WO2020138490A1 - 溶接構造物及びその製造方法 - Google Patents

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WO2020138490A1
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duplex stainless
steel base
less
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雄介 及川
柘植　信二
文則 江目
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日鉄ステンレス株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a welded structure using duplex stainless steel and a manufacturing method thereof.
  • Duplex stainless steel has higher strength than other stainless steels and carbon steel in addition to corrosion resistance, and can be made thinner and lighter, which has the great advantage of reducing the weight increase due to the increase in the size of the structure, and has become widely used. It was
  • SUS821L1 is a steel type developed as a substitute for SUS304
  • SUS323L is developed as a substitute for SUS316L.
  • duplex stainless steel In the case of duplex stainless steel, it is necessary to consider the toughness of the weld and the deterioration of corrosion resistance. N added to the duplex stainless steel precipitates as Cr nitride by heating and cooling during welding. This nitride reduces the toughness of the welded portion by promoting the propagation of cracks, and also consumes Cr by precipitation to form a so-called Cr-deficient layer, thereby reducing corrosion resistance.
  • SUS323L has a corrosion resistance of the base metal equal to or higher than that of SUS316L, but may fall below the corrosion resistance level of SUS316L depending on the welding conditions.
  • SUS821L1 is a component system that can suppress the deterioration of the corrosion resistance of the welded portion as shown in Patent Document 1, but since it is a SUS304 alternative steel, it is not suitable for use in a welded structure in a brackish water environment.
  • SUS329J3L, SUS329J4L, and SUS327L have very excellent corrosion resistance, but contain expensive Mo in an amount of 3% or more and are very expensive.
  • Patent Document 2 describes an improved duplex stainless steel of SUS329J1 in which corrosion resistance of a welded portion is improved by adding appropriate N in relation to Ni.
  • the steel is designed based on the premise that there is no filler metal by TIG welding, and to what extent the welded structure manufactured by welding the duplex stainless steel has toughness in the base material and the welded portion. It is not disclosed in Reference 2.
  • Patent Document 3 describes a welding method in which nitrogen is mixed in the weld metal by using a filler material coated with a coating material containing nitrogen, but a special filler material is required and the base metal No improvement is made to the weld heat affected zone.
  • Patent Document 4 discloses a duplex stainless steel welded structure having corrosion resistance in an ozone-containing water environment by optimizing elemental components. However, there is no mention of the heat affected zone of the base metal. Further, Patent Document 5 discloses a duplex stainless steel in which deterioration of corrosion resistance due to precipitation of nitrides in the HAZ portion is suppressed by optimizing elemental components. However, neither invention is premised on use in a brackish environment.
  • the present invention provides a welded structure having excellent corrosion resistance of a welded portion in a brackish water environment and excellent toughness as a structure using a duplex stainless steel having a Mo content of less than 3%.
  • the purpose is to do.
  • the present inventors have conducted detailed research on the components of steel materials, the components of weld metals, the manufacturing conditions of steel materials, and the welding conditions from the viewpoint of improving corrosion resistance and toughness in a brackish water environment.
  • the pitting corrosion index (PREN) is often expressed by the formula Cr+3.3Mo+16N in duplex stainless steel.
  • the present inventors used this formula to estimate by simulation calculation a method for increasing the corrosion resistance of the welded portion of SUS329J1 by incorporating N in the composition range of SUS329J1, and confirmed by experiments.
  • the value of PREN (the following formula (1)) is 28 or more, the required corrosion resistance is satisfied even if the corrosion resistance decrease due to the precipitation of Cr nitride in the heat affected zone is taken into consideration.
  • the amount of austenite is secured as described below, and the PREN value is 30.0 or more and Mo is appropriately set. It has been clarified that by increasing the amount, a duplex stainless steel having corrosion resistance equal to or higher than SUS316L can be obtained.
  • PREN Cr+3.3Mo+16N (1)
  • the corrosion resistance equal to or higher than that of SUS316L means that "the pitting potential measured by JIS G0577 A method at 50°C is 0.30 V vs SSE or more".
  • the amount of austenite in the heat-affected zone of the weld is less than that of the base metal, the toughness is reduced due to excess ferrite, and the corrosion resistance in the austenite phase is likely to be reduced. Since the weld metal has a particularly high cooling rate, not only the time during which the austenite phase can reprecipitate is limited, but also it is necessary to consider the local decrease in the components, and from the viewpoint of securing toughness, the amount of Ni should be increased appropriately. The present inventors have made earnest studies from the viewpoint that it is necessary to do so.
  • the composition is adjusted so that the N amounts of the steel material and the weld metal satisfy the following formula (3).
  • the present inventors have found that it effectively acts to improve the strength and corrosion resistance of duplex stainless steel. N ⁇ (0.08Cr+0.08Mo ⁇ 0.06Ni ⁇ 1.21)/0.6 ⁇ 0.15 (3)
  • the formula (3) represents the amount of N effectively acting to improve the strength and corrosion resistance of the duplex stainless steel when the lower limits of the austenite amount of the weld heat affected zone and the weld metal in the present invention are 15%, respectively. It is an equation estimated from the contents of Cr, Ni and Mo which are main elements. The present invention has been made based on these findings, and the gist thereof is as follows.
  • PREN Cr+3.3Mo+16N (1)
  • the element symbol in the formula (1) indicates the content (mass %) of each element, and 0 is substituted when not containing.
  • the composition of the duplex stainless steel base material satisfies the expression (2), and the N amounts of the duplex stainless steel base material and the weld metal satisfy the expression (3), Further, when the duplex stainless steel base material contains Nb, the chromium nitride precipitation temperature TN of the duplex stainless steel base material is 1010° C.
  • a chromium nitride precipitation temperature TN of the duplex stainless steel base material is 980° C. or lower.
  • T ⁇ 1455-13.6Cr+22.7Ni-11.2Mo+2.1Mn+781.8N ⁇ 1330...(2)
  • the element symbols in the formulas (2) and (3) indicate the contents (mass %) of the respective elements, and 0 is substituted when they are not contained.
  • Thickness of material for hot rolling/thickness of duplex stainless steel base material (6) (Thickness when reaching 1050°C or lower-thickness of duplex stainless steel base material)/thickness when reaching 1050°C or lower ⁇ 100 (7)
  • the weld metal is formed by gas shield arc welding or tungsten arc welding using a filler rod, and the welding heat input Q defined by the following formula (8) is 5,000 J/cm or more 50,
  • the method for producing a welded structure according to (5) which is formed under welding conditions of 000 J/cm or less and a base material dilution ratio D defined by the following formula (9) of 50% or less.
  • the welded structure obtained by the present invention has sufficient corrosion resistance equal to or higher than that of SUS316L in a brackish water environment such as a floodgate near the mouth of a river, and further achieves weight reduction due to high strength, resulting in significant cost reduction. It can contribute to higher efficiency, and has a great deal of contribution to industrial and environmental aspects.
  • FIG. 51 is a partially enlarged cross-sectional view of welded portions 51 to 88.
  • composition of Duplex Stainless Steel Base Material First, the reasons for limiting the composition and structure of the duplex stainless steel base material forming the welded structure of the present invention will be described below. In this specification, unless otherwise specified,% relating to components represents% by mass.
  • [Essential element] C is limited to 0.050% or less in order to secure the corrosion resistance of stainless steel. If the content exceeds 0.050%, Cr carbide is generated during hot rolling, and corrosion resistance and toughness deteriorate. It is preferably 0.030% or less, and more preferably 0.025% or less. On the other hand, the lower limit is 0.001% from the viewpoint of the cost of reducing the C content of stainless steel.
  • Si is contained in 0.05% or more for deoxidation. It is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.80%, the toughness deteriorates. Therefore, it is 0.80% or less. It is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Mn has the effect of increasing the austenite phase and improving the toughness. It also has the effect of lowering the nitride precipitation temperature TN. Due to the toughness of the base material and welded portion, 0.10% or more is contained. It is preferably 0.30% or more, more preferably 0.50% or more. On the other hand, Mn is an element that reduces the corrosion resistance of stainless steel, so Mn should be 2.00% or less. It is preferably 1.80% or less, more preferably 1.50% or less.
  • Cr is contained in an amount of 21.50% or more in order to secure the basic corrosion resistance of the steel of the present invention. It is preferably 22.00% or more, and more preferably 23.00% or more. On the other hand, if Cr is contained in an amount of more than 26.00%, the ferrite phase fraction increases and the toughness and the corrosion resistance of the welded portion are impaired. Therefore, the content of Cr is set to 26.00% or less. It is preferably 25.00% or less, more preferably 24.50% or less.
  • Ni is contained in an amount of 3.00% or more in order to stabilize the austenite structure, improve corrosion resistance to various acids, and further improve toughness. By increasing the Ni content, it becomes possible to lower the nitride precipitation temperature. It is preferably 4.00% or more, and more preferably 5.00% or more. On the other hand, Ni is an expensive alloy, and in the steel of the present invention intended for alloy-saving duplex stainless steel, the content is limited to 7.00% or less from the viewpoint of cost. It is preferably 6.50% or less, more preferably 6.00% or less.
  • Mo is a very effective element that enhances the corrosion resistance of stainless steel, and is contained in an amount of 0.50% or more in order to impart corrosion resistance of SUS316 or more. It is preferably 0.80% or more, and more preferably 1.00% or more. On the other hand, Mo is an element that promotes the precipitation of intermetallic compounds while being expensive. In the steel of the present invention, it is preferable that the Mo content is small from the viewpoint of suppressing precipitation during hot rolling and from the economical viewpoint. 50% or less. It is preferably less than 2.00%, more preferably 1.80% or less, and further preferably 1.50% or less.
  • N is an effective element that forms a solid solution in the austenite phase and enhances the strength and corrosion resistance of the duplex stainless steel, so N is contained by 0.100% or more. It is preferably 0.120% or more, and more preferably 0.150% or more.
  • the solid solution limit increases depending on the Cr content, but in the steel of the present invention, if the content exceeds 0.250%, Cr nitrides are precipitated and toughness and corrosion resistance are impaired. Therefore, the N content is set to 0.250% or less. It is preferably 0.230% or less, more preferably 0.200% or less.
  • Al is an important element for deoxidizing steel, and is contained together with Ca and Mg in order to control the composition of inclusions in the steel. Al may be contained together with Si in order to reduce oxygen in the steel. Al is contained in an amount of 0.003% or more in order to control the composition of inclusions and enhance pitting corrosion resistance. It is preferably 0.005% or more.
  • Al is an element having a relatively large affinity with N, and when added in excess, it forms a nitride of Al and impairs the toughness of stainless steel. The degree depends on the N content, but if Al exceeds 0.050%, the toughness is significantly deteriorated, so the content is preferably 0.050% or less. It is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less.
  • the balance is Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from the ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment when the steel base material is industrially manufactured, and are allowed within a range that does not adversely affect the steel. Means what is done.
  • the main impurities include P, S, and O, but are not limited thereto, and other elements may be contained as impurities.
  • O oxygen
  • the O content is limited to 0.006% or less. Further, since extremely high cost is required for refining to extremely reduce oxygen, the oxygen amount may be 0.001% or more in consideration of economical efficiency.
  • ⁇ P is an element that is inevitably mixed from the raw material and deteriorates the hot workability and toughness. Preferably, it is 0.040% or less. To reduce P to an extremely low amount, the cost for refining becomes high. Therefore, the lower limit of the amount of P should be set to 0.010% from the viewpoint of cost.
  • S is an element that is inevitably mixed from the raw material and deteriorates hot workability, toughness, and corrosion resistance, so it is preferable that it is as small as possible, and the upper limit is limited to 0.0050% or less. It is preferably 0.0020% or less, and more preferably 0.0010% or less. To reduce S to an extremely low amount, the cost for refining becomes high. Therefore, the lower limit of the amount of S may be set to 0.0001% in consideration of cost.
  • the austenite content is preferably close to the ferrite content.
  • the toughness is lowered and the precipitation of Cr nitride is likely to occur.
  • the amount of austenite is excessive, stress corrosion cracking and edge cracking during hot rolling tend to occur. Further, in both cases, the component difference between the ferrite phase and the austenite phase becomes large, and the corrosion resistance decreases in either phase.
  • the lower limit of the amount of austenite in which the above problems are less likely to occur in the component system of the present invention is defined as 30 area% and the upper limit is defined as 70 area %.
  • the duplex stainless steel base material for a welded structure according to the present invention has an austenite content of 30.0 to 70.0 area% and the above formula.
  • the PREN value defined in (1) is 28.0 or more.
  • the preferable lower limit of the PREN value of the duplex stainless steel base material is 30.0.
  • the PREN value of the duplex stainless steel is preferably 35.0 or less.
  • the preferable lower limit of the amount of austenite in the duplex stainless steel base material is 40.0 area %, and the preferable upper limit thereof is 60.0 area %.
