双相不锈钢钢管和焊接接头的制作方法

1.本发明涉及一种双相不锈钢钢管和焊接接头。


背景技术：

2.由铁素体相和奥氏体相构成的双相不锈钢不仅具有高强度，而且在含氯化物等腐蚀性物质的环境下具有良好的耐腐蚀性。利用这一优势，双相不锈钢作为传输流体的管的原材料，具体而言，作为石油化学工厂和海水处理工厂中的热交换器用配管、汽车中装配的燃料喷射管、食品工厂中的配管使用。并且，近年来，例如像专利文献1和2中所示的，提出了一种节省合金且进一步提高了强度和耐腐蚀性的双相不锈钢。
3.现有技术文献
4.专利文献
5.专利文献1：日本特开2011-168838号公报
6.专利文献2：国际公开第2017/141907号


技术实现要素：

7.发明要解决的问题
8.另一方面，将双相不锈钢制成管而用于上述热交换器和燃烧喷射器等结构物的情况下，有时进行焊接组装。此时，当内表面侧焊缝的余高下淌，高度过高时，有时腐蚀性流体会停留在余高趾部，导致腐蚀性物质富集，产生损伤。为了抑制这一情况，一般会降低焊接时的热输入量。
9.但是，焊接时，有时对接面不完全熔化，产生焊接缺陷。并且，对于双相不锈钢而言，有时焊接热影响部的铁素体相与奥氏体相之间的平衡被破坏而韧性受损，其未必是有效的对策。因此，对于采用双相不锈钢的钢管而言，存在以下技术问题：稳定地形成具有良好的焊接部使用性能的内表面侧焊缝和保证焊接热影响部的韧性这两者难以兼顾。
10.本发明的目的在于：提供一种可解决上述技术问题、稳定地形成具有良好的焊接部使用性能的内表面侧焊缝、且在焊接热影响部具有良好韧性的双相不锈钢钢管和焊接接头。
11.用于解决问题的方案
12.本发明旨在解决上述技术问题，以下述的双相不锈钢钢管和焊接接头为主要内容。
13.(1)一种双相不锈钢钢管，其化学组成以质量％计为
14.c：0.008～0.030％、
15.si：0.10～0.70％、
16.mn：0.80～2.60％、
17.p：0.030％以下、
18.s：0.0001～0.0050％、
19.o：0.0004～0.0150％、
20.sn：0.0001％以上且小于0.0100％、
21.cu：0.10～2.50％、
22.ni：大于2.50％且为5.50％以下、
23.cr：21.5～25.5％、
24.mo：0.10～0.50％、
25.n：0.050～0.200％、
26.al：0.200％以下、
27.ca：0～0.0100％、
28.co：0～0.80％、
29.w：0～0.80％、
30.ti：0～0.40％、
31.v：0～0.40％、
32.nb：0～0.40％、
33.ta：0～0.40％、
34.mg：0～0.0100％、
35.b：0～0.0100％、
36.rem：0～0.0800％、
37.余量：fe和杂质，
38.下述式(i)所示的fn1为0.0040～0.0900，
39.下述式(ii)所示的fn2为0.0180以下。
40.fn1＝4s 8o sn
···(i)41.fn2＝4s sn
···
(ii)
42.其中，上述式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，不含时为零。
43.(2)根据上述(1)所述的双相不锈钢钢管，其中，所述化学组成以质量％计含有
44.c：0.012～0.020％、
45.si：0.20～0.60％、
46.mn：1.70～2.30％、
47.p：0.028％以下、
48.s：0.0001～0.0015％、
49.cu：0.25～2.00％、
50.ni：3.50～4.50％、
51.cr：22.5～24.5％、
52.mo：0.20～0.40％、
53.n：0.100～0.180％、
54.al：0.020％以下，
55.所述fn1为0.0050～0.0800，
56.所述fn2为0.0140以下。
57.(3)根据上述(1)或(2)所述的双相不锈钢钢管，其中，所述化学组成以质量％计含有
58.ca：0.0005～0.0100％，
59.ca含量与s含量的比ca/s为1.0～40.0。
60.(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的双相不锈钢钢管，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
61.co：0.01～0.80％、
62.w：0.01～0.80％、
63.ti：0.01～0.40％、
64.v：0.01～0.40％、
65.nb：0.01～0.40％、
