焊接结构体及贮藏罐的制作方法

金属材料;冶金;铸造;磨削;抛光设备的制造及处理,应用技术1.本发明涉及焊接结构体、特别是能够适宜地应用于贮藏温水的温水贮藏罐或贮藏饮料的饮料贮藏罐的焊接结构体及贮藏罐。2.本技术基于2020年03月31日在日本技术的特愿2020-064501号而主张优先权，并将其内容援引于此。背景技术：3.不锈钢由于其在水环境中的优异的耐蚀性，因此被利用于贮藏温水的温水贮藏罐或贮藏饮料的饮料贮藏罐的原材料。作为所贮藏的温水，例如有自来水、井水、温泉水等，温度为从常温到将近100℃为止这样的宽范围。此外，作为所贮藏的饮料，可列举出包含果汁、各种电解质、弱酸等且ph比较低的饮料。以往，作为可应用于这样的用途的不锈钢，利用了铁素体系不锈钢或奥氏体系不锈钢。例如，在下述专利文献1中记载了由铁素体系不锈钢制成的温水容器。此外，在下述专利文献2中记载了一种温水用容器，其中，容器壁由铁素体系不锈钢构成，与其焊接的材料由奥氏体系不锈钢构成。4.但是，铁素体系不锈钢或奥氏体系不锈钢与双相不锈钢相比屈服强度低。因此，为了具有规定的强度，需要增大壁厚，存在无法充分应对薄壁轻量化的要求的问题。此外，奥氏体系不锈钢由于大量含有比较昂贵的合金成分，因此存在成本方面上变得不利的问题。另一方面，双相不锈钢由于屈服强度比较高，因此能够应对薄壁轻量化的要求，而且，由于昂贵的合金成分的含量比较少，因此在成本方面也变得有利。5.但是，就双相不锈钢的母材而言，为了确保优异的耐蚀性，通过热处理按照铁素体相与奥氏体相的比率大概成为1：1的方式进行了控制。然而，在对双相不锈钢进行焊接施工的情况下，在焊接金属从熔融状态以短时间被冷却时，焊接金属中的铁素体相的分率变得比母材高。如果焊接金属的铁素体相的分率变高，则n的固溶量多的奥氏体相变少，n在铁素体相中浓集。然而，由于在铁素体相中n的固溶量非常小，因此超过固溶极限的过量的n与cr结合而析出cr氮化物。由此，就双相不锈钢而言，在焊接金属中形成cr缺乏层，其结果是存在焊接金属、焊接热影响部的耐蚀性降低的问题。6.现有技术文献7.专利文献8.专利文献1：日本专利第5010323号公报9.专利文献2：日本专利第3179194号公报技术实现要素：10.发明所要解决的课题11.本发明是鉴于上述情况而进行的，课题是提供由屈服强度优异、而且焊接部处的耐蚀性也优异的双相不锈钢制成的焊接结构体。此外，本发明的课题是提供具有上述那样的焊接结构体的贮藏罐。12.用于解决课题的手段13.为了解决上述课题，本发明的一个方案的焊接结构体具有下述的要件。14.[1]本发明的一个方案的焊接结构体具备：由双相不锈钢制成的母材；和上述母材彼此被焊接而成的焊接部，其中，[0015]上述母材的化学成分以质量％计含有c：0.050％以下、si：0.03～5.00％、mn：0.01～8.00％、p：0.070％以下、s：0.0500％以下、ni：1.0～30.0％、cr：15.0～30.0％、mo：0.010～8.000％、cu：0.010～5.000％、n：0.050～0.800％、al：0～1.00％、ti：0～0.400％、nb：0～0.40％、v：0～0.50％、w：0～1.0％、zr：0～0.200％、ta：0～0.100％、sn：0～0.50％、sb：0～0.50％、ga：0～0.50％、b：0～0.0050％、ca：0～0.0050％、mg：0～0.0050％及rem：0～0.10％，剩余部分为fe及杂质，[0016]上述焊接部的焊接金属的金属组织中的铁素体相的体积率为45～75％，[0017]上述焊接金属的硬度相对于上述母材的硬度之比为0.80～1.20，[0018]上述焊接金属的上述铁素体相内所生成的析出物量以面积率计低于10％。[0019][2]根据上述[1]所述的焊接结构体，其中，上述母材也可以含有选自以下的第1组及第2组中的1种以上。