  • the amount of austenite in the present invention is, in the case of a duplex stainless steel base metal, a cross section parallel to the rolling direction of the thick steel plate is sampled from a position corresponding to t/4 (t is the plate thickness) of the base metal plate and embedded in resin. After mirror polishing and electrolytic etching in a KOH aqueous solution, the ferrite fraction (area %) is measured by performing image analysis by observation with an optical microscope, and the remaining portion is determined as the amount of austenite.
  • the amount of austenite in the weld metal and the heat-affected zone of the weld is measured by collecting a test piece so that the weld metal (weld metal and the heat-affected zone of the weld) and the base metal in the vicinity thereof are collected, Using a mirror-polished directional cross-section, in the same way as in the case of duplex stainless steel base material, by performing etching treatment, observation with an optical microscope and image analysis, each of the weld metal and the weld heat affected zone The amount of austenite in the metallic structure of is measured.
  • [Essential element] C is detrimental to corrosion resistance, but is preferably contained to some extent from the viewpoint of strength, so the C content is 0.001% or more. Further, if its content exceeds 0.060%, C is combined with Cr to precipitate Cr carbides when it is left in the as-welded state and reheated, and the intergranular corrosion resistance and pitting corrosion resistance are significantly deteriorated. Since the toughness and ductility of the weld metal are remarkably reduced, the content thereof is limited to 0.001 to 0.060%.
  • Si is added as a deoxidizing element, but if its content is less than 0.05%, its effect is not sufficient. On the other hand, if its content exceeds 0.80%, the ductility is reduced and the toughness is significantly reduced, and at the time of welding. The melt penetration of is also reduced, which is a problem in practical welding. Therefore, its content is limited to 0.05 to 0.80%.
  • Mn is added as a deoxidizing element and as an element that increases the solubility of N, but if its content is less than 0.10%, the effect is not sufficient, while if it exceeds 3.00%, the ductility decreases. Therefore, the lower limit of the content is set to 0.10 and the upper limit is limited to 3.00%.
  • the Mn content is preferably 2.00% or less.
  • Cr forms a passive film as a main element of stainless steel and contributes to the improvement of corrosion resistance. To obtain excellent corrosion resistance in brackish water environment, 21.50% or more is contained. On the other hand, as the Cr content increases, the pitting corrosion resistance in a brackish water environment improves, but the brittle intermetallic compound such as the sigma phase ( ⁇ phase) easily precipitates, and the toughness decreases. Further, since Cr is a ferrite-forming element, it is necessary to increase the amounts of Ni, Cu, and N in order to secure the austenite phase, which reduces the manufacturability of the wire used for welding and increases the manufacturing cost. The upper limit of the content is set to 28.00%. It is preferable to set it to 26.00% or less.
  • Ni gives remarkable resistance to corrosion in a neutral chloride environment and strengthens the passive film, the higher the Ni content, the more effective the corrosion resistance. Further, Ni is an austenite forming element and forms and stabilizes the austenite phase. As described above, in the weld metal, the cooling rate is particularly high, the time during which the austenite phase can be reprecipitated is limited, it is necessary to consider the local decrease in the composition, and the toughness is further secured. It is desirable to increase the amount. In the present invention, in order to secure sufficient austenite formation in the weld metal, from the viewpoint of the phase balance when the weld metal contains 21.50 to 28.00% of Cr, which is a ferrite forming element, Ni is more preferable than the steel base metal.
  • the lower limit is 4.00% and the upper limit is 10.00%.
  • the reason why the upper limit of the Ni content is 10.00% is that the manufacturing cost of the wire used for welding becomes high. It is preferably 6.00% or more.
  • Mo is an extremely effective element for stabilizing the passive film and obtaining high corrosion resistance, and the improvement of pitting corrosion resistance is particularly remarkable in a chloride environment.
  • the weld metal in addition to the above, it is necessary to consider the local corrosion resistance decrease due to the occurrence of component segregation. As a result of the experiment, it was found that if it is less than 1.00%, the effect of improving the corrosion resistance is insufficient. Further, in order to compensate for the decrease in austenite in the weld metal, it is preferable to increase the Mo content in the weld metal higher than that of the steel base material.
  • the lower limit is set to 1.00 and the upper limit is limited to 3.50%.
  • it is 2.00% or more and 3.00% or less.
  • N is a strong austenite forming element and improves pitting corrosion resistance in chloride environment. If it is 0.080% or more, the pitting corrosion resistance and the crevice corrosion resistance are improved, and the larger the content, the greater the effect. On the other hand, if the N content is increased, especially if it exceeds 0.250%, blowholes are likely to occur during welding. Therefore, the lower limit of the N content is limited to 0.080% and the upper limit is limited to 0.250%. It is preferably 0.100% or more and 0.200% or less.
  • Al is added as a deoxidizing element and as an element for improving the droplet transfer phenomenon, but if it is less than 0.001%, its effect is not sufficient, while excessive addition thereof reacts with N to react with AlN.
  • the balance is Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from the ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment when the steel base material is industrially manufactured, and are allowed within a range that does not adversely affect the steel. Means what is done.
  • the main impurities include P, S, and O, but are not limited thereto, and other elements may be contained as impurities.
  • ⁇ O, P, and S are unavoidable components in weld metal, and are limited to a small amount for the following reasons.
  • O forms an oxide, and excessive content significantly reduces toughness, so the upper limit of its content was made 0.150%.
  • the content be small, and the upper limit of its content was made 0.050%.
  • the presence of a large amount of S also lowers the hot crack resistance, ductility and corrosion resistance, so it is preferable that the content be small, and 0.0200% was made the upper limit.
  • the amount of austenite in the weld metal is close to the amount of ferrite.
  • the weld heat-affected zone and the weld metal tend to have a small amount of austenite phase formation, and in addition to increasing the austenite phase as much as possible, for the weld metal, the austenite amount further decreases from the weld heat-affected zone.
  • the composition is improved by a filler rod such as a steel welding wire.
  • the amount of austenite that does not cause the problem of deterioration in corrosion resistance as compared with SUS316L is specified to be 15 area% or more and 70 area% or less.
  • PREN is an index of pitting corrosion resistance
  • the amount of austenite is 15 area% or more and 70 area% or less, and the weld metal PREN is 30.0 or more.
  • the preferable lower limit of the amount of austenite in the weld metal is 18.0 area %, and the further preferable lower limit is 20.0 area %.
  • the preferable upper limit of the amount of austenite in the weld metal is 60.0 area %, and the further preferable upper limit is 50.0 area %.
  • the PREN value of the weld metal is preferably higher than the PREN value of the duplex stainless steel base material.
  • the PREN value of the weld metal is preferably 35.0 or less.
  • the weld heat affected zone in order to secure the corrosion resistance of the welded portion of the welded structure of the present invention, also has an austenite amount of 15 area% or more and 70 area or more, similar to the weld metal. %.
  • duplex stainless steel base metal and weld metal constituting the welded structure of the present invention is one of the following elements. 0% or more can be contained if necessary. However, the object of the present invention can be achieved without containing any of these elements.
  • Nb is an element having a strong affinity with N and having an action of further reducing the precipitation rate of chromium nitride. Therefore, the base metal and weld metal of the welded structure of the present invention may contain 0.005% as a lower limit. It is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more, and further preferably 0.030% or more. On the other hand, when Nb exceeds 0.150%, a large amount of Nb nitride precipitates, which impairs toughness, so the content was set to 0.150% or less. It is preferably 0.090% or less, more preferably 0.070% or less, and further preferably 0.050% or less. Although Nb is an expensive element, the cost of raw material for melting stainless steel can be reduced by positively using Nb contained in low-grade scrap. It is preferable to reduce the melting cost of Nb-containing steel by such a method.
  • Ti has a very strong affinity with N and forms a nitride of Ti in steel, so it is desirable to use a very small amount when Ti is contained. If the content exceeds 0.020%, the nitride of Ti will impair the toughness, so the content is 0.020% or less, preferably 0.015% or less, more preferably 0.010%. The following is recommended. When Ti is contained, in order to obtain the effect, it is preferable to contain 0.003% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.006% or more.
  • Ta is an element that improves corrosion resistance by modifying inclusions, and may be contained if necessary. Since the effect is exhibited by the inclusion of 0.005% or more of Ta, the lower limit of the Ta content may be 0.005% or more. When the Ta amount exceeds 0.200%, the room temperature ductility and the toughness decrease, so the upper limit of the Ta amount is preferably 0.200% or less, and more preferably 0.100% or less. When the effect is exhibited with a small amount of Ta, the amount of Ta is preferably 0.050% or less.
  • W is an element that improves the corrosion resistance of stainless steel and may be included. It may be contained in the steel of the present invention for the purpose of enhancing corrosion resistance. However, since it is an expensive element, it is preferable to set it to 1.00% or less. It is preferably 0.70% or less, more preferably 0.50% or less. When added, it is preferable that the content be 0.05 or more. When W is contained, in order to obtain the effect, the W content is preferably 0.01% or more, preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • V is an element that has an affinity with N and has the action of reducing the precipitation rate of chromium nitride. Therefore, it may be contained. However, if the content of V exceeds 0.300%, a large amount of nitride of V precipitates and the toughness is impaired. Therefore, the content of V is 0.300% or less, preferably 0.250% or less. , And more preferably 0.200% or less. When V is contained, in order to obtain the effect, the V content may be 0.010% or more, preferably 0.030% or more, and more preferably 0.080% or more.
  • Ca and Mg are added to control the composition of inclusions of the steel of the present invention and to enhance the pitting corrosion resistance and hot workability of the steel of the present invention.
  • the steel containing Ca and Mg it is added together with 0.0030% or more and 0.0500% or less of Al by using a melting raw material, or the content thereof is adjusted through deoxidation and desulfurization operation, and the content of Ca is set to 0.
  • the content of Mg is controlled to 0.0005% or more and the content of Mg to 0.0001% or more.
  • Ca is 0.0010% or more
  • Mg is 0.0003% or more
  • Ca is 0.0015% or more and Mg is 0.0005% or more.
  • Ca and Mg excessively decrease the hot workability and toughness, so that the content should be controlled to 0.0050% or less for Ca and 0.0050% or less for Mg. ..
  • Ca is 0.0040% or less
  • Mg is 0.0025% or less
  • more preferably Ca is 0.0035% or less and Mg is 0.0020% or less.
  • Co is an element effective for improving the toughness and corrosion resistance of steel, and may be contained. Since Co is an expensive element even if it is contained in excess of 1.00%, the effect commensurate with the cost will not be exhibited, so Co is preferably contained in 1.00% or less. The content is preferably 0.70% or less, more preferably 0.50% or less. When Co is contained, the Co content may be 0.01% or more, preferably 0.03% or more, and more preferably 0.10% or more in order to obtain the effect.
  • Cu may be contained because it is an element that additionally enhances the corrosion resistance of stainless steel against acid and has the effect of improving toughness. If Cu is contained in an amount of more than 3.00%, it exceeds the solid solubility at the time of cooling after hot rolling and ⁇ Cu precipitates and becomes brittle, so it is preferable to contain 3.00% or less. The content is preferably 1.70% or less, more preferably 1.50% or less. When Cu is contained, 0.01% or more, preferably 0.33% or more, and more preferably 0.45% or more may be contained.
  • B is an element that improves the hot workability of steel, and may be contained if necessary. In addition, it is an element having a very strong affinity with N, and when contained in a large amount, a nitride of B is precipitated, which impairs toughness. Therefore, the content thereof may be 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less. When B is contained, in order to obtain the effect, the B content may be 0.0001% or more, preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0014% or more.
  • REM is an element that improves the hot workability of steel, and for that purpose 0.005% or more may be contained.
  • the content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.020% or more.
  • REM should be contained at 0.050% or less. It is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less.
  • REM is the total content of lanthanoid rare earth elements such as La and Ce.
  • Zr, Hf, and Sn segregate at the grain boundaries to suppress the coarsening of crystal grains during welding. Further, Zr and Hf are elements which have been conventionally effective for improving hot workability, cleanliness of steel and improving oxidation resistance. Sn is concentrated near the surface and suppresses the oxidation of Cr.
  • the weld metal portion has, in place of the element group of Ni, Cu, Mo, and W, at least one element of the element groups of Zr, Hf, and Sn in the above-described content. You may contain in the range.
  • the components of the duplex stainless steel base material preferably satisfy the following formula (2).
  • T ⁇ 1455-13.6Cr+22.7Ni-11.2Mo+2.1Mn+781.8N ⁇ 1330...(2)
  • T ⁇ is a component formula for estimating the temperature at which austenite disappears and becomes a ferrite single phase (hereinafter referred to as “ferrite single phase conversion temperature”, the unit is °C) when the duplex stainless steel base material is heated. .. If the ferrite single-phase temperature is low, the ferrite is exposed to the ferrite single-phase region for a long time during welding, the coarsening of the ferrite phase is promoted, and the toughness of the heat-affected zone of welding is reduced.
  • the temperature is preferably 1330°C or higher. More preferably, it is 1340°C or higher.
  • This formula was obtained by equilibrium calculation using thermodynamic calculation software "Thermo-Calc" (registered trademark) of Thermocalc Co., and corrected by experiments.
