铁素体-奥氏体系二相不锈钢材及其制造方法

摘要

一种钢材，其以质量％计含有：C：0.005％～0.050％、N：0.05％～0.30％、Si：0.1％～1.5％、Mn：0.1％～7.0％、P：0.005％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％、Cr：18.0％～28.0％、Cu：0.1％～3.0％、Ni：0.1％～8.0％、Mo：0.1％～5.0％、Al：0.001％～0.050％、B：0.0001％～0.0200％、Ca：0.0001％～0.0100％，其中，奥氏体相的面积率为30％～70％，并且满足式(I)和式(II)：1.03≤[％Cr*F]/[％Cr]≤1.40式(I)1.05≤[％Mn*A]/[％Mn]≤1.80式(II)[％元素符号]：钢中的元素含量，[％元素符号*F]：铁素体相中的元素含量，[％元素符号*A]：奥氏体相中的元素含量。

权利要求

1.一种用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计含有：C：0.005％～0.050％、N：0.05％～0.30％、

Si：0.1％～1.5％、

Mn：0.1％～7.0％、

P：0.005％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％、Cr：18.0％～28.0％、Cu：0.1％～3.0％、

Ni：0.1％～8.0％、

Mo：0.1％～5.0％、

Al：0.001％～0.050％、B：0.0001％～0.0200％、Ca：0.0001％～0.0100％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，其中，奥氏体相的面积率为30％～70％，并且满足下述的式(I)和式(II)：

1.03≤[％Cr*F]/[％Cr]≤1.40     式(I)

1.05≤[％Mn*A]/[％Mn]≤1.80   式(II)其中，式(I)和式(II)中的[％元素符号]意味着钢中的该元素的含量(质量％)，[％元素符号*F]意味着铁素体相中的该元素的含量(质量％)，[％元素符号*A]意味着奥氏体相中的该元素的含量(质量％)。

2.根据权利要求1所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计满足以下的组成中的至少一者：Cr：低于24.0％、

Ni：低于4.0％、

Mo：低于1.0％。

3.根据权利要求1或2所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计满足：Si：0.2％以上、

Mn：低于4.0％、

Cu：低于1.5％、

Al：0.005％以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计满足：Mn：超过2.7％、

Ni：超过1.8％、

Cu：超过0.8％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计满足：Si：0.2％～1.5％、

Mn：超过2.7％且低于4.0％、Cr：18.0％以上且低于24.0％、Cu：超过0.8％且低于1.5％、Ni：超过1.8％且低于4.0％、Mo：0.2％以上且低于1.0％、Al：0.005％～0.050％。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计进一步含有下述元素中的1种或2种以上：V：0.001％～0.5％、

Ti：0.001％～0.5％、Nb：0.001％～0.5％、Zr：0.001％～0.5％、Hf：0.001％～0.5％、W：0.1％～3.0％、

Sn：0.01％～1.0％、

Co：0.01％～1.0％、

Sb：0.005％～0.3％、Ta：0.001％～1.0％、Ga：0.0002％～0.3％、Mg：0.0002％～0.01％、Bi：0.001％～1.0％、REM：0.001％～0.2％。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其用于装载于车辆上且使用时的坯材温度为400℃以下的通路部件和与之连接的部件。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其中所述钢材是钢板或钢管。

9.一种车辆部件，其含有权利要求1～6中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材作为坯材。

10.一种热交换器，其含有权利要求1～6中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材作为坯材。

11.一种配管，其含有权利要求1～6中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材作为坯材。

12.一种通路用构造体，其含有权利要求1～6中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材作为坯材。

13.一种铁素体-奥氏体系二相不锈钢材的制造方法，其是权利要求1～8中任一项所述的用于具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材的制造方法，其特征在于，所述制造方法包含：在1200℃以下的范围内进行最终退火，其中，升温过程中的500℃至900℃的范围的时间Tu(秒)为5秒～100秒，900℃以上的时间Th(秒)为30秒以上，冷却过程中的

900℃至500℃的范围的时间Td(秒)为1秒～400秒，并且满足下述的式(III)：

0.20≤(Tu+Td)/Th≤10.00  式(III)。

说明书

铁素体-奥氏体系二相不锈钢材及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及适合用于装载于车辆上且使用时的坯材温度为400℃以下的通路部件和与之连接的部件、或具有钎焊加工的部件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材及其制造方法。

背景技术

[0002] 近年来，从环境问题的观点出发，提高汽车、公共汽车、货车、二轮车、建筑车辆、农用车辆、工业车辆、铁路车辆等运输机器的燃料效率成为了必须解决的课题。作为其解决手段之一，一直在积极地推进车体的轻量化。车体的轻量化很大地依赖于形成构件的坯材的轻量化、具体而言依赖于坯材板厚的薄壁化，但为了使坯材板厚变薄，坯材的高强度化是必要的。

[0003] 上述车辆上装载有水、油、空气、燃料、排气、氢等的各种配管或通路用构造体，形成这些构件的坯材也不例外是轻量化的对象。对于在不用重视耐热性的坯材温度为400℃以下使用的环境、或如果是氢的话是在不用重视耐氢脆化特性的非高压的氢环境下使用的配管或通路用构造体来说，考虑到耐蚀性或加工性，有可能使用奥氏体系不锈钢、表面处理钢板、铜合金等。作为与之相比可保持同等以上的耐蚀性且高强度的坯材，可以考虑铁素体-奥氏体系二相不锈钢作为候补。另外，在铁素体-奥氏体系二相不锈钢和奥氏体系不锈钢中比较耐蚀性同等的各钢种，铁素体-奥氏体系二相不锈钢因节省Ni和Mo而使成本变低，如果反映到车辆价格上，则能够有助于提高了燃料效率的车辆的普及。

[0004] 上述的配管或通路用构造体有时以多个部位与紧固用、固定用、保护用等的各种构件连接。另外，在配管之间的连接、通路用构造体的装配中的连接时，有可能要进行连接部形状较复杂的连接。这些多个部位的连接或复杂形状的连接适合于钎焊，上述的配管或通路用构造体也多数被钎焊。上述的配管或通路用构造体的钎焊主要使用Cu焊料或Ni焊料。这里，Cu焊料是指Cu的纯金属焊料和以Cu为主成分的合金焊料，Ni焊料是指Ni的纯金属焊料和以Ni为主成分的合金焊料。Cu钎焊和Ni钎焊是通过在氢气氛或真空中于1000℃～1200℃左右的热处理来实施。

