CN113227409B - 焊接结构物及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供韧性和在咸淡水环境中的耐蚀性优异的焊接结构物。本发明涉及的焊接结构物，其特征在于：具备用下述式(1)定义的PREN值为28以上的双相不锈钢母材、和包含焊缝金属和热影响区的焊接部，所述焊缝金属的用下述式(1)定义的PREN值为30以上，从该结构物切取的所述双相不锈钢母材的奥氏体量为30～70面积％，所述焊缝金属和焊接热影响区的奥氏体量为15～70面积％，所述焊接部的采用JIS G0577A法在50℃测定出的点蚀电位为0.30V vs SSE以上。

Description

焊接结构物及其制造方法

技术领域

本发明涉及使用了双相不锈钢的焊接结构物及其制造方法。

背景技术

伴随着最近的地震灾害等自然灾害的多发，应对海啸和水灾的结构物的建设以及改建强化在各地推进。通过近年的海啸和水灾的设想水位的重新评估，这些建造物的结构更大规模化。在这些建造物之中，建造于河川的水闸和建造于堤坝的道路部的旱闸(陆地闸门)由于为可动部，因此使用了钢材或铝。

最近，在这些水闸和旱闸中应用奥氏体系不锈钢或双相不锈钢的情况变多。

水闸之中的设置于河口部的水闸，沉没于海水或接近于海水的高盐分浓度的水中，需要高的耐蚀性。在奥氏体系不锈钢的情况下，当为SUS304时，耐蚀性不足的情况较多，大多使用耐蚀性更良好的SUS316L。

双相不锈钢，除了耐蚀性以外强度也比其他不锈钢和碳钢高，能够薄壁轻量化，因此显现出能够降低与结构的大规模化相伴的重量增加的大优点，被广泛地使用。

双相不锈钢的JIS钢种有SUS821L1、SUS323L、SUS329J1、SUS329J3L、SUS329J4L、SUS327L这6个钢种。其中，SUS821L1是作为SUS304的替代品而开发的钢种，SUS323L是作为SUS316L的替代品而开发的钢种，SUS329J3L、SUS329J4L、SUS327L是与它们相比在严酷的环境中具有耐蚀性的高耐蚀钢种。

在双相不锈钢的情况下，需要考虑焊接部的韧性、耐蚀性的降低。双相不锈钢中所添加的N，通过焊接时的加热冷却而作为Cr氮化物析出。该氮化物通过促进裂纹的扩展而使焊接部的韧性降低，另外，通过析出而消耗Cr，产生所谓的Cr缺乏层，由此使耐蚀性降低。

在水闸等焊接结构物的情况下，为了对数十毫米的厚的板进行焊接，有时进行几十道的焊接，其结果，有时氮化物的析出以及与之相伴的焊接部的韧性以及耐蚀性的降低也变得激烈。

前述的SUS323L，虽然母材的耐蚀性与SUS316L同等或在其以上，但根据焊接的条件有时低于SUS316L的耐蚀性水平。SUS821L1如专利文献1中所示那样是能抑制焊接部的耐蚀性的降低的成分系，但由于是SUS304替代钢，因此不适合于利用于咸淡水(brackishwater)环境中的焊接结构物。更高耐蚀的钢种之中，SUS329J3L、SUS329J4L、SUS327L具有非常优异的耐蚀性，但含有3％以上的高价格的Mo，成本非常高。

剩下的SUS329J1，由于母材的耐蚀性比SUS323L高，Mo的含量也少，因此适合于利用于咸淡水环境中的焊接结构物，但作为大的课题有时焊接部的耐蚀性的降低激烈。作为针对其的对策，例如在专利文献2中记载了一种通过添加在与Ni的关系上适当的N来使焊接部的耐蚀性提高的SUS329J1的改良型的双相不锈钢。但是，该钢在基于TIG焊接的没有填充材料的前提下进行了成分设计，在专利文献2中没有明确对上述双相不锈钢进行焊接而制造的焊接结构物在母材以及焊接部中具有怎样程度的韧性。

另外，在专利文献3中记载了一种使用涂布了含氮的被覆剂的填充材料来使焊缝金属内混合氮的焊接方法，但需要特殊的填充材料，而且对于母材的焊接热影响区丝毫没有进行改善。

专利文献4公开了一种通过将元素成分适当化从而在含有臭氧的水环境中具有耐蚀性的双相不锈钢焊接结构体。但是，对于母材的焊接热影响区没有提及。另外，专利文献5公开了一种通过将元素成分适当化从而抑制了由HAZ区中的氮化物析出导致的耐蚀性的降低的双相不锈钢。可是，任一发明都并不是以咸淡水环境中的使用为前提的。

在先技术文献

专利文献

专利文献1:日本国专利第5345070号公报

专利文献2:日本国特开昭62－267452号公报

专利文献3:日本国特开2014－14830号公报

专利文献4:日本国特开2018－168461号公报

专利文献5:日本国特开2012－197509号公报

发明内容

本发明鉴于现有技术的上述情况，其目的是提供使用Mo含量小于3％的双相不锈钢，在咸淡水环境中的焊接部(焊接区)的耐蚀性优异，作为结构物韧性优异的焊接结构物。

为了解决上述课题，本发明人对于钢材的成分、焊缝金属的成分、钢材的制造条件、焊接条件，从提高在咸淡水环境中的耐蚀性以及韧性的观点出发进行了详细的研究。

一般地，不锈钢的耐点蚀性，用点蚀指数进行位次排序，但曾提出了各种计算式。对于双相不锈钢而言，作为点蚀指数(PREN)，用Cr+3.3Mo+16N的式子表达的情况较多。

本发明人使用该式，关于通过使SUS329J1的组成范围中含有N来提高SUS329J1的焊接部的耐蚀性的方法，通过模拟计算来估算，并通过实验来确认。其结果明确了：关于母材，即使考虑由焊接热影响区的Cr氮化物析出导致的耐蚀性降低，如果上述PREN(下述的式(1))的值为28以上，则也能满足所要求的耐蚀性；而且，关于焊缝金属，即使除了上述以外，还考虑由产生成分偏析导致的局部的耐蚀性降低，通过在按照后述的那样确保奥氏体量的基础上，使PREN值为30.0以上并且将Mo适当增量，也能得到耐蚀性与SUS316L同等或在其以上的双相不锈钢。

PREN＝Cr+3.3Mo+16N…(1)

在此，所谓与SUS316L同等或在其以上的耐蚀性是指“基于JIS G0577A法在50℃测定出的点蚀电位为0.30V vs SSE以上”。

另外，在钢材的焊接时钢材长时间处于铁素体单相区的情况下，会助长铁素体相的粗大化，焊接热影响区的韧性降低。本发明人发现：为了防止焊接热影响区的韧性降低，优选钢材的成分满足以下的式(2)。

Tα＝1455－13.6Cr+22.7Ni－11.2Mo+2.1Mn+781.8N≥1330…(2)

另外，通过气体保护电弧焊接以及钨极电弧焊接，焊接热影响区的奥氏体量低于母材的奥氏体量，有由于铁素体过多而使韧性降低，在奥氏体相中耐蚀性降低之恐。

焊缝金属由于冷却速度特别大，因此不仅是能再析出奥氏体相的时间受限，而且需要考虑局部的成分降低，而且，从确保韧性的方面来看需要将Ni量适当增量，本发明人从上述观点出发进行了潜心研究。

其结果，本发明人发现：即使是将焊接热影响区以及焊缝金属的奥氏体量的下限分别设为15％的情况，通过调整组成以使得钢材以及焊缝金属的N量满足下述式(3)，也能对双相不锈钢的强度、耐蚀性的提高有效地发挥作用。

N≥(0.08Cr+0.08Mo－0.06Ni－1.21)/0.6×0.15…(3)

该式(3)是根据作为主要元素的Cr、Ni、Mo的含量推定本发明中的在将焊接热影响区以及焊缝金属的奥氏体量的下限分别设为15％时对双相不锈钢的强度、耐蚀性的提高有效地发挥作用的N量的式子。基于这些见解完成了本发明，本发明的要旨如下。