[0020]第1组：以质量％计：[0021]al：1.00％以下、[0022]ti：0.010～0.400％、[0023]nb：0.01～0.40％、[0024]v：0.01～0.50％、[0025]w：0.01～1.0％、[0026]zr：0.001～0.200％、[0027]ta：0.001～0.100％、[0028]sn：0.001～0.50％、[0029]sb：0.001～0.50％、及[0030]ga：0.001～0.50％。[0031]第2组：以质量％计：[0032]b：0.0002～0.0050％、[0033]ca：0.0002～0.0050％、[0034]mg：0.0002～0.0050％、及[0035]rem：0.001～0.10％。[0036][3]根据上述[1]或[2]所述的焊接结构体，其中，也可以上述母材的屈服强度为500mpa以上，上述焊接部的屈服强度为440mpa以上。[0037][4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的焊接结构体，其也可以为温水用的贮藏罐用。[0038][5]根据上述[1]～[3]中任一项所述的焊接结构体，其也可以为饮料用的贮藏罐用。[0039][6]本发明的另一个方案的贮藏罐为液体用的贮藏罐，其具有[1]～[3]中任一项所述的焊接结构体。[0040][7]根据上述[6]所述的贮藏罐，其中，上述液体也可以为水、饮料、温水及乳制品中的任一种以上。[0041]发明效果[0042]根据本发明的上述方案，能够提供由屈服强度优异、而且焊接部处的耐蚀性也优异的双相不锈钢制成的焊接结构体以及具有该焊接结构体的贮藏罐。附图说明[0043]图1是表示焊接金属的铁素体相中的析出物面积率与腐蚀试验后有无锈的关系的图。具体实施方式[0044]以下，对本实施方式的焊接结构体的一个实施方式及本实施方式的贮藏罐的一个实施方式分别进行详述。[0045]《焊接结构体》[0046]本实施方式的焊接结构体具备：由双相不锈钢制成的母材；和母材彼此被焊接而成的焊接部。母材例如为双相不锈钢钢板。[0047]以下，对母材及焊接部进行说明。[0048](母材)[0049]对双相不锈钢的化学成分的含量的限定范围和其理由进行说明。关于表示钢的成分的“％”，只要没有特别说明，则是指“质量％”。[0050]c：0.050％以下[0051]如果含有c超过0.050％，则生成cr碳化物，耐蚀性劣化。因此，为了确保母材的耐蚀性，将c含量限制为0.050％以下。c含量优选为0.030％以下。[0052]另一方面，c是形成构成双相组织的奥氏体的元素。因此，c含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。[0053]si：0.03～5.00％[0054]si为了脱氧而含有0.03％以上。si含量优选为0.10％以上，更优选为0.30％以上。然而，如果含有si超过5.00％，则促进σ相的析出。因此，将si含量限定为5.00％以下。si含量优选为2.00％以下，更优选为0.60％以下。[0055]mn：0.01～8.00％[0056]mn作为脱氧材及用于制成双相组织的奥氏体稳定化元素而含有0.01％以上。mn含量优选为0.10％以上，更优选为1.50％以上。然而，如果含有mn超过8.00％，则耐蚀性劣化。因此，将mn含量限定为8.00％以下。mn含量优选为5.00％以下，更优选为4.00％以下。[0057]p：0.070％以下[0058]p由于会使热加工性及韧性劣化，因此将p含量限制为0.070％以下。p含量优选为0.050％以下，更优选为0.035％以下。另一方面，p含量优选较低，但如果过度降低p含量，则精炼成本变高。因此，从成本的观点考虑，p含量优选为0.005％以上。[0059]s：0.0500％以下[0060]s由于会使热加工性、韧性及耐蚀性劣化，因此将s含量限制为0.0500％以下。