[0005] 即，为了使铁素体-奥氏体系二相不锈钢适用于上述的配管或通路用构造体这样的钢材，钎焊加工性成为了课题。

[0006] 另外，即使在钎焊热处理后也必须能够保证坯材本身的耐蚀性。在N含量较大的铁素体-奥氏体系二相不锈钢中，进行热处理时，因铁素体相和奥氏体相的相比失衡、形成氮化物、发生脱氮而有可能使耐蚀性下降。

[0007] 另外，与上述的配管或通路用构造体连接的紧固用、固定用、保护用等的各种部件也同样可考虑铁素体-奥氏体系二相不锈钢的适用，具有同样的课题、即钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性的问题。

[0008] 在专利文献1、2、3中，公开了以石油、天然气的油井管、管线、水坝、闸门、真空设备用材料、海水淡水化用材料、石油精制、化学工业等的机械设备中的配管和热交换器等为对象的铁素体-奥氏体系二相不锈钢。由于作为上述的不锈钢的适用对象的部件的尺寸较大，所以作为坯材，多为厚板、大径管、铸物，连接方法难以适用钎焊。因此，专利文献1、2、3中对于钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性并没有研究。另外，尽管公开了钢中所含的元素的含量，但有关各相中的元素的浓度并未公开。

[0009] 在专利文献4中公开了汽车成型材料用铁素体-奥氏体系二相不锈钢，在专利文献5中公开了燃料罐用铁素体-奥氏体系二相不锈钢。上述专利是汽车部件用途，但对于钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性并未研究。另外，尽管公开了钢中所含的元素的含量，但有关各相中的元素的浓度并未公开。

[0010] 在专利文献6中公开了压制成型性优异的铁素体-奥氏体系二相不锈钢，在专利文献7中公开了制品加工时、焊接时、热处理时的耐脆化性特性优异的铁素体-奥氏体系二相不锈钢。上述专利是以薄板或小径管为对象的专利，但对于钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性并未研究。另外，尽管公开了钢中所含的元素的含量，但有关各相中的元素的浓度并未公开。

[0011] 在专利文献8中公开了形状固定性优异的高强度多相不锈钢板。该钢板的用途是汽车的冲击吸收构件，但对于钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性并未研究。另外，尽管公开了钢中所含的元素的含量，但有关各相中的元素的浓度并未公开。

[0012] 现有技术文献

[0013] 专利文献

[0014] 专利文献1：日本专利第5170351号公报

[0015] 专利文献2：日本特开2015-110828号公报

[0016] 专利文献3：日本专利第5366609号公报

[0017] 专利文献4：日本特开平4-198456号公报

[0018] 专利文献5：日本特开2012-126992号公报

[0019] 专利文献6：日本特开2013-185231号公报

[0020] 专利文献7：日本特开2014-189825号公报

[0021] 专利文献8：日本特开2008-291282号公报

发明内容

[0022] 发明要解决的课题

[0023] 专利文献1至引用文献8均未研究钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性。另外，尽管公开了钢中所含的元素的含量，但有关各相中的元素的浓度并未公开。

[0024] 如上所述，对于车辆上装载的400℃以下的水、油、空气、燃料、排气、常压的氢等的配管或通路用构造体和与它们连接的紧固用、固定用、保护用等的各种部件、或具有钎焊加工的部件，期待着高强度、高耐蚀性的铁素体-奥氏体系二相不锈钢的适用而实现氢量化和由此带来的低油耗化，但以往技术并不是应对作为课题的钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性的技术。因此，有必要开发铁素体-奥氏体系二相不锈钢中的钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性提高技术。

[0025] 即，本发明的目的是提供钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性优异的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材及其制造方法。

[0026] 用于解决课题的手段

[0027] 为了解决上述课题，发明人们对影响铁素体-奥氏体系二相不锈钢的钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性的奥氏体相的面积率、各相中的各种元素的含量进行了深入研究。其结果是发现，奥氏体相的面积率、铁素体相中的Cr的含量、奥氏体相中的Mn的含量会对钎焊加工性和钎焊热处理前后的耐蚀性产生影响。

[0028] 另外发现，在钢板和钢管的制造方法中，通过控制相当于最终退火的冷轧后的最终退火或造管后的最终退火的各条件，能够控制奥氏体相的面积率和各相中的各元素的含量。

[0029] 进而，深入研究了各种成分的影响，结果发明了钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性优异的铁素体-奥氏体系二相不锈钢板和钢管及其制造方法。

[0030] 即，以解决上述课题为目的的本发明的要旨如下所述。

[0031] (1)一种铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计含有：

[0032] C：0.005％～0.050％、

[0033] N：0.05％～0.30％、

[0034] Si：0.1％～1.5％、

[0035] Mn：0.1％～7.0％、

[0036] P：0.005％～0.100％、

[0037] S：0.0001％～0.0200％、

[0038] Cr：18.0％～28.0％、

[0039] Cu：0.1％～3.0％、

[0040] Ni：0.1％～8.0％、

[0041] Mo：0.1％～5.0％、

[0042] Al：0.001％～0.050％、

[0043] B：0.0001％～0.0200％、

[0044] Ca：0.0001％～0.0100％，

[0045] 剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

[0046] 其中，奥氏体相的面积率为30％～70％，

[0047] 并且满足下述的式(I)和式(II)：

[0048] 1.03≤[％Cr*F]/[％Cr]≤1.40   式(I)

[0049] 1.05≤[％Mn*A]/[％Mn]≤1.80   式(II)

[0050] 其中，式(I)和式(II)中的[％元素符号]意味着钢中的该元素的含量(质量％)，[％元素符号*F]意味着铁素体相中的该元素的含量(质量％)，[％元素符号*A]意味着奥氏体相中的该元素的含量(质量％)。

[0051] (2)本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计满足以下的组成中的至少一者：

[0052] Cr：低于24.0％、

[0053] Ni：低于4.0％、

[0054] Mo：低于1.0％。

[0055] (3)本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计满足：

[0056] Si：0.2％以上、

[0057] Mn：低于4.0％、

[0058] Cu：低于1.5％、

[0059] Al：0.005％以上。

[0060] (4)本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计满足：

[0061] Mn：超过2.7％、

[0062] Ni：超过1.8％、

[0063] Cu：超过0.8％。

[0064] (5)本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计满足：

[0065] Si：0.2％～1.5％、

[0066] Mn：超过2.7％且低于4.0％、

[0067] Cr：18.0％以上且低于24.0％、

[0068] Cu：超过0.8％且低于1.5％、

[0069] Ni：超过1.8％且低于4.0％、

[0070] Mo：0.2％以上且低于1.0％、

[0071] Al：0.005％～0.050％。

[0072] (6)本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其特征在于，以质量％计进一步含有下述元素中的1种或2种以上：