(1)一种焊接结构物，其特征在于，具备双相不锈钢母材和焊接部，所述焊接部包含焊缝金属和热影响区，

所述双相不锈钢母材，以质量％计含有

C：0.001～0.050％、

Si：0.05～0.80％、

Mn：0.10％～2.00％、

Cr：21.50～26.00％、

Ni：3.00～7.00％、

Mo：0.50～2.50％、

N：0.100～0.250％、

Al：0.003～0.050％，

O限制为0.0060％以下，

P限制为0.050％以下，

S限制为0.0050％以下，

并且，用下述式(1)定义的PREN值为28.0以上，

余量包含Fe以及杂质，

所述焊缝金属，以质量％计含有

C：0.001～0.060％、

Si：0.05～0.80％、

Mn：0.10％～3.00％、

Cr：21.50～28.00％、

Ni：4.00～10.00％、

Mo：1.00～3.50％、

N：0.080～0.250％、

Al：0.001～0.100％，

O限制为0.150％以下，

P限制为0.050％以下，

S限制为0.0200％以下，

并且，用下述式(1)定义的PREN值为30.0以上，

余量包含Fe以及杂质，

所述双相不锈钢母材的奥氏体量为30～70面积％，所述焊缝金属和焊接热影响区的奥氏体量分别为15～70面积％，

包含所述焊接部和所述双相不锈钢母材的点蚀试样的采用JIS G0577A法在50℃测定出的点蚀电位为0.30V vs SSE以上，

PREN＝Cr+3.3Mo+16N…(1)

其中，式(1)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。

(2)根据(1)所述的焊接结构物，其特征在于，

所述双相不锈钢母材的成分满足式(2)，并且，所述双相不锈钢母材和所述焊缝金属的N量满足式(3)，

而且，在所述双相不锈钢母材含有Nb的情况下，所述双相不锈钢母材的铬氮化物析出温度TN为1010℃以下，在所述双相不锈钢母材不含有Nb的情况下，所述双相不锈钢母材的铬氮化物析出温度TN为980℃以下，

Tα＝1455－13.6Cr+22.7Ni－11.2Mo+2.1Mn+781.8N≥1330…(2)

N≥(0.08Cr+0.08Mo－0.06Ni－1.21)/0.6×0.15…(3)

其中，式(2)、式(3)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。

(3)根据(2)所述的焊接结构物，其特征在于，铬氮化物析出温度TN为下述推定式(4)或式(5)，

8Cr－20Ni+30Mo+50Si－10Mn+550N+730(所述双相不锈钢母材含有Nb的情况)…(4)

8Cr－20Ni+30Mo+50Si－10Mn+550N+700(所述双相不锈钢母材不含有Nb的情况)…(5)

其中，式(4)、式(5)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。

(4)根据(1)～(3)之中的任一项所述的焊接结构物，其特征在于，所述双相不锈钢母材和所述焊缝金属之中的至少一者还含有

Nb：0.005～0.150％、

Ti：0.003～0.020％、

Ta：0.005～0.200％、

Zr：0.001～0.050％、

Hf：0.001～0.080％、

Sn：0.005～0.100％、

W：0.01～1.00％、

Co：0.01～1.00％、

Cu：0.01～3.00％、

V：0.010～0.300％、

B：0.0001～0.0050％、

Ca：0.0005～0.0050％、

Mg：0.0005～0.0050％、

REM：0.005～0.050％

之中的1种或两种以上。

(5)一种焊接结构物的制造方法，所述焊接结构物是(1)～(4)之中的任一项所述的焊接结构物，所述制造方法的特征在于，

将具有所述双相不锈钢母材的组成的热轧用原材料以用下述式(6)表示的压减比成为3.0以上、且用下述式(7)表示的1050℃以下的压下率成为30％以上的方式进行热轧，并在TN+20℃以上、且1100℃以下的温度下进行5分钟以上的热处理，来制造所述双相不锈钢母材，

热轧用原材料的厚度/双相不锈钢母材的厚度…(6)

(到达1050℃以下时的厚度－双相不锈钢母材的厚度)/到达1050℃以下时的厚度×100…(7)。

(6)根据(5)所述的焊接结构物的制造方法，其特征在于，

所述焊缝金属，采用使用填充丝的气体保护电弧焊接或钨极电弧焊接来形成，在用下述式(8)定义的焊接线能量Q为5000J/cm以上且50000J/cm以下、用下述式(9)定义的母材稀释率D为50％以下的焊接条件下形成，

Q＝[焊接电流(A)]×[焊接电压(V)]÷[焊接速度(cm/s)]…(8)

D＝[双相不锈钢母材的熔融体积]/[总焊缝金属体积]×100…(9)。

通过本发明得到的焊接结构物，在如河川的河口附近的水闸那样的咸淡水环境中具有与SUS316L同等或在其以上的充分的耐蚀性，而且能谋求由高强度带来的轻量化，因此能够有助于大幅度的成本削减、高效率化，在产业方面、环境方面作出的贡献极大。

附图说明

图1是焊接结构物No.51～88的焊接部分的部分放大截面图。

具体实施方式

[双相不锈钢母材的组成]

以下首先对构成本发明的焊接结构物的双相不锈钢母材的组成以及组织的限定理由进行说明。再者，在本说明书中，只要没有特别说明，关于成分的％就表示质量％。

[必需元素]

为了确保不锈钢的耐蚀性，C限制为0.050％以下的含量。若超过0.050％地含有，则在热轧时生成Cr碳化物，耐蚀性、韧性劣化。优选为0.030％以下，进一步优选设为0.025％以下。

另一方面，从降低不锈钢的C量的成本的观点出发，将0.001％作为下限。

为了脱氧，Si含有0.05％以上。优选设为0.10％以上，进一步优选设为0.20％以上。

另一方面，若超过0.80％地含有，则韧性劣化。因此，设为0.80％以下。优选设为0.50％以下，进一步优选设为0.40％以下。

Mn具有使奥氏体相增加、改善韧性的效果。另外，具有使氮化物析出温度TN降低的效果。为了母材以及焊接部的韧性而含有0.10％以上。优选设为0.30％以上，进一步优选设为0.50％以上。

另一方面，Mn是使不锈钢的耐蚀性降低的元素，因此可以将Mn设为2.00％以下。优选设为1.80％以下，进一步优选设为1.50％以下。

为了确保本发明钢的基本的耐蚀性，Cr含有21.50％以上。优选设为22.00％以上，进一步优选设为23.00％以上。

另一方面，若超过26.00％地含有Cr，则铁素体相分率增加，损害韧性以及焊接部的耐蚀性。因此，将Cr的含量设为26.00％以下。优选设为25.00％以下，进一步优选设为24.50％以下。

为了使奥氏体组织稳定，改善针对各种酸的耐蚀性，而且改善韧性，Ni含有3.00％以上。通过增加Ni含量，能够使氮化物析出温度降低。优选设为4.00％以上，进一步优选设为5.00％以上。

另一方面，Ni为高价格的合金元素，在以节省合金型双相不锈钢为对象的本发明钢中，从成本的观点出发，限制为7.00％以下的含量。优选设为6.50％以下，进一步优选设为6.00％以下。

Mo是提高不锈钢的耐蚀性的非常有效的元素，为了赋予在SUS316以上的耐蚀性而含有0.50％以上。优选设为0.80％以上，进一步优选设为1.00％以上。

另一方面，Mo为高价格，并且是促进金属间化合物析出的元素，在本发明钢中，从抑制热轧时的析出的观点和经济性的观点出发，优选Mo含量少，因此设为2.50％以下。优选设为小于2.00％，更优选设为1.80％以下，进一步优选设为1.50％以下。

N是在奥氏体相中固溶从而提高双相不锈钢的强度、耐蚀性的有效的元素，因此含有0.100％以上。优选设为0.120％以上，进一步优选设为0.150％以上。

另一方面，固溶限度相应于Cr含量而变高，但在本发明钢中若超过0.250％地含有，则析出Cr氮化物，会损害韧性以及耐蚀性。因此，将N含量设为0.250％以下。优选设为0.230％以下，进一步优选设为0.200％以下。

Al是用于钢的脱氧的重要的元素，另外，为了控制本钢的夹杂物的组成，使其与Ca和Mg一起含有。为了降低钢中的氧，Al可以与Si同时含有。为了控制夹杂物的组成、提高耐点蚀性，Al含有0.003％以上。优选设为0.005％以上。

另一方面，Al是与N的亲合力比较大的元素，若过量地添加，则产生Al的氮化物，损害不锈钢的韧性。虽然其程度也依赖于N含量，但若Al超过0.050％，则韧性的降低变得显著，因此可以将其含量设为0.050％以下。优选设为0.040％以下，更优选设为0.030％以下。

[余量]

