CN110234778B

CN110234778B - 铁素体-奥氏体系双相不锈钢板

Info

Publication number: CN110234778B
Application number: CN201880007678.9A
Authority: CN
Inventors: 水谷映斗; 藤泽光幸
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-01-23
Filing date: 2018-01-18
Publication date: 2022-05-17
Anticipated expiration: 2038-01-18
Also published as: KR20190099268A; CN110234778A; JPWO2018135554A1; WO2018135554A1; US11142814B2; KR102272356B1; EP3556879A4; US20190390310A1; EP3556879A1; JP6384638B1

Abstract

提供焊接时不产生气孔、并且具有优良的强度的铁素体‑奥氏体双相不锈钢板。使所述铁素体‑奥氏体双相不锈钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0～7.0％、P：0.07％以下、S：0.030％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.1～3.0％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.1～3.0％、Al：0.003～0.10％、Zr：0.01～0.50％、N：0.15～0.30％，满足下述(1)式和(2)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成。N‑Zr/6.5≥0.15％…(1)N‑Zr/6.5≤0.23％…(2)其中，(1)式、(2)式中，N、Zr表示各元素的含量(质量％)。

Description

铁素体-奥氏体系双相不锈钢板

技术领域

本发明涉及具有优良的焊接性和强度的铁素体-奥氏体系双相不锈钢板。

背景技术

铁素体-奥氏体系双相不锈钢(以下也记为双相不锈钢)是在常温下具有铁素体(α)和奥氏体(γ)双相组织的钢种，具有高强度(高屈服强度)、并且耐应力腐蚀开裂性优良的特征。双相不锈钢的Ni含量少于γ系不锈钢，因此，从节约稀有元素的观点出发，其是近年来受到关注的钢种，JIS G 4304和JIS G 4305中规定了三种通用双相钢、一种超级双相钢、两种贫料(节省资源、Ni含量少)双相钢。

其中，与以SUS329J3L(代表成分：22质量％Cr-5质量％Ni-3质量％Mo-0.16质量％N)等为代表的现有的通用双相钢相比，作为节省资源型双相不锈钢的SUS821L1(代表成分：22质量％Cr-2质量％Ni-0.5质量％Mo-1质量％Cu-0.18质量％N)是Ni含量特别少的钢种。SUS821L1的Ni、Mo的含量少，因此，耐腐蚀性比其它双相不锈钢差，为与作为通用γ系不锈钢的SUS304(代表成分：18质量％Cr-8质量％Ni)相同的程度。另一方面，对于SUS821L1而言，有效利用N、Mn、Cu等比较廉价的元素代替价格昂贵的Ni作为γ相生成元素，因此，价格稳定性优良。另外，与SUS304相比，屈服强度高，因此，也能够应用于迄今为止由于低屈服强度的原因而无法应用SUS304的结构构件。

出于这样的背景，对于水闸门等要求耐腐蚀性的结构构件，SUS821L1等节省资源型双相不锈钢的应用越来越广。成分与SUS821L1类似的双相不锈钢例如专利文献1～3中有记载。这些文献所记载的钢均具有如下特征：在减少Ni量的同时，分别地增加N量、Mn量、Cu量。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第4760031号公报

专利文献2：日本专利第4760032号公报

专利文献3：日本专利第5345070号公报

发明内容

发明所要解决的问题

近年来，随着上述双相不锈钢的应用范围的扩大，双相不锈钢所要求的强度也提高。特别是，以迄今为止应用着SUS304的构件的薄壁轻量化为目的而使用的情况下，强度(特别是屈服强度)越高则与以往相比越能够薄壁化，因此，高强度化是重要的课题。对于双相不锈钢的高强度化而言，熟知的是增加N量是有效的。这是因为：通过增加N，γ相中的固溶N量增加，从而强度提高。此外，N也有助于耐腐蚀性的提高、γ相百分率的增加，因此，主动地使双相不锈钢中含有N。