66.ta：0.01～0.40％、
67.mg：0.0005～0.0100％、
68.b：0.0002～0.0100％、和
69.rem：0.0005～0.0800％中的一种以上。
70.(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的双相不锈钢钢管，其中，在所述双相不锈钢钢管内表面侧，管的长度方向的算术平均偏差ra为9.0μm以下。
71.(6)一种焊接接头，其使用上述(1)～(5)中任一项所述的双相不锈钢钢管。
72.发明的效果
73.根据本发明，能够得到可稳定地形成具有良好的焊接部使用性能的内表面侧焊缝、且在焊接热影响部具有良好韧性的双相不锈钢钢管和焊接接头。
附图说明
74.图1为示出实施例中的坡口形状的图。
75.图2为示出实施例中的对接焊接时的坡口形状的图。
具体实施方式
76.本发明人等对双相不锈钢，具体而言，对cr含量为21.5～25.5％、ni含量为2.50～5.50％、sn含量为0.0001～0.0100％的双相不锈钢钢管的对接焊接进行了详细研究，得到以下(a)～(e)的认知。
77.(a)对接焊接时，所形成的内表面侧焊缝的形状受到钢管中含有的s、sn和o(氧)量的很大影响。并且，本发明人等发现，这些元素的含量少的情况下，内表面侧焊缝无法稳定形成，残留有一部分未熔化的对接面。另一方面，这些元素的含量过多时，虽然内表面侧焊缝得以稳定形成，但焊缝为凸出的形状，余高高度变得过高。
78.(b)作为这些元素会对内表面侧焊缝形成造成影响的原因，可以考虑以下因素。s和o为表面活性元素，具有使熔化金属的表面张力下降的作用。由此，焊接时，在熔池中向内的对流增强。其结果，来自电弧的焊接热容易在深度方向上传递，可以使内表面侧焊缝稳定地形成。另外，sn通过从焊接中的熔池表面蒸发，形成电弧的导电路径而提高电弧的电流密度，由此可同样高效地帮助内表面侧焊缝形成。因此，含有这些元素对于稳定地形成内表面
侧焊缝是有效的。
79.另一方面，这些元素含量过多时，宽度方向上变得难以熔化，并且熔化金属的表面张力变小，即使熔化金属量相同也容易下淌。其结果，内表面侧焊缝变成凸出的形状，焊缝无法稳定形成。同时，内表面侧焊缝的形状会受到管内表面长度方向上表面粗糙度的影响。并且，表面粗糙度大的情况下，容易变成凸出的形状。尤其，内表面的长度方向的表面粗糙度大的情况下，熔化金属在宽度方向上难以铺开，内表面侧焊缝更容易变成凸出的形状。
80.(c)如果s和sn的含量增加，则焊接热影响部的韧性下降。作为其原因，可以考虑以下因素。s和sn的含量变多时，铁素体相脆化。尤其是在双相不锈钢的焊接热影响部，由于焊接热循环导致与母材相比铁素体相的比例增多，因此韧性下降显著。
81.(d)因此，为了稳定地获得形状良好的内表面侧焊缝，同时获得良好的焊接热影响部的韧性，在满足规定的关系的范围内含有s、sn和o是有效的。另外，恰当地控制s和sn含量的上限是有效的。
82.(e)此外，为了稳定获得这些性能，优选以规定的范围含有ca，同时将ca与s的含量比、即ca/s控制在合适的范围。另外，为了获得形状更良好的内表面侧焊缝，优选将管内表面的长度方向的表面粗糙度控制在规定的范围。
83.本发明基于上述认知而完成。以下，对本发明的各特征进行详细说明。
84.1.化学组成
85.各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，以下的说明中，涉及含量的“％”表示“质量％”。
86.c：0.008～0.030％
87.c具有使奥氏体相稳定的效果，有助于使铁素体相与奥氏体相的平衡保持在合适的范围。其它元素在含量范围内的前提下，为获得该效果，c含量为0.008％以上。c含量优选为0.010％以上，更优选为0.012％以上，进一步优选为0.014％以上。但是，c含量过多时，由于焊接热循环而与cr结合，在焊接热影响部的晶界形成碳化物。并且，在晶界附近会产生cr缺乏层，耐腐蚀性下降。因此，需要将c含量控制在0.030％以下。c含量优选为0.025％以下，更优选为0.020％以下。
88.si：0.10～0.70％
89.si在制造时用作脱氧剂。另外，其具有使铁素体相稳定的效果，有助于使相平衡保持在合适的范围。其它元素在含量范围内的前提下，为获得该效果，si含量为0.10％以上。si含量优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.30％以上。但是，si含量过多时，焊接裂纹敏感性提升。另外，有时难以稳定地形成内表面侧焊缝。因此，si含量为0.70％以下。si含量优选为0.65％以下，更优选为0.60％以下，进一步优选为0.50％以下。