s含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0010％以下。另一方面，s含量优选较低，但如果过度降低s含量，则原料成本和精炼成本变高。因此，从成本的观点考虑，s含量优选为0.0003％以上。[0061]ni：1.0～30.0％[0062]ni通过含有在不锈钢的钝化皮膜中，从而具有下述效果：在钝化皮膜的fe浓度高的情况下抑制点蚀产生；和抑制产生腐蚀时的腐蚀进展。ni含量低于1.0％时，无法得到充分的耐蚀性。因此，将ni含量设定为1.0％以上。ni含量优选为2.0％以上，更优选为4.0％以上。[0063]另一方面，如果ni含量超过30.0％，则皮膜的cr浓度过于降低，因此无法得到充分的耐蚀性。因而，需要将ni含量设定为30.0％以下。ni含量优选为15.0％以下，更优选为10.0％以下，进一步优选为7.0％以下。[0064]cr：15.0～30.0％[0065]在cr含量低于15.0％的情况下，无法得到充分的耐蚀性。因此，需要将cr含量设定为15.0％以上。cr含量优选为18.0％以上，更优选为20.0％以上，进一步优选为21.0％以上。[0066]另一方面，如果cr含量超过30.0％，则钝化皮膜中的cr浓度变高从而在不锈钢的自然电位高的环境中无法得到充分的耐蚀性。此外，σ相的析出变多，耐蚀性、热制造性劣化。因此，需要将cr含量设定为30.0％以下。cr含量优选为28.0％以下，更优选为25.0％以下。[0067]mo：0.010～8.000％[0068]mo是提高母材的耐蚀性的元素，通过0.010％以上的含有可发挥效果。因此，mo含量为0.010％以上。mo含量优选为0.050％以上，更优选为1.000％以上。[0069]另一方面，也可以含有8.000％以下的mo，但如果mo含量超过4.000％，则在热加工时变得容易析出σ相。因此，mo含量为8.000％以下，优选为4.000％以下，更优选为1.500％以下。[0070]cu：0.010～5.000％[0071]如果含有0.010％以上的cu，则可得到抑制产生腐蚀时的腐蚀进展的效果。因此，cu含量为0.010％以上。cu含量优选为0.050％以上，更优选为0.200％以上。[0072]另一方面，也可以含有5.000％以下的量的cu，但如果cu含量超过3.000％，则在铸造时变得容易产生开裂。因此，cu含量为5.000％以下，优选为3.000％以下，更优选为0.500％以下。[0073]n：0.050～0.800％[0074]n是提高耐蚀性的有效元素，如果含有0.050％以上的n，则耐蚀性提高。因此，n含量为0.050％以上。n含量优选为0.100％以上，更优选为0.120％以上。[0075]另一方面，如果含有超过0.800％的n，则在铸造时变得容易产生气泡。因此，n含量为0.800％以下。n含量优选为0.300％以下，更优选为0.180％以下。[0076]在本实施方式中，除了上述的元素以外，出于调整钢的诸特性的目的，也可以使母材中含有选自以下的第1组及第2组中的任1种以上的合金元素。但是，这些元素也可以不含有，因此下限为0％。[0077]第1组：以质量％计al：1.00％以下、ti：0.010～0.400％、nb：0.01～0.40％、v：0.01～0.50％、w：0.01～1.0％、zr：0.001～0.200％、ta：0.001～0.100％、sn：0.001～0.50％、sb：0.001～0.50％及ga：0.001～0.50％。[0078]第2组：以质量％计b：0.0002～0.0050％、ca：0.0002～0.0050％、mg：0.0002～0.0050％及rem：0.001～0.10％。