在构成本发明的焊接结构物的双相不锈钢母材的化学组成中，余量为Fe以及杂质。在此，所谓杂质，是指在工业性制造上述钢母材时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的成分，且是指在不对该钢给予不良影响的范围内容许的成分。作为主要的杂质，可列举P、S、O，但不限定于此，其他的元素也能作为杂质而含有。

O(氧)是杂质，是损害不锈钢的热加工性、韧性、耐蚀性的元素，因此优选尽可能使其少。因此，O含量限定为0.006％以下。另外，要极端地减少氧的话，则在精炼中需要非常大的成本，因此若考虑经济性，则氧量可以为0.001％以上。

P是从原料不可避免地混入的元素，使热加工性以及韧性劣化，因此优选尽可能少，限定为0.050％以下。优选设为0.040％以下。要将P降低为极低量的话，则精炼时的成本变高。因此，从成本的相称出发，可以将P量的下限设为0.010％。

S是从原料不可避免地混入的元素，也使热加工性、韧性以及耐蚀性劣化，因此优选尽可能少，将上限限定为0.0050％以下。优选设为0.0020％以下，进一步优选设为0.0010％以下。要将S降低为极低量的话，则精炼时的成本变高。因此，从成本的相称出发，可以将S量的下限设为0.0001％。

[28.0≤PREN；奥氏体量为30面积％以上且70面积％以下]

在河川的淡水、咸淡水等自然水的环境下，通过微生物的活动，双相不锈钢的自然电位变高。在自然电位高的环境下，即使是Cr浓度的微少的降低，也对耐蚀性造成大的影响。因此，在应用本发明钢的环境下，在对双相不锈钢进行焊接而析出了Cr氮化物的情况下，Cr氮化物周围的Cr缺乏层成为点蚀的起点。

一般地，在双相不锈钢中优选奥氏体量接近于与铁素体量相等的量。在铁素体过多的情况下，韧性降低，并容易引起Cr氮化物的析出。另一方面，在奥氏体过多的情况下，容易引起应力腐蚀裂纹、热轧中的边裂。而且，在哪种情况下都是铁素体相、奥氏体相间的成分差变得激烈，在某个相中耐蚀性降低。在本发明中，在本发明的成分系中，将难以发生上述问题的奥氏体量的下限设为30面积％、上限规定为70面积％。

另外，在双相不锈钢的情况下，在考虑焊接热影响区的耐蚀性的降低而以同等的耐蚀性为目标的情况下，希望确保比奥氏体系不锈钢高的PREN。进行实验的结果，如果作为耐点蚀性的指标的用下述(1)定义的PREN小于28.0，则即使双相不锈钢母材的奥氏体量为30.0～70.0面积％，在咸淡水环境下，在焊接热影响区也成为低于SUS316L的耐蚀性。

PREN＝Cr+3.3Mo+16N…(1)

其中，式(1)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。

为了在咸淡水等的环境下不使焊缝金属发生点蚀，本发明涉及的焊接结构物用的双相不锈钢母材，奥氏体量设为30.0～70.0面积％，并且，用上述式(1)定义的PREN值设为28.0以上。双相不锈钢母材的优选的PREN值的下限为30.0。

但是，若为了提高双相不锈钢母材的PREN而使Cr、Mo的含量过大，则招致合金成本的增加，若使N的含量过大，则析出Cr氮化物从而损害韧性和耐蚀性。因此，在本发明中，双相不锈钢的PREN值优选为35.0以下。再者，双相不锈钢母材的奥氏体量的优选的下限为40.0面积％，优选的上限为60.0面积％。

本发明中的奥氏体量，在双相不锈钢母材的情况下，采用以下方法求出：从相当于母材钢板的t/4(t为板厚)的位置制取与厚钢板的轧制方向平行的截面，埋入到树脂中并进行镜面研磨，在KOH水溶液中进行电解腐蚀后，通过光学显微镜观察来进行图像解析，由此测定铁素体分率(面积％)，将其余的部分作为奥氏体量。

另外，关于焊缝金属和焊接热影响区的奥氏体量，以包含焊接部(焊缝金属和焊接热影响区)及其附近的母材的方式制取试样，并镜面研磨上述双相不锈钢母材的轧制方向的截面，使用该镜面研磨了的试样，采用与双相不锈钢母材的情况同样的方法进行腐蚀处理、光学显微镜观察以及图像解析，由此测定焊缝金属和焊接热影响区的各自的金属组织中的奥氏体量。

[焊缝金属的组成]

接着，以下说明本发明中的焊接结构物中所形成的焊缝金属的成分组成的限定理由。再者，以下所示的“％”，只要没有特别说明就意指“质量％”。

以下说明的焊缝金属的各成分含量，能通过使用实心焊丝和药芯焊丝中的任一者，考虑上述双相不锈钢母材的成分在焊缝金属中的稀释来调整丝中的成分，从而调整为规定范围。

[必需元素]

C虽对耐蚀性有害，但从强度的观点出发优选某种程度地含有，因此C含量为0.001％以上。另外，若其含量超过0.060％，则当为焊接态的状态以及受到再热时，C与Cr结合而析出Cr碳化物，耐晶界腐蚀性和耐点蚀性显著劣化，并且，焊缝金属的韧性、延展性显著降低，因此将其含量限定为0.001～0.060％。

Si作为脱氧元素而被添加，但若小于0.05％，则其效果不充分，另一方面，若其含量超过0.80％，则伴随着延展性降低，韧性大大降低，并且，焊接时的熔深也减少，成为实用焊接上的问题。因此，将其含量限定为0.05～0.80％。

Mn作为脱氧元素以及作为使N的溶解度增加的元素而添加，但当其含量小于0.10％时，效果不充分，另一方面，若超过3.00％地含有，则延展性降低，因此将其含量的下限设为0.10，将上限限定为3.00％。Mn含量优选设为2.00％以下。

Cr作为不锈钢的主要元素形成钝态皮膜从而有助于耐蚀性的提高。为了得到在咸淡水环境下优异的耐蚀性，含有21.50％以上。另一方面，Cr含量越多，在咸淡水环境下的耐点蚀性越提高，但西格马相(σ相)等脆的金属间化合物变得容易析出，因此韧性降低。另外，由于Cr是铁素体生成元素，因此为了确保奥氏体相需要使Ni、Cu、N也增量，焊接所使用的丝的制造性降低，并且制造成本也变高，因此将其含量的上限设为28.00％。优选设为26.00％以下。

Ni针对在中性氯化物环境中的腐蚀给予显著的抵抗性，并且，强化钝态皮膜，因此Ni含量越多，对耐蚀性越有效。另外，Ni是奥氏体生成元素，使奥氏体相生成·稳定。如前述那样，就焊缝金属而言，冷却速度特别大，奥氏体相能够再析出的时间受限，需要考虑局部的成分降低，而且，从确保韧性的方面出发，希望将Ni量适宜增量。在本发明中，为了确保焊缝金属中的充分的奥氏体生成，从焊缝金属含有21.50～28.00％的作为铁素体生成元素的Cr的情况下的相平衡的观点出发，优选相比于钢母材提高Ni含量，在焊缝金属中，将下限设为4.00％，将上限设为10.00％。再者，Ni含量的上限10.00％的限定理由是因为焊接所用的丝的制造成本变高。优选设为6.00％以上。

Mo是将钝态皮膜稳定化、对获得高的耐蚀性极有效的元素，特别是在氯化物环境中的耐点蚀性的提高是显著的。而且，关于焊缝金属，除了上述以外还需要考虑由发生成分偏析引起的局部的耐蚀性降低。进行实验的结果可知，当小于1.00％时，提高耐蚀性的效果不充分。另外，为了补偿焊缝金属中的奥氏体的减少，优选相比于钢母材提高焊缝金属中的Mo含量。

但是，若其含量超过3.50％，则生成西格玛相等脆的金属间化合物，焊缝金属的韧性降低，因此将下限设为1.00，将上限限制为3.50％。优选设为2.00％以上且3.00％以下。

N是强力的奥氏体生成元素，使在氯化物环境下的耐点蚀性提高。在为0.080％以上时，使耐点蚀性和耐裂隙腐蚀性提高，含量越多，其效果越大。另一方面，若使N含量多，特别是若超过0.250％，则在焊接中容易发生气孔。因此，N含量的下限限制为0.080％，上限限制为0.250％。优选设为0.100％以上且0.200％以下。