  • N [Chromium nitride precipitation temperature and N content]
  • the amounts of N in the duplex stainless steel base material and the weld metal satisfy the following expression (3).
  • the element symbol in the formula (3) indicates the content (mass %) of each element, and 0 is substituted when not containing.
  • Formula (3) is a solid solution of the austenite phase of the weld heat affected zone and the weld metal when the lower limits of the austenite amount of the weld heat affected zone and the weld metal in the present invention are set to 15%, respectively. This is an equation for estimating the amount that effectively acts to improve strength and corrosion resistance from the contents of Cr, Ni, and Mo which are main elements.
  • the constituent formula for estimating the amount of austenite in duplex stainless steel is, for example, Ni-bal. There are many, etc., but all of them are for estimating the amount of austenite in the solution-annealed steel. In this case, Cr and Mo are distributed and concentrated in the ferrite phase and Ni and N are formed in the austenite phase to form the respective phases.
  • the precipitate that mainly affects the material of the duplex stainless steel base material that constitutes the welded structure of the present invention is chromium nitride.
  • Chromium nitride is a precipitate in which Cr and N are combined, and in duplex stainless steel, cubic CrN or hexagonal Cr 2 N often precipitates in ferrite grains or at ferrite grain boundaries.
  • cubic CrN or hexagonal Cr 2 N often precipitates in ferrite grains or at ferrite grain boundaries.
  • the chromium nitride precipitation temperature TN which is an index for precipitation of such chromium nitride during hot rolling, is a characteristic value experimentally obtained by the following procedure. (1) After heat-rolling a 10 mm-thick test steel, it is heat-treated once at 1050° C. for 20 minutes, then soaked at an arbitrary temperature of 800 to 1100° C. for 20 minutes, and then water-cooled within 5 seconds. .. (2) The surface of the sample steel after cooling is polished with #500.
  • the duplex stainless steel base material constituting the welded structure of the present invention has a chromium nitride precipitation temperature TN of 1010° C. or lower when it contains Nb, and a chromium nitride precipitation temperature TN when it does not contain Nb. Is preferably 980° C. or lower.
  • the chromium nitride precipitation temperature TN described above may be estimated using the following formula (4) or formula (5).
  • 8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+730 when the duplex stainless steel base material contains Nb
  • 8Cr-20Ni+30Mo+50Si-10Mn+550N+700 when the duplex stainless steel base material does not contain Nb
  • the element symbols in the formulas (4) and (5) indicate the content (mass %) of each element, and 0 is substituted when they do not contain.
  • the steel material used for the floodgate is often thick, for example, 20 mm or 50 mm.
  • the impact value of the base material is lowered, and as a result, the toughness of the heat-affected zone is further lowered, which may be a problem.
  • the hot rolling material having the composition of the duplex stainless steel base material described above is used in which the reduction ratio shown by the following formula (6) is 3.0 or more and the following formula (7) is used. It is effective to add an appropriate strain to form a fine structure by hot rolling so that the rolling reduction is 1050° C. or less and 30% or more.
  • Thickness of material for hot rolling/thickness of duplex stainless steel base material of welded structure of the present invention (6) (Thickness when reaching 1050° C. or lower-thickness of duplex stainless steel base material of welded structure of the present invention)/thickness when reaching 1050° C. or lower ⁇ 100 (7)
  • the "thickness when reaching 1050°C or less" is obtained by sequentially measuring the surface temperature of the hot rolling material during hot rolling and measuring the thickness when reaching 1050°C or less. ..
  • hot-rolled steel sheets are heat-treated for 5 minutes or more at a chromium nitride precipitation temperature (TN) + 20°C or more and 1100°C or less. If the heat treatment temperature is less than TN+20° C. or the heat treatment time is less than 5 minutes, the chromium nitride precipitated by hot rolling does not form a solid solution and the toughness and corrosion resistance are impaired. If the heat treatment temperature is higher than 1100°C, the ferrite content may be excessive. This heat treatment may be performed continuously from the hot rolling step, or may be performed by cooling the hot rolled steel sheet and then reheating the cooled steel sheet.
  • TN chromium nitride precipitation temperature
  • the weld metal of the present invention can be formed by any method of gas shield arc welding or tungsten arc welding, but it is preferable to define the welding heat input Q and the base metal dilution rate D for the following reasons.
  • the precipitation of intermetallic compounds such as sigma phase and Cr nitride is suppressed, and the two phases excellent in toughness and corrosion resistance are provided.
  • a welded structure composed of a stainless steel base material and weld metal is obtained.
  • gas shielded arc welding or tungsten arc welding if the welding heat input Q exceeds 50,000 J/cm and is excessively large, the base material dilution rate will be high and the cooling rate will be low, and the temperature of 900°C to 600°C will decrease.
  • the manufacturing conditions of the welded structure that is, the welding heat input during welding to 50,000 J/cm or less.
  • the welding heat input Q (J/cm) is defined by the following equation (8).
  • Q (J/cm) [welding current (A)] ⁇ [welding voltage (V)] ⁇ [welding speed (cm/s)] (8)
  • the weld metal in order to secure the corrosion resistance and the amount of austenite of the weld metal, the weld metal preferably has a high Mo content, a Ni content, and at least one of PREN with respect to the duplex stainless steel base material.
  • the welded structure of the present invention can also be manufactured by submerged arc welding, plasma welding, etc. on the premise that proper welding rod and welding heat input control is performed. Further, the manufacturing method is applicable not only to manufacturing of welded structures, but also to repair welding or padding of those structures.
  • the pitting potential of the welded portion measured by the JIS G0577 A method measured at 50° C. is 0.30 V vs SSE or more].
  • the welded structure of the present invention has a pitting potential of 0.30 V vs SSE or more measured by a JIS G0577 A method at a welded portion including a weld metal and a heat-affected zone at 50°C.
  • the welded structure of the present invention has corrosion resistance equal to or higher than that of SUS316L in a brackish water environment.
  • the Duplex stainless steel base material forming the welded structure of the present invention has a Charpy impact value of 100 J/cm 2 or more at ⁇ 20° C. measured by the Charpy impact test method defined in JIS Z 2202. Further, the welding heat-affected zone and the weld metal of the welded structure of the present invention have Charpy impact values measured by the Charpy impact test method defined in JIS Z 2202, which are both not less than 50 J/cm 2 at ⁇ 20° C. is there.
  • the present invention will be described below with reference to examples.
  • the present invention example will be described based on a butt joint made of the same steel base material, but the welded structure according to the present invention is limited to the illustrated structure.
  • the welded structure according to the present invention can have not only a butt joint but also a structure of a general welded joint such as a T joint, a cross joint, and a lap joint, and has a structure in which different types of welded joints are combined. You can do it.
  • the welded structure according to the present invention may have a structure in which steel base materials different in at least one of steel composition and metal structure are welded.
  • duplex stainless steel having the components shown in Tables 1-1 and 1-2 was melted in a MgO crucible in a laboratory 50 kg vacuum induction furnace and cast into a flat steel ingot.
  • the flat steel ingot was ground so that the surface of the flat steel ingot was smooth, and a material for hot rolling of about 100 mm was prepared.
  • the material for hot rolling was heated to a temperature of 1180° C. for 1 to 2 hours and then rolled so that the rolling reduction at 1050° C. or less was 35% to obtain a hot rolled thick steel plate having a plate thickness of 12 mm ⁇ about 700 mm.
  • spray cooling was performed from a state in which the temperature immediately after hot rolling was 800°C or higher to 200°C or lower.
  • the cooled steel plate was heat-treated so that it was soaked at 1050° C. for 20 minutes, and the steel plate was water-cooled after the heat treatment.
  • T ⁇ (° C.) in Tables 1-1 and 1-2 is a temperature value defined by the above formula (2), and “value of the formula (3)” is defined by the above formula (3).
  • the amount of N and the “TN estimated value (° C.)” is the value of the temperature defined by the formula (4) or the formula (5).
  • the measured TN values shown in Tables 1-1 and 1-2 are the measured values of the chromium nitride precipitation temperature of each steel base material. 10 mm thick sample steels were cut out from each steel base material other than 24, and the cut-out sample steels were subjected to soaking treatment and extraction of precipitates from the soaked test steels by the procedure described above. It was measured by determining the lowest temperature of the soaking temperature at which the chromium content in the precipitate was 0.03% or less.
  • the steel Nos. 1 to 8 are the welded structure Nos. It is a duplex stainless steel base material constituting 51 to 61.
  • Steel Nos. 9 to 25 are welded structure Nos. 62-73, 81, 84-88 are duplex stainless steel base materials.
  • Steel No. Nos. 9 to 17, 20, 21, and 24 are steel base materials that do not satisfy the requirements for the composition of the steel base material of the welded structure of the present invention.
  • Nos. 13, 15, and 21 are duplex stainless steel base materials whose PREN values do not meet the requirements for the steel base material of the welded structure of the present invention.
  • Steel No. 18 is a duplex stainless steel base material in which the amount of N does not satisfy the formula (3).
  • Steel No. No. 19 is a duplex stainless steel base material having an excessive amount of ferrite and an insufficient amount of austenite (welded structure No. 73 in Tables 3 and 5).
  • Steel No. No. 22 is a duplex stainless steel base material having an excessive amount of austenite (welded structure No. 85 in Tables 3 and 5).
  • Steel No. 24 is a 12 mm thick ⁇ 700 mm long stainless steel base material
  • steel Nos. in Table 1-1 and Table 1-2 Using Nos. 1 to 25 as steel base materials 11a and 11b, as shown in FIG. 1, grooves having a groove angle of 90° on one side and 35° on one side and a root interval of 4 mm were prepared.
  • the steel base materials 11a and 11b have the same steel No. It is a steel base material.
  • Table 2-1 and Table 2-2 show the welded structure No. No. 51 of the steel welding wire used to manufacture Nos. 51-88.
  • the composition of components 31 to 43 is shown below.
  • the wire diameter is 1.2 mm ⁇ .
  • the welded structure No. Nos. 51 to 88 are the butt-type welded joints 1 shown in FIG. 1, and using these welding wires, steel Nos. 1 and 2 in Tables 1-1 and 1-2 were used.
  • the steel base materials 1 to 25 were manufactured by abutting and welding the backing metal 2 on the back surface of the steel base material.
  • the welding conditions are as shown in Table 3.
  • GMAW gas shield arc welding
  • GTAW tungsten arc welding
  • Table 3 the welded structure No.
  • the combination of the steel base material and the welding wire used for manufacturing 51 to 88, the welding method, and the welding heat input are shown below.
  • GMAW indicates gas shield arc welding
  • GTAW indicates tungsten arc welding.
  • Tables 4-1 to 4-3 show the composition of the weld metal 12 formed under the conditions of Table 3, the dilution ratio of the base metal, PREN and the N content (mass %) defined by the above formula (3) ("equation “Value of (3)”), and the temperature estimated from the equation (4) or the equation (5) (item “TN estimated value (° C.)” in Table 4).
  • Welded structure No. 62 was manufactured using the same steel base material and steel welding wire as the welded structure No. 61 of the present invention example, but since the oil and the like were mixed into the welded portion during welding, the carbon content of the weld metal became excessive. became.
  • the welded structure No. shown in Table 3 was used. From 51 to 88, a pitting corrosion test piece was collected from the steel base material in the vicinity of the weld heat affected zone and the weld metal so as to include all the weld heat affected zone and the weld metal, and the sample was placed in a 3.5% NaCl solution at 50°C. The pitting potential was measured in accordance with the method specified in JIS G0577.
  • a V-notch test piece was sampled in the direction perpendicular to the rolling direction based on the Charpy impact test method specified in JIS Z 2202 so as to correspond to the notch of the test piece.
  • a Charpy impact test was performed on each of these V-notch test pieces at a test temperature of -20°C. The results of the pitting potential and the Charpy impact test are shown in Table 5.
  • the welded structure No. The amounts of austenite contained in the respective metallographic structures of the duplex stainless steel base materials of Nos. 51 to 86 and No. 88, the weld metal and the weld heat affected zone were measured by the method described above. The results are shown in Table 5.
  • the invention examples Nos. 51 to 61 have sufficient corrosion resistance equal to or higher than that of SUS316L. Further, in the invention examples Nos. 51 to 61, the Charpy impact value of the duplex stainless steel base material is 100 J/cm 2 or more at ⁇ 20° C., and the Charpy impact value of the welding heat affected zone and the weld metal is ⁇ It is 50 J/cm 2 or more at 20°C. As described above, it is understood that the invention examples Nos. 51 to 61 have excellent toughness in addition to excellent corrosion resistance.
  • the welded structure No. 86 of the comparative example does not reach SUS316L in corrosion resistance because the PREN value of the weld metal was less than 30.0.
  • Manufacturing conditions other than the manufacturing conditions shown in Table 6-1 were the same as the manufacturing conditions for the duplex stainless steel base materials such as Steel Nos. 1 to 8 in Tables 1-1 and 1-2. Then, using the steel base materials Nos. 1, 3, and 5, steel welding wire Nos. Using No. 31, welded structures No. 101 to 107 were manufactured under the conditions shown in Table 6-1.