这样，对于双相不锈钢而言，虽然N量的增加从提高强度、耐腐蚀性的观点考虑是有益的，但是，存在容易成为焊接缺陷的主要原因的问题。在双相不锈钢的焊接过程中，熔融金属部的凝固组织为α单相，在冷却过程中生成γ相而恢复成α-γ双相组织。另外，熔融金属部附近的热影响区(HAZ区)暂时被加热至α单相温度范围，然后在冷却过程中恢复成α-γ双相组织。在任一个部位，在焊接后的冷却过程中都经过从α单相组织向α-γ双相组织变化的过程，但是，有时由于冷却速度快，在冷却中没有充分地生成γ相，与焊接前相比γ相百分率降低。γ相百分率降低而α相中的N浓度升高的情况下，由于与γ相相比α相中的N的固溶量较少，因此，有时会产生因Cr₂N的析出引起的晶界的耐腐蚀性降低、超过了固溶极限的N发生气化而产生气泡并在凝固时被封闭在焊缝内的缺陷(以下记为气孔)。特别是在产生气孔时，焊接接头强度降低，因此，难以用作结构用构件。这样，为了提高强度而增加N时，焊接性降低，因此，兼顾高强度化和焊接性成为双相不锈钢的重要课题。

之前列举的专利文献1和专利文献2中记载的不锈钢将N最高提高至约0.6％，因此，能够高强度化，但是，N量超过0.2％的钢有时在焊接时会产生气孔。专利文献3中记载的不锈钢虽然提高了焊接热影响区的耐腐蚀性和韧性，但是，应用于结构用构件时有时母材强度不足。JIS G 4304和JIS G 4305中记载的SUS821L1由于N量低至0.15～0.20％，因此，几乎不产生气孔，但是，有时强度仍然不足。

因此，本发明的目的在于提供在焊接时不产生气孔、并且具有优良的强度的铁素体-奥氏体双相不锈钢板。

在此，在本发明中，“焊接时不产生气孔”是指，将两个厚度4.0mm的钢板的切削面彼此对接并进行TIG焊接，对熔融金属部和HAZ区的整个截面进行观察，不存在直径3μm以上的气孔。坡口设定为I型，焊接条件设定为如下，电流：220A、电压：15V、焊接速度：200mm/分钟、焊丝：无、保护气体：Ar、气体流量：表面和背面均为15升/分钟。

另外，在本发明中，“优良的强度”是指依据JIS Z 2241测定的0.2％屈服强度为480MPa以上。

用于解决问题的方法

本发明人为了实现上述目的进行了深入研究，结果发现，通过适当地控制Zr与N的平衡，能够在不使α相中的N量过度地升高的情况下实现组织的高强度化。由此，能够在抑制焊接时的气孔产生的同时提高强度。

本发明是基于这样的见解而完成的，其主旨如下所述。

[1]一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢板，其具有如下成分组成：

以质量％计，含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0～7.0％、P：0.07％以下、S：0.030％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.1～3.0％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.1～3.0％、Al：0.003～0.10％、Zr：0.01～0.50％、N：0.15～0.30％，满足下述(1)式和(2)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

N-Zr/6.5≥0.15％…(1)

N-Zr/6.5≤0.23％…(2)

其中，(1)式、(2)式中，N、Zr表示各元素的含量(质量％)。

[2]一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢板，其具有如下成分组成：

以质量％计，含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0～7.0％、P：0.07％以下、S：0.030％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.1～3.0％、Mo：0.1～1.0％、Cu：0.1～3.0％、Al：0.003～0.10％、Zr：0.01～0.50％、N：0.15～0.30％，满足下述(1)式和(2)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

N-Zr/6.5≥0.15％…(1)

N-Zr/6.5≤0.23％…(2)

其中，(1)式、(2)式中，N、Zr表示各元素的含量(质量％)。

[3]如上述[1]或[2]所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.1％以下中的任意一种或两种以上。

发明效果

根据本发明，可以得到焊接时不产生气孔、强度优良的铁素体-奥氏体双相不锈钢板。

附图说明

图1是用于说明Zr和N的含量影响钢的特性的图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下实施方式。