90.mn：0.80～2.60％
91.mn与si同样作为脱氧剂在制造时含有。另外，其具有使奥氏体相稳定的效果，具有使相平衡保持在合适范围的效果。另外，mn对于稳定地形成内表面侧焊缝也有少量帮助。其它元素在含量范围内的前提下，为获得该效果，mn含量为0.80％以上。mn含量优选为1.00％以上，更优选为1.50％以上，进一步优选为1.70％以上。但是，mn含量过多时，热加工性下降的同时，耐腐蚀性也下降。因此，mn含量为2.60％以下。mn含量优选为2.40％以下，更优选为2.30％以下，进一步优选为2.20％以下。
92.p：0.030％以下
93.p作为杂质包含在钢中，会显著提高焊接裂纹敏感性。因此，p含量为0.030％以下。p含量优选为0.028％以下，更优选为0.025％以下。需要说明的是，p含量优选为尽可能降低，即含量可以是0％，但极度降低将导致生产成本增大。因此，p含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上。
94.s：0.0001～0.0050％
95.s一般作为杂质包含在钢中，但在本发明涉及的钢管中，与sn、o一起有助于提高焊接时内表面侧焊缝的形成能力。因此，s含量为0.0001％以上。s含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0003％以上。但是，s含量过多时，内表面侧焊缝会变成凸出的形状，同时焊接裂纹敏感性提升。此外，焊接热影响部的韧性下降。因此，s含量为0.0050％以下。s含量优选为0.0030％以下，更优选为0.0015％以下。另外，如后所述，s含量需要满足式(i)和(ii)所示的fn1和fn2的范围。此外，如后所述，s优选满足与ca之间的关系。
96.o：0.0004～0.0150％
97.o一般作为杂质包含在钢中，但在本发明涉及的钢管中，与s、sn一起有助于提高焊接时内表面侧焊缝的形成能力。因此，o含量为0.0004％以上。o含量优选为0.0006％以上，更优选为0.0008％以上。但是，o含量过多时，内表面侧焊缝会变成凸出的形状，同时热加工性下降。因此，o含量为0.0150％以下。o含量优选为0.0120％以下，更优选为0.0100％以下。另外，如后所述，o含量需要满足式(i)所示的fn1的范围。
98.sn：0.0001％以上且小于0.0100％
99.sn可提高耐腐蚀性，同时增大熔化深度，具有提高内表面侧焊缝形成能力的效果。因此，sn含量控制在0.0001％以上，特意含有sn。sn含量优选为0.0010％以上，更优选为0.0020％以上。但是，sn含量过多时，焊接热影响部的韧性下降的同时，焊接裂纹敏感性提升。因此，sn含量小于0.0100％。sn含量优选为0.0095％以下，更优选为0.0090％以下。另外，如后所述，sn含量需要满足式(i)和(ii)所示的fn1和fn2的范围。
100.在此，下述式(i)所示的fn1为0.0040～0.0900。
101.fn1＝4s 8o sn
···(i)102.其中，上述式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，不含时为零。
103.如上所述，s和o作为表面活性元素发挥作用，在焊接时，具有增强熔池中向内的对流的作用。并且，使来自电弧的热量在深度方向上传递。另外，sn从焊接中的熔池表面蒸发，形成电弧的导电路径而提高电弧的电流密度。其结果，有助于稳定形成内表面侧的焊缝。
104.fn1小于0.0040时，无法稳定形成内表面侧焊缝。因此，fn1为0.0040以上。fn1优选为0.0045以上，更优选为0.0050以上。
105.另一方面，fn1大于0.0900时，管的宽度方向上，金属难以熔化，并且熔化金属的表面张力变小。其结果，发生熔化金属下淌，内表面侧焊缝变成凸出的形状。因此，fn1为0.0900以下。fn1优选为0.0850以下，更优选为0.0800以下，进一步优选为0.070以下。
106.同样地，下述式(ii)所示的fn2为0.0180以下。
107.fn2＝4s sn
···
(ii)
108.其中，上述式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，不含时为
零。