[0079]第1组：al、ti、nb、v、w、zr、ta、sn、sb、ga[0080]al：al作为脱氧元素是有用的，但由于使加工性劣化，因此不应该大量地含有。将al含量限制为1.00％以下为宜。al含量的优选的范围为0.50％以下。al含量也可以为0.01％以上。[0081]ti、nb、v、w、zr、ta、sn、sb、ga是提高耐蚀性的元素，也可以在以下的范围内含有1种或2种以上。[0082]ti：0.010～0.400％、nb：0.01～0.40％、v：0.01～0.50％、w：0.01～1.0％、zr：0.001～0.200％、ta：0.001～0.100％、sn：0.001～0.50％、sb：0.001～0.50％、ga：0.001～0.50％。[0083]ti：0.010～0.400％[0084]nb：0.01～0.40％[0085]ti及nb具有将c、n作为碳氮化物固定而提高耐蚀性的作用、特别具有抑制晶界腐蚀的作用。因此，也可以含有ti和nb中的一者或两者。只要是ti含量为0.010％以上、nb含量为0.01％以上中的至少一者，则发挥效果。[0086]另一方面，即使过量地含有，效果也饱和。因此，ti含量设定为0.400％以下，nb含量设定为0.40％以下。[0087]作为ti、nb的恰当的含量，ti与nb的合计含量为c与n的合计含量的5倍～30倍为宜。更优选的是，ti与nb的合计含量为c与n的合计含量的10倍～25倍为宜。[0088]v：0～0.50％、w：0～1.0％[0089]v、w是改善耐蚀性、特别是耐间隙腐蚀性的元素，也可以根据需要来含有。在要得到该效果的情况下，优选将v、w各自的含量设定为0.01％以上。v含量、w含量优选为0.04％以上。[0090]另一方面，v、w的过度量的含有会使加工性降低，并且提高耐蚀性的效果也饱和。因此，将v含量设定为0.50％以下，将w含量设定为1.0％以下。v含量优选为0.30％以下。w含量优选为0.6％以下，更优选为0.5％以下。[0091]zr：0～0.200％[0092]ta：0～0.100％[0093]zr、ta是通过夹杂物的改性来提高耐蚀性的元素，也可以根据需要来含有。[0094]此外，zr由于在钝化皮膜中作为氧化物稳定地存在，因此对钝化皮膜的强化发挥功能。由于通过含有0.001％以上的zr可发挥效果，因此优选将zr含量设定为0.001％以上。zr含量优选为0.010％以上。[0095]另一方面，在zr含量超过0.200％的情况下，频繁发生由氧化物的凝聚合体产生的瑕疵。因此将zr含量设定为0.200％以下。zr含量优选为0.100％以下。[0096]此外，ta由于通过0.001％以上的含有可发挥效果，因此优选将ta含量的下限设定为0.001％以上。[0097]另一方面，在ta含量超过0.100％的情况下，会导致常温延展性的降低、韧性的降低。因此，ta含量优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。在以少量的ta含量来表现出效果的情况下，优选将ta含量设定为0.020％以下。[0098]sn：0～0.50％[0099]sb：0～0.50％[0100]如果含有微量的sn或sb，则耐蚀性提高。因此，sn、sb是对于提高耐蚀性而言有用的元素，也可以在不损害廉价性的范围内含有。sn或sb的含量低于0.001％时，不会表现出提高耐蚀性的效果，因此优选将sn、sb各自的含量设定为0.001％以上。sn、sb各自的含量优选为0.01％以上。[0101]另一方面，如果sn或sb的含量超过0.50％，则成本增加明显化，并且加工性也降低。因此，将sn、sb各自的含量设定为0.50％以下。sn、sb各自的含量优选为0.30％以下。[0102]ga：0～0.50％[0103]ga是有助于耐蚀性及加工性提高的元素，也可以含有。在要得到效果的情况下，ga含量优选为0.001％以上。