首先，对作为本发明的发明点的Zr含量与N含量的平衡控制进行描述。以双相不锈钢的高强度化为目的而提高N含量的情况下，存在在焊接时容易产生气孔缺陷这样的问题。因此，本发明人对不依赖于过度增加固溶N量的新的强化方法进行了深入探索。其结果发现，通过含有适量的Zr，屈服强度提高。可推测：通过在钢中析出ZrN，晶粒微细化，屈服强度提高。另一方面，Zr与钢中的N结合而析出，因此，过量含有时，钢中的固溶N量降低，使强度、γ相百分率降低。为了增加ZrN的析出量而进一步进行高强度化，也需要根据Zr的含量而增加N的含量。

本发明人为了明确Zr与N的最佳含量平衡，制作了使Zr与N的含量变化的各种钢，对强度和焊接时的气孔的产生状况进行了调査。首先，将后述的实施例项目中的含有表1中的钢No.1～6和钢No.16～22的成分的钢熔炼，利用同样地后述的实施例项目中的方法制作出厚度4.0mm的热轧退火板。对于这些热轧退火板，利用同样地后述的实施例项目中的方法进行拉伸试验和焊接试验，对强度和气孔的产生状况进行了调查。

将结果示于图1中。图1是用于说明Zr和N的含量影响钢的特性的图。

图1中，示出了在以下两个方面的项目中对钢的特性进行评价的结果。

(1)强度[480MPa≤屈服强度(0.2％屈服强度)的情况下合格]

(2)焊接时有无气孔[没有直径3μm以上的气孔产生的情况下合格]

这两个项目中，将两者都为合格评价的钢表示为○，将任一个项目不合格的钢表示为×，示于图1中。根据这些结果可知，如果是含有Zr：0.01～0.50％、N：0.15～0.30％、并且满足N-Zr/6.5≥0.15％…(1)、N-Zr/6.5≤0.23％…(2)的关系的钢板，则任一评价都合格。其中，(1)式、(2)式中，N、Zr表示各元素的含量(质量％)。

在此，(1)式、(2)式的左边：“N-Zr/6.5”表示在假设成所含有的Zr全部以ZrN的形式析出、不参与ZrN的析出的N全部固溶于钢中的情况下的钢中的固溶N量。即，这些式子表示为了全部评价合格而需要将固溶N量控制在0.15～0.23％的范围内。Zr含量相对于钢中的N量过量而固溶N量小于0.15％的情况下，γ相中的固溶N量减少，强度大幅降低，因此，即使含有Zr也不能得到目标强度。另外，N也是γ相生成元素，因此，固溶N减少时，有时γ相百分率不足。另一方面，Zr含量相对于钢中的N量不足而固溶N量超过0.23％的情况下，固溶N量变得过量，有时在焊接时产生气孔。此外，不含有Zr的情况下，在不产生气孔的N含量的范围内，不能满足目标强度。

本发明人基于上述见解对Zr与N的最佳含量平衡进行了研究，从而得到了将固溶N量的下限规定为0.15％、将上限规定为0.23％的本发明。通过使Zr和N的含量在本发明范围内，能够在保持适当的固溶N量的状态下进一步使由ZrN的析出带来的高强度化成为可能，能够满足目标特性。

这样，本发明如下构成：在有效利用由含有Zr带来的高强度化的同时能够确保目标强度和γ相百分率，进而通过控制Zr量与N量的平衡以达到不产生气孔的N量。

基于上述技术思想的本发明的铁素体-奥氏体系双相不锈钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0～7.0％、P：0.07％以下、S：0.030％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.1～3.0％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.1～3.0％、Al：0.003～0.10％、Zr：0.01～0.50％、N：0.15～0.30％，满足下述(1)式和(2)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，焊接时不产生气孔，并且具有优良的强度。

N-Zr/6.5≥0.15％…(1)

N-Zr/6.5≤0.23％…(2)

其中，(1)式、(2)式中，N、Zr表示各元素的含量(质量％)。

更优选的方式是具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0～7.0％、P：0.07％以下、S：0.030％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.1～3.0％、Mo：0.1～1.0％、Cu：0.1～3.0％、Al：0.003～0.10％、Zr：0.01～0.50％、N：0.15～0.30％，满足下述(1)式和(2)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