109.如上所述，s和sn有助于稳定形成内表面侧焊缝；但含量过多时，铁素体相脆化。尤其是在焊接热影响部，由于焊接热循环导致与母材相比铁素体相的比例增多，因此韧性下降显著。因此，为了确保焊接热影响部的韧性，fn2为0.0180以下。fn2优选为0.0160以下，更优选为0.0140以下，进一步优选为0.0120以下。
110.cu：0.10～2.50％
111.cu具有使奥氏体相稳定的效果，有助于使铁素体相与奥氏体相之间的相平衡保持在合适的范围。另外，对于提高耐腐蚀性、尤其是在氯化物环境下的耐腐蚀性是有效的。其它元素在含量范围内的前提下，为获得该效果，cu含量为0.10％以上。cu含量更优选为0.18％以上，进一步优选为0.25％以上。但是，cu含量过多时，热加工性下降。因此，cu含量为2.50％以下。cu含量优选为2.30％以下，更优选为2.00％以下，进一步优选为1.70％以下。
112.ni：大于2.50％且为5.50％以下
113.ni具有使奥氏体相稳定的效果，有助于使铁素体相与奥氏体相之间的相平衡保持在合适的范围。另外，对于提高在氯化物环境下的耐应力腐蚀裂纹性是有效的。其它元素在含量范围内的前提下，为获得该效果，ni含量大于2.50％。ni含量优选为3.00％以上，更优选为3.50％以上。但是，由于ni是昂贵的元素，因此含量过多时，生产成本增大。另外，会使钢的相平衡下降，各种性能下降。因此，ni含量为5.50％以下。ni含量优选为5.00％以下，更优选为4.50％以下。
114.cr：21.5～25.5％
115.cr具有使铁素体相稳定的效果，有助于使铁素体相与奥氏体相之间的相平衡保持在合适的范围。另外，通过形成钝化膜，具有确保耐腐蚀性的效果。其它元素在含量范围内的前提下，为获得该效果，cr含量为21.5％以上。cr含量优选为22.0％以上，更优选为22.5％以上。但是，cr含量过多时，会使相平衡恶化，各种性能下降。因此，cr含量为25.5％以下。cr含量优选为25.0％以下，优选为24.5％以下。
116.mo：0.10～0.50％
117.mo具有使铁素体相稳定的效果，有助于使铁素体相与奥氏体相之间的相平衡保持在合适的范围。另外，对于提高耐腐蚀性是有效的，同时还可通过固溶强化效果来提高强度。其它元素在含量范围内的前提下，为获得该效果，mo含量为0.10％以上。mo含量优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。但是，mo含量过多时，由于是昂贵的元素，因此生产成本增加。此外，由于焊接热循环，会生成脆化相，导致焊接热影响部的韧性下降。因此，mo含量为0.50％以下。mo含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.35％以下。
118.n：0.050～0.200％
119.n具有使奥氏体相稳定的效果，有助于使铁素体相与奥氏体相之间的相平衡保持在合适的范围。另外，对于提高耐点蚀性是有效的，同时还可通过固溶强化效果来提高强度。其它元素在含量范围内的前提下，为获得该效果，n含量为0.050％以上。n含量优选为0.080％以上，更优选为0.100％以上，进一步优选为0.120％以上。但是，n含量过多时，氮化物析出，延性下降。因此，n含量为0.200％以下。n含量优选为0.180％以下，更优选为
0.150％以下。
120.al：0.200％以下
121.al在制造时用作脱氧剂，但含量过多时，会与氧结合导致清净性下降，损害热加工性。另外，有时会导致内表面侧的焊缝难以稳定形成。因此，al含量为0.200％以下。al含量优选为0.020％以下，更优选为0.018％以下，进一步优选为0.015％以下。需要说明的是，al含量的下限并不特别限定，想要充分获得脱氧效果的情况下，al含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上。
122.在上述元素的基础上，还可以进一步在以下所示范围内含有ca。
123.ca：0～0.0100％
124.ca具有与s结合而改善热加工性的效果，对于制造时抑制钢管内表面痂痕的发生、稳定获得后述的钢管内表面的表面粗糙度是有效的。此外，还会提高焊接热影响部的韧性。因此，可以根据需要含有。但是，ca含量过多时，会与氧结合，清净性显著下降，反而导致热加工性下降，使钢管内表面的表面粗糙度变差，焊接热影响部的韧性也下降。因此，ca含量为0.0100％以下。ca含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下。另一方面，为了获得上述效果，ca含量优选为0.0005％以上。ca含量优选为0.0008％以上，更优选为0.0010％以上。另外，ca需要满足后述的与s之间的关系。