[0073] V：0.001％～0.5％、

[0074] Ti：0.001％～0.5％、

[0075] Nb：0.001％～0.5％、

[0076] Zr：0.001％～0.5％、

[0077] Hf：0.001％～0.5％、

[0078] W：0.1％～3.0％、

[0079] Sn：0.01％～1.0％、

[0080] Co：0.01％～1.0％、

[0081] Sb：0.005％～0.3％、

[0082] Ta：0.001％～1.0％、

[0083] Ga：0.0002％～0.3％、

[0084] Mg：0.0002％～0.01％、

[0085] Bi：0.001％～1.0％、

[0086] REM：0.001％～0.2％。

[0087] (7)本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其用于装载于车辆上且使用时的坯材温度为400℃以下的通路部件和与之连接的部件。

[0088] (8)本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其用于具有钎焊加工的部件。

[0089] (9)本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材，其中所述钢材是钢板或钢管。

[0090] (10)一种车辆部件，其含有本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材作为坯材。

[0091] (11)一种热交换器，其含有本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材作为坯材。

[0092] (12)一种配管，其含有本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材作为坯材。

[0093] (13)一种通路用构造体，其含有本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材作为坯材。

[0094] (14)一种本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材的制造方法，其特征在于，所述制造方法包含：在1200℃以下的范围内进行最终退火，其中，升温过程中的500℃至900℃的范围的时间Tu(秒)为5秒～100秒，900℃以上的时间Th(秒)为30秒以上，冷却过程中的900℃至500℃的范围的时间Td(秒)为1秒～400秒，并且满足下述的式(III)：

[0095] 0.20≤(Tu+Td)/Th≤10.00   式(III)

[0096] 根据本发明，可以提供钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性优异的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材及其制造方法。

[0097] 另外，根据本发明，可以将耐蚀性优异的高强度的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材适用于装载于车辆上且使用时的坯材温度为400℃以下的通路部件和与之连接的部件、或具有钎焊加工的部件，能够使坯材变薄从而实现车辆的轻量化等，对于环境对策和部件的低成本化等能够获得大的效果。

[0098] 另外，同样地通过适用于车辆用部件以外的具有钎焊加工的部件，能够使坯材变薄，从而获得部件的小型化、低成本化、热交换性能的提高等效果。

具体实施方式

[0099] 下面对本发明进行详细说明。

[0100] 首先，对本发明的铁素体-奥氏体二相不锈钢材的、钢组成的限定理由进行说明。这里，针对钢组成的「％」意味着质量％。另外，钢组成的剩余部分是Fe和不可避免的杂质。

[0101] (C：0.005％～0.050％)

[0102] C是使奥氏体相稳定化的元素。可是，过度的添加会因碳化物的形成而使耐蚀性、韧性下降。因此，设定为0.005％～0.050％。进而，考虑到过度的减少会导致成本增加，而过度的添加会使焊接性下降，所以下限优选设定为0.010％，上限优选设定为0.030％。

[0103] (N：0.05％～0.30％)

[0104] N是使奥氏体相稳定化的元素，另外，由于是容易扩散的元素，所以是提高奥氏体相的生成速度的元素。可是，过度的添加会因氮化物的形成而使耐蚀性、韧性下降。因此，设定为0.05％～0.30％。进而，如果考虑是提高奥氏体相的强度、耐蚀性的元素，则下限优选设定为0.10％。另外，考虑到过度的添加会因制造时的气泡或氮化物而导致表面缺陷的发生，使制造性下降，所以上限优选设定为0.25％。更优选的下限为超过0.12％。更优选的上限为低于0.20％。

[0105] (Si：0.1％～1.5％)

[0106] Si是作为脱氧剂而添加的元素。可是，过度的添加会使韧性下降。因此，设定为0.1％～1.5％。进而，考虑到过度的减少会导致脱氧不良和精炼成本的增加，过度的添加会使加工性下降，所以下限优选设定为0.2％，上限优选设定为0.7％。

[0107] (Mn：0.1％～7.0％)

[0108] Mn是作为脱氧剂而添加的元素，同时可提高N的固溶度，抑制氮化物的形成和脱氮。可是，过度的添加会使耐蚀性下降。因此，设定为0.1％～7.0％。进而，考虑到是使奥氏体相稳定化的元素，所以下限优选设定为1.0％。另外，考虑到过度的添加会使热加工性下降，所以上限优选设定为5.5％。更优选的下限为超过2.0％。更优选的上限为低于4.0％。另外，可以认为，Mn可以抑制钎焊热处理时的脱氮所引起的奥氏体相率的下降，进一步提高焊料的润湿性。如果也考虑该效果，则最优选的下限为超过2.7％。

[0109] (P：0.005％～0.100％)

[0110] P如后所述，可以认为能够提高钎焊时的焊料的润湿性。可是，过度的添加会使韧性、焊接性下降。因此，设定为0.005％～0.100％。进而，考虑到成本、制造性，下限优选设定为0.010％。上限优选设定为0.050％。更优选的下限为超过0.015％。更优选的上限为0.030％。

[0111] (S：0.0001％～0.0200％)

[0112] S如后所述，可以认为能够缓和钎焊热处理时的脱氮。可是，过度的添加会使热加工性下降。因此，设定为0.0001％～0.0200％。进而，考虑到成本、制造性，下限优选设定为0.0003％。上限优选设定为0.0050％。更优选的下限为超过0.0003％。更优选的上限为
0.0020％。

[0113] (Cr：18.0％～28.0％)

[0114] Cr基本上是提高耐蚀性的元素。可是，过度的添加会使钎焊时的焊料的润湿性下降。因此，设定为18.0％～28.0％。进而，考虑到是提高强度的元素，所以下限优选设定为20.0％。另外，考虑到过度的添加会增加合金成本，所以上限优选设定为26.0％。更优选的下限为超过20.0％。更优选的上限为低于24.0％。

[0115] (Cu：0.1％～3.0％)

[0116] Cu是提高耐蚀性的元素，同时是使奥氏体相稳定化的元素。可是，过度的添加会使热加工性下降。因此，设定为0.1％～3.0％。进而，考虑到过度的添加会增加合金成本，所以上限优选设定为2.0％。更优选的下限为超过0.5％，更优选的上限为低于1.5％。另外，Cu使得Cu焊料容易亲和，可以认为能够进一步提高焊料的润湿性。如果也考虑该效果，则最优选的下限为超过0.8％。

[0117] (Ni：0.1％～8.0％)

[0118] Ni是提高耐蚀性的元素，同时是使奥氏体相稳定化的元素。可是，过度的添加会增加合金成本。因此，设定为0.1％～8.0％。进而，考虑到是提高韧性的元素，所以下限优选设定为1.0％。另外，再考虑到合金成本，上限优选设定为5.0％。更优选的下限为超过1.5％。更优选的上限为低于4.0％。另外，Ni使得Ni焊料容易亲和，可以认为能够进一步提高焊料的润湿性。如果也考虑该效果，则最优选的下限为超过1.8％。