Al作为脱氧元素而被添加，并且，作为改善熔滴过渡现象的元素而被添加，但当小于0.001％时，其效果不充分，另一方面，当其过量地添加时，会与N反应而形成AlN，损害韧性。虽然其程度也依赖于N含量，但是若Al超过0.100％，则韧性的降低变得显著，因此将其含量的下限设为0.001％，将上限限定为0.100％。

[余量]

在本发明的焊接结构物中所形成的焊缝金属的化学组成中，余量为Fe以及杂质。在此，所谓杂质，是指在工业性制造上述钢母材时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的成分，且是指在不对该钢给予不良影响的范围内容许的成分。作为主要的杂质，可列举P、S、O，但不限定于此，其他的元素也能作为杂质而含有。

O、P、S在焊缝金属中为不可避免的成分，由于以下的理由而限制为少。

O生成氧化物，过量的含有会使韧性显著降低，因此将其含量的上限设为0.150％。

P若大量地存在，则使凝固时的耐焊接热裂纹性以及韧性降低，因此优选为少，将其含量的上限设为0.050％。

S若大量地存在，则使耐热裂纹性、延展性和耐蚀性降低，因此优选为少，将0.0200％作为上限。

[PREN≥30.0；奥氏体量为15面积％以上且70面积％以下]

在河川的淡水、咸淡水等自然水的环境下，通过微生物的活动，双相不锈钢的自然电位变高。在自然电位高的环境下，即使是Cr浓度的微少的降低，也对耐蚀性造成大的影响。因此，在应用本发明钢的环境下，在对双相不锈钢进行焊接而析出了Cr氮化物的情况下，Cr氮化物周围的Cr缺乏层成为点蚀的起点。本发明人搞清了：在焊接结构物的双相不锈钢焊接部的奥氏体量小于15面积％、或者超过70面积％的情况下，耐蚀性变得低于SUS316L。

与钢母材同样地，在焊缝金属中也优选奥氏体量接近于与铁素体量相等的量。可是，就焊接热影响区和焊缝金属而言，奥氏体相生成量往往变少，除了谋求尽可能的奥氏体相增量以外，关于焊缝金属，为了抑制与焊接热影响区相比奥氏体量更降低，利用钢焊接用丝等填充丝来改善成分。在此基础上，作为不产生与SUS316L相比耐蚀性降低的课题的奥氏体量，规定为15面积％以上且70面积％以下。

另外，关于作为耐点蚀性的指标的PREN，若焊缝金属的PREN小于30.0，则即使焊缝金属的奥氏体量为15面积％以上且70面积％以下，也由于产生成分偏析而局部地耐蚀性降低，在咸淡水环境下焊缝金属低于SUS316L的耐蚀性。

因此，在焊缝金属中，奥氏体量设为15面积％以上且70面积％以下，并且，焊缝金属的PREN设为30.0以上。焊缝金属的奥氏体量的优选的下限为18.0面积％，更优选的下限为20.0面积％。焊缝金属的奥氏体量的优选的上限为60.0面积％，更优选的上限为50.0面积％。另外，焊缝金属的PREN值优选比双相不锈钢母材的PREN值高。可是，若为了提高焊缝金属的PREN而使Cr、Mo的含量过大，则招致合金成本的增加，若使N的含量过大，则在焊接中容易发生气孔。因此，在本发明中，焊缝金属的PREN值优选为35.0以下。

另外，在气体保护电弧焊接以及钨极电弧焊接中，为了确保本发明的焊接结构物的焊接部的耐蚀性，焊接热影响区也与焊缝金属同样地将奥氏体量设为15面积％～70面积％。

[双相不锈钢母材和焊缝金属的任意添加成分]

进而，构成本发明的焊接结构物的双相不锈钢母材和焊缝金属(以下也简单地称为“本发明的焊接结构物的母材和焊缝金属”。)能够根据需要来含有0％以上的以下元素之中的1种或两种以上。不过，即使均不含有这些元素也能够达到本发明的目的。

Nb是与N的亲合力强、具有进一步降低铬氮化物的析出速度的作用的元素。因此，在本发明的焊接结构物的母材和焊缝金属中，可以将0.005％作为下限来含有。优选设为0.010％以上，更优选设为0.020％以上，进一步优选设为0.030％以上。

另一方面，若Nb超过0.150％地含有，则Nb的氮化物大量地析出，会损害韧性，因此将其含量规定为0.150％以下。优选设为0.090％以下，更优选设为0.070％以下，进一步优选设为0.050％以下。

再者，虽然Nb是高价格的元素，但通过积极地利用品位低的废料中所含有的Nb，能够使不锈钢熔化原料成本变为廉价。优选采用这样的方法来谋求含Nb钢的熔化成本的降低。

Ti，其与N之间有非常强的亲合力，在钢中形成Ti的氮化物，因此在含有Ti的情况下希望设为非常少的量。若超过0.020％地含有，则会由于Ti的氮化物而损害韧性，因此将其含量设为0.020％以下，优选设为0.015％以下，进一步优选设为0.010％以下。在含有Ti的情况下，为了得到其效果，可以含有0.003％以上，优选设为0.005％以上，进一步优选设为0.006％以上。

Ta是通过夹杂物的改性而使耐蚀性提高的元素，可以根据需要来含有。通过含有0.005％以上的Ta，能够发挥效果，因此可以将Ta量的下限设为0.005％以上来含有。在Ta量超过0.200％的情况下，会招致常温延展性的降低、韧性的降低，因此Ta量的上限优选为0.200％以下，更优选为0.100％以下。在以少量的Ta量来使效果显现的情况下，优选将Ta量设为0.050％以下。

W与Mo同样地是使不锈钢的耐蚀性提高的元素，也可以含有。在本发明钢中，可以为了提高耐蚀性的目的而含有。可是，由于是高价格的元素，因此可以设为1.00％以下。优选设为0.70％以下，进一步优选设为0.50％以下。在添加的情况下，优选含有0.05以上。在含有W的情况下，为了得到其效果，W含量可以设为0.01％以上，优选设为0.05％以上，进一步优选设为0.10％以上。

V是与N有亲合力、具有降低铬氮化物的析出速度的作用的元素。因此，也可以含有。可是，若超过0.300％地含有，则V的氮化物大量地析出，会损害韧性，因此V的含量可以设为0.300％以下，优选设为0.250％以下，进一步优选设为0.200％以下。在含有V的情况下，为了得到其效果，V含量可以设为0.010％以上，优选设为0.030％以上，进一步优选设为0.080％以上。

Ca和Mg为了控制本发明钢的夹杂物的组成、提高本发明钢的耐点蚀性和热加工性而添加。在添加Ca和Mg的钢中，与0.0030％以上且0.0500％以下的Al一起使用熔化原料来添加，或者，通过脱氧以及脱硫作业来调整其含量，将Ca的含量控制为0.0005％以上、Mg的含量控制为0.0001％以上。优选将Ca设为0.0010％以上、Mg设为0.0003％以上，进一步优选将Ca设为0.0015％以上、Mg设为0.0005％以上。

另一方面，Ca和Mg均在过量地添加时反而降低热加工性以及韧性，因此，关于Ca，可以将含量控制为0.0050％以下，关于Mg，可以将含量控制为0.0050％以下。优选将Ca设为0.0040％以下、Mg设为0.0025％以下，进一步优选将Ca设为0.0035％以下、Mg设为0.0020％以下。

Co是对提高钢的韧性和耐蚀性有效的元素，也可以含有。Co即使超过1.00％地含有，由于是高价格的元素，因此也不会发挥出与成本相称的效果，因此可以含有1.00％以下。优选含有0.70％以下，进一步优选含有0.50％以下。在含有Co的情况下，为了得到其效果，Co含量可以设为0.01％以上，优选设为0.03％以上，进一步优选设为0.10％以上。

Cu是附加性地提高不锈钢的针对酸的耐蚀性的元素，并且具有改善韧性的作用，因此也可以含有。若含有超过3.00％的Cu，则在热轧后的冷却时超过固溶度而析出εCu从而脆化，因此可以含有3.00％以下。优选含有1.70％以下，进一步优选含有1.50％以下。在含有Cu的情况下，可以含有0.01％以上，优选含有0.33％以上，进一步优选含有0.45％以上。

B是改善钢的热加工性的元素，可以根据需要来含有。另外，是与N的亲合力非常强的元素，若大量地含有，则B的氮化物析出，会损害韧性。因此，可以将其含量设为0.0050％以下，优选设为0.0040％以下，进一步优选设为0.0030％以下。在含有B的情况下，为了得到其效果，B含量可以设为0.0001％以上，优选设为0.0005％以上，进一步优选设为0.0014％以上。