N-Zr/6.5≥0.15％…(1)

N-Zr/6.5≤0.23％…(2)

其中，(1)式、(2)式中，N、Zr表示各元素的含量(质量％)。

接着，对本发明的不锈钢板的成分组成的限定理由进行详细说明。作为以下所示的成分元素的含量的单位的“％”分别是指“质量％”。另外，下述中，也将铁素体相记为α相，也将奥氏体相记为γ相。

C：0.10％以下

C是提高γ相百分率的元素。为了得到上述效果，优选含有0.003％以上的C。另一方面，C含量超过0.10％时，用于使C固溶的热处理温度显著升高，生产率降低。因此，C含量设定为0.10％以下。C含量优选小于0.050％、更优选小于0.030％、进一步优选小于0.020％。

Si：1.0％以下

Si是作为脱氧剂而含有的元素，优选含有0.01％以上的Si。另一方面，Si含量超过1.0％时，钢材强度提高而使冷加工性降低。另外，Si是α相生成元素，因此，Si含量超过1.0％时，有时难以得到期望的γ相百分率。因此，Si含量设定为1.0％以下。Si含量优选为0.70％以下、更优选为0.50％以下、进一步优选为0.35％以下。

Mn：2.0～7.0％

Mn对于提高α相中的N的固溶量、防止α相晶界处的敏化、抑制焊接时的气孔的产生具有效果。为了得到上述效果，需要含有2.0％以上的Mn。另一方面，Mn含量超过7.0％时，热加工性和耐腐蚀性降低。因此，Mn含量设定为2.0～7.0％。Mn含量优选为5.00％以下、更优选为4.00％以下、进一步优选为3.50％以下。

P：0.07％以下

P是使耐腐蚀性、热加工性降低的元素，P含量超过0.07％时，不良影响变得显著，因此，设定为0.07％以下。P含量优选为0.05％以下、更优选为0.040％以下。

S：0.030％以下

S是使耐腐蚀性、热加工性降低的元素，S含量超过0.030％时，不良影响变得显著，因此，设定为0.030％以下。S含量优选为0.010％以下、更优选为0.005％以下。

Cr：18.0～24.0％

Cr是对不锈钢赋予耐腐蚀性的最重要的成分，Cr含量小于18.0％时，不能得到充分的耐腐蚀性。另一方面，Cr是α相生成元素，Cr含量超过24.0％时，难以得到足够量的γ相百分率。因此，Cr含量设定为18.0～24.0％。Cr含量优选为19.0％以上、更优选为20.5％以上。另外，Cr含量优选为23.0％以下、更优选为22.0％以下。

Ni：0.1～3.0％

Ni是γ相生成元素，具有提高耐间隙腐蚀性的效果。此外，在双相不锈钢中添加Ni时，铁素体相的耐腐蚀性提高，点蚀电位升高。为了得到这些效果，需要含有0.1％以上的Ni。另一方面，Ni含量超过3.0％时，α相中的Ni量增加，α相的延展性降低，导致成形性的降低。另外，Ni是价格昂贵且价格波动很大的元素，含量增加时，背离不损害价格稳定性的本发明的宗旨。因此，Ni含量设定为0.1～3.0％。Ni含量优选为0.50％以上、更优选为1.50％以上。另外，Ni含量优选为2.50％以下。

Mo：0.01～1.0％

Mo具有使耐腐蚀性提高的效果。为了得到该效果，需要含有0.01％以上的Mo。另一方面，Mo含量超过1.0％时，高温强度提高而导致热加工性的降低。另外，Mo是价格昂贵且价格波动很大的元素，因此，Mo含量增加时，背离不损害价格稳定性的本发明的宗旨。因此，Mo含量设定为0.01～1.0％。Mo含量优选为0.1％以上、更优选为0.20％以上。另外，Mo含量优选为0.60％以下、更优选为0.40％以下。

Cu：0.1～3.0％

Cu是γ相生成元素，具有提高γ相百分率的效果。为了得到该效果，需要含有0.1％以上的Cu。另一方面，Cu含量超过3.0％时，高温强度提高而导致热加工性的降低。因此，Cu含量设定为0.1～3.0％。Cu含量优选为0.20％以上、更优选为0.30％以上、进一步优选为0.50％以上。另外，Cu含量优选为1.50％以下、更优选为1.20％以下。