  • the manufacturing conditions of the welded structure Nos. 101 to 107 are the same as those of the welded structure Nos. 101 to 107 except the manufacturing conditions of Table 6-1. 51 to 86, the same as No. 88.
  • the present invention in a brackish water environment such as a floodgate near the mouth of a river, it has sufficient corrosion resistance equal to or higher than that of SUS316L, and can further reduce weight due to high strength, resulting in significant cost reduction and high efficiency. It is possible to contribute, and the place that contributes to the industrial side and the environment side is extremely large.

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Abstract

本発明は、靱性及び汽水環境における耐食性に優れた溶接構造物を提供する。本発明に係る溶接構造物は、下記式（１）で定義されるＰＲＥＮ値が２８以上の二相ステンレス鋼母材と、溶接金属及び熱影響部とを含む溶接部とを備え、前記溶接金属は、下記式（１）で定義されるＰＲＥＮ値が３０以上で、当該構造物から切り出した前記二相ステンレス鋼母材のオーステナイト量が３０～７０面積％、前記溶接金属及び溶接熱影響部のオーステナイト量が１５～７０面積％で、前記溶接部の５０℃で測定したＪＩＳ　Ｇ０５７７　Ａ法による孔食電位が０．３０Ｖ　ｖｓ　ＳＳＥ以上であることを特徴とする。

Description

溶接構造物及びその製造方法
　本発明は、二相ステンレス鋼を用いた溶接構造物及びその製造方法に関するものである。
　直近の震災等の自然災害の多発に伴い、津波や水害に対応した構造物の建設及び改修強化が各所で進められている。これらは近年の津波や水害の想定水位の見直しにより、構造がより大規模化している。これらの建造物の中で、河川に建造する水門や堤防の道路部に建造する陸閘門は、可動部であることから鋼材もしくはアルミニウムが使用されている。
　最近、これら水門や陸閘門に、オーステナイト系ステンレス鋼又は二相ステンレス鋼を適用することが多くなってきている。
　水門のうち、河口部に設置されるものは、海水もしくはそれに近い高塩分濃度の水中に没していることとなり、高い耐食性が必要とされる。オーステナイト系ステンレス鋼の場合、ＳＵＳ３０４では耐食性不足となる場合が多く、より耐食性の良好なＳＵＳ３１６Ｌが使用されることが多い。
　二相ステンレス鋼は耐食性に加え、強度が他のステンレス鋼や炭素鋼より高く薄肉軽量化できることから、構造の大規模化に伴う重量増を軽減できる大きなメリットがフィットし、広く使われるようになった。
　二相ステンレス鋼のＪＩＳ鋼種は、ＳＵＳ８２１Ｌ１，ＳＵＳ３２３Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１，ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ，ＳＵＳ３２７Ｌの６鋼種がある。そのうちＳＵＳ８２１Ｌ１はＳＵＳ３０４の代替として、ＳＵＳ３２３ＬはＳＵＳ３１６Ｌの代替として開発された鋼種であり、ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ，ＳＵＳ３２７Ｌはそれより過酷な環境において耐食性を有する高耐食鋼種である。
　二相ステンレス鋼の場合、溶接部の靭性、耐食性低下を考慮する必要がある。二相ステンレス鋼に添加されたＮは、溶接時の加熱冷却によってＣｒ窒化物として析出する。この窒化物は、割れの伝播を促進することで溶接部の靭性を低下させ、また、析出によりＣｒが消費されいわゆるＣｒ欠乏層を生じることで耐食性を低下させる。
　水門等の溶接構造物の場合、数十ｍｍといった厚手の板を溶接するために、何十パスもの溶接を行うことがあり、その結果窒化物析出及びそれに伴い溶接部の靭性及び耐食性低下も激しいものになることがある。
　前述のＳＵＳ３２３Ｌは、母材の耐食性はＳＵＳ３１６Ｌと同等以上であるが、溶接の条件によってはＳＵＳ３１６Ｌの耐食性レベルを下回ることがある。ＳＵＳ８２１Ｌ１は特許文献１に示すように溶接部の耐食性低下を抑制しうる成分系であるが、ＳＵＳ３０４代替鋼のため、汽水環境における溶接構造物への利用には不向きである。より高耐食の鋼種のうちＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ，ＳＵＳ３２７Ｌは、非常に優れた耐食性を有するが、高価なＭｏを３％以上含有し非常に高コストである。
　残るＳＵＳ３２９Ｊ１は、母材の耐食性はＳＵＳ３２３Ｌより高くＭｏの含有量も少ないことから、汽水環境における溶接構造物への利用に適しているが、大きな課題として溶接部の耐食性低下が激しいことがある。これに対する対策として、例えば特許文献２ではＮｉとの関係で適切なＮを添加することで、溶接部の耐食性を向上させたＳＵＳ３２９Ｊ１の改良型の二相ステンレス鋼が記載されている。但し、当該鋼はＴＩＧ溶接による溶加材無し前提で成分設計されており、前記二相ステンレス鋼を溶接して製造された溶接構造物が母材及び溶接部において靱性をどの程度有するのか、特許文献２には明らかにされていない。
　また、特許文献３では窒素を含む被覆剤を塗布した溶加材を用いて溶接金属内に窒素を混合させる溶接方法が記載されているが、特殊な溶加材を必要とする上、母材の溶接熱影響部についてはなんら改善が為されない。
　特許文献４は、元素成分を適正化することによって、オゾン含有水環境で耐食性を有する二相ステンレス鋼溶接構造体を開示している。但し、母材の溶接熱影響部についての言及は無い。また、特許文献５は、元素成分を適正化することによって、ＨＡＺ部での窒化物析出による耐食性低下が抑制された二相ステンレス鋼を開示している。しかし、いずれの発明も、汽水環境における使用を前提としたものではない。
特許第５３４５０７０号公報 特開昭６２－２６７４５２号公報 特開２０１４－１４８３０号公報 特開２０１８－１６８４６１号公報 特開２０１２－１９７５０９号公報
　本発明は、従来技術の上記事情に鑑み、Ｍｏ含有量が３％未満の二相ステンレス鋼を用いて、汽水環境における溶接部の耐食性に優れ、構造物として靱性に優れた溶接構造物を提供することを目的とする。
　上記課題を解決するために、本発明者らは、鋼材の成分、溶接金属の成分、鋼材の製造条件、溶接条件に関して、汽水環境における耐食性及び靱性の向上の観点から詳細な研究を行った。
　一般にステンレス鋼の耐孔食性は孔食指数で順位付けが行われるが、種々の計算式が提案されている。孔食指数（ＰＲＥＮ）としては二相ステンレス鋼ではＣｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎの式で表現される場合が多い。
　本発明者らは、この式を用いて、ＳＵＳ３２９Ｊ１の組成範囲にＮを含有させることによって、ＳＵＳ３２９Ｊ１の溶接部の耐食性を高める方法についてシミュレーション計算で見積もり、実験にて確認した。その結果、母材については、溶接熱影響部のＣｒ窒化物析出による耐食性低下を考慮しても、前記ＰＲＥＮ（下記の式（１））の値が２８以上であれば要求される耐食性を満たしうること、更に溶接金属については、上記に加え成分偏析を生じることによる局所的耐食性低下を考慮しても、後述の通りオーステナイト量を確保したうえで、ＰＲＥＮ値を３０．０以上かつＭｏを適宜増量する事で、耐食性がＳＵＳ３１６Ｌと同等以上の二相ステンレス鋼を得られることを明らかにした。
　ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
　ここで、ＳＵＳ３１６Ｌと同等以上の耐食性とは、「５０℃で測定したＪＩＳ　Ｇ０５７７　Ａ法による孔食電位が０．３０Ｖ　ｖｓ　ＳＳＥ以上になる」ことである。
　また、鋼材の溶接時に鋼材が長時間フェライト単相域に晒される場合、フェライト相の粗大化が助長され、溶接熱影響部の靭性が低下する。溶接熱影響部の靱性の低下を防止するには、鋼材の成分は以下の式（２）を満たすことが好ましいことを本発明者らは見出した。
Ｔα＝１４５５－１３．６Ｃｒ＋２２．７Ｎｉ－１１．２Ｍｏ＋２．１Ｍｎ＋７８１．８Ｎ≧１３３０・・・（２）
　また、ガスシールドアーク溶接及びタングステンアーク溶接によって、溶接熱影響部のオーステナイト量は母材のオーステナイト量を下回り、フェライト過多によって靭性が低下し、オーステナイト相で耐食性が低下するおそれがある。
　溶接金属は特に冷却速度が大きいため、オーステナイト相が再析出し得る時間が限られるだけでなく、局所的な成分低下を考慮する必要があり、更に靭性を確保する点から、Ｎｉ量を適宜増量する必要があるという観点から、本発明者ら鋭意検討を行った。
　その結果、溶接熱影響部及び溶接金属のオーステナイト量の下限をそれぞれ１５％とした場合であっても、鋼材及び溶接金属のＮ量が下記式（３）を満たすように組成を調整することによって、二相ステンレス鋼の強度、耐食性の向上に有効に作用することを、本発明者らは見出した。
Ｎ≧（０．０８Ｃｒ＋０．０８Ｍｏ－０．０６Ｎｉ－１．２１）／０．６×０．１５…（３）
　当該式（３）は、本発明における、溶接熱影響部及び溶接金属のオーステナイト量の下限をそれぞれ１５％とした時に、二相ステンレス鋼の強度、耐食性の向上に有効に作用するＮ量を、主要元素であるＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ含有量から推定する式である。これらの知見から、本発明を成したものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
　　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％、
を含有し、
　　Ｏは０．００６０％以下、
　　Ｐは０．０５０％以下、
　　Ｓは０．００５０％以下に制限し、
かつ下記式（１）で定義されるＰＲＥＮ値が２８．０以上で、
残部がＦｅ及び不純物からなる二相ステンレス鋼母材と、
　溶接金属及び熱影響部とを含む溶接部とを備える溶接構造物であって、
　前記溶接金属は、
　質量％で、
　　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％、
を含有し、
　　Ｏは０．１５０％以下、
　　Ｐは０．０５０％以下、
　　Ｓは０．０２００％以下に制限し、
かつ下記式（１）で定義されるＰＲＥＮ値が３０．０以上で、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
　前記二相ステンレス鋼母材のオーステナイト量は３０～７０面積％、前記溶接金属及び溶接熱影響部のオーステナイト量はそれぞれ１５～７０面積％であって、
　前記溶接部及び前記二相ステンレス鋼母材を含む孔食試験片の５０℃で測定したＪＩＳ　Ｇ０５７７　Ａ法による孔食電位が０．３０Ｖ　ｖｓ　ＳＳＥ以上であることを特徴とする溶接構造物。
　ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
　ただし、式（１）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
（２）前記二相ステンレス鋼母材の成分が式（２）を満たし、且つ前記二相ステンレス鋼母材及び前記溶接金属のＮ量が式（３）を満足し、
　更に前記二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有する場合、前記二相ステンレス鋼母材のクロム窒化物析出温度ＴＮが１０１０℃以下であり、前記二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有しない場合、前記二相ステンレス鋼母材のクロム窒化物析出温度ＴＮが９８０℃以下であることを特徴とする（１）に記載の溶接構造物。
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）
　ただし、式（２）、（３）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
（３）クロム窒化物析出温度ＴＮは、下記推定式（４）又は式（５）であることを特徴とする、（２）に記載の溶接構造物。
　　８Ｃｒ－２０Ｎｉ＋３０Ｍｏ＋５０Ｓｉ－１０Ｍｎ＋５５０Ｎ＋７３０（前記二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有する場合）・・・（４）
　　８Ｃｒ－２０Ｎｉ＋３０Ｍｏ＋５０Ｓｉ－１０Ｍｎ＋５５０Ｎ＋７００（前記二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有しない場合）・・・（５）
　ただし、式（４）、（５）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
（４）前記二相ステンレス鋼母材及び前記溶接金属のうち少なくとも１つは、更に
　　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％
　のうち１種または２種以上を含有していることを特徴とする（１）乃至（３）のうちいずれかに記載の溶接構造物。