125.ca/s：1.0～40.0
126.如上所述，ca会与s结合，消除其不良影响，提高热加工性和焊接热影响部的韧性。为稳定获得该效果，ca含量与s含量的比、即ca/s优选为1.0以上。ca/s更优选为1.5以上，进一步优选为1.8以上，最优选为2.0以上。但是，如果ca/s大于40.0，则ca会与氧结合，生成氧化物，结果反而导致热加工性和焊接热影响部的韧性下降。因此，ca/s优选为40.0以下。ca/s更优选为35.0以下，进一步优选为30.0以下，最优选为25.0以下。
127.在上述元素的基础上，还可以进一步在以下所示范围内含有选自co、w、ti、v、nb、ta、mg、b和rem中的一种以上。对各元素的限定理由进行说明。
128.co：0～0.80％
129.co具有使奥氏体相稳定的效果。因此，可以根据需要含有。但是，由于是非常昂贵的元素，因此co含量过多时，生产成本显著增加。因此，co含量为0.80％以下。co含量优选为0.75％以下，更优选为0.70％以下。另一方面，为了获得上述效果，co含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
130.w：0～0.80％
131.w具有使铁素体相稳定的效果。另外，具有提高耐腐蚀性、同时通过固溶强化提高强度的效果。因此，可以根据需要含有。但是，由于w是昂贵的元素，因此含量过多时，生产成本增加。因此，w含量为0.80％以下。w含量优选为0.75％以下，更优选为0.70％以下。另一方面，为了获得上述效果，w含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
132.ti：0～0.40％
133.ti具有通过与碳结合形成碳化物而抑制cr碳化物生成、减轻晶界的耐腐蚀性劣化的效果。因此，可以根据需要含有。但是，ti含量过多时，ti以碳化物和碳氮化物的形式大量析出，延性下降。因此，ti含量为0.40％以下。ti含量优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。另一方面，为了获得上述效果，ti含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
134.v：0～0.40％
135.v与ti同样，具有通过与碳结合形成碳化物而抑制cr碳化物生成、减轻晶界的耐腐蚀性劣化的效果。因此，可以根据需要含有。但是，v含量过多时，v以碳化物和碳氮化物的形式大量析出，延性下降。因此，v含量为0.40％以下。v含量优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。另一方面，为了获得上述效果，v含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
136.nb：0～0.40％
137.nb也与ti和v同样，具有通过与碳结合形成碳化物而抑制cr碳化物生成、减轻晶界的耐腐蚀性劣化的效果。因此，可以根据需要含有。但是，nb含量过多时，nb以碳化物和碳氮化物的形式大量析出，延性下降。此外，还会提高焊接裂纹敏感性。因此，nb含量为0.40％以下。nb含量优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。另一方面，为了获得上述效果，nb含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
138.ta：0～0.40％
139.ta具有促进cr的钝化膜生成、提高耐腐蚀性的效果。因此，可以根据需要含有。但是，ta含量过多时，ta以碳化物的形式大量析出，延性下降。因此，ta含量为0.40％以下。ta含量优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。另一方面，为了获得上述效果，ta含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
140.mg：0～0.0100％
141.mg与ca同样地具有改善热加工性的效果。因此，可以根据需要含有。但是，mg含量过多时，与氧结合，清净性显著下降，反而导致热加工性下降。因此，mg含量为0.0100％以下。mg含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下。另一方面，为了获得上述效果，mg含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