REM是改善钢的热加工性的元素，可以出于该目的而含有0.005％以上。优选含有0.010％以上，进一步优选含有0.020％以上。另一方面，过量的添加反而降低热加工性以及韧性，因此REM可以含有0.050％以下。优选设为0.040％以下，进一步优选设为0.030％以下。

在此，REM为La、Ce等镧系稀土类元素的含量的总和。

Zr、Hf、Sn在晶界偏析从而抑制焊接时的晶粒的粗大化。另外，Zr、Hf是一直以来对提高热加工性和钢的洁净度以及改善耐氧化性也有效的元素。Sn在表面附近浓化从而抑制Cr的氧化。

为了得到这些效果，可以含有Zr：0.001％以上、Hf：0.001％以上、Sn：0.005％以上。本发明的焊接结构物，其焊缝金属部可以代替Ni、Cu、Mo、W的元素群而在前述的含量的范围含有Zr、Hf、Sn的元素群之中的至少1种元素。

另一方面，这些元素的过度的添加会助长由晶界强度降低导致的晶界破坏，因此设为Zr：0.050％以下、Hf：0.080％以下、Sn：0.100％以下。

[铁素体单相化温度]

在本发明中，双相不锈钢母材的成分优选满足以下的式(2)。

Tα＝1455-13.6Cr+22.7Ni-11.2Mo+2.1Mn+781.8N≥1330…(2)

Tα是推定在加热双相不锈钢母材时奥氏体消失而成为铁素体单相的温度(以下称为“铁素体单相化温度”。单位为℃。)的成分式。若该铁素体单相化温度低，则在焊接时会长时间处于铁素体单相区，会助长铁素体相的粗大化，焊接热影响区的韧性降低。进行实验的结果发现，若Tα低于1320℃，则热影响区的韧性极端地降低，因此优选设为1330℃以上。更优选为1340℃以上。

该式通过使用了サーモカルク公司的热力学计算软件“Thermo-Calc”(注册商标)的平衡计算而求出，并通过实验进行了修正。

[铬氮化物析出温度和N量]

在本发明中，双相不锈钢母材以及焊缝金属的N量优选满足以下的式(3)。

N≥(0.08Cr+0.08Mo-0.06Ni-1.21)/0.6×0.15…(3)

其中，式(3)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。

式(3)是在将本发明中的焊接热影响区以及焊缝金属的奥氏体量的下限分别设为15％时，由作为主要元素的Cr、Ni、Mo含量推定在焊接热影响区以及焊缝金属的奥氏体相中固溶而对双相不锈钢的强度、耐蚀性的提高有效地发挥作用的量的式子。

推定双相不锈钢的奥氏体量的成分式例如有专利文献1中记载的Ni-bal.等多个，但它们都是推定进行了固溶热处理的钢材的奥氏体量的式子。在该情况下，Cr、Mo分配浓化于铁素体相、Ni、N分配浓化于奥氏体相而形成各相。

在焊接热影响区以及焊缝金属的情况下，在加热时暂时成为铁素体单相，在其后冷却时生成奥氏体相。进行实验的结果可知：在焊接热影响区以及焊缝金属被冷却时，Cr、Ni、Mo几乎不浓化于奥氏体相，仅N浓化于奥氏体相，由此形成奥氏体相。另外可知：在上述冷却时浓化于奥氏体相的N量大致根据Cr、Ni、Mo的量而变化，在作为奥氏体生成元素的Ni高的情况下，成为少的N量，在Cr、Mo高的情况下，生成的奥氏体相的N量增加。从上述见解估计为：在N的浓化量少的情况下，通过使焊接热影响区以及焊缝金属中所含的Ni量增加，能够在少的N量下生成大量的奥氏体。

对于构成本发明的焊接结构物的双相不锈钢母材的材质，主要产生影响的析出物是铬氮化物。

铬氮化物是Cr和N结合而成的析出物，在双相不锈钢中，立方晶的CrN或六方晶的Cr₂N在铁素体粒内或铁素体晶界析出的情况多。若生成这些铬氮化物，则使冲击特性降低，并且，耐蚀性因随着析出而生成的铬缺乏层而降低。

成为与这样的铬氮化物在热轧中的析出相关的指标的铬氮化物析出温度TN，是通过以下的步骤来实验性地求出的特性值。

(1)将10mm厚的供试钢在热轧制后暂时进行1050℃×20分钟的热处理后，在800～1100℃的任意的温度进行20分钟的均热处理，其后在5秒以内进行水冷。

(2)将冷却后的供试钢表层进行#500研磨。

(3)分取3g试样，在室温的非水溶液(包含3％马来酸和1％氯化四甲基铵，余量为甲醇。)中进行电解(100mV恒定电压)来溶解基体。

(4)用0.2μm孔径的过滤器来过滤残渣(即析出物)并提取析出物。

(5)使用ICP来分析残渣的化学组成，求出上述残渣中所含有的铬含量(质量％)。将该残渣中的铬含量作为铬氮化物的析出量的指标。

(6)使(1)的均热处理温度进行各种变化，将残渣中的铬含量成为0.03％以下的均热处理温度之中的最低温度作为TN。

TN越低，则铬氮化物析出的温度区域被限定在越低温侧，因此，铬氮化物的析出速度、析出量被抑制，双相不锈钢母材的耐蚀性得到维持。

因此，构成本发明的焊接结构物的双相不锈钢母材，在含有Nb的情况下，优选铬氮化物析出温度TN为1010℃以下，在不含有Nb的情况下，优选铬氮化物析出温度TN为980℃以下。

前述的铬氮化物析出温度TN也可以使用下述式(4)或式(5)推定。

8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+730(双相不锈钢母材含有Nb的情况)…(4)

8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+700(双相不锈钢母材不含有Nb的情况)…(5)

其中，式(4)、(5)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。

[本发明的焊接结构物的制造方法]

接着，对本发明的焊接结构物的制造方法进行说明。

[双相不锈钢母材的制造方法]

水闸等所用的钢材，大多使用例如20mm、50mm这样的厚实的钢材。在制造这些双相不锈钢的情况下，母材的冲击值降低，其结果，在热影响区，韧性进一步降低，有时成为问题。为了避免该现象，通过将具有前述的双相不锈钢母材的组成的热轧用原材料以用下述式(6)表示的压减比成为3.0以上、并且用下述式(7)表示的1050℃以下的压下率成为30％以上的方式进行热轧，来施加适当的应变形成为微细的组织是有效的。

热轧用原材料的厚度/本发明的焊接结构物的双相不锈钢母材的厚度…(6)

(到达1050℃以下时的厚度-本发明的焊接结构物的双相不锈钢母材的厚度)/到达1050℃以下时的厚度×100…(7)

再者，所谓“到达1050℃以下时的厚度”，通过在热轧中逐次测定上述热轧用原材料的表面温度，并测定到达1050℃以下时的厚度而求出。

另外，在双相不锈钢中，为了使降低耐蚀性的金属间化合物、铬氮化物消失，将热轧钢板在铬氮化物析出温度(TN)+20℃以上、且1100℃以下的温度下进行5分钟以上的热处理。若热处理温度小于TN+20℃、或热处理时间小于5分钟，则通过热轧而析出的铬氮化物未固溶，损害韧性、耐蚀性。另外，若热处理温度超过1100℃，则有铁素体量变得过多之虞。该热处理，可以从热轧工序接续地进行，另外，也可以在热轧钢板冷却后，通过将被冷却了的钢板再加热来进行。

[焊接工序]

在本发明中，为了形成具有优异的韧性和在海水环境下的耐蚀性的焊接部，关于形成焊缝金属时的焊接条件，优选如以下那样限定。

本发明的焊缝金属，能够使用气体保护电弧焊接或钨极电弧焊接的任一方法来形成，但优选从以下的理由出发规定焊接线能量Q、母材稀释率D。

[焊接线能量Q]

含有Cr、Mo的双相不锈钢，若被保持在约700℃～900℃的温度区域，则对韧性有害的西格玛相等脆的金属间化合物析出，耐蚀性、韧性显著降低。另外，同样对耐蚀性、韧性有害的Cr氮化物在约600℃至800℃的温度区域析出。当焊缝金属在凝固后的冷却过程中通过900℃～600℃的时间变长时，西格玛相或Cr氮化物大量地析出。另外，在通过多层道焊接而形成的焊缝金属中，前层道受到由后续道导致的热循环，成为600℃～900℃的温度区域的时间变长的情况也是同样的。