（５）前記二相ステンレス鋼母材の組成を有する熱延用素材を、下記式（６）で示す圧減比が３．０以上、かつ下記式（７）で示す１０５０℃以下の圧下率が３０％以上となるように熱間圧延し、ＴＮ＋２０℃以上１１００℃以下で５分以上熱処理して、前記二相ステンレス鋼母材を製造することを特徴とする、（１）乃至（４）のうちいずれかに記載の溶接構造物の製造方法。
　熱延用素材の厚さ／二相ステンレス鋼母材の厚さ・・・（６）
　（１０５０℃以下に到達した時の厚さ－二相ステンレス鋼母材の厚さ）／１０５０℃以下に到達した時の厚さ×１００・・・（７）
（６）前記溶接金属は、溶加棒を使用するガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接を用いて形成され、下記式（８）で定義される溶接入熱量Ｑが５，０００Ｊ／ｃｍ以上５０，０００Ｊ／ｃｍ以下、下記式（９）で定義される母材希釈率Ｄが５０％以下の溶接条件で形成されたことを特徴とする（５）に記載の溶接構造物の製造方法。
　Ｑ＝［溶接電流（Ａ）］×［溶接電圧（Ｖ）］÷［溶接速度（ｃｍ／ｓ）］・・・（８）
　Ｄ＝［二相ステンレス鋼母材の溶融体積］／［全溶接金属体積］×１００・・・（９）
　本発明により得られる溶接構造物は、河川の河口付近の水門のような汽水環境においてＳＵＳ３１６Ｌと同等以上の十分な耐食性を有し、更に高強度による軽量化を図れることから、大幅なコスト削減、高効率化に寄与する事が出来、産業面、環境面に寄与するところは極めて大である。
溶接構造物Ｎｏ．５１～８８の溶接部分の一部拡大断面図である。
［二相ステンレス鋼母材の組成］
　以下に、まず本発明の溶接構造物を構成する二相ステンレス鋼母材の組成及び組織の限定理由について説明する。なお本明細書において特に断りのない限り成分に関する％は質量％を表す。
　［必須元素］
　Ｃは、ステンレス鋼の耐食性を確保するために、０．０５０％以下の含有量に制限する。０．０５０％を越えて含有させると熱間圧延時にＣｒ炭化物が生成して、耐食性、靱性が劣化する。好ましくは、０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下にするとよい。
　一方、ステンレス鋼のＣ量を低減するコストの観点から０．００１％を下限とする。
　Ｓｉは、脱酸のため０．０５％以上含有させる。好ましくは、０．１０％以上、さらに好ましくは０．２０％以上にするとよい。
　一方、０．８０％を超えて含有させると靱性が劣化する。そのため、０．８０％以下にする。好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４０％以下にするとよい。
　Ｍｎはオーステナイト相を増加させ靭性を改善する効果を有する。また窒化物析出温度ＴＮを低下させる効果を有する。母材及び溶接部の靱性のため０．１０％以上含有させる。好ましくは０．３０％以上、さらに好ましくは０．５０％以上にするとよい。
　一方、Ｍｎはステンレス鋼の耐食性を低下する元素であるので、Ｍｎを２．００％以下にするとよい。好ましくは１．８０％以下、さらに好ましくは１．５０％以下にするとよい。
　Ｃｒは、本発明鋼の基本的な耐食性を確保するため２１．５０％以上含有させる。好ましくは２２．００％以上、さらに好ましくは２３．００％以上にするとよい。
　一方で、Ｃｒを、２６．００％を超えて含有させるとフェライト相分率が増加し靭性及び溶接部の耐食性を阻害する。このためＣｒの含有量を２６．００％以下とした。好ましくは２５．００％以下、さらに好ましくは２４．５０％以下にするとよい。
　Ｎｉは、オーステナイト組織を安定にし、各種酸に対する耐食性、さらに靭性を改善するため３．００％以上含有させる。Ｎｉ含有量を増加することにより窒化物析出温度を低下させることが可能になる。好ましくは、４．００％以上、さらに好ましくは５．００％以上にするとよい。
　一方、Ｎｉは高価な合金であり、省合金型二相ステンレス鋼を対象とした本発明鋼ではコストの観点より７．００％以下の含有量に制限する。好ましくは６．５０％以下、さらに好ましくは６．００％以下にするとよい。
　Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を高める非常に有効な元素であり、ＳＵＳ３１６以上の耐食性を付与するために０．５０％以上含有させる。好ましくは０．８０％以上、さらに好ましくは１．００％以上にするとよい。
　一方、Ｍｏは高価であるとともに、金属間化合物析出を促進する元素であり、本発明鋼では熱間圧延時の析出を抑制する観点と経済的観点からＭｏ含有量は少ない方が好ましいので２．５０％以下とする。好ましくは２．００％未満、さらに好ましくは１．８０％以下、より好ましくは１．５０％以下にするとよい。
　Ｎは、オーステナイト相に固溶して二相ステンレス鋼の強度、耐食性を高める有効な元素であるため、０．１００％以上含有させる。好ましくは０．１２０％以上、さらに好ましくは０．１５０％以上にするとよい。
　一方、固溶限度はＣｒ含有量に応じて高くなるが、本発明鋼においては０．２５０％超含有させるとＣｒ窒化物を析出して靭性及び耐食性を阻害するようになる。そのため、Ｎ含有量を０．２５０％以下とした。好ましくは０．２３０％以下、さらに好ましくは０．２００％以下にするとよい。
　Ａｌは、鋼の脱酸のための重要な元素であり、また本鋼の介在物の組成を制御するため、Ｃａ及びＭｇとともに含有させる。Ａｌは鋼中の酸素を低減するためにＳｉとあわせて含有させてもよい。Ａｌは介在物の組成を制御し耐孔食性を高めるために０．００３％以上含有させる。好ましくは０．００５％以上にするとよい。
　一方、ＡｌはＮとの親和力が比較的大きな元素であり、過剰に添加するとＡｌの窒化物を生じてステンレス鋼の靭性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌが０．０５０％を超えると靭性低下が著しくなるためその含有量を０．０５０％以下にするとよい。好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下にするとよい。
　［残部］
　本発明の溶接構造物を構成する二相ステンレス鋼母材の化学組成において、残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、前記鋼母材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、当該鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。主な不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｏが挙げられるが、これに限定されず、他の元素も不純物として含有されうる。
　Ｏ（酸素）は、不純物であり、ステンレス鋼の熱間加工性、靱性、耐食性を阻害する元素であるため、できるだけ少なくすることが好ましい。そのため、Ｏ含有量は０．００６％以下に限定する。また、酸素を極端に低減するには精錬に非常に大きなコストが必要となるため、経済性を考慮すると酸素量は０．００１％以上あってもよい。
　Ｐは原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性及び靱性を劣化させるため、できるだけ少ない方が好ましく、０．０５０％以下に限定する。好ましくは、０．０４０％以下にするとよい。Ｐを極低量に低減するには、精錬時のコストが高くなる。このため、コストの見合いよりＰ量の下限を０．０１０％にするとよい。
　Ｓは原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性、靱性及び耐食性をも劣化させるため、できるだけ少ない方が好ましく、上限を０．００５０％以下に限定する。好ましくは、０．００２０％以下、更に好ましくは０．００１０％以下にするとよい。Ｓを極低量に低減するには、精錬時のコストが高くなる。このため、コストの見合いよりＳ量の下限を０．０００１％にしてもよい。
［２８．０≦ＰＲＥＮ；オーステナイト量が３０面積％以上～７０面積％以下］
　河川の淡水、汽水等の自然水の環境下では、微生物の活動により二相ステンレス鋼の自然電位が高くなる。自然電位が高い環境下ではＣｒ濃度の僅かな低下であっても耐食性に大きな影響を及ぼす。このため、本発明鋼が適用される環境下では、二相ステンレス鋼を溶接してＣｒ窒化物が析出した場合、Ｃｒ窒化物周囲のＣｒ欠乏層が孔食の起点となる。
　一般に二相ステンレス鋼においてオーステナイト量は、フェライト量と等量に近い方が好ましい。フェライト過多の場合は靭性が低下し、Ｃｒ窒化物の析出が起こりやすくなる。一方、オーステナイト過多の場合は応力腐食割れ、熱間圧延中の耳割れが起きやすくなる。更にいずれの場合もフェライト相，オーステナイト相間の成分差が激しくなり、どちらかの相で耐食性が低下する。本発明では、本発明の成分系において上記課題が生じ難いオーステナイト量の下限を３０面積％とし、上限を７０面積％と規定する。
  また、二相ステンレス鋼の場合、溶接熱影響部の耐食性低下を考慮して、同等の耐食性を狙う場合にオーステナイト系ステンレス鋼より高めのＰＲＥＮを確保することが望ましい。実験を行った結果、耐孔食性の指標である下記（１）で定義されるＰＲＥＮが２８．０未満になると、二相ステンレス鋼母材のオーステナイト量が３０．０～７０．０面積％であっても汽水環境下において溶接熱影響部でＳＵＳ３１６Ｌを下回る耐食性となった。
　ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
　ただし、式（１）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
　汽水等の環境下で溶接金属に孔食を発生させないために、本発明に係る溶接構造物用の二相ステンレス鋼母材は、オーステナイト量が３０．０～７０．０面積％、かつ前記式（１）で定義されるＰＲＥＮ値が２８．０以上とする。二相ステンレス鋼母材の好ましいＰＲＥＮ値の下限は、３０．０である。
　但し、二相ステンレス鋼母材のＰＲＥＮを高めるためにＣｒ、Ｍｏの含有量を過大にすると合金コストの増加を招き、Ｎの含有量を過大にするとＣｒ窒化物を析出して靭性及び耐食性を阻害する。そのため、本発明において、二相ステンレス鋼のＰＲＥＮ値は、３５．０以下が好ましい。尚、二相ステンレス鋼母材のオーステナイト量の好ましい下限は４０．０面積％であり、好ましい上限は６０．０面積％である。
　本発明におけるオーステナイト量は、二相ステンレス鋼母材の場合、母材鋼板のｔ／４（ｔは板厚）に相当する位置から厚鋼板の圧延方向と平行な断面を採取し、樹脂に埋込み鏡面研磨し、ＫＯＨ水溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによってフェライト分率（面積％）を測定し、残りの部分をオーステナイト量とすることによって求める。
　また、溶接金属及び溶接熱影響部のオーステナイト量は、溶接部（溶接金属及び溶接熱影響部）とその近傍の母材を含むように試験片を採取し、前記二相ステンレス鋼母材の圧延方向断面を鏡面研磨したものを用いて、二相ステンレス鋼母材の場合と同様の手法にて、エッチング処理、光学顕微鏡による観察及び画像解析を行うことにより、溶接金属及び溶接熱影響部のそれぞれの金属組織中のオーステナイト量を測定する。
［溶接金属の組成］
  次に、本発明における溶接構造物に形成される溶接金属の成分組成の限定理由を以下に説明する。なお、以下に示す「％」は、特に説明がない限り「質量％」を意味するものとする。
  以下に説明する溶接金属の各成分含有量は、ソリッドワイヤまたはフラックス入りワイヤの何れかを用いて、上記二相ステンレス鋼母材の成分の溶接金属への希釈を考慮し、ワイヤ中の成分を調整することで所定範囲に調整できる。
　［必須元素］
　Ｃは耐食性に有害であるが、強度の観点からある程度の含有が好ましいため、Ｃ含有量は０．００１％以上である。また、その含有量が０．０６０％超では溶接のままの状態及び再熱を受けるとＣはＣｒと結合してＣｒ炭化物を析出し、耐粒界腐食性及び耐孔食性が著しく劣化するとともに、溶接金属の靱性、延性が著しく低下するため、その含有量を０．００１～０．０６０％に限定した。
  Ｓｉは脱酸元素として添加されるが、０．０５％未満ではその効果が十分でなく、一方、その含有量が０．８０％超では延性低下に伴い、靱性が大きく低下するとともに、溶接時の溶融溶込みも減少し、実用溶接上の問題になる。したがって、その含有量を０．０５～０．８０％に限定した。
  Ｍｎは脱酸元素として、及びＮの溶解度を増加させる元素として添加するが、その含有量が０．１０％未満では効果が十分でなく、一方、３．００％を越えて含有すると延性が低下するのでその含有量の下限を０．１０とし、上限を３．００％に限定した。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．００％以下にすると良い。
  Ｃｒはステンレス鋼の主要元素として不働態皮膜を形成し耐食性の向上に寄与する。汽水環境下で優れた耐食性を得るには２１．５０％以上を含有させる。一方、Ｃｒ含有量が多いほど汽水環境下での耐孔食性は向上するが、シグマ相（σ相）などの脆い金属間化合物が析出しやすくなるため靱性が低下する。また、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、オーステナイト相を確保するには、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎも増量させる必要があり、溶接に用いるワイヤの製造性が低下するとともに製造コストも高くなるため、その含有量の上限を２８．００％とした。好ましくは２６．００％以下にすると良い。