[0119] (Mo：0.1％～5.0％)

[0120] Mo是提高耐蚀性的元素。可是，过度的添加会使热加工性下降。因此，设定为0.1％～5.0％。进而，考虑到过度的添加会增加合金成本，所以上限优选设定为4.0％。更优选的下限为0.2％以上。更优选的上限为低于1.0％。

[0121] (Al：0.001％～0.050％)

[0122] Al是作为脱氧剂而添加的元素。可是，如后所述，可以认为会降低钎焊时的焊料的润湿性。因此，设定为0.001％～0.050％。进而，考虑到过度的减少会导致脱氧不良和精炼成本的增加，过度的添加会导致焊接性的下降、氮化物形成而引起的表面缺陷的发生、韧性的下降，所以下限优选设定为0.005％，上限优选设定为0.030％。

[0123] (B：0.0001％～0.0200％)

[0124] B如后所述，可以认为能够缓和钎焊热处理时的脱氮。另外，是提高热加工性的元素。可是，过度的添加会使焊接性下降。因此，设定为0.0001％～0.0200％。进而，考虑到成本、制造性，下限优选设定为0.0010％，上限优选设定为0.0100％。更优选的下限为超过0.0010％。更优选的上限为0.0050％以下。

[0125] (Ca：0.0001％～0.0100％)

[0126] Ca是提高热加工性的元素。可是，过度的添加会使加工性下降。因此，设定为0.0001％～0.0100％。进而，考虑到成本、制造性，下限优选设定为0.0010％。上限优选设定为0.0050％。

[0127] 此外，本发明中，通过添加V、Ti、Nb、Zr、Hf、W、Sn、Co、Sb、Ta、Ga、Mg、Bi、REM中的1种或2种以上，能够进一步提高特性。

[0128] (V：0.001％～0.5％)

[0129] (Ti：0.001％～0.5％)

[0130] (Nb：0.001％～0.5％)

[0131] (Zr：0.001％～0.5％)

[0132] (Hf：0.001％～0.5％)

[0133] V、Ti、Nb、Zr、Hf是提高热加工性的元素，同时是在焊接时与C、N结合、抑制Cr碳氮化物的形成、提高焊接部的耐晶界腐蚀性的元素。可是，过度的添加也有可能会形成氮化物，导致表面缺陷的发生、韧性的下降，使加工性、制造性下降。因此，分别设定为0.001％～0.5％。

[0134] (W：0.1％～3.0％)

[0135] (Sn：0.01％～1.0％)

[0136] (Co：0.01％～1.0％)

[0137] (Sb：0.005％～0.3％)

[0138] (Ta：0.001％～1.0％)

[0139] (Ga：0.0002％～0.3％)

[0140] W、Sn、Co、Sb、Ta、Ga是提高耐蚀性的元素。可是，过度的添加会使韧性、加工性、焊接性、制造性下降。因此，W设定为0.1％～3.0％、Sn设定为0.01％～1.0％、Co设定为0.01％～1.0％、Sb设定为0.005％～0.3％、Ta设定为0.001％～1.0％、Ga设定为0.0002％～0.3％。

[0141] (Mg：0.0002％～0.01％)

[0142] Mg除了有时是作为脱氧元素而添加以外，还是使板坯的组织微细化、提高热加工性、成型性的元素。可是，过度的添加会使焊接性、表面品质下降。因此，设定为0.0002％～0.01％。

[0143] (Bi：0.001％～1.0％)

[0144] Bi是抑制冷轧时发生的麻纹、提高制造性的元素。可是，过度的添加会使热加工性下降。因此，设定为0.001％～1.0％。

[0145] (REM：0.001％～0.2％)

[0146] REM(稀土类元素)是提高钢的清洁度、提高耐锈性、热加工性的元素。可是，过度的添加会导致合金成本的上升和制造性的下降。因此，分别设定为0.001％～0.2％。此外，REM是按照一般的定义。是指钪(Sc)、钇(Y)这两种元素和从镧(La)至镥(Lu)的15种元素(镧系元素)的总称。REM可以单独添加，也可以以混合物的状态添加。

[0147] 下面，对奥氏体相的面积率进行说明。

[0148] 为了提高铁素体-奥氏体系二相不锈钢的钎焊加工性，必须提高焊料对钢的润湿性。关于Cu焊料和Ni焊料的润湿性，奥氏体系不锈钢比铁素体系不锈钢更加良好。因此，在铁素体-奥氏体系二相不锈钢中，奥氏体相使润湿性提高，铁素体相使润湿性下降，奥氏体相的面积率越大，润湿性越是增加。另外，奥氏体相的面积率如果过小，则因Cr氮化物的形成而导致耐蚀性的下降、韧性不良。另外，奥氏体相的面积率如果过大，则耐应力腐蚀断裂性下降。因此，奥氏体相的面积率设定为30％～70％。优选的下限为35％以上。优选的上限为65％以下。

[0149] 铁素体-奥氏体系二相不锈钢的奥氏体相的面积率使用通过铁素体测量仪(ferrite scope)测定的值。铁素体测量仪使用Helmut Fischer公司制的FERITSCOPE FMP30。

[0150] 下面，对各相中的各元素的含量进行说明。

[0151] 首先，为了提高铁素体-奥氏体系二相不锈钢的钎焊加工性，除了如上述那样提高整个钢的焊料的润湿性以外，还需要提高润湿性差的铁素体相的润湿性。作为使润湿性下降的要因，有在钢表面形成的氧化皮膜。为了除去Fe或Cr的氧化皮膜，钎焊要在氢气氛中或真空中进行。可是，钢中的Al因该气氛中少量含有的水蒸气等而氧化，过度的Cr阻碍氧化皮膜的除去，使润湿性下降。因此为了改善铁素体-奥氏体二相不锈钢的润湿性，减小铁素体相中的Cr和Al的浓化度是有效的。

[0152] 另一方面，Cr和Al这两者都是集中于铁素体相的元素，但铁素体相中的Al的含量较小，测定困难。因此，有关铁素体相中的Al的含量，假定与铁素体相中的Cr的浓化度相关，来研究铁素体相中的Cr的浓化度与润湿性的关系。其结果是，本申请人确认为了改善润湿性，只要满足式(i)即可。

[0153] [％Cr*F]/[％Cr]≤1.40   式(i)

[0154] 另外，可以认为，焊料润湿时，在钢与焊料的界面的焊料侧形成了受到钢成分的影响的、微观的液膜相。可以认为，钢中的P的含量越大，则该液膜相中的P的含量越大，熔点变得越低，可以辅助性地提高润湿性。即，更优选P的浓化度较大。