ga含量优选为0.01％以上，更优选为0.015％以上。[0104]另一方面，如果ga含量超过0.50％，则韧性降低从而制造性显著降低。因此，将ga含量设定为0.50％以下。ga含量优选为0.30％以下。[0105]第2组：b、ca、mg、rem[0106]b：0～0.0050％[0107]ca：0～0.0050％[0108]mg：0～0.0050％[0109]rem：0～0.10％[0110]b、ca、mg、rem是改善热加工性的元素，出于该目的也可以含有1种或2种以上。由于b、ca、mg的效果通过0.0002％以上的含量可表现出来，因此优选将b、ca、mg各自的含量设定为0.0002％以上。在rem的情况下，优选将含量设定为0.001％以上。b、ca、mg各自的含量更优选为0.0005％以上。rem含量更优选为0.005％以上。[0111]另一方面，过量的含有都相反会使热加工性降低。因此，优选如下那样来设定其含量。即，b、ca、mg各自的含量为0.0050％以下，rem含量为0.10％以下。[0112]b、ca、mg各自的含量优选为0.0015％以下。rem含量优选为0.03％以下。[0113]这里，rem(稀土类元素)按照一般的定义，是指钪(sc)、钇(y)这2种元素和从镧(la)至镥(lu)为止的15种元素(镧系元素)的总称。可以单独含有，也可以为混合物。rem含量为这些元素的合计量。[0114]构成本实施方式的母材的双相不锈钢中，上述的元素以外的剩余部分为fe及杂质，但除了以上说明的各元素以外，也可以在不损害本实施方式的效果的范围内含有。[0115](焊接部)[0116]接下来，对焊接部进行说明。在焊接部处，形成熔融再凝固的焊接金属、和虽然未熔融但在焊接时受到热影响的热影响部。以下，对焊接部所包含的焊接金属的组织进行说明。[0117]焊接金属中的铁素体相的分率以体积％计设定为45～75％的范围。[0118]焊接金属以铁素体相开始凝固，在完全变成固相后相变为奥氏体相。在焊接那样的冷却速度比较大的情况下，由于得不到对于固相相变而言充分的时间，因此奥氏体相的比率降低从而铁素体相的比率必然地变高。然而，在焊接中难以充分地争取固相相变的时间。如果奥氏体相多，则发生硬化。就本实施方式的焊接结构体而言，为了使焊接部保持充分的加工性，在焊接金属中需要以体积率计为45％以上的铁素体相。另一方面，由于铁素体相中的c、n的固溶极限浓度低，因此如果铁素体相变多，则生成碳氮化物。该情况下，如果生成cr碳氮化物，则形成cr缺乏层，但cr缺乏层会成为锈的起点，因此成为问题。因此，铁素体相的体积率设定为75％以下。[0119]此外，在焊接金属中，不仅铁素体相体积率重要，析出物的量也是重要的。在双相不锈钢的焊接部处析出物成为锈的起点。因此，在双相不锈钢的焊接时，大多会设定抑制析出物那样的焊接条件，但在本实施方式的焊接结构体中，难以析出cr碳氮化物，即使析出cr碳氮化物，也在能够发生向奥氏体相的固相相变的时间内cr的扩散进展，cr缺乏层被无害化，因此只要析出物低于10％就不会成为锈的起点。因此，将铁素体相内所生成的析出物量以面积率计设定为低于10％。作为析出物，可列举出cr碳氮化物。[0120]进而，焊接金属的硬度对焊接结构体的强度造成巨大的影响。一般在焊接金属中包含微小缺陷，难以进行检测，但在影响结构体的强度那样的情况下，焊接金属本身显示出比母材大的硬度变化。因此，测定焊接金属的任意部位的硬度，将焊接金属的硬度相对于母材的硬度之比(焊接金属的硬度/母材的硬度)设定为0.8～1.2的范围。硬度之比优选为0.9～1.1的范围。[0121]此外，本实施方式的焊接结构体优选母材的屈服强度为500mpa以上。此外，焊接部的屈服强度(包含焊接金属的焊接接头的屈服强度)优选为440mpa以上。通过将母材的屈服强度设定为500mpa以上、另外将焊接部的屈服强度设定为440mpa以上，能够谋求焊接结构体的薄壁轻量化。