  Ｎｉは中性塩化物環境での腐食に対し、顕著な抵抗性を与え、かつ、不働態皮膜を強化するため、Ｎｉ含有量は多いほど耐食性に有効である。また、Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、オーステナイト相を生成・安定にする。前述の通り、溶接金属は特に冷却速度が大きくオーステナイト相が再析出し得る時間が限られること、局所的な成分低下を考慮する必要があること、更に靭性を確保する点から、Ｎｉ量を適宜増量することが望ましい。本発明では、溶接金属において十分なオーステナイト生成を確保するため、溶接金属がフェライト生成元素であるＣｒを２１．５０～２８．００％含有する場合の相バランスの観点から、鋼母材よりもＮｉ含有量を高めることが好ましく、溶接金属では下限を４．００％とし、上限を１０．００％とした。なお、Ｎｉ含有量の上限１０．００％の限定理由は、溶接に用いるワイヤの製造コストが高くなるためである。好ましくは６．００％以上にすると良い。
  Ｍｏは不働態皮膜を安定化して高い耐食性を得るのに極めて有効な元素であり、特に塩化物環境での耐孔食性向上は顕著である。更に溶接金属については、上記に加え成分偏析を生じることによる局所的耐食性低下を考慮する必要がある。実験の結果、１．００％未満では耐食性向上効果は不十分であることが判った。また、溶接金属中のオーステナイトの減少を補償するため、溶接金属中のＭｏ含有量を鋼母材よりも高めることが好ましい。
但し、その含有量が３．５０％を越えるとシグマ相など脆い金属間化合物を生成して溶接金属の靱性が低下するため、下限を１．００とし、上限を３．５０％に制限する。好ましくは２．００％以上で、３．００％以下にするとよい。
  Ｎは強力なオーステナイト生成元素であり、塩化物環境下での耐孔食性を向上させる。０．０８０％以上で耐孔食性及び耐隙間腐食性を向上させ、含有量が多いほどその効果は大きい。一方、Ｎ含有量を多くすると、特に、０．２５０％を越えると溶接中にブローホールが発生しやすい。したがって、Ｎ含有量の下限は０．０８０％、上限は０．２５０％に制限する。好ましくは０．１００％以上で、０．２００％以下にするとよい。
  Ａｌは脱酸元素として添加されるとともに溶滴移行現象を向上させる元素として添加されるが、０．００１％未満ではその効果が十分でなく、一方、その過剰な添加はＮと反応してＡｌＮを形成し、靱性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌが０．１００％を越えると靱性低下が著しくなるため、その含有量の下限を０．００１％とし、上限を０．１００％に限定した。
　［残部］
　本発明の溶接構造物に形成される溶接金属の化学組成において、残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、前記鋼母材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、当該鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。主な不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｏが挙げられるが、これに限定されず、他の元素も不純物として含有されうる。
  Ｏ、Ｐ、Ｓは溶接金属において不可避成分であり、以下の理由で少なく制限する。
  Ｏは酸化物を生成し、過剰な含有は靱性を著しく低下させるため、その含有量の上限を０．１５０％とした。
  Ｐは多量に存在すると凝固時の耐高温溶接割れ性及び靱性を低下させるので少ない方が好ましく、その含有量の上限を０．０５０％とした。
  Ｓも多量に存在すると耐高温割れ性、延性及び耐食性を低下させるので少ない方が好ましく、０．０２００％を上限とした。
［ＰＲＥＮ≧３０．０；　オーステナイト量が１５面積％以上７０面積％以下］
　河川の淡水、汽水等の自然水の環境下では、微生物の活動により二相ステンレス鋼の自然電位が高くなる。自然電位が高い環境下ではＣｒ濃度の僅かな低下であっても耐食性に大きな影響を及ぼす。このため、本発明鋼が適用される環境下では、二相ステンレス鋼を溶接してＣｒ窒化物が析出した場合、Ｃｒ窒化物周囲のＣｒ欠乏層が孔食の起点となる。本発明者らは、溶接構造物の二相ステンレス鋼溶接部のオーステナイト量が１５面積％未満となるか、７０面積％超となる場合、ＳＵＳ３１６Ｌを下回る耐食性となることを明らかにした。
  鋼母材と同様に、溶接金属においても、オーステナイト量はフェライト量と等量に近い方が好ましい。しかし、溶接熱影響部及び溶接金属は、オーステナイト相生成量が少なくなりがちであり、出来る限りのオーステナイト相増量を図ることに加え、溶接金属については、溶接熱影響部より更にオーステナイト量が低下する事を抑制すべく、鋼溶接用ワイヤ等の溶加棒によって成分を改善する。その上で、ＳＵＳ３１６Ｌと比べて耐食性が低下する課題を生じないオーステナイト量として１５面積％以上～７０面積％以下と規定する。
  また、耐孔食性の指標であるＰＲＥＮについて、溶接金属のＰＲＥＮが３０．０未満になると、溶接金属のオーステナイト量が１５面積％以上７０面積％以下であっても、成分偏析を生じることによって局所的に耐食性が低下して、汽水環境下において溶接金属でＳＵＳ３１６Ｌの耐食性を下回る。
　このため、溶接金属では、オーステナイト量が１５面積％以上７０面積％以下、かつ溶接金属のＰＲＥＮが３０．０以上とする。溶接金属のオーステナイト量の好ましい下限は１８．０面積％、更に好ましい下限は２０．０面積％である。溶接金属のオーステナイト量の好ましい上限は６０．０面積％であり、更に好ましい上限は５０．０面積％である。また、溶接金属のＰＲＥＮ値は、二相ステンレス鋼母材のＰＲＥＮ値よりも高いことが好ましい。しかし、溶接金属のＰＲＥＮを高めるためにＣｒ、Ｍｏの含有量を過大にすると合金コストの増加を招き、Ｎの含有量を過大にすると溶接中にブローホールが発生しやすくなる。そのため、本発明において、溶接金属のＰＲＥＮ値は、３５．０以下が好ましい。
　また、ガスシールドアーク溶接及びタングステンアーク溶接において、本発明の溶接構造物の溶接部の耐食性を確保するために、溶接熱影響部も、溶接金属と同様に、オーステナイト量を１５面積％以上７０面積％とする。
［二相ステンレス鋼母材及び溶接金属の任意添加成分］
　さらに、本発明の溶接構造物を構成する二相ステンレス鋼母材及び溶接金属（以下、単に「本発明の溶接構造物の母材及び溶接金属」ともいう。）は、以下の元素のうち１種または２種以上を必要に応じて０％以上含有することができる。もっとも、これらの元素をいずれも含有しなくとも本発明の目的は達成できる。
　Ｎｂは、Ｎと親和力が強く、クロム窒化物の析出速度をさらに低下する作用を有する元素である。このため、本発明の溶接構造物の母材及び溶接金属では０．００５％を下限として含有しても良い。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０%以上にするとよい。
　一方、Ｎｂが０．１５０％を越えて含有させるとＮｂの窒化物が多量に析出し、靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．１５０％以下と定めた。好ましくは０．０９０％以下、さらに好ましくは０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％以下にするとよい。
　なお、Ｎｂは高価な元素であるが、品位の低いスクラップに含有されるＮｂを積極的に利用することで、ステンレス溶解原料コストを安価にすることができる。このような方法により、Ｎｂ含有鋼の溶解コストの低減を図ることが好ましい。
　Ｔｉは、Ｎとの間に非常に強い親和力があり、鋼中でＴｉの窒化物を形成するため、Ｔｉを含有させる場合は非常に少量とすることが望ましい。０．０２０％を超えて含有させるとＴｉの窒化物により靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下にするとよい。Ｔｉを含有する場合、その効果を得るため０．００３％以上含有させるとよく、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００６％以上にするとよい。
　Ｔａは、介在物の改質により耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて含有してもよい。０．００５％以上のＴａの含有によって、効果が発揮されるため、Ｔａ量の下限を０．００５％以上として含有しても良い。Ｔａ量が０．２００％超の場合、常温延性の低下や靭性の低下を招くため、Ｔａ量の上限は、好ましくは０．２００％以下であり、より好ましくは０．１００％以下である。少量のＴａ量で効果を発現させる場合には、Ｔａ量を０．０５０％以下とすることが好ましい。
　Ｗは、Ｍｏと同様にステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、含有してもよい。本発明鋼において耐食性を高める目的のために含有させてもよい。しかし、高価な元素であるので、１．００％以下にするとよい。好ましくは０．７０％以下、さらに好ましくは０．５０％以下にするとよい。添加する場合、好ましくは０．０５以上含有するとよい。Ｗを含有する場合、その効果を得るため、Ｗ含有量は、０．０１％以上とするとよく、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上にするとよい。
　Ｖは、Ｎと親和力があり、クロム窒化物の析出速度を低下する作用を有する元素である。このため、含有させてもよい。しかし、０．３００％を越えて含有させるとＶの窒化物が多量に析出し、靱性を阻害するようになることから、Ｖの含有量は０．３００％以下、好ましくは０．２５０％以下、さらに好ましくは０．２００％以下にするとよい。Ｖを含有する場合、その効果を得るため、Ｖ含有量は０．０１０％以上とするとよく、好ましくは０．０３０％以上、さらに好ましくは０．０８０％以上にするとよい。
　Ｃａ及びＭｇは本発明鋼の介在物の組成を制御し、本発明鋼の耐孔食性と熱間加工性を高めるために添加される。Ｃａ及びＭｇを添加する鋼では、０．００３０％以上０．０５００％以下のＡｌとともに溶解原料を用いて添加され、もしくは脱酸及び脱硫操業を通じてその含有量が調整され、Ｃａの含有量を０．０００５％以上、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上に制御する。好ましくはＣａを０．００１０％以上、Ｍｇを０．０００３％以上、さらに好ましくはＣａを０．００１５％以上、Ｍｇを０．０００５％以上にするとよい。
　一方、Ｃａ及びＭｇは、いずれも過剰な添加は逆に熱間加工性及び靭性を低下するため、Ｃａについては０．００５０％以下、Ｍｇについては０．００５０％以下に含有量を制御するとよい。好ましくはＣａを０．００４０％以下、Ｍｇを０．００２５％以下、さらに好ましくはＣａを０．００３５％以下、Ｍｇを０．００２０％以下にするとよい。
　Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、含有してもよい。Ｃｏは、１．００％を越えて含有させても高価な元素であるためにコストに見合った効果が発揮されないようになるため、１．００％以下含有するとよい。好ましくは０．７０％以下、さらに好ましくは０．５０％以下含有するとよい。Ｃｏを含有する場合、その効果を得るため、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とするとよく、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．１０％以上にするとよい。
　Ｃｕは、ステンレス鋼の酸に対する耐食性を付加的に高める元素であり、かつ靭性を改善する作用を有するため、含有してもよい。Ｃｕを３．００％超含有させると熱間圧延後の冷却時に固溶度を超えてεＣｕが析出し脆化するので３．００％以下含有するとよい。好ましくは１．７０％以下、さらに好ましくは１．５０％以下含有するとよい。Ｃｕを含有する場合、０．０１％以上、好ましくは０．３３％以上、さらに好ましくは０．４５％以上含有させるとよい。
　Ｂは、鋼の熱間加工性を改善する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。また、Ｎとの親和力が非常に強い元素であり、多量に含有させるとＢの窒化物が析出して、靱性を阻害するようになる。このため、その含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下にするとよい。Ｂを含有する場合、その効果を得るため、Ｂ含有量は０．０００１％以上とするとよく、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１４％以上にするとよい。
　ＲＥＭは鋼の熱間加工性を改善する元素であり、その目的で０．００５％以上含有させても良い。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上含有するとよい。一方で過剰な添加は逆に熱間加工性及び靭性を低下するため、ＲＥＭは０．０５０％以下で含有するとよい。好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下にするとよい。
　ここでＲＥＭはＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。
　Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎは粒界に偏析して溶接時の結晶粒の粗大化を抑制する。また、Ｚｒ、Ｈｆは、熱間加工性や鋼の清浄度を向上ならびに耐酸化性改善に対しても、従来から有効な元素である。Ｓｎは表面近傍に濃化してＣｒの酸化を抑制する。