在本发明中，如上述那样，通过规定双相不锈钢母材以及焊缝金属的成分组成来抑制西格玛相等金属间化合物以及Cr氮化物的析出，能够得到包含韧性和耐蚀性优异的双相不锈钢母材以及焊缝金属的焊接结构物。可是，在气体保护电弧焊接或钨极电弧焊接中，若焊接线能量Q变得过大而超过50000J/cm，则后述的母材稀释率变高，而且冷却速度变小，900℃～600℃的冷却时间变长，西格玛相等金属间化合物、Cr氮化物析出，存在耐蚀性、韧性降低的危险性。因此，为了稳定地确保焊接结构物的耐蚀性、韧性，焊接结构物的制造条件、亦即焊接时的焊接线能量优选限定为50000J/cm以下。

再者，焊接线能量Q(J/cm)用以下的式(8)定义。

Q(J/cm)＝[焊接电流(A)]×[焊接电压(V)]÷[焊接速度(cm/s)]…(8)

另一方面，若焊接线能量变得过小而小于5000J/cm，则冷却速度变大，即使进行如本发明那样的成分规定，奥氏体析出量也变得过少。

[母材稀释率D]

在本发明中，为了确保焊缝金属的耐蚀性和奥氏体量，优选：焊缝金属相对于双相不锈钢母材，Mo含量、Ni含量和PREN中的至少1种较高。可是，若母材稀释率过高，则即使使用适当的填充丝，母材的混合也多，变得难以得到目标的成分。也就是说，作为焊接条件，焊接时的母材稀释率优选限定在50％以下。母材稀释率D用以下的式子定义。

D＝[双相不锈钢母材的熔融体积]/[总焊缝金属体积]×100…(9)

再者，本发明的焊接结构物，在进行适当的填充丝以及焊接线能量控制的前提下，即使采用埋弧焊接、等离子焊接等也能够制造。而且，该制造方法不仅适用于焊接结构物的制造，也能够适用于这些结构物的补焊或者堆焊等。

在本发明中，在制造包含如上述那样规定了成分含量的双相不锈钢母材和焊缝金属的焊接结构物时，通过在上述的焊接条件下进行焊接，能够稳定地得到具有确保优异的韧性和在咸淡水环境下的耐蚀性的焊缝金属的焊接结构物。

[基于JIS G0577 A法在50℃测定出的焊接部的点蚀电位为0.30V vsSSE以上]

本发明的焊接结构物，关于包含焊缝金属和热影响区的焊接部，基于JIS G0577 A法在50℃测定出的点蚀电位为0.30V vs SSE以上。这样，本发明的焊接结构物在咸淡水环境中具有与SUS316L同等或在其以上的耐蚀性。

[焊接结构物的韧性]

构成本发明的焊接结构物的双相不锈钢母材，采用JIS Z 2202中所规定的夏比冲击试验方法测定出的夏比冲击值在-20℃下为100J/cm²以上。

另外，本发明的焊接结构物的焊接热影响区以及焊缝金属，采用JIS Z 2202中所规定的夏比冲击试验方法测定出的夏比冲击值在-20℃下均为50J/cm²以上。

实施例

下面利用实施例来说明本发明。再者，在以下的实施例中，为了方便起见，基于采用相同的钢母材构成的对接型的接头来说明本发明例，但本发明涉及的焊接结构物不限定于图示的结构。本发明涉及的焊接结构物，不仅可具有对接接头，也可具有T接头、十字接头、搭接接头等一般的焊接接头的结构，也可以具有相互不同的种类的焊接接头组合的结构。另外，在钢母材不脱离本发明的范围的限度下，本发明涉及的焊接结构物也可以是钢组成和金属组织之中的至少一种不同的钢母材被焊接的结构。

除了钢No.24以外，利用实验室的50kg真空感应炉在MgO坩埚中熔炼具有表1-1、表1-2中所示的成分的双相不锈钢，并铸造成扁平钢块。磨削上述扁平钢块以使得该扁平钢块的表面变得平滑，从而制成约100mm的热轧用原材料。将上述热轧用原材料在1180℃的温度加热1～2小时后，以1050℃以下的压下率成为35％的方式进行轧制，得到板厚12mm×约700mm长的热轧厚钢板。再者，从刚热轧后的温度为800℃以上的状态实施喷雾冷却直到200℃以下为止。然后，将被冷却了的上述钢板加热，进行1050℃×20分钟均热的热处理，在上述热处理后将钢板水冷。

表1-1、表1-2的Tα(℃)是用上述式(2)定义的温度的值，“(3)式的值”是用上述式(3)定义的N量，“TN推定值(℃)”是用上述式(4)或式(5)定义的温度的值。表1-1、表1-2中所示的TN实测值是各钢母材的铬氮化物析出温度的实测值，通过从除了钢No.24以外的各钢母材切取10mm厚的供试钢，采用前述的步骤，将上述切取的供试钢进行均热处理，进行来自均热处理后的供试钢的析出物的提取，求出上述析出物中的铬含量成为0.03％以下的均热处理温度之中的最低温度来测定出。

在表1-1和表1-2中，钢No.1～8是如表3和表5所示那样构成本发明例的焊接结构物No.51～61的双相不锈钢母材。

钢No.9～25是构成比较例的焊接结构物No.62～73、81、84～88的双相不锈钢母材。钢No.9～17、20、21、24是不满足本发明的焊接结构物的钢母材的成分组成的必要条件的钢母材，钢No.13、15、21是PREN值不满足本发明的焊接结构物的钢母材的必要条件的双相不锈钢母材。钢No.18是N量不满足上述式(3)的双相不锈钢母材。钢No.19是铁素体量过多、奥氏体量变得不充分的双相不锈钢母材(表3、表5的焊接结构物No.73)。钢No.22是奥氏体量过多的双相不锈钢母材(表3、表5的焊接结构物No.85)。钢No.24是采用市售品的SUS316L形成的12mm厚×约700mm长的不锈钢母材。

将表1-1、表1-2的钢No.1～25作为钢母材11a、11b，如图1所示那样制成了将坡口角度设为一侧90°一侧35°、且根部间隙为4mm的坡口。在图1中，钢母材11a和11b为相同的钢序号(钢No.)的钢母材。

在表2-1和表2-2中示出为了制造上述焊接结构物No.51～88而使用的钢焊接用丝的No.31～43的成分组成。再者，丝径为Φ1.2mm。上述焊接结构物No.51～88是图1所示的对接型的焊接接头1，是通过使用这些焊丝，将表1-1、表1-2的钢No.1～25的钢母材在该钢母材的背面附加地垫上焊接衬垫2并且对接地进行焊接而制造的。焊接条件如表3所示。再者，在气体保护电弧焊接(GMAW)的情况下，在焊接电流：150～200A、电弧电压：23～31V、焊接速度：5～40cm/分、CO₂保护气体流量：20升/分的条件下制作了焊接接头1。另外，在钨极电弧焊接(GTAW)的情况下，在焊接电流：180～220A、电弧电压：11～14V、焊接速度：15～25cm/分、100％Ar保护气体流量：15升/分的条件下制作了焊接接头1。

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表3示出焊接结构物No.51～88的制造中所使用的钢母材和焊丝的组合、焊接方法、焊接线能量。再者，表3中所示的焊接方法，GMAW表示气体保护电弧焊接，GTAW表示钨极电弧焊接。

表3

表4-1～表4-3示出采用表3的条件形成的焊缝金属12的组成、母材稀释率、PREN以及用上述式(3)定义的N量(质量％)(“式(3)的值”)、由上述式(4)或式(5)推定的温度(表4的项目“TN推定值(℃)”)。

再者，在表4-1～表4-3中，空栏表示未添加该成分。另外，下划线表示在构成本发明的焊接结构物的焊缝金属的组成的范围外。

表4-1

表4-2

表4-3

焊接结构物No.62，是使用与本发明例的焊接结构物No.61相同的钢母材以及钢焊接用丝来制造的，但由于在焊接时油等混入到焊接部分中，因此焊缝金属的碳含量变得过量。

另外，对于表3中所示的焊接结构物No.51～88，以全部包含焊接热影响区以及焊缝金属的方式从上述焊接热影响区以及焊缝金属附近的钢母材制取点蚀试样，依据JISG0577中所规定的方法在50℃的3.5％NaCl溶液中实施点蚀电位的测定。