[0155] 另外，如上所述，铁素体相中的Al的含量优选较小。可是，铁素体相中的Al和P的含量较小，所以测定困难。

[0156] 此时，有关铁素体相中的P和Al的含量的规定法，可以列举出以下的方法。

[0157] 该方法是：假定铁素体相中的Cr的浓化度与Al和P的浓化度相等，并使用钢中的P、Al的含量、和铁素体相中的Cr的浓化度来规定的方法。此时更优选满足式(ii)。

[0158] ([％P]-[％Al])×[％Cr*F]/[％Cr]≥-0.010   式(ii)

[0159] 其中，式中的[％元素符号]意味着钢中的该元素的含量(质量％)、[％元素符号*F]意味着铁素体相中的该元素的含量(质量％)。

[0160] 此外，式(i)、式(ii)均是为了提高润湿性而直接、间接地规定了铁素体相中的Cr、Al、P的浓化度。不过，铁素体相中的Al、P的含量比Cr小，测定困难，浓化度对润湿性的影响比Cr小。因此，如果至少满足式(i)，则润湿性提高。

[0161] 其次，在对铁素体-奥氏体系二相不锈钢实施钎焊热处理的情况下，钎焊热处理后的耐蚀性不显著下降也是重要的。Cu钎焊和Ni钎焊的热处理的最高温度为1200℃以下左右，该温度是铁素体相和奥氏体相共存的温度区域。因此，很难考虑会发生使耐蚀性下降的、铁素体相和奥氏体相的相比的失衡。另一方面，钎焊气氛是氢气氛或真空，N作为杂质或吹洗气体而含有少许，但氮分压均非常小，N含量较大的铁素体-奥氏体系二相不锈钢有可能脱氮。钢中的N是提高奥氏体相的耐蚀性的元素，而且是提高奥氏体相率的元素。因此，如果脱氮，则会因奥氏体相的耐蚀性的下降、和铁素体-奥氏体相率的变化而打破可维持适当的耐蚀性的成分平衡。这里，可以认为钢中的Mn可降低N的活度，同时提高N的固溶度，抑制脱氮。Mn是浓化于奥氏体相中的元素。即，为了抑制来自N含量较大的奥氏体相的脱氮，增大奥氏体相中的Mn的浓化度是有效的。因此，设定为满足式(iii)。

[0162] 1.05≤[％Mn*A]/[％Mn]   式(iii)

[0163] 另外，除了从奥氏体相中往气氛中直接脱氮以外，还考虑经由铁素体相而从铁素体相往气氛中脱氮。因此，奥氏体相的过度的Mn浓化会导致铁素体相中的过度的Mn稀释，促进经由铁素体相的脱氮。因此，设定为满足式(iv)。

[0164] [％Mn*A]/[％Mn]≤1.80   式(iv)

[0165] 另外，钢中的S和B是表面活性元素，通过进入到钢表面的脱氮位置而有可能缓和脱氮。S和B是浓化于铁素体相中的元素。即，为了抑制经由铁素体相的脱氮，增大铁素体相中的S和B的含量是有效的。可是，铁素体相中的S和B的含量较小，测定困难。因此，有关铁素体相中的S和B的含量，与式(i)同样地假定与铁素体相中的Cr的浓化度相关，来研究浓化于铁素体相中的Cr的浓化度与耐蚀性的关系。其结果是，本申请人确认，为了改善耐蚀性，只要满足式(v)即可。

[0166] 1.03≤[％Cr*F]/[％Cr]   式(v)

[0167] 另外，有关铁素体相中的S和B的含量的规定法，可以列举出如式(v)那样使用Cr的浓化度来规定的方法。

[0168] 该方法是：假定铁素体相中的Cr的浓化度与S和B的浓化度相等，并使用钢中的S、B的含量和铁素体相中的Cr的浓化度来规定的方法。此时优选满足式(vi)。

[0169] ([％S]+[％B])×[％Cr*F]/[％Cr]≥0.0010   式(vi)

[0170] 其中，式中的[％元素符号]意味着钢中的该元素的含量(质量％)、[％元素符号*F]意味着铁素体相中的该元素的含量(质量％)，[％元素符号*A]意味着奥氏体相中的该元素的含量(质量％)。

[0171] 此外，式(v)、式(vi)均是为了提高耐蚀性而直接、间接地规定了铁素体相中的Cr、S、B的浓化度，但铁素体相中的S、B的含量比Mn小，测定困难，浓化度对耐蚀性的影响比Mn小。因此，如果至少满足式(v)，则耐蚀性提高。

[0172] 有关上述的铁素体相中的Cr浓化度，整理式(i)和式(v)，则满足式(I)。

[0173] 1.03≤[％Cr*F]/[％Cr]≤1.40   式(I)

[0174] 有关上述的奥氏体相中的Mn浓化度，整理式(iii)和式(iv)，则满足式(II)。

[0175] 1.05≤[％Mn*A]/[％Mn]≤1.80   式(II)

[0176] 其中，式中的[％元素符号]意味着钢中的该元素的含量(质量％)、[％元素符号*F]意味着铁素体相中的该元素的含量(质量％)，[％元素符号*A]意味着奥氏体相中的该元素的含量(质量％)。

[0177] 此外，铁素体-奥氏体系二相不锈钢的铁素体相中的Cr、和奥氏体相中的Mn的含量使用电子射线微分析仪(EPMA)来测定。EPMA使用日本电子株式会社(JEOL Ltd.)制的JXA-8230型。电子枪使用LaB6，分析条件是：加速电压为15kV、照射电流为125nA，电子束直径瞄准低于1μm的最小尺寸，本装置中设定为0μm。分光器使用日本电子株式会社(JEOL Ltd.)制的XM-86030型。分光晶体使用LiF，求出CrKα射线和MnKα射线的相对强度，使用标准曲线换算成浓度。作为铁素体相中的Cr含量测定用的标准曲线试样，以SUS430为基材(base)，制作以质量％计Cr含量按照18％、24％、28％变化的铁素体系不锈钢的试样。使用这3个标准曲线试样来制作标准曲线。作为奥氏体相中的Mn含量测定用的标准曲线试样，以SUS304为基材，制作以质量％计Mn含量按照0.1％、1％、3％、6％、10％、15％变化的奥氏体系不锈钢的试样。从这中间选择接近铁素体-奥氏体系二相不锈钢的Mn含量的、Mn含量的标准曲线试样
3个来使用，制作标准曲线。不过，要尽量使想分析的铁素体-奥氏体系二相不锈钢的Mn含量落入使用的3个标准曲线试样的、Mn含量的范围。另外，Mn含量为0.0％的铁素体-奥氏体系二相不锈钢中，奥氏体相中的Mn含量也设定为0.0％。此外，标准曲线试样的Cr含量和Mn含量可以按照JIS G 1258规定的ICP发射光谱分析方法，使用分析到小数点以后第2位的值作为真值。铁素体-奥氏体系二相不锈钢的、各相中的Cr和Mn的含量的分析位置如下所述。以
0.2μm的间距对供试材的断面的板厚中心附近进行映射分析，由此研究元素分布状态。Cr含量较高的相是铁素体相，Cr含量较低的相是奥氏体相。选出铁素体相的5个地方，通过定量点分析来测定各铁素体相的中心附近的Cr含量。另外，奥氏体相也选出5个地方，通过定量点分析来测定各奥氏体相的中心附近的Mn含量。为了避免点分析的相受其它相的影响，要选择比较大的相，当有偏析或夹杂物时，选择远离它们的相。当板厚中心部的偏析或夹杂物显著时，也可以在板厚的1/4部附近进行测定。将各相5个地方的平均值设定为各相中的Cr和Mn的含量。