142.b：0～0.0100％
143.b具有在高温下偏析于晶界、强化晶界、提高热加工性的效果。因此，可以根据需要含有。但是，b含量过多时，焊接裂纹敏感性提升。因此，b含量为0.0100％以下。b含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下。另一方面，为了获得上述效果，b含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0005％以上。
144.rem：0～0.0800％
145.rem与ca和mg同样地具有改善制造时的热加工性的效果。因此，可以根据需要含有。但是，rem含量过多时，与氧结合，清净性显著下降，反而导致热加工性下降。因此，rem含量为0.0800％以下。rem含量优选为0.0600％以下，更优选为0.0500％以下。另一方面，为了获得上述效果，rem含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
146.rem是指sc、y和镧系的总计17种元素，上述rem含量表示这些元素的总含量。rem在工业上多以混合稀土金属的形式添加。
147.本发明的化学组成中，余量为fe和杂质。在此，“杂质”是指工业上制造双相不锈钢时，因矿石、废料等原料、制造工序的各种原因而混入的成分，在对本发明没有不良影响的范围内允许存在的物质。
148.2.钢管的表面粗糙度
149.内表面侧焊缝在对双相不锈钢钢管的端部进行焊接时形成。要形成良好的内表面
侧焊缝，优选在钢管的内表面侧控制长度方向的算术平均偏差ra。
150.在此，合金管的表面粗糙度是指制造工序的最终工序后的表面粗糙度。即，虽然合金管的表面粗糙度在制造过程中会发生变化，但要获得本发明的效果，制造过程中的表面粗糙度无关紧要，最终工序后的管的长度方向的表面粗糙度满足本发明的规定的范围即可。
151.在双相不锈钢钢管内表面侧，管的长度方向的算术平均偏差ra大于9.0μm时，在管内表面，焊接金属的润湿受到阻碍，焊接金属难以在宽度方向上即沿着管周铺开。其结果，内表面侧焊缝容易变成凸出的形状，余高的高度容易变高。因此，在不锈钢钢管内表面侧，管的长度方向的算术平均偏差ra优选为9.0μm以下。上述算术平均偏差ra优选为7.0μm以下，更优选为5.0μm以下。需要说明的是，上述算术平均偏差ra的下限值并不特别限定，采用后述的制造方法的情况下，通常多为0.1～1.0μm以上。
152.算术平均偏差ra可以通过使用jis b 0601：2001中规定的接触式表面粗糙度测定装置来进行测定。
153.3.焊接接头
154.通过将上述双相不锈钢钢管的管端彼此以规定的条件进行对接焊接，能够得到焊接接头。双相不锈钢钢管的焊接接头具有熔化金属凝固而变成接合部的焊接金属、以及母材部。需要说明的是，母材部包含因焊接而受到热输入影响的焊接热影响部。除了焊接热影响部以外的母材部继承上述双相不锈钢钢管的化学组成、表面粗糙度和其它特性。另外，焊接部是指焊接金属和焊接热影响部。
155.需要说明的是，焊接接头优选在整个圆周上内表面侧焊缝的焊缝宽度为1.0mm以上。上述焊缝宽度更优选为2.0mm以上。另外，从耐腐蚀性的角度出发，在整个圆周上，内表面侧焊缝的高度优选为1.5mm以下，更优选为1.0mm以下。
156.4.制造方法
157.对本发明涉及的双相不锈钢钢管的优选的制造方法进行说明。本发明涉及的双相不锈钢钢管不取决于制造方法，只要具有上述特征，就可获得其效果，例如，可以通过如下的制造方法稳定地制造。
158.4-1.双相不锈钢钢管
159.首先，制造作为双相不锈钢钢管的坯料的双相不锈钢铸锭。上述铸锭优选将具有上述化学组成的合金用电炉等进行熔炼，通过精炼去除杂质后，通过铸造来制造。需要说明的是，也可以不制造铸锭，而是通过连续铸造来制造大方坯。
160.接着，优选通过对得到的铸锭进行热锻或热轧而制成小方坯。然后，将得到的小方坯热挤出后，优选进行冷轧或冷拉拔加工。加工时可以根据需要，在中途进行软化热处理、中间酸洗。然后，作为热处理，优选对管进行固溶化热处理。固溶化热处理后，根据需要，可以进行酸洗或加工。
161.在此，为了将管的长度方向的算术平均偏差ra控制在9.0μm以下，优选进行以下工序。具体而言，优选以在920℃～1180℃的温度域加热1～15分钟、水冷的条件进行固溶化热处理。另外，优选在管内表面施加研磨处理、磨削等机械加工和喷砂或喷丸处理等。