Al：0.003～0.10％

Al是脱氧剂，含有0.003％以上时可以得到其效果。但是，Al含量超过0.10％时，形成氮化物而成为表面缺陷的原因。因此，Al含量设定为0.003～0.10％。Al含量优选为0.005％以上、更优选为0.010％以上。另外，Al含量优选为0.050％以下、更优选为0.030％以下。

Zr：0.01～0.50％

Zr是提高钢的强度的重要元素。其效果可以通过含有0.01％以上的Zr而得到。另一方面，即使含有超过0.50％的Zr，效果也饱和，而且有时因Zr夹杂物而产生表面缺陷。另外，合金成本增加，因此不优选。因此，Zr含量设定为0.01～0.50％。Zr含量优选为0.03％以上、更优选为0.05％以上。另外，Zr含量优选为0.20％以下、更优选为0.10％以下。

N：0.15～0.30％

N是γ相生成元素，也是提高耐腐蚀性、强度的重要元素。其效果可以通过含有0.15％以上的N而得到。另一方面，N含量超过0.30％时，N在铸造时、焊接时成为气孔产生的主要原因。因此，N含量设定为0.15～0.30％。N含量优选为0.170％以上。另外，N含量优选为0.250％以下、更优选为0.200％以下。

N-Zr/6.5≥0.15％

N-Zr/6.5小于0.15％的情况下，γ相中的固溶N量减少，强度大幅降低，因此，即使具有由含有Zr带来的高强度化的效果也无法得到目标强度。另外，N也是γ相生成元素，因此，减少固溶N时，有时γ相百分率也不足。因此，N-Zr/6.5设定为0.15％以上。优选为0.16％以上、更优选为0.17％以上。

N-Zr/6.5≤0.23％

N-Zr/6.5超过0.23％时，有时固溶N量变得过量而在焊接时产生气孔。因此，N-Zr/6.5设定为0.23％以下。优选为0.21％以下、更优选为0.20％以下。

在本发明的不锈钢中，上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，从防止因夹杂物引起的表面缺陷的观点出发，O(氧)优选控制为0.05％以下。

本发明的不锈钢中，除了上述必需成分以外，可以根据需要含有下述成分。

B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.1％以下中的任意一种或两种以上

B、Ca、Mg是使热加工性提高的成分，可以适当含有。为了得到该效果，B、Ca、Mg各自的含量优选为0.0003％以上。另一方面，B、Ca、Mg各自超过0.01％时，耐腐蚀性降低，因此，含有B、Ca、Mg的情况下，各自的含量优选限制为0.01％以下。B、Ca、Mg更优选各自为0.005％以下。同样地，REM可以作为使热加工性提高的成分而适当含有，含有REM的情况下，REM含量优选为0.002％以上。另一方面，REM含量超过0.1％时，耐腐蚀性降低，因此，REM含量优选限制为0.1％以下。更优选REM含量为0.05％以下。需要说明的是，REM是指Sc、Y和镧系元素(La、Ce、Pr、Nd、Sm等原子编号57～71的元素)。

为了得到良好的强度，本发明的铁素体-奥氏体系双相不锈钢板的组织中的γ相百分率优选为30％以上。另外，为了得到良好的耐腐蚀性，γ相百分率优选为70％以下。

接着，对本发明的不锈钢板的优选的制造方法进行说明。该制造方法没有特别限定，例如可以列举如下方法：将具有上述成分组成的钢利用转炉、电炉进行熔炼，通过VOD(真空吹氧脱碳，Vacuum Oxygen Decarburization)、AOD(氩氧脱碳，Argon OxygenDecarburization)等进行精炼后，通过开坯轧制、连续铸造制成钢坯，将该钢坯加热至1200～1300℃，进行热轧而加工成热轧钢板、厚板。通过上述方法得到的热轧钢板优选之后根据需要在900～1200℃下实施连续退火，然后通过酸洗、研磨等进行脱氧化皮。酸洗中，例如可以使用硫酸、硝酸与氢氟酸的混合液等。需要说明的是，可以根据需要在酸洗前通过喷丸除去氧化皮。也可以对该热轧钢板进行退火和冷轧而制造出冷轧钢板。通过上述方法得到的冷轧钢板优选之后根据需要在900～1200℃的温度下实施连续退火，然后通过酸洗、研磨等进行脱氧化皮。也可以根据需要在900～1200℃的温度下进行光亮退火。