[0178] 下面，对制造方法进行说明。

[0179] 本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材例如是钢板或钢管，所以以下的说明中以钢板的制造方法和钢管的制造方法为例进行说明。

[0180] 有关本发明的钢板的制造方法，可以采用制造铁素体-奥氏体系二相不锈钢的一般的工序。一般来说，使用转炉或电炉制成钢水，使用AOD(Argon-Oxygen-Decarburization，氩氧脱碳)炉或VOD(Vacuum-Oxygen-Decarburization，急性氧脱碳)炉等进行精炼，然后用连续铸造法或铸锭法制成钢坯后，经过热轧-热轧板的退火-酸洗-冷轧-最终退火-酸洗的工序来制造。根据需要，也可以省略热轧板的退火，也可以反复进行冷轧-最终退火-酸洗。

[0181] 热轧和热轧板的退火工序的条件为一般的条件即可，例如可以在热轧加热温度为1000℃～1300℃、热轧板退火温度为900℃～1200℃等条件下进行。不过，本发明中有关热轧和热轧板的退火，并不是以制造条件为特征，其制造条件不受限定。因此，制造的钢只要是能够获得本发明的效果，则热轧条件、热轧板退火的有无、热轧板退火温度、气氛、冷轧条件等都可以适当选择。另外，最终酸洗前的处理可以进行一般的处理，例如可以进行喷丸或磨刷等机械处理、熔融盐处理或中性盐电解处理等化学处理。另外，冷轧、退火后还可以赋予调质轧制或张力平整。进而，有关制品板厚，也可以根据要求的构件厚来选择。

[0182] 有关本发明的钢管的制造方法，可以采用制造不锈钢管的一般的工序。可以通过以钢板为坯材的电阻焊接、TIG(Tungsten Inert Gas)焊接、激光焊接等通常的不锈钢管的制造方法来制造成焊接管。根据需要，也可以进行焊接部的珠磨削、钢管表面的机械处理或化学处理、退火。

[0183] 最终退火作为除去因钢的再结晶和压延和加工而引起的应力是重要的工序。不过，就铁素体-奥氏体系二相不锈钢来说，可以认为对奥氏体相的面积率、铁素体相中的Cr和奥氏体相中的Mn的含量也会产生影响。这里，最终退火是指在钢板或钢管的制造工序中最终进行的最终退火。即，钢板的最终退火是在钢板的制造工序中最终进行的退火。钢管的最终退火是在钢管的制造工序中最终进行的退火、或在没有该退火的情况下，就是在钢板的制造工序中最终进行的退火。

[0184] 如果退火温度较低、退火时间较短，则再结晶和应力除去变得不充分，但如果退火温度过高，则会促进铁素体相的过剩的生长。因此，最终退火在1200℃以下的范围进行，并将900℃以上的时间Th(秒)30秒以上。另外，各元素往铁素体相和奥氏体相中的分配随着时间的经过而进行，随着时间的经过，Cr往铁素体相中扩散，Mn往奥氏体相中扩散。可是，越是高温，则铁素体相的比率增加，铁素体相中的Cr被稀释，奥氏体相的比率下降，奥氏体相中的Mn过度浓化。因此，为了提高铁素体相中的Cr的浓化度，不让奥氏体相中的Mn过度浓化，可以考虑增大500℃至900℃的范围的时间相对于900℃以上的时间的比率即可。另一方面，500℃至900℃的范围的时间相对于900℃以上的时间的比率如果过大，则铁素体相中的Cr被过度浓化，奥氏体相中的Mn被稀释。因此，为了满足上述的式(I)和式(II)，升温过程中的
500℃至900℃的范围的时间Tu(秒)、900℃以上的时间Th(秒)、冷却过程中的900℃至500℃的范围的时间Td(秒)满足下述式(III)。

[0185] 0.20≤(Tu+Td)/Th≤10.00   式(III)

[0186] 另外，如果升温花费的时间过小，则会因钢的温度上升不均匀而发生品质不均匀，如果降温花费的时间过小，则有可能发生形状劣化。另一方面，如果升温和降温花费的时间过大，则会因σ相的析出而导致韧性的下降和生产率的下降。因此，优选将升温过程中的500℃至900℃的范围的时间Tu(秒)设定为5秒～100秒、冷却过程中的900℃至500℃的范围的时间Td(秒)设定为1秒～400秒。

[0187] (用途)

[0188] 本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材的适用对象只要是要求钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性的部材，就没有特别限定。作为例子，可以用作车辆部件、热交换机、配管、通路用构造体的坯材。

[0189] 作为车辆部件，可以适用装载于车辆上且使用时的坯材温度为400℃以下的通路部件和与之连接的部件、或部件的坯材。具体为，汽车、公共汽车、货车、二轮车、建筑车辆、农用车辆、工业车辆、铁路车辆等上装载的、使用时的坯材温度为400℃以下的水、油、空气、燃料、排气、非高压的氢等的配管或通路用构造体和与它们连接的紧固用、固定用、保护用等的部件并且是具有钎焊加工的部件、或前述车辆用部件以外的具有钎焊加工的部件，作为前述部件的例子，有车辆的发动机、涡轮、燃料罐等的周边附属的水管、油管、空气管、燃料管、导管、连接管、燃料给油管、氢配管、坯材温度为400℃以下的EGR(Exhaust Gas Recirculation)冷却装置部件、排气系统部件、与这些配管或通路用构造体连接的法兰盘、撑条、覆盖层(blanket)、罩盖等。