进而，能够提高焊接结构体整体的强度，能够谋求温水罐、饮料罐的大容量化。[0122]母材的屈服强度及焊接部的屈服强度通过拉伸试验来测定。拉伸试验以依据jis z 2241：2011的条件来实施。[0123]关于母材的屈服强度，制作jis 13号b试验片，实施n＝2的试验，采用较低的值。[0124]关于焊接部的屈服强度，制作在试验片平行部的中心处配置有焊接部的jis 13号b试验片，在焊接部比母材厚且成为堆焊状态的情况下，进行磨削而使截面积形状与母材平行部一致。实施n＝2的试验，采用较低的值。[0125]本实施方式的焊接结构体可以适宜作为温水用的贮藏罐来使用。[0126]此外，本实施方式的焊接结构体可以适宜作为饮料用的贮藏罐来使用。[0127]容易设想到双相不锈钢为高屈服强度且难以变形。另一方面，还已知：焊接部的组织由于一度发生熔化而变化为凝固组织，因此发生粗大化而软化。即，焊接结构体的变形需要以焊接部作为基准来考虑。为了使对于变形的强度上升，增加板厚成为对策，但板厚的增加会伴随重量的增加。如果重量增加，则会导致敷设施工费用、搬运费用的上升，产生经济的不利，因此如果可能则优选轻量化。因此，焊接部的强度降低小的本实施方式的焊接结构体作为焊接结构体具有优异的特性。进而，由于通过组织控制实现了强度降低的抑制，因此在双相不锈钢中还能够抑制耐蚀性的降低。[0128]在由本实施方式的焊接结构体来制造贮藏罐时，例如通过压制加工等成形加工来制造作为母材的封头，与此同时制造作为母材的罐胴部，将它们进行焊接而制成焊接结构体，使用该焊接结构体来制造贮藏罐。[0129]本实施方式的焊接结构体由于母材的强度高，因此封头的回弹变强。因此，在罐胴部与封头之间的焊接部附近处变得不易形成间隙结构。即，通常，在罐的制造时，在罐胴部的端部处重合封头的端部，在重叠的部分处形成焊接部，但如果封头的强度高，则在焊接部附近处变得不易形成间隙结构。[0130]因此，在使用本实施方式的焊接结构体来制造贮藏罐的情况下，变得不易产生间隙腐蚀，能够进一步提高耐蚀性。[0131]《贮藏罐》[0132]本实施方式的贮藏罐为液体用的贮藏罐，具有上述的本实施方式的焊接结构体。也可以由本实施方式的焊接结构体制成。[0133]本实施方式的贮藏罐可例示出具有封头和胴部、且封头和圆筒状的胴部通过焊接被接合而成。封头及胴部分别可以是下述情况中的任一者：由1块不锈钢钢板制成；2块以上的不锈钢钢板通过焊接接合而成。[0134]接下来，对本实施方式的焊接结构体的制造方法进行说明。[0135]本实施方式的焊接结构体可以通过将具有上述的化学成分的双相不锈钢按照规定的焊接条件进行焊接来制造。[0136]作为焊接方法，可以应用tig焊接、mig焊接、mag焊接、自动保护金属极电弧焊等电弧焊。焊接材料可以使用，也可以不使用。在使用焊接材料的情况下，可以使用一般作为双相不锈钢焊接材料来使用的焊接材料。优选选择具有接近母材的化学成分的化学组成的焊接材料为宜。作为焊接材料的化学成分，例如可以使用日铁不锈钢株式会社制的双相不锈钢的焊接材料即type2209之类的焊接材料，但焊接材料并不限于此。[0137]作为焊接材料，可以是焊条、实芯焊丝、加有焊剂的焊丝中的任一种。[0138]在焊接时，使用保护气体。保护气体设定为使用n2、ar、ar+o2、he中的任一种保护气体。[0139]通过使用它们中的任一种保护气体，可抑制在焊接时的熔融金属中悬浮大气中的氧，能够避免微细分散的氧化物的生成，能够将焊接金属的硬度相对于母材的硬度之比、焊接部的析出物量设定为优选的范围。[0140]在使用上述这些以外的保护气体的情况下，无法将焊接金属的硬度相对于母材的硬度之比、焊接金属的铁素体相内的析出物量设定为优选的范围。此外，例如，在将保护气体设定为h2的情况下，成为氢脆的原因。[0141]实施例[0142]以下，为了确认本发明的效果，进行了以下的实施例。