实施例

以下，通过实施例对本发明具体地进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下实施例。

将利用50kg小型真空熔化炉熔炼后的表1所示的化学组成的钢加热至1250℃后，进行热轧而制成板厚4.0mm的热轧钢板。接着，在大气中，在1100℃、1分钟的条件下进行退火，通过喷丸和研磨机磨削除去表面氧化皮，由此得到热轧退火板。对于这样得到的热轧退火板，分别进行以下所示项目的评价。

(1)γ相百分率

从热轧退火板上裁取长度为15mm、宽度为10mm的试验片，以与轧制方向平行的截面为观察面的方式嵌入树脂中后对截面进行镜面研磨。然后，实施利用村上试剂(将铁氰化钾100g、氢氧化钾水溶液100g、纯水100cm³混合而成的水溶液)的着色处理后，利用光学显微镜进行观察。在利用村上试剂进行的着色中，只有α相被着色成灰色(表面被蚀刻而使光发生漫反射。因此，与γ相的部分相比较暗，看着像被着色成灰色)，γ相没有被着色而保持白色的状态(表面没有被蚀刻而保持镜面研磨面的状态，明亮)。利用该反应区分γ相和α相后，通过图像分析算出γ相百分率。观察是针对5个视野以200倍的倍率实施的，将其面积率的平均值作为γ相百分率。

(2)拉伸屈服强度

以与轧制方向平行的方向为试验片的长边的方式从热轧退火板上裁取JIS 13B号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验，测定0.2％屈服强度。0.2％屈服强度为480MPa以上时评价为合格(○)，小于480MPa时评价为不合格(×)。需要说明的是，这次以针对已使用SUS304的用途出于薄壁轻量化目的应用双相不锈钢为前提来设定目标强度。根据本发明人的测定，SUS304的4.0mm厚度的热轧退火板的屈服强度大约为240MPa。在此，考虑了如下情况：针对现有的SUS304构件，应用仅板厚比现有品薄的双相不锈钢的代替构件。例如认为，对这些构件施加的拉伸载荷相同时，为了在相同载荷条件下不发生屈服，需要使双相不锈钢的屈服强度至少以与使板厚变薄的比例同量地提高。这次以使板厚减少至现有的SUS304的50％为目标而将双相不锈钢的目标屈服强度设定为提高SUS304的100％后的屈服强度。具体而言，相对于SUS304的屈服强度240MPa，将双相不锈钢的目标屈服强度设定为480MPa以上。

(3)焊接时有无气孔产生

从热轧退火板上切割出35mm宽度×150mm长度的试验片，将长度方向的一个端面切削掉5mm而制成30mm宽度×150mm长度。制作出两条该试验片，将切削面彼此对接并进行TIG焊接。坡口设定为I型，焊接条件设定为如下，电流：220A、电压：15V、焊接速度：200mm/分钟、焊丝：无、保护气体：Ar、气体流量：表面和背面均为15升/分钟。从这样得到的焊接部以焊接长度15mm间隔裁取10个截面观察用的试验片，利用光学显微镜(倍率200倍)判定有无气孔。对熔融金属部和HAZ区的整个截面进行观察，不存在直径3μm以上的气孔时评价为合格(○)，存在直径3μm以上的气孔时评价为不合格(×)。