[0190] 作为热交换机，可以列举出空调、热水器、家电、燃料电池等上附属的热交换器。

[0191] 作为配管和通路用构造体，还可以列举出车辆部件以外的各种配管等和通路用构造体。

[0192] 实施例

[0193] 下面，通过实施例更清楚地说明本发明的效果。此外，本发明并不限定于以下的实施例，在不改变其要旨的范围内可以适当变更来实施。

[0194] (实施例1)

[0195] 将具有表1所示的成分组成的供试材(本发明例A至发明例P，比较例Q至比较例AA)在真空熔解炉中熔炼，加热至1200℃后进行热轧，制成板厚为4.5mm的热轧钢板。将热轧钢板在1000℃退火，酸洗后冷轧至板厚1.5mm，然后，进行表2-1和表2-3中记载的条件的最终退火，进行酸洗。将如上所述地得到的冷轧退火酸洗板作为供试材，进行奥氏体相的面积率的测定、铁素体相中的Cr和奥氏体相中的Mn的含量的测定、钎焊加工性的评价、钎焊热处理后的耐蚀性的评价。

[0196]

[0197] (面积率和含量测定)

[0198] 奥氏体相的面积率是通过在上述的条件下用铁素体测量仪测定供试材的表面而求出。铁素体相中的Cr和奥氏体相中的Mn的含量是通过在上述的条件下用EPMA分析供试材的断面而求出。

[0199] (钎焊加工性评价)

[0200] 为了评价供试材的钎焊加工性，在由供试材构成的上板和下板之间留出一定的缝隙，使焊料往该缝隙中渗透，评价此时的焊缝(fillet)形状。此外，焊缝是指从缝隙露出的焊料。

[0201] 具体而言，首先从供试材上切下长10mm、宽30mm的上板和长30mm、宽50mm的下板，将上板重叠于下板的上部中央处，制作2片的缝隙间隔达到0.3mm的试验片。作为缝隙形成材，使用板厚0.3mm的SUS304板，在上板的宽度方向端部的下方插入缝隙形成材，为避免各个板错位而通过焊接固定。上板的单侧的长度方向端部的下方涂布作为JIS Z 3262中规定的Cu焊料的BCu-1A0.9g，将其在纯氢气氛中加热至1150℃，保持1分钟后冷却。冷却后，切断试验片的宽度方向中央部，通过断面观察来评价焊缝形状。焊料被充分填充于缝隙中，并从缝隙露出者设定为焊缝形状良好。焊料未从缝隙露出者、以及尽管焊料从缝隙露出但在缝隙出口附近焊料不能彻底填充、留下了有可能成为切口的缝隙者设定为焊缝形状不良。此外，由于Ni焊料比Cu焊料的钎焊性更良好，所以钎焊加工性的评价基本上是如上述那样用Cu焊料来进行。不过，有关本发明例，可以确认，使用作为JIS Z 3265中规定的Ni焊料的BNi-5，焊缝形状是良好的。

[0202] (耐蚀性测定)

[0203] 为了评价供试材的钎焊热处理后的耐蚀性，测定了供试材的钎焊热处理前的点蚀电位和钎焊热处理后的点蚀电位。作为钎焊热处理，在纯氢气氛中加热至1150℃，保持1分钟后冷却。点蚀电位是按照JIS G 0577中规定的不锈钢的点蚀电位测定方法，在Ar脱气下的30℃、1mol/L氯化钠水溶液中，通过测定点蚀发生电位V'C100来进行评价。不过，可以认为钎焊热处理中的脱氮等会影响供试材的表层部。因此，作为供试材的表面处理，研磨、钝化处理、即将研磨前均不实施来测定点蚀电位。钎焊热处理前的点蚀电位变得比SUS304的点蚀电位低的低于0.20V者设定为不良。另外，钎焊热处理前的点蚀电位为0.20V以上的、钎焊热处理后的点蚀电位变得低于0.20V者设定为不良，变得比SUS316的点蚀电位高的超过0.70V者设定为良好。钎焊热处理后的点蚀电位为0.20V～0.70V的、钎焊热处理后的点蚀电位比钎焊热处理前的点蚀电位下降30％以上者设定为不良。

[0204] 结果示于表2-1、表2-2、表2-3、表2-4中。

[0205] 表2-1

[0206]

[0207]

[0208] 表2-3

[0209]

[0210] (III)式:0.20≤(Tu+Td)/Th≤10.00

[0211] ※下划线部分表示为本发明范围外

[0212]

[0213] 本发明例1至发明例16中，成分组成和最终退火条件都为本发明的规定的范围内。满足奥氏体相的面积率、铁素体相中的Cr的浓化度的式(I)、和奥氏体相中的Mn的浓化度的式(II)，钎焊后的焊缝形状和钎焊热处理后的点蚀电位均为良好。

[0214] 比较例17、18、19中，C、N、Mn分别偏离了适当范围的上限，比较例22、25中，Cr、Mo分别偏离了适当范围的下限，钎焊热处理前的点蚀电位为不良。

[0215] 比较例20中，P偏离了适当范围的下限，比较例23、26中，Cr、Al分别偏离了适当范围的上限，钎焊后的焊缝形状为不良。

[0216] 比较例21、27中，S、B分别偏离了适当范围的下限，钎焊热处理后的点蚀电位为不良。

[0217] 比较例24中，偏离了Mn、Cu、Ni的下限，奥氏体相的面积率偏离了下限，钎焊后的焊缝形状和钎焊热处理前的点蚀电位为不良。

[0218] 比较例29、31中，成分组成为本发明规定的范围内。不过，最终退火条件的式(III)偏离了适当范围的上限，偏离了铁素体相中的Cr的浓化度的式(I)的上限、和奥氏体相中的Mn的浓化度的式(II)的下限。钎焊后的焊缝形状和钎焊热处理后的点蚀电位为不良。

[0219] 比较例30中，尽管成分组成为本发明规定的范围内，但最终退火条件的式(III)偏离了适当范围的下限，偏离了铁素体相中的Cr的浓化度的式(I)的下限、和奥氏体相中的Mn的浓化度的式(II)的上限。钎焊热处理后的点蚀电位为不良。

[0220] 比较例28中，尽管成分组成为本发明规定的范围内，但偏离了最终退火温度的上限，奥氏体相的面积率偏离了下限，钎焊后的焊缝形状和钎焊热处理前的点蚀电位为不良。

[0221] 此外，有关本发明例1至发明例16，使用Ni焊料也评价了钎焊后的焊缝形状，均为良好。

[0222] 此外，在参考范围内表2-2和表2-4中还表示了式(ii)和式(vi)的左边的计算结果。其结果是，在比较例中，钎焊后的焊缝形状不良者中有偏离式(ii)的范围的情况(比较例20、23、24、26、28、29、31)。另外，钎焊热处理后的点蚀电位不良的比较例中有偏离式(vi)的范围的情况(比较例21、27、30)。另一方面，本发明例1至发明例16中，无偏离式(ii)和式(vi)的范围的情况。