本实施例表示本发明的一个实施例，本发明并不限于以下的构成。只要不脱离本发明的要件、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。[0143]表中的下划线表示脱离了本发明的范围。[0144]将具有表1及表2中所示的化学成分的不锈钢通过真空感应熔化炉进行熔炼并铸造。之后，在1200℃进行均热，接着进行了热锻造。热轧至厚度为6.0mm，实施了退火和酸洗。之后，冷轧至厚度为0.6～4.0mm，进一步实施了退火和酸洗、电解处理。通过以上方式，制造了作为母材的不锈钢钢板。[0145]接着，以所得到的不锈钢钢板作为母材，进行了tig焊接或mig焊接。根据需要通过焊丝来供给焊接材料。具体而言，准备2块成为母材的不锈钢钢板，作为各自的端面处理，在低于1.5mm的板厚的情况下保持切断，在1.5mm以上的板厚的情况下，设置v坡口，根据需要通过焊丝来供给焊接材料，由此进行对焊，制造了焊接接头。保护气体设定为表3中记载的那样，调整保护气体的流量以防止大气接触焊接部。[0146]测定所得到的焊接接头中的铁素体相的体积率、上述焊接金属的硬度相对于母材的硬度之比(硬度比)、焊接金属中的铁素体相内的析出物量。将结果示于表4中。[0147]这里所示的焊接金属表示在焊接施工时熔融再凝固的部分，表示在进行以下所示的蚀刻处理时从母材部连续的层状组织变得不连续的区域。焊接金属中的铁素体相体积率、硬度比、焊接金属中的析出物量的测定方法设定为如下所述。对于焊接金属，依据jis g 0571：2003进行了草酸蚀刻。将电解电流设定为每1cm2为0.1a。使用对于蚀刻后的蚀刻处理面通过光学显微镜以500倍的倍率拍摄的照片，拍摄10个视场的200μm×200μm的范围的测定区域，对于各撮影视场，通过astm e 562中规定的点计数法进行了测定。即，在照片上描绘10mm格子、将格子点数设定为100时，将在格子点上存在铁素体或析出物的数目的比例设定为铁素体相分率(体积％)或焊接金属中的析出物量(面积％)。[0148]关于母材的硬度及焊接金属的硬度，使用维氏硬度试验，以载荷100gf实施任意的10个部位处的硬度，求出除去最小值和最大值以外的8个点的平均值。[0149]进而，测定母材的屈服强度及包含焊接金属的焊接接头的屈服强度。母材的屈服强度及焊接部的屈服强度通过拉伸试验来进行测定，以依据jis z 2241：2011的条件来实施。关于母材的屈服强度，制作jis 13号b试验片，实施n＝2的试验，采用较低的值。此外，关于焊接部的屈服强度，制作在试验片平行部的中心处配置有焊接部的jis 13号b试验片，在焊接部比母材厚且成为堆焊状态的情况下，进行磨削而使截面积形状与母材平行部一致。实施n＝2的试验，采用较低的值。将母材的屈服强度为500mpa以上、包含焊接金属的拉伸试验片的屈服强度为440mpa以上设定为合格。[0150]此外，依据jis g 0597：2017，进行了干湿反复促进腐蚀试验。试验期间设定为20个循环。观察试验后的焊接金属的外观，通过目视来确认锈的有无。[0151]如表4及图1中所示的那样，就本发明例no.1～15而言，在焊接金属中没有锈的产生，为都能够满足母材的屈服强度及焊接部的屈服强度的值。另一方面，就比较例no.16～36而言，在焊接金属中产生锈，关于一部分试样，不是能够满足焊接部的屈服强度的值。[0152][表1][0153][0154][表2][0155][0156][表3][0157][0158][表4][0159][0160]产业上的可利用性[0161]根据本发明的上述方案，能够提供由屈服强度优异、而且焊接部处的耐蚀性也优异的双相不锈钢制成的焊接结构体以及具有该焊接结构体的贮藏罐。









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