(4)耐腐蚀性

耐腐蚀性通过点蚀电位进行评价。首先，从热轧退火板切割出20mm见方的试验片，留出11×11mm的表面后用树脂进行密封，然后浸渍于10质量％浓度的硝酸中进行钝化处理，进而对表面10×10mm的部分进行研磨。接着，依据JIS G0577，在30℃的3.5质量％NaCl溶液中浸渍后放置10分钟，开始电位扫描，测定点蚀电位。关于点蚀电位的测定结果，将小于270(mVvs SCE)设定为×，将270(mVvs SCE)以上且小于320(mVvs SCE)设定为○(合格)，将320(mVvs SCE)以上设定为◎(合格：优良)，如果是○或◎，则评价为具有能够应用于水闸门等尤其要求耐腐蚀性的结构构件的优良的耐腐蚀性。

将各种评价结果示于表1和表2中。

[表1]

·带下划线表示在本发明的范围外。

·上述成分组成以外的余量为Fe和不可避免的杂质。

[表2]

本发明的范围内的钢(钢No.1～15、28～35)全部为合格评价，焊接时没有产生气孔，强度也优良。此外可知，这些钢的耐腐蚀性的评价为○或◎，耐腐蚀性也优良。其中，钢No.1～8、11、12、14、15的耐腐蚀性的评价为◎，耐腐蚀性特别优良。Ni含量小于0.50％的钢No.9、Ni含量小于0.50％且Mn含量大于5.00％的钢No.10、Cr含量小于19.0％的钢No.13、Mo含量小于0.1％的钢No.28～34、Mn含量大于5.00％的钢No.35的耐腐蚀性的评价为○。

另一方面，在本发明范围之外的钢在至少一个以上的评价中为不合格评价，不满足目标特性。

具体而言，首先，对于钢No.16而言，Zr含量小于本发明的范围的下限值，因此，没有得到期望的强度。

对于钢No.17、18而言，不满足式(1)，因此，没有得到期望的强度。

对于钢No.19、21而言，Zr含量小于本发明的范围的下限值，并且不满足式(2)，因此，在焊接时产生了气孔。

对于钢No.20、22而言，不满足式(2)，因此，在焊接时产生了气孔。

对于钢No.23而言，Cr含量大于本发明的范围的上限值，因此，γ相百分率降低，没有得到期望的强度，在焊接时产生了气孔。

对于钢No.24而言，N含量小于本发明的范围的下限值，并且不满足式(1)，因此，没有得到期望的强度。

对于钢No.25而言，N含量大于本发明的范围的上限值，并且不满足式(2)，因此，在焊接时产生了气孔。

对于钢No.26而言，Mn含量大于本发明的上限值，因此，产生热轧裂纹，不能进行评价。

对于钢No.27而言，Mn含量小于本发明的范围的下限值，因此，α相的N固溶量减少，在焊接时产生了气孔。另外，γ相百分率降低，因此，没有得到期望的强度。

根据本发明，可以得到兼具优良的强度和焊接性的铁素体-奥氏体双相不锈钢，工业上非常有用。

Claims

1.一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢板，其具有如下成分组成：

以质量％计，含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：大于2.0％且7.0％以下、P：0.07％以下、S：0.030％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.1～3.0％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.1～3.0％、Al：0.003～0.10％、Zr：0.03～0.50％、N：0.15～0.30％，满足下述(1)式和(2)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

N-Zr/6.5≥0.15％…(1)

N-Zr/6.5≤0.23％…(2)

其中，(1)式、(2)式中，N、Zr表示各元素的质量％含量，

进行将坡口设定为I型、将焊接条件设定为电流：220A、电压：15V、焊接速度：200mm/分钟、焊丝：无、保护气体：Ar、气体流量：表面和背面均为15升/分钟的焊接时，不产生直径3μm以上的气孔。

2.一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢板，其具有如下成分组成：

以质量％计，含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：大于2.0％且7.0％以下、P：0.07％以下、S：0.030％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.1～3.0％、Mo：0.1～1.0％、Cu：0.1～3.0％、Al：0.003～0.10％、Zr：0.03～0.50％、N：0.15～0.30％，满足下述(1)式和(2)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

N-Zr/6.5≥0.15％…(1)

N-Zr/6.5≤0.23％…(2)

其中，(1)式、(2)式中，N、Zr表示各元素的质量％含量，

3.如权利要求1或2所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.1％以下中的任意一种或两种以上。