  これらの効果を得るため、Ｚｒ：０．００１％以上、Ｈｆ：０．００１％以上、Ｓｎ：０．００５％以上を含有しても良い。本発明の溶接構造物は、その溶接金属部が、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗの元素群の代わりに、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎの元素群のうちの少なくとも１種の元素を前述の含有量の範囲で含有しても良い。
  一方、これらの元素の過度な添加は粒界強度低下による粒界破壊を助長するため、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｈｆ：０．０８０％以下、Ｓｎ：０．１００％以下とする。
［フェライト単相化温度］
　本発明において、二相ステンレス鋼母材の成分は以下の式（２）を満たすことが好ましい。
Ｔα＝１４５５－１３．６Ｃｒ＋２２．７Ｎｉ－１１．２Ｍｏ＋２．１Ｍｎ＋７８１．８Ｎ≧１３３０・・・（２）
　Ｔαは二相ステンレス鋼母材を加熱した際に、オーステナイトが消失しフェライト単相となる温度（以下、「フェライト単相化温度」という。単位は℃である。）を推定する成分式である。このフェライト単相化温度が低いと、溶接時に長時間フェライト単相域に晒されることになり、フェライト相の粗大化が助長され、溶接熱影響部の靭性が低下する。実験の結果、Ｔαが１３２０℃を下回ると極端に熱影響部の靭性が低下することを見出したため、１３３０℃以上とした方が好ましい。より好ましくは１３４０℃以上である。
　この式は、サーモカルク社の熱力学計算ソフト「Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ 」（登録商標） を用いた平衡計算により求め、実験により修正した。
［クロム窒化物析出温度とＮ量］
　本発明において、二相ステンレス鋼母材及び溶接金属のＮ量は、以下の式（３）を満たすことが好ましい。
Ｎ≧（０．０８Ｃｒ＋０．０８Ｍｏ－０．０６Ｎｉ－１．２１）／０．６×０．１５・・・（３）
ただし、式（３）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
　式（３）は、本発明における、溶接熱影響部及び溶接金属のオーステナイト量の下限をそれぞれ１５％とした時に、溶接熱影響部及び溶接金属のオーステナイト相に固溶して二相ステンレス鋼の強度、耐食性の向上に有効に作用する量を、主要元素であるＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ含有量から推定する式である。
　二相ステンレス鋼のオーステナイト量を推定する成分式は、例えば特許文献１に記載のＮｉ－ｂａｌ．等多数あるが、これらはいずれも溶体化熱処理された鋼材のオーステナイト量を推定するものである。この場合、フェライト相にＣｒ、Ｍｏ、オーステナイト相にＮｉ，Ｎが分配濃化してそれぞれの相を形成する。
　溶接熱影響部及び溶接金属の場合、加熱時に一旦フェライト単相となり、その後冷却時にオーステナイト相が生成する。実験の結果、溶接熱影響部及び溶接金属が冷却される際にはＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏはオーステナイト相にほとんど濃化せず、Ｎのみがオーステナイト相に濃化することによってオーステナイト相を形成することが分かった。また、前記冷却の際にオーステナイト相に濃化するＮ量はおおよそＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏの量によって変化し、オーステナイト生成元素のＮｉが高い場合は少ないＮ量となり、Ｃｒ，Ｍｏが高い場合では生成したオーステナイト相のＮ量が増加することが分かった。前記知見から、Ｎの濃化量が少ない場合は、溶接熱影響部及び溶接金属に含まれるＮｉ量を増やすことによって、少ないＮ量で多量のオーステナイトを生成することが出来ると見込まれる。
　本発明の溶接構造物を構成する二相ステンレス鋼母材の材質に対して、主に影響する析出物はクロム窒化物である。
  クロム窒化物は、ＣｒとＮが結合した析出物であり、二相ステンレス鋼においては立方晶のＣｒＮまたは六方晶のＣｒ２Ｎがフェライト粒内もしくはフェライト粒界に析出することが多い。これらのクロム窒化物が生成すると、衝撃特性を低下させるとともに、析出にともなって生成するクロム欠乏層により耐食性が低下する。
　このようなクロム窒化物の熱間圧延中における析出に関する指標となるクロム窒化物析出温度ＴＮは、以下の手順により実験的に求められる特性値である。
（１）　１０ｍｍ厚の供試鋼を、熱延後一旦１０５０℃×２０分の熱処理を行ったのち８００～１１００℃の任意の温度で２０分間均熱処理を行い、その後５秒以内に水冷を行う。
（２）　冷却後の供試鋼表層を＃５００研磨する。
（３）　３ｇ試料を分取し、室温の非水溶液（３％マレイン酸と、１％テトラメチルアンモニウムクロライドとを含み、残部がメタノール）中で電解（１００ｍＶ定電圧）してマトリックスを溶解する。
（４）　０．２μｍ穴径のフィルターで残渣（すなわち、析出物）を濾過し、析出物を抽出する。
（５）　ＩＣＰを用いて、残渣の化学組成を分析し、前記残渣に含有されるクロム含有量（質量％）を求める。この残渣中のクロム含有量をクロム窒化物の析出量の指標とする。
（６）　（１）の均熱処理温度を種々変化させ、残渣中のクロム含有量が０．０３％以下となる均熱処理温度のうちの最低温度をＴＮとする。
　ＴＮが低いほどクロム窒化物の析出する温度域が低温側に限定されるため、クロム窒化物の析出速度や析出量が抑制され、二相ステンレス鋼母材の耐食性が維持される。
　そのため、本発明の溶接構造物を構成する二相ステンレス鋼母材は、Ｎｂを含有する場合、クロム窒化物析出温度ＴＮが１０１０℃以下であり、Ｎｂを含有しない場合、クロム窒化物析出温度ＴＮが９８０℃以下であることが好ましい。
　前述したクロム窒化物析出温度ＴＮは、下記式（４）又は式（５）を用いて推定しても良い。
８Ｃｒ－２０Ｎｉ＋３０Ｍｏ＋５０Ｓｉ－１０Ｍｎ＋５５０Ｎ＋７３０（二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有する場合）・・・（４）
８Ｃｒ－２０Ｎｉ＋３０Ｍｏ＋５０Ｓｉ－１０Ｍｎ＋５５０Ｎ＋７００（二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有しない場合）・・・（５）
ただし、式（４）、（５）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
［本発明の溶接構造物の製造方法］
　次に、本発明の溶接構造物の製造方法について説明する。
［二相ステンレス鋼母材の製造方法］
　水門等に用いられる鋼材は例えば２０ｍｍや５０ｍｍといった、厚手のものが用いられることが多い。これら二相ステンレス鋼を製造する場合、母材の衝撃値が低下しその結果熱影響部では更に靭性が低下し問題となることがある。その現象を回避するためには、前述した二相ステンレス鋼母材の組成を有する熱延用素材を、下記式（６）で示す圧減比が３．０以上、かつ下記式（７）で示す１０５０℃以下の圧下率３０％以上となるように熱間圧延することにより、適正なひずみを加え微細な組織とすることが有効である。
熱延用素材の厚さ／本発明の溶接構造物の二相ステンレス鋼母材の厚さ・・・（６）
（１０５０℃以下に到達した時の厚さ－本発明の溶接構造物の二相ステンレス鋼母材の厚さ）／１０５０℃以下に到達した時の厚さ×１００・・・（７）
　なお、「１０５０℃以下に到達した時の厚さ」とは、熱間圧延中に前記熱延用素材の表面温度を逐次測定し、１０５０℃以下に到達した際の厚さを測定して求める。
　また、二相ステンレス鋼において耐食性を低下させる金属間化合物やクロム窒化物を消失させるため、熱間圧延鋼板を、クロム窒化物析出温度（ＴＮ）＋２０℃以上１１００℃以下で５分以上熱処理する。熱処理温度がＴＮ＋２０℃未満であるか、熱処理時間が５分未満であると、熱間圧延によって析出したクロム窒化物が固溶せず、靭性，耐食性を損なう。また、熱処理温度が１１００℃超であると、フェライト量が過多になる恐れがある。この熱処理は、熱間圧延工程から連続的に行っても良く、また、熱間圧延鋼板の冷却後、冷却された鋼板を再加熱することによって行っても良い。
［溶接工程］
  本発明では、優れた靱性と海水環境下での耐食性を有する溶接部を形成するために溶接金属を形成する際の溶接条件について以下のように限定するのが好ましい。
  本発明の溶接金属は、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接の何れの方法を用いて形成することができるが、溶接入熱量Ｑ、母材希釈率Ｄを以下の理由から規定するのが好ましい。
［溶接入熱量Ｑ］
  Ｃｒ、Ｍｏを含有する二相ステンレス鋼は、約７００℃～９００℃の温度域に保持されると、靭性に有害なシグマ相などの脆い金属間化合物が析出し、耐食性、靱性が著しく低下する。また、同様に耐食性、靭性に有害なＣｒ窒化物は、約６００℃から８００℃の温度域で析出する。溶接金属は、凝固後の冷却過程において９００℃～６００℃を通過する時間が長くなると、シグマ相もしくはＣｒ窒化物が多量に析出する。また、多層パス溶接により形成された溶接金属では、前層パスが後続パスによる熱サイクルを受け、６００℃～９００℃の温度域となる時間が長くなる場合も同様である。
　本発明では、上述したように二相ステンレス鋼母材及び溶接金属の成分組成を規定することにより、シグマ相などの金属間化合物及びＣｒ窒化物の析出を抑え、靱性，耐食性に優れた二相ステンレス鋼母材及び溶接金属からなる溶接構造物が得られる。しかし、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接において、溶接入熱量Ｑが５０，０００Ｊ／ｃｍ超と過大になると、後述の母材希釈率が高くなるうえ冷却速度が小さくなり、９００℃～６００℃の冷却時間が長くなって、シグマ相などの金属間化合物やＣｒ窒化物が析出し、耐食性、靱性が低下する危険性がある。このため、溶接構造物の耐食性、靱性を安定して確保するために、溶接構造物の製造条件、つまり溶接時の溶接入熱量は、５０，０００Ｊ／ｃｍ以下に限定するのが好ましい。
　尚、溶接入熱量Ｑ（Ｊ／ｃｍ）は、以下の式（８）で定義される。
　Ｑ（Ｊ／ｃｍ）＝［溶接電流（Ａ）］×［溶接電圧（Ｖ）］÷［溶接速度（ｃｍ／ｓ）］・・・（８）
　一方、溶接入熱量が５，０００Ｊ／ｃｍ未満と過小になると、冷却速度が大きくなり、本発明のような成分規定を行ってもオーステナイト析出量が過少となる。
［母材希釈率Ｄ］
　本発明では、溶接金属の耐食性及びオーステナイト量を確保するために、溶接金属は、二相ステンレス鋼母材に対して、Ｍｏ含有量及びＮｉ含有量、ＰＲＥＮの少なくとも１種が高いことが好ましい。しかしながら、母材による希釈率が高すぎると、適正な溶加棒を使用しても母材の混合が大きく、狙いの成分を得難くなる。つまり溶接条件として、溶接時の母材希釈率は、５０％以下に限定するのが好ましい。母材希釈率Ｄは、以下の式で定義される。
　Ｄ＝［二相ステンレス鋼母材の溶融体積］／［全溶接金属体積］×１００・・・（９）
　なお、本発明の溶接構造物は、適切な溶加棒及び溶接入熱制御を行う前提で、サブマージアーク溶接、プラズマ溶接等でも製造することができる。さらに、当該製造方法は、溶接構造物の製造に適用するだけではなく、それら構造物の補修溶接あるいは肉盛りなどにも適用できる。
  本発明では、上述のように成分含有量を規定した二相ステンレス鋼母材と溶接金属からなる溶接構造物を製造する際に、上述した溶接条件にて溶接を行うことにより、優れた靱性と汽水環境下での耐食性が確保された溶接金属を有する溶接構造物が安定して得られる。
［５０℃で測定したＪＩＳ　Ｇ０５７７　Ａ法による溶接部の孔食電位が０．３０Ｖ　ｖｓ　ＳＳＥ以上］
　本発明の溶接構造物は、溶接金属及び熱影響部とを含む溶接部について５０℃で測定したＪＩＳ　Ｇ０５７７　Ａ法による孔食電位が０．３０Ｖ　ｖｓ　ＳＳＥ以上になる。このように、本発明の溶接構造物は、汽水環境においてＳＵＳ３１６Ｌと同等以上の耐食性を有する。
［溶接構造物の靭性］
　本発明の溶接構造物を構成する二相ステンレス鋼母材は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定されたシャルピー衝撃試験方法により測定されたシャルピー衝撃値が、－２０℃で１００Ｊ／ｃｍ２以上である。
　また、本発明の溶接構造物の溶接熱影響部及び溶接金属は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定されたシャルピー衝撃試験方法により測定されたシャルピー衝撃値が、いずれも－２０℃で５０Ｊ／ｃｍ２以上である。
  以下、実施例にて本発明を説明する。尚、以下の実施例において、便宜上、同一の鋼母材で構成された突き合わせ型の継手に基づいて本発明例が説明されるが、本発明に係る溶接構造物は、図示された構造に限定されない。本発明に係る溶接構造物は、突合せ継手だけでなく、Ｔ継手、十字継手、重ね継手等の一般の溶接継手の構造を有することができ、互いに異なる種類の溶接継手が組み合わされた構造を有していても良い。また、鋼母材が本発明の範囲を逸脱しない限りにおいて、本発明に係る溶接構造物は、鋼組成及び金属組織のうち少なくとも一種が異なる鋼母材が溶接された構造であっても良い。
　鋼Ｎｏ.２４を除き、表１－１、表１－２に示す成分を有する二相ステンレス鋼を実験室の５０ｋｇ真空誘導炉によりＭｇＯるつぼ中で溶製し、扁平鋼塊に鋳造した。この扁平鋼塊の表面が平滑になるように前記扁平鋼塊を研削して約１００ｍｍの熱延用素材を作成した。前記熱延用素材を１１８０℃の温度に１～２ｈ加熱後、１０５０℃以下の圧下率が３５％となるように圧延し、板厚１２ｍｍ×約７００ｍｍ長の熱間圧延厚鋼板を得た。なお熱間圧延直後の温度が８００℃以上の状態から２００℃以下までスプレー冷却を実施した。その後、冷却された前記鋼板を加熱して１０５０℃×２０分均熱する熱処理を行い、前記熱処理後に鋼板を水冷した。
