、4、12、13，就将固溶热处理温度变化到950～1100℃的材料进行了图1所示的热处理，测定了提取残渣量。 

将500#研磨表层而得到的3g试样在非水溶液（例如，3%马来酸＋1%四甲基铵氯化物＋剩余部分甲醇）中电解（100mV恒电压），以溶解基体，用孔径为0.2μm的过滤器过滤，以提取析出物。然后，用酸完全溶解析出物，使其离子化，例如能够采用高频电感耦合等离子体发光光谱分析装置（ICP）测定各成分的提取残留量。 

其结果是，关于No.1，在950℃、1000℃的固溶热处理中，Cr提取残留量为0.025%以下，得到了良好的特性。另一方面，对于1050℃、 1100℃的固溶热处理材料，Cr提取残留量超过0.025%。该材料的HAZ区点蚀电位不良。关于No.4、12，950～1050℃的固溶热处理材料良好，1100℃的固溶热处理材料不良。另一方面，No.13在1050℃、1100℃的固溶热处理材料时CRN为0.5以下，该材料的HAZ区韧性不良。 

从以上的实施例明确得知：根据本发明，可得到焊接部的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢。 

根据本发明，在与奥氏体系不锈钢相比，合金成本低且稳定的合金节省型双相不锈钢中，能够抑制大课题之一的焊接热影响区的耐蚀性和韧性的降低，其结果是，可谋求向取代奥氏体系不锈钢的用途中的焊接作业性成为课题的用途中扩展，对产业上的贡献是非常大的。 

表5 

*下划线表示在本发明的范围外 

表6(表5续表) 

*下划线表示在本发明的范围外。 

Claims (12)

1.一种焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：

以质量%计含有C：超过0%且在0.06%以下、Si：0.1～1.5%、Mn：2.0～4.0%、P：超过0%且在0.05%以下、S：超过0%且在0.005%以下、Cr：19.0～23.0%、Ni：1.0～4.0%、Mo：超过0%且在1.0%以下、Cu：0.1～3.0%、V：0.05～0.5%、Al：0.003～0.050%、O：超过0%且在0.007%以下、N：0.10～0.25%、Ti：超过0%且在0.05%以下、Mg：0.0001～0.0050%，剩余部分包括铁及不可避免的杂质；

用式＜1＞表示的Md30值为80以下；

用式＜2＞表示的Ni－bal.为―8～―4，且Ni－bal.和N含量的关系满足式＜3＞，奥氏体相面积率为40～70%，2×Ni＋Cu为3.5以上；且f_N和Ti含量和N含量之积：f_N×Ti×N为0.00004以上，且Ti含量和N含量之积：Ti×N为0.008以下；

Md30＝551－462×（C＋N）－9.2×Si－8.1×Mn－29×（Ni＋Cu）－13.7×Cr－18.5×Mo－68×Nb      ＜1＞

Ni－bal.＝（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu＋30C＋30N）－1.1（Cr＋1.5Si＋Mo＋W）＋8.2      ＜2＞

N（%）≤0.37＋0.03×（Ni－bal.）      ＜3＞

而且f_N是满足下式＜4＞的数值；

Log₁₀f_N＝－0.046×Cr－0.02×Mn－0.011×Mo＋0.048×Si＋0.007×Ni＋0.009×Cu      ＜4＞

其中，所述式中各元素名均表示其以质量%计的含量。

2.根据权利要求1所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～0.15%的Nb，且Nb×N为0.003～0.015，其中，Nb、N表示各自的以质量%计的含量。

3.根据权利要求1所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0%＜Ca≤0.0050%、0%＜REM≤0.050%、0%＜B≤0.0040%中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～0.15%的Nb，且Nb×N为0.003～0.015，其中，Nb、N表示各自的以质量%计的含量；而且以质量%计，还含有0%＜Ca≤0.0050%、0%＜REM≤0.050%、0%＜B≤0.0040%中的1种或2种以上。

5.根据权利要求1所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～1.00%的Co。

6.根据权利要求1所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～0.15%的Nb，且Nb×N为0.003～0.015，其中，Nb、N表示各自的以质量%计的含量；而且以质量%计，还含有0.02～1.00%的Co。

7.根据权利要求1所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0%＜Ca≤0.0050%、0%＜REM≤0.050%、0%＜B≤0.0040%中的1种或2种以上；而且以质量%计，还含有0.02～1.00%的Co。

8.根据权利要求1所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0.02～0.15%的Nb，且Nb×N为0.003～0.015，其中，Nb、N表示各自的以质量%计的含量；而且以质量%计，还含有0%＜Ca≤0.0050%、0%＜REM≤0.050%、0%＜B≤0.0040%中的1种或2种以上；而且以质量%计，还含有0.02～1.00%的Co。

9.根据权利要求1所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0%＜Zr≤0.03%、0%＜Ta≤0.1%、0%＜W≤1.0%、0%＜Sn≤0.1%中的1种或2种以上。

10.根据权利要求1～9中的任一项所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：在实施模拟钢焊接时所接受的热过程的下述（i）～（v）的热处理后，所述钢的Cr的提取残渣量为0.025%以下，且下式＜5＞所示的CRN值在0.5以上；

（i）以15秒从室温升温到1300℃，（ii）在1300℃保持5秒，（iii）以15秒从1300℃等温冷却到900℃，（iv）以135秒从900℃等温冷却到400℃，（v）从400℃骤冷到室温；

CRN＝（[Cr]／104）／{（[Cr]／104）＋（[V]／51）＋（[Nb]／93）＋（[B]／11）}     ＜5＞

其中，[Cr]、[V]、[Nb]、[B]均表示各元素的以质量%计的提取残渣量。

11.根据权利要求2～8中的任一项所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，还含有0%＜Zr≤0.03%、0%＜Ta≤0.1%、0%＜W≤1.0%、0%＜Sn≤0.1%中的1种或2种以上。

12.根据权利要求11所述的焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于：在实施模拟钢焊接时所接受的热过程的下述（i）～（v）的热处理后，所述钢的Cr的提取残渣量为0.025%以下，且下式＜5＞所示的CRN值在0.5以上；

（i）以15秒从室温升温到1300℃，（ii）在1300℃保持5秒，（iii）以15秒从1300℃等温冷却到900℃，（iv）以135秒从900℃等温冷却到400℃，（v）从400℃骤冷到室温；

CRN＝（[Cr]／104）／{（[Cr]／104）＋（[V]／51）＋（[Nb]／93）＋（[B]／11）}      ＜5＞

其中，[Cr]、[V]、[Nb]、[B]均表示各元素的以质量%计的提取残渣量。

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