162.需要说明的是，虽然表面粗糙度ra会在制造过程中发生变化，但本发明的效果与中间过程中的表面粗糙度无关，仅受最终工序后的管长度方向的表面粗糙度影响。
163.4-2.双相不锈钢钢管的焊接接头
164.通过以本发明涉及的双相不锈钢钢管为坯料、对管的端部进行焊接，能够得到焊接接头。焊接方法并不特别限定，例如，通过电弧焊进行焊接即可。另外，电弧焊时的条件优选为例如将热输入量控制在4～20kj/cm的范围，优选根据化学组成、坡口形状等进行适当调整。另外，焊接时优选使用ar气作为保护气体、背部保护气体。通入焊接部位的气体的流量优选进行适当调整。
165.另外，对于所使用的焊接材料(焊材)的化学组成并不特别限定，优选为以下所示组成。即，优选含有c：0.050％以下、si：1.00％以下、mn：3.00％以下、p：0.030％以下、sn：0.030％以下、s：0.0001～0.0100％、cu：3.00％以下、co：10.0％以下、ni：4.0～10.0％、cr：20.0～29.0％、mo和w中的至少一种总计为1.0～6.0％、nb、ta、ti和v中的至少一种总计为1.00％以下、n：0.05～0.35％、al：0.20％以下、o：0.0004～0.0150％、ca：0.010％以下，余量为fe和杂质。另外，ca含量与s含量的比ca/s优选在0.3～30.0的范围，s、o和sn的含量优选满足下述式(a)。
166.0.0040≤4s 8o sn≤0.0900
···
(a)
167.其中，上述式中的元素符号表示焊接材料中所含的各元素的含量(质量％)。
168.以下，用实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不限于这些实施例。
169.实施例1
170.熔化具有如表1所示的化学组成的钢种a～m的材料，浇铸，制成铸锭。然后，模拟钢管的工序进行以下工序。具体而言，通过热锻和热轧，调整为厚度12mm。接着，通过酸洗去除表面上形成的氧化皮。此时，全部钢种的算术平均偏差ra约为15μm。
171.接着，一部分在中途进行软化热处理，并通过冷轧使其厚度为3mm。对于热轧后和冷轧后的坯料，进行在1000℃保持10分钟后水冷的固溶化热处理。通过机械加工从这些坯料切取宽度50mm、长度100mm的板材，作为试验材料。
172.对于厚度3mm的试验材料，模拟钢管的内表面侧，在一个面上进行喷丸。对于未进行喷丸的试验材料，对一个面进行磨削，或使用粒度40号或60号的砂轮进行1～5次打磨。然后，用接触式粗糙度计测定喷丸、磨削和打磨后的板材表面宽度方向的算术平均偏差。
173.[表1]
[0174][0175]
[表2]
[0176]
表2
[0177][0178]
*表示在本发明的规定范围之外。
[0179]
**表示不符合本发明的优选表面粗糙度范围。
[0180]
将在厚度3mm的试验材料的长度方向端面上施加图1所示的坡口加工而得到的两
个试验材料的端面彼此对接，用自动气体保护钨极电弧焊进行根部焊。需要说明的是，焊接时使用具有表3所示化学组成的外径1.0mm的焊材，进行根部焊，得到焊接接头。焊接时的热输入约为5kj/cm，保护气体和背部保护气体使用ar，流量为10l/分钟。
[0181]
[表3]
[0182]
表3
[0183][0184]
对于得到的焊接接头，将在整个焊接线长度上均形成了内表面侧焊缝的，判断为钢管的内表面侧焊缝的形成能力没问题，记为“合格”。其中，将在整个焊接线长度上内表面侧焊缝的宽度均为2mm以上的记为“优”，将宽度虽然低于2mm但形成了1mm以上的内表面侧焊缝的记为“可”。另外，将不属于合格的记为不合格。
[0185]
然后，使焊接接头露出3个横截面，将全部截面的内表面侧焊缝的高度为1.0mm以下的判断为钢管的内表面侧焊缝的形状良好，记为“合格”。其中，将全部截面的内表面侧焊缝高度为0.8mm以下的记为“优”，其它记为“可”。另外，将不属于合格的记为不合格。需要说明的是，本实施例中，内表面侧焊缝相当于从合金管的外侧焊接时形成的内表面侧焊缝。
[0186]
在厚度12mm的一对钢板的长度方向上施加图2所示的坡口加工，对接，用自动气体保护钨极电弧焊在坡口内进行层叠焊接。焊接使用具有表4所示化学组成的外径1.2mm的焊材，热输入为约9～12kj/cm。另外，保护气体和背部保护气体使用ar，流量为10l/分钟。
[0187]
[表4]
[0188]
表4
[0189][0190]