　表１－１、表１－２のＴα（℃）は、前記式（２）で定義される温度の値であり、「（３）式の値」は、前記式（３）で定義されるＮ量であり、「ＴＮ推定値（℃）」は、前記式（４）又は式（５）で定義される温度の値である。表１－１、表１－２に示すＴＮ実測値は、各鋼母材のクロム窒化物析出温度の実測値であり、鋼Ｎｏ．２４以外の各鋼母材から１０ｍｍ厚の供試鋼を切り出し、前述した手順にて、前記切り出された供試鋼を均熱処理、均熱処理後の供試鋼からの析出物の抽出を行い、前記析出物中のクロム含有量が０．０３％以下となる均熱処理温度のうちの最低温度を求めることにより測定した。
　表１－１及び表１－２において、鋼Ｎｏ.１～８は、表３及び表５に示される通り、本発明例の溶接構造物Ｎｏ．５１～６１を構成する二相ステンレス鋼母材である。
　鋼Ｎｏ.９～２５は、比較例の溶接構造物Ｎｏ．６２～７３、８１、８４～８８を構成する二相ステンレス鋼母材である。鋼Ｎｏ．９～１７、２０、２１、２４は、本発明の溶接構造物の鋼母材の成分組成の要件を満たさない鋼母材であり、鋼Ｎｏ．１３、１５、２１はＰＲＥＮ値が本発明の溶接構造物の鋼母材の要件を満たさない二相ステンレス鋼母材である。鋼Ｎｏ．１８は、Ｎ量が前記式（３）を満たさない二相ステンレス鋼母材である。鋼Ｎｏ．１９は、フェライト量が過多となり、オーステナイト量が不十分になった二相ステンレス鋼母材である（表３、表５の溶接構造物Ｎｏ.７３）。鋼Ｎｏ．２２は、オーステナイト量が過多になった二相ステンレス鋼母材である（表３、表５の溶接構造物Ｎｏ.８５）。鋼Ｎｏ.２４は、市販品のＳＵＳ３１６Ｌで形成された１２ｍｍ厚×約７００ｍｍ長のステンレス鋼母材である。
　表１－１、表１－２の鋼Ｎｏ．１～２５を鋼母材１１ａ、１１ｂとして、図１に示すように、開先角度を片側９０°片側３５°、ルート間隔４ｍｍの開先を作成した。図１において、鋼母材１１ａ及び１１ｂは同一の鋼Ｎｏ．の鋼母材である。
　表２－１及び表２－２には、前記溶接構造物Ｎｏ．５１～８８を製造するために用いられた鋼溶接用ワイヤのＮｏ．３１～４３の成分組成を示す。なお、ワイヤ径は１．２ｍｍφである。前記溶接構造物Ｎｏ．５１～８８は、図１に示す突き合わせ型の溶接継手１であり、これらの溶接ワイヤを用いて、表１－１、表１－２の鋼Ｎｏ．１～２５の鋼母材を当該鋼母材の裏面に裏当て金２を添え当てつつ突き合わせて溶接することにより製造した。溶接の条件は、表３に示す通りである。尚、ガスシールドアーク溶接（ＧＭＡＷ）の場合は、溶接電流：１５０～２００Ａ、アーク電圧：２３～３１Ｖ、溶接速度：５～４０ｃｍ／ｍｉｎ、ＣＯ2シールドガス流量：２０リットル／ｍｉｎの条件で、溶接継手１を作製した。また、タングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）の場合は、溶接電流：１８０～２２０Ａ、アーク電圧：１１～１４Ｖ、溶接速度：１５～２５ｃｍ／ｍｉｎ、１００％Ａｒシールドガス流量：１５リットル／ｍｉｎの条件で、溶接継手１を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  表３に、溶接構造物Ｎｏ．５１～８８の製造に使用した鋼母材と溶接ワイヤの組み合わせ、溶接方法、溶接入熱量を示す。なお、表３に示す溶接方法は、ＧＭＡＷがガスシールドアーク溶接、ＧＴＡＷがタングステンアーク溶接を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４－１～表４－３は、表３の条件により形成された溶接金属１２の組成、母材希釈率、ＰＲＥＮ及び前記式（３）で定義されるＮ量（質量％）（「式（３）の値」）、前記式（４）又は式（５）から推定される温度（表４の項目「ＴＮ推定値（℃）」）を示す。
　尚、表４－１～表４－３において、空欄は、該当する成分が添加されていないことを示す。また、下線は、本発明の溶接構造物を構成する溶接金属の組成の範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　溶接構造物Ｎｏ．６２は、本発明例の溶接構造物Ｎｏ.６１と同じ鋼母材及び鋼溶接用ワイヤを用いて製造したが、溶接時に油等が溶接部分に混入したため、溶接金属の炭素含有量が過剰になった。
　また、表３に示される溶接構造物Ｎｏ．５１～８８から、溶接熱影響部及び溶接金属を全て含むように、前記溶接熱影響部及び溶接金属近傍の鋼母材から孔食試験片を採取し、５０℃の３．５％ＮａＣｌ溶液中にて孔食電位の測定をＪＩＳ  Ｇ０５７７に規定される方法に準拠して実施した。
　更に、溶接構造物Ｎｏ．５１～８６、Ｎｏ.８８のそれぞれから、表層から板厚の１／４の深さにおいて、溶接継手の鋼母材、溶接熱影響部（溶接線から０．１ｍｍ外側）および溶接金属部がノッチ試験片のノッチ部分に対応するように、圧延直角方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定シャルピー衝撃試験方法に基づいてＶノッチ試験片を採取した。これらのＶノッチ試験片のそれぞれに対して、試験温度－２０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。前記孔食電位及び前記シャルピー衝撃試験の結果を表５に示す。
　また、溶接構造物Ｎｏ．５１～８６、Ｎｏ.８８の二相ステンレス鋼母材、溶接金属及び溶接熱影響部のそれぞれの金属組織に含有されるオーステナイト量は、前述した方法により測定した。その結果を表５に示す。溶接構造物Ｎｏ．５１～８６、８８のそれぞれの金属組織は、表５に示されたオーステナイト相面積率（％）を含み、残部がフェライトである。
　表５の下線は、本発明の範囲外であることを示す。溶接構造物Ｎｏ.８７は、市販品のＳＵＳ３１６Ｌを用いて製造されたものであり、オーステナイト相面積率及びシャルピー衝撃値の測定を省略した。
　表５から、本発明例Ｎｏ.５１～６１は、ＳＵＳ３１６Ｌと同等以上の十分な耐食性を有することが分かる。また、本発明例Ｎｏ.５１～６１は、二相ステンレス鋼母材のシャルピー衝撃値が－２０℃で１００Ｊ／ｃｍ２以上であり、且つ、溶接熱影響部及び溶接金属のシャルピー衝撃値が－２０℃で５０Ｊ／ｃｍ２以上である。このように、本発明例Ｎｏ.５１～６１は、優れた耐食性に加えて、優れた靭性を有することが分かる。
　比較例の溶接構造物Ｎｏ.８６は、溶接金属のＰＲＥＮ値が３０．０未満になったために、耐食性がＳＵＳ３１６Ｌに達していない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表６－１の製造条件にて、表１－１、表１－２の二相ステンレス鋼Ｎｏ.１、３、５と同一組成の熱間圧延厚鋼板（鋼母材Ｎｏ.１、３、５）を得た。「圧減比」は、前記式（６）で定義される値であり、「１０５０℃以下の圧下率」は、前記式（７）で定義される値である。「ＴＮ（℃）（実測値）」は、表１－１及び表１－２の鋼Ｎｏ.１～８等の二相ステンレス鋼母材と「ＴＮ（℃）（実測値）」と同様の方法にて測定した。なお、表６－１の製造条件以外の製造条件は、表１－１及び表１－２の鋼Ｎｏ.１～８等の二相ステンレス鋼母材の製造条件と同じとした。次いで、前記鋼母材Ｎｏ.１、３、５を用いて、表２の鋼溶接用ワイヤＮｏ．３１を用いて、表６－１に示す条件にて溶接構造物Ｎｏ.１０１～１０７を製造した。溶接構造物Ｎｏ.１０１～１０７の製造条件は、表６－１の製造条件を除いて、前記溶接構造物Ｎｏ．５１～８６、Ｎｏ.８８と同じである。
　溶接構造物Ｎｏ.１０１～１０７のそれぞれについて、前記溶接構造物Ｎｏ．５１～８６等と同様の方法でシャルピー衝撃試験及び孔食電位の測定を実施した。その結果を表６－２に示す。尚、表６－２の下線は、本発明の範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　溶接構造物Ｎｏ．１、５は本発明の製造方法により製造されているので、シャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２超であった。これに対して、比較例のＮｏ．２、３、６、７は、シャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２未満であり、比較例の溶接構造物Ｎｏ．４は、耐食性が低かった。
　本発明によれば、河川の河口付近の水門のような汽水環境においてＳＵＳ３１６Ｌと同等以上の十分な耐食性を有し、更に高強度による軽量化を図れることから、大幅なコスト削減，高効率化に寄与する事が出来、産業面、環境面に寄与するところは極めて大である。
　１　　溶接継手
　１１ａ　　鋼母材
　１１ｂ　　鋼母材
　１２　　溶接金属１２

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　　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％、
    を含有し、
    　　Ｏは０．００６０％以下、
    　　Ｐは０．０５０％以下、
    　　Ｓは０．００５０％以下に制限し、
    かつ下記式（１）で定義されるＰＲＥＮ値が２８．０以上で、
    残部がＦｅおよび不純物からなる二相ステンレス鋼母材と、
    　溶接金属及び熱影響部とを含む溶接部とを備える溶接構造物であって、
    　前記溶接金属は、
    　質量％で、
    　　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％、
    を含有し、
    　　Ｏは０．１５０％以下、
    　　Ｐは０．０５０％以下、
    　　Ｓは０．０２００％以下に制限し、
    かつ下記式（１）で定義されるＰＲＥＮ値が３０．０以上で、
    残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　前記二相ステンレス鋼母材のオーステナイト量は３０～７０面積％、前記溶接金属及び溶接熱影響部のオーステナイト量はそれぞれ１５～７０面積％であって、
    　前記溶接部及び前記二相ステンレス鋼母材を含む孔食試験片の５０℃で測定したＪＩＳ　Ｇ０５７７　Ａ法による孔食電位が０．３０Ｖ　ｖｓ　ＳＳＥ以上であることを特徴とする溶接構造物。
    　ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
    　ただし、式（１）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
  2. 　前記二相ステンレス鋼母材の成分が式（２）を満たし、且つ前記二相ステンレス鋼母材及び前記溶接金属のＮ量が式（３）を満足し、
    　更に前記二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有する場合、前記二相ステンレス鋼母材のクロム窒化物析出温度ＴＮが１０１０℃以下であり、前記二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有しない場合、前記二相ステンレス鋼母材のクロム窒化物析出温度ＴＮが９８０℃以下であることを特徴とする、請求項１に記載の溶接構造物。
    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）
    　ただし、式（２）、（３）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
  3. 　クロム窒化物析出温度ＴＮは、下記推定式（４）又は式（５）であることを特徴とする、請求項２に記載の溶接構造物。
    　　８Ｃｒ－２０Ｎｉ＋３０Ｍｏ＋５０Ｓｉ－１０Ｍｎ＋５５０Ｎ＋７３０（前記二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有する場合）・・・（４）
    　　８Ｃｒ－２０Ｎｉ＋３０Ｍｏ＋５０Ｓｉ－１０Ｍｎ＋５５０Ｎ＋７００（前記二相ステンレス鋼母材がＮｂを含有しない場合）・・・（５）
    　ただし、式（４）、（５）中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
  4. 　前記二相ステンレス鋼母材及び前記溶接金属のうち少なくとも１つは、更に
    　　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％
    　のうち１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１乃至３のうちいずれか１項に記載の溶接構造物。
  5. 　前記二相ステンレス鋼母材の組成を有する熱延用素材を、下記式（６）で示す圧減比が３．０以上、かつ下記式（７）で示す１０５０℃以下の圧下率が３０％以上となるように熱間圧延し、ＴＮ＋２０℃以上１１００℃以下で５分以上熱処理して、前記二相ステンレス鋼母材を製造することを特徴とする、請求項１乃至４のうちいずれか１項に記載の溶接構造物の製造方法。
    　熱延用素材の厚さ／二相ステンレス鋼母材の厚さ・・・（６）
    　（１０５０℃以下に到達した時の厚さ－二相ステンレス鋼母材の厚さ）／１０５０℃以下に到達した時の厚さ×１００・・・（７）
  6. 　前記溶接金属は、溶加棒を使用するガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接を用いて形成され、下記式（８）で定義される溶接入熱量Ｑが５，０００Ｊ／ｃｍ以上５０，０００Ｊ／ｃｍ以下、下記式（９）で定義される母材希釈率Ｄが５０％以下の溶接条件で形成されたことを特徴とする、請求項５に記載の溶接構造物の製造方法。
    　Ｑ＝［溶接電流（Ａ）］×［溶接電圧（Ｖ）］÷［溶接速度（ｃｍ／ｓ）］・・・（８）
    　Ｄ＝［二相ステンレス鋼母材の溶融体積］／［全溶接金属体積］×１００・・・（９）
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