而且，从焊接结构物No.51～86、No.88的每一个，以在从表层起算的板厚的1/4的深度处焊接接头的钢母材、焊接热影响区(距焊缝(焊接线)0.1mm外侧)以及焊缝金属部与缺口试样的缺口部分对应的方式，在与轧制方向垂直的方向上基于JIS Z 2202中所规定的夏比冲击试验方法制取了V型缺口试样。对于这些V型缺口试样的每一个，在-20℃的试验温度实施了夏比冲击试验。将上述点蚀电位以及上述夏比冲击试验的结果示于表5。

另外，焊接结构物No.51～86、No.88的双相不锈钢母材、焊缝金属以及焊接热影响区的各自的金属组织中所含有的奥氏体量采用前述的方法进行了测定。将其结果示于表5。焊接结构物No.51～86、88的各自的金属组织，包含表5中所示的面积率(％)的奥氏体相，余量为铁素体。

表5的下划线表示在本发明的范围外。焊接结构物No.87是使用市售品的SUS316L来制造的，省略了奥氏体相面积率以及夏比冲击值的测定。

从表5可知，本发明例No.51～61具有与SUS316L同等或在其以上的充分的耐蚀性。另外，本发明例No.51～61，双相不锈钢母材的夏比冲击值在-20℃下为100J/cm²以上，并且，焊接热影响区以及焊缝金属的夏比冲击值在-20℃下为50J/cm²以上。这样就可知，本发明例No.51～61除了具有优异的耐蚀性以外还具有优异的韧性。

比较例的焊接结构物No.86，由于焊缝金属的PREN值小于30.0，因此耐蚀性不及SUS316L。

表5

采用表6-1的制造条件得到了与表1-1、表1-2的双相不锈钢No.1、3、5相同的组成的热轧厚钢板(钢母材No.1、3、5)。“压减比”是用上述式(6)定义的值，“1050℃以下的压下率”是用上述式(7)定义的值。“TN(℃)(实测值)”是采用与表1-1以及表1-2的钢No.1～8等的双相不锈钢母材的“TN(℃)(实测值)”同样的方法测定的。再者，表6-1的制造条件以外的制造条件设为与表1-1以及表1-2的钢No.1～8等的双相不锈钢母材的制造条件相同。接着，使用上述钢母材No.1、3、5，使用表2的钢焊接用丝No.31，在表6-1所示的条件下制造了焊接结构物No.101～107。焊接结构物No.101～107的制造条件，除了表6-1的制造条件以外，与上述焊接结构物No.51～86、No.88相同。

对于焊接结构物No.101～107的每一个，采用与上述焊接结构物No.51～86等同样的方法实施了夏比冲击试验以及点蚀电位的测定。将其结果示于表6-2。再者，表6-2的下划线表示在本发明的范围外。

表6-2

焊接结构物No.1、5是采用本发明的制造方法制造的，因此夏比冲击值超过100J/cm²。与此相对，比较例的No.2、3、6、7的夏比冲击值小于100J/cm²，比较例的焊接结构物No.4的耐蚀性低。

产业上的可利用性

根据本发明，在如河川的河口附近的水闸那样的咸淡水环境中具有与SUS316L同等或在其以上的充分的耐蚀性，而且能谋求由高强度带来的轻量化，因此能够有助于大幅度的成本削减、高效率化，在产业方面、环境方面作出的贡献极大。

附图标记说明

1 焊接接头

11a 钢母材

11b 钢母材

12 焊缝金属12

Claims (9)

1.一种焊接结构物，其特征在于，具备双相不锈钢母材和焊接部，所述焊接部包含焊缝金属和热影响区，

所述双相不锈钢母材，以质量％计含有

C：0.001～0.050％、

Si：0.05～0.80％、

Mn：0.10％～2.00％、

Cr：21.50～26.00％、

Ni：3.00～7.00％、

Mo：0.50～2.50％、

N：0.100～0.250％、

Al：0.003～0.050％，

O限制为0.0060％以下，

P限制为0.050％以下，

S限制为0.0050％以下，

并且，用下述式(1)定义的PREN值为28.0以上，

余量包含Fe以及杂质，

所述焊缝金属，以质量％计含有

C：0.001～0.060％、

Si：0.05～0.80％、

Mn：0.10％～3.00％、

Cr：21.50～28.00％、

Ni：4.00～10.00％、

Mo：1.00～3.50％、

N：0.080～0.250％、

Al：0.001～0.100％，

O限制为0.150％以下，

P限制为0.050％以下，

S限制为0.0200％以下，

并且，用下述式(1)定义的PREN值为30.0以上，

余量包含Fe以及杂质，

所述双相不锈钢母材的奥氏体量为30～70面积％，所述焊缝金属和焊接热影响区的奥氏体量分别为15～70面积％，

包含所述焊接部和所述双相不锈钢母材的点蚀试样采用JIS G0577 A法在50℃测定出的点蚀电位为0.30V vs SSE以上，

PREN＝Cr+3.3Mo+16N…(1)

其中，式(1)中的元素符号表示各元素的含量，单位为质量％，在不含有的情况下代入0，

所述双相不锈钢母材的奥氏体量采用以下方法求出：从母材钢板的四分之一板厚的位置制取与厚钢板的轧制方向平行的截面，埋入到树脂中并进行镜面研磨，在KOH水溶液中进行电解腐蚀后，通过光学显微镜观察来进行图像解析，由此测定铁素体面积分率，将其余的部分作为双相不锈钢母材的奥氏体量，

所述焊缝金属和焊接热影响区的奥氏体量，以包含焊接部及其附近的母材的方式制取试样，并镜面研磨所述双相不锈钢母材的轧制方向的截面，使用该镜面研磨了的试样，采用与双相不锈钢母材的情况同样的方法进行腐蚀处理、光学显微镜观察以及图像解析，由此测定焊缝金属和焊接热影响区的各自的金属组织中的奥氏体量。

2.根据权利要求1所述的焊接结构物，其特征在于，

所述双相不锈钢母材的成分满足式(2)，并且，所述双相不锈钢母材和所述焊缝金属的N量在各自的成分中分别满足式(3)，

而且，在所述双相不锈钢母材含有Nb的情况下，含有以质量％计为0.005～0.150％的Nb，并且所述双相不锈钢母材的铬氮化物析出温度TN为1010℃以下，在所述双相不锈钢母材不含有Nb的情况下，所述双相不锈钢母材的铬氮化物析出温度TN为980℃以下，

Tα＝1455-13.6Cr+22.7Ni-11.2Mo+2.1Mn+781.8N≥1330…(2)

N≥(0.08Cr+0.08Mo-0.06Ni-1.21)/0.6×0.15…(3)

其中，式(2)、式(3)中的元素符号表示各元素的含量，单位为质量％，在不含有的情况下代入0，

铬氮化物析出温度TN是通过以下的步骤[1]～[6]来实验性地求出的特性值：

[1]将10mm厚的供试钢在热轧制后暂时进行1050℃×20分钟的热处理后，在800～1100℃的任意的温度进行20分钟的均热处理，其后在5秒以内进行水冷；

[2]将冷却后的供试钢表层进行#500研磨；

[3]分取3g试样，在包含3％马来酸和1％氯化四甲基铵且余量为甲醇的室温的非水溶液中进行100mV恒定电压的电解来溶解基体；

[4]用0.2μm孔径的过滤器来过滤残渣即析出物并提取析出物；

[5]使用ICP来分析残渣的化学组成，求出上述残渣中所含有的以质量％计的铬含量，将该残渣中的铬含量作为铬氮化物的析出量的指标；

[6]使[1]的均热处理温度进行各种变化，将残渣中的铬含量成为0.03％以下的均热处理温度之中的最低温度作为TN。

3.根据权利要求1所述的焊接结构物，其特征在于，

所述双相不锈钢母材的成分满足式(2)，并且，所述双相不锈钢母材和所述焊缝金属的N量在各自的成分中分别满足式(3)，

而且，在所述双相不锈钢母材含有Nb的情况下，含有以质量％计为0.005～0.150％的Nb，并且所述双相不锈钢母材的铬氮化物析出温度TN为1010℃以下，在所述双相不锈钢母材不含有Nb的情况下，所述双相不锈钢母材的铬氮化物析出温度TN为980℃以下，

Tα＝1455-13.6Cr+22.7Ni-11.2Mo+2.1Mn+781.8N≥1330…(2)

N≥(0.08Cr+0.08Mo-0.06Ni-1.21)/0.6×0.15…(3)