[0223] 由以上的结果可知，满足本发明中规定的条件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢具有极其优异的钎焊加工性、和钎焊热处理后的耐蚀性。

[0224] (实施例2)

[0225] 实施例1中，弄清楚了本发明的铁素体-奥氏体系二相不锈钢的组成范围等条件与钎焊加工性和钎焊热处理后的耐蚀性的关系。

[0226] 另一方面，考虑到经济性，合金成本、制造成本、制造性、焊料的润湿性优选设定为更理想的范围。从合金成本的观点出发，优选抑制Cr、Ni、Mo的添加量。从制造成本和制造性的观点出发，特别是优选提高Si、Al的下限范围，并抑制Mn、Cu的添加量。另外，提高B、Ca的添加量的下限范围、抑制N的添加量也可以根据情况而优选。另外，即使在钎焊加工性没问题的情况下，焊料的润湿性进一步提高可以使焊料使用量的减少和更加复杂的钎焊构造设计成为可能，所以可以认为经济性提高。从焊料的润湿性的观点出发，优选提高Mn、Ni、Cu的下限范围。

[0227] 因此，为了使发挥进一步提高焊料的润湿性的本发明的效果的条件更加清楚，按照上述的钎焊加工性的评价，将钎焊后的焊缝形成良好的成分组成、和最终退火条件的冷轧退火板作为供试材，评价了焊料的润湿铺展性(也可以称为润展性)。

[0228] 具体而言，将具有表1所示的成分组成的供试材(本发明例A至本发明例P)在真空熔解炉中熔炼，加热至1200℃后进行热轧，制成板厚为4.5mm的热轧钢板。将热轧钢板在1000℃退火，酸洗后冷轧至板厚1.5mm，然后，全部在表2-1中记载的No.1的最终退火条件下进行最终退火，并进行酸洗。将如上所述地得到的冷轧退火酸洗板作为供试材，评价焊料的润湿铺展性。

[0229] (焊料的润湿铺展性评价)

[0230] 为了评价钎焊加工性的评价良好的成分组成、和最终退火条件的供试材的、焊料的润湿性，评价了Ni焊料或Cu焊料在供试材的表面的润湿铺展性。

[0231] 具体而言，首先从供试材上切出长50mm、宽50mm的试验片，在该试验片上将Ni焊料或Cu焊料涂布成直径5mm的圆状。Ni焊料使用JIS Z 3265中规定的Ni焊料即BNi-5，Cu焊料使用JIS Z 3262中规定的Cu焊料即BCu-1A。钎焊炉使用真空炉，加热时通过抽真空和吹氮气来将炉内压力调整为约30Pa。涂布了Ni焊料的试验片是加热至1200℃，涂布了Cu焊料的试验片是加热至1150℃，保持时间均设定为10分钟。冷却后，通过图像解析求出试验后的焊料的面积，用该面积除以加热前的焊料涂布面积，将得到的值设定为焊料扩展系数。即，焊料扩展系数为(试验后的焊料的面积)/(直径为5mm的圆的面积)。有关Ni焊料的润湿性，焊料扩展系数为9.0以上者设定为良好，为9.5以上者设定为更良好。有关Cu焊料的润湿性，焊料扩展系数为4.0以上者设定为良好，为5.0以上者设定为更良好。此外，使用本评价中使用的供试材、焊料、真空炉、钎焊热处理条件，按照上述的钎焊加工性的评价还评价了焊缝形状，焊缝形状均为良好。

[0232] 结果示于表3中。

[0233] 表3

[0234]

[0235] 供试材的Ni含量以质量％计超过1.8％、Mn含量为2.7％以下的A、D、E、F、I、J、K、M、N、O、P的Ni焊料的润湿性为良好。

[0236] 供试材的Ni含量以质量％计超过1.8％、Mn含量超过2.7％的B、C、L的Ni焊料的润湿性为更加良好。

[0237] 供试材的Cu含量以质量％计超过0.8％、Mn含量为2.7％以下的A、D、E、F、G、H、I、M、O的Cu焊料的润湿性为良好。

[0238] 供试材的Cu含量以质量％计超过0.8％、Mn含量超过2.7％的C、L的Cu焊料的润湿性为更加良好。

[0239] 由以上的结果可知，满足本发明中规定的条件的铁素体-奥氏体系二相不锈钢是具有更加优异的焊料的润湿性的条件。具体的条件为以下的组成。

[0240] Ni：超过1.8％

[0241] Mn：超过2.7％

[0242] Cu：超过0.8％

[0243] 产业上的可利用性

[0244] 根据本发明，可以将耐蚀性优异的高强度的铁素体-奥氏体系二相不锈钢材适用于装载于车辆上且使用时的坯材温度为400℃以下的通路部件和与之连接的部件、或具有钎焊加工的部件的坯材，能够使坯材变薄从而实现车辆的轻量化等，对于环境对策和部件的低成本化等能够获得大的效果。另外，同样地通过适用于车辆用部件以外的具有钎焊加工的部件，能够使坯材变薄，从而获得部件的小型化、低成本化、热交换性能的提高等效果。适用部件详细情况为：汽车、公共汽车、货车、二轮车、建筑车辆、农用车辆、工业车辆、铁路车辆等上装载的、使用时的坯材温度为400℃以下的水、油、空气、燃料、排气、非高压的氢等的配管或通路用构造体和与它们连接的紧固用、固定用、保护用等的部件并且是具有钎焊加工的部件、或前述车辆用部件以外的具有钎焊加工的部件，作为前述部件的例子，有车辆的发动机、涡轮、燃料罐等的周边附属的水管、油管、空气管、燃料管、导管、连接管、燃料给油管、氢配管、坯材温度为400℃以下的EGR(Exhaust Gas Recirculation)冷却装置部件、排气系统部件、与这些配管或通路用构造体连接的法兰盘、撑条、覆盖层、罩盖等。另外，车辆部件以外还有空调、热水器、家电、燃料电池等上附属的热交换器以及其以外的各种配管等和通路用构造体。另外，本发明是以基于Cu焊料和Ni焊料的钎焊用途为对象，但使用了它们以外的焊料的钎焊可以认为焊料的浸润和钎焊热处理后的耐蚀性的变化也基本上由同样的物理现象产生。因此，本发明在使用Cu焊料和Ni焊料以外的焊料的用途中也能够适用。
例如有磷铜焊料、银焊料、金焊料、钯焊料、铝焊料等。