从得到的焊接接头采集3根2mmv缺口的全尺寸夏比冲击试验片用于夏比冲击试验，所述试验片在从垂直侧的坡口面的熔化线起1mm的位置处加工出缺口。夏比冲击试验依据jis z2242：2005进行。试验在-40℃下实施，将3根试验片的吸收能量的平均值为100j以上的记为“合格”，其中，将3根试验片的吸收能量各自的值全部均为100j以上的记为“合格/优”，其它记为“合格/可”，另一方面，将3根试验片的吸收能量的平均值低于100j的记为“不合格”。
[0191]
[表5]
[0192]
表5
[0193][0194]
*表示在本发明的规定范围之外。
[0195]
下划线表示不符合本发明的目标特性。
[0196]
由表5可知，使用满足本发明规定的化学组成的编号a～h而得到的试验体充分形成了内表面侧的焊缝，且形状也良好。并且可知，焊接热影响部的冲击特性也良好。另外，由
试验体a3与a4和b3与b4可知，内表面侧的算术平均偏差ra满足优选的范围时，内表面侧焊缝的形成能力和形状更优。
[0197]
与此相对，使用编号j的试验体j1的fn1低于下限值。因此，板厚方向上熔化不足，未能获得目标内表面侧焊缝的形成能力。使用编号k的试验体k1的fn1高于上限值。因此，熔化金属下淌明显，内表面侧焊缝的高度变高，未能得到所期望的焊缝形状。
[0198]
另外，使用编号i的试验体i2的fn2高于上限值。因此，在焊接热影响部，铁素体相的脆化显著，冲击特性未满足目标。使用编号l和m的试验体l2和m2分别为s和sn的含量大于本发明规定的范围。因此，焊接热影响部的冲击特性未满足目标。
[0199]
实施例2
[0200]
将具有表6所示的化学组成的钢种n～w的材料熔化，浇铸，制成铸锭。然后，与上述实施例1同样地，模拟钢管的工序进行以下工序。具体而言，通过热锻和热轧，调整为厚度12mm。接着，通过酸洗去除表面上形成的氧化皮。此时，除了编号v和w的其它全部钢种的算术平均偏差ra约为15μm。需要说明的是，由于编号v和w分别超出规定的范围过多地大量含有s和ca，因此在热加工时产生深的表面痂痕，所以未进行后续的工序、试验。
[0201]
接着，一部分在中途进行软化热处理，并通过冷轧使其厚度为3mm。对热轧后和冷轧后的坯料进行在1000℃下保持10分钟后水冷的固溶化热处理。通过机械加工从这些坯料切取宽度50mm、长度100mm的板材，作为试验材料。
[0202]
对于厚度3mm的试验材料，模拟钢管的内表面侧，在一个面上进行喷丸。然后，用接触式粗糙度计测定喷丸后的板材表面宽度方向的算术平均偏差。
[0203]
[表6]
[0204][0205]
[表7]
[0206]
表7
[0207][0208]
*表示在本发明的规定范围之外。
[0209]
将在厚度3mm的试验材料的长度方向端面上与实施例1同样地施加图1所示的坡口加工而得到的两个试验材料的端面彼此对接，用自动气体保护钨极电弧焊进行根部焊。需要说明的是，焊接时使用具有表3所示化学组成的外径1.0mm的焊材，进行根部焊，得到焊接接头。焊接时的热输入约为5kj/cm，保护气体和背部保护气体使用ar，流量为10l/分钟。对于得到的焊接接头，以与实施例1同样的标准进行评价。
[0210]
对于厚度12mm的情况，也与实施例1同样地在一对钢板的长度方向上施加图2所示的坡口加工，对接，用自动气体保护钨极电弧焊在坡口内进行层叠焊接。焊接使用具有表4所示化学组成的外径1.2mm的焊材。热输入为约9～12kj/cm和约15～20kj/cm。另外，保护气体和背部保护气体使用ar，流量为10l/分钟。需要说明的是，热输入约15～20kj/cm的试验还使用表1中所示的编号a和b的钢板。因此，表8的编号a和b对应于表1的编号a和b。
[0211]
对各焊接接头进行后述的评价。
[0212]
用所得到的焊接接头以与实施例1同样的条件进行夏比冲击试验。另外，以与实施
例1同样的步骤求出吸收能量，进行评价。
[0213]
[表8]
[0214]
表8
[0215][0216]
由表8可知，由于编号a～h满足本发明规定的化学组成，因此使用这些材料得到的试验体充分形成了内表面侧的焊缝，且形状也良好。并且可知，焊接热影响部的冲击特性也良好。另外可知，s和ca的含量满足本发明范围、且ca/s满足规定的范围的情况下，可在宽泛的焊接条件范围获得良好的焊接热影响部的冲击特性。
[0217]
产业上的可利用性
[0218]
根据本发明，能够提供对接焊接时稳定形成合适形状的内表面侧焊缝、同时可获得良好的焊接热影响部韧性的双相不锈钢钢管。这些双相不锈钢钢管可以有利地作为石油化学工厂和海水处理工厂中的热交换器用配管、汽车上安装的燃料喷射管使用。