其中，式(2)、式(3)中的元素符号表示各元素的含量，单位为质量％，在不含有的情况下代入0，

铬氮化物析出温度TN为下述推定式(4)或式(5)，

在所述双相不锈钢母材含有Nb的情况下：8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+730…(4)

在所述双相不锈钢母材不含有Nb的情况下：8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+700…(5)

其中，式(4)、式(5)中的元素符号表示各元素的含量，单位为质量％，在不含有的情况下代入0。

4.根据权利要求1～3之中的任一项所述的焊接结构物，其特征在于，

所述双相不锈钢母材和所述焊缝金属之中的至少一者还含有

Nb：0.005～0.150％、

Ti：0.003～0.020％、

Ta：0.005～0.200％、

Zr：0.001～0.050％、

Hf：0.001～0.080％、

Sn：0.005～0.100％、

W：0.01～1.00％、

Co：0.01～1.00％、

Cu：0.01～3.00％、

V：0.010～0.300％、

B：0.0001～0.0050％、

Ca：0.0005～0.0050％、

Mg：0.0005～0.0050％、

REM：0.005～0.050％

之中的1种或两种以上。

5.一种焊接结构物的制造方法，所述焊接结构物是权利要求1～3之中的任一项所述的焊接结构物，所述制造方法的特征在于，

所述焊缝金属，采用使用填充丝的气体保护电弧焊接或钨极电弧焊接来形成，在用下述式(8)定义的焊接线能量Q为5000J/cm以上且50000J/cm以下、用下述式(9)定义的母材稀释率D为50％以下的焊接条件下形成，

Q＝[焊接电流]×[焊接电压]÷[焊接速度]…(8)

其中，焊接电流的单位为A，焊接电压的单位为V，焊接速度的单位为cm/s，

D＝[双相不锈钢母材的熔融体积]/[总焊缝金属体积]×100…(9)。

6.一种焊接结构物的制造方法，所述焊接结构物是权利要求4所述的焊接结构物，所述制造方法的特征在于，

所述焊缝金属，采用使用填充丝的气体保护电弧焊接或钨极电弧焊接来形成，在用下述式(8)定义的焊接线能量Q为5000J/cm以上且50000J/cm以下、用下述式(9)定义的母材稀释率D为50％以下的焊接条件下形成，

Q＝[焊接电流]×[焊接电压]÷[焊接速度]…(8)

其中，焊接电流的单位为A，焊接电压的单位为V，焊接速度的单位为cm/s，

D＝[双相不锈钢母材的熔融体积]/[总焊缝金属体积]×100…(9)。

7.一种焊接结构物的制造方法，所述焊接结构物是权利要求1～3、6之中的任一项所述的焊接结构物，所述制造方法的特征在于，

将具有所述双相不锈钢母材的组成的热轧用原材料以用下述式(6)表示的压减比成为3.0以上、且用下述式(7)表示的1050℃以下的压下率成为30％以上的方式进行热轧，并在铬氮化物析出温度TN+20℃以上、且1100℃以下的温度下进行5分钟以上的热处理，来制造所述双相不锈钢母材，

热轧用原材料的厚度/双相不锈钢母材的厚度…(6)

(到达1050℃以下时的厚度-双相不锈钢母材的厚度)/到达1050℃以下时的厚度×100…(7)

其中，铬氮化物析出温度TN是通过以下的步骤[1]～[6]来实验性地求出的特性值、或者是下述推定式(4)或式(5)：

[1]将10mm厚的供试钢在热轧制后暂时进行1050℃×20分钟的热处理后，在800～1100℃的任意的温度进行20分钟的均热处理，其后在5秒以内进行水冷；

[2]将冷却后的供试钢表层进行#500研磨；

[3]分取3g试样，在包含3％马来酸和1％氯化四甲基铵且余量为甲醇的室温的非水溶液中进行100mV恒定电压的电解来溶解基体；

[4]用0.2μm孔径的过滤器来过滤残渣即析出物并提取析出物；

[5]使用ICP来分析残渣的化学组成，求出上述残渣中所含有的以质量％计的铬含量，将该残渣中的铬含量作为铬氮化物的析出量的指标；

[6]使[1]的均热处理温度进行各种变化，将残渣中的铬含量成为0.03％以下的均热处理温度之中的最低温度作为TN，

在所述双相不锈钢母材含有Nb的情况下：8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+730…(4)

在所述双相不锈钢母材不含有Nb的情况下：8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+700…(5)

其中，式(4)、式(5)中的元素符号表示各元素的含量，单位为质量％，在不含有的情况下代入0。

8.一种焊接结构物的制造方法，所述焊接结构物是权利要求4所述的焊接结构物，所述制造方法的特征在于，

将具有所述双相不锈钢母材的组成的热轧用原材料以用下述式(6)表示的压减比成为3.0以上、且用下述式(7)表示的1050℃以下的压下率成为30％以上的方式进行热轧，并在铬氮化物析出温度TN+20℃以上、且1100℃以下的温度下进行5分钟以上的热处理，来制造所述双相不锈钢母材，

热轧用原材料的厚度/双相不锈钢母材的厚度…(6)

(到达1050℃以下时的厚度-双相不锈钢母材的厚度)/到达1050℃以下时的厚度×100…(7)

其中，铬氮化物析出温度TN是通过以下的步骤[1]～[6]来实验性地求出的特性值、或者是下述推定式(4)或式(5)：

[1]将10mm厚的供试钢在热轧制后暂时进行1050℃×20分钟的热处理后，在800～1100℃的任意的温度进行20分钟的均热处理，其后在5秒以内进行水冷；

[2]将冷却后的供试钢表层进行#500研磨；

[3]分取3g试样，在包含3％马来酸和1％氯化四甲基铵且余量为甲醇的室温的非水溶液中进行100mV恒定电压的电解来溶解基体；

[4]用0.2μm孔径的过滤器来过滤残渣即析出物并提取析出物；

[5]使用ICP来分析残渣的化学组成，求出上述残渣中所含有的以质量％计的铬含量，将该残渣中的铬含量作为铬氮化物的析出量的指标；

[6]使[1]的均热处理温度进行各种变化，将残渣中的铬含量成为0.03％以下的均热处理温度之中的最低温度作为TN，

在所述双相不锈钢母材含有Nb的情况下：8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+730…(4)

在所述双相不锈钢母材不含有Nb的情况下：8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+700…(5)

其中，式(4)、式(5)中的元素符号表示各元素的含量，单位为质量％，在不含有的情况下代入0。

9.一种焊接结构物的制造方法，所述焊接结构物是权利要求5所述的焊接结构物，所述制造方法的特征在于，

将具有所述双相不锈钢母材的组成的热轧用原材料以用下述式(6)表示的压减比成为3.0以上、且用下述式(7)表示的1050℃以下的压下率成为30％以上的方式进行热轧，并在铬氮化物析出温度TN+20℃以上、且1100℃以下的温度下进行5分钟以上的热处理，来制造所述双相不锈钢母材，

热轧用原材料的厚度/双相不锈钢母材的厚度…(6)

(到达1050℃以下时的厚度-双相不锈钢母材的厚度)/到达1050℃以下时的厚度×100…(7)

其中，铬氮化物析出温度TN是通过以下的步骤[1]～[6]来实验性地求出的特性值、或者是下述推定式(4)或式(5)：

[1]将10mm厚的供试钢在热轧制后暂时进行1050℃×20分钟的热处理后，在800～1100℃的任意的温度进行20分钟的均热处理，其后在5秒以内进行水冷；

[2]将冷却后的供试钢表层进行#500研磨；

[3]分取3g试样，在包含3％马来酸和1％氯化四甲基铵且余量为甲醇的室温的非水溶液中进行100mV恒定电压的电解来溶解基体；

[4]用0.2μm孔径的过滤器来过滤残渣即析出物并提取析出物；

[5]使用ICP来分析残渣的化学组成，求出上述残渣中所含有的以质量％计的铬含量，将该残渣中的铬含量作为铬氮化物的析出量的指标；

[6]使[1]的均热处理温度进行各种变化，将残渣中的铬含量成为0.03％以下的均热处理温度之中的最低温度作为TN，

在所述双相不锈钢母材含有Nb的情况下：8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+730…(4)

在所述双相不锈钢母材不含有Nb的情况下：8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+700…(5)

其中，式(4)、式(5)中的元素符号表示各元素的含量，单位为质量％，在不含有的情况下代入0。