CN103370166B - 双相不锈钢焊接接头 - Google Patents

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Abstract

提供能够抑制大线能量焊接时的σ相的析出、高温氯化物环境下的耐SCC性优异的双相不锈钢焊接接头。本发明的双相不锈钢焊接接头的焊接金属，按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：2.00%以下、Ni：7.00～12.00%、Cr：20.0～30.0%、Mo：1～4%、N：0.100～0.350%、sol.Al：0.040%以下和O：0.035%以下，剩余部分由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(3)。2.2Cr+7Mo+3Cu>66(1)Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<100(3)在此，在式(1)和式(3)中的元素符号中代入前述母材或前述焊接金属中的各元素的含量(质量%)。

Description

双相不锈钢焊接接头
技术领域
本发明涉及双相不锈钢焊接接头，更详细而言，涉及具备母材和焊接金属的双相不锈钢焊接接头。
背景技术
由油田、天然气田产出的石油和天然气含有伴生气。伴生气含有二氧化碳(CO2)和硫化氢(H2S)等腐蚀性气体。管线管在运送石油、天然气的同时，运送上述伴生气。因此，对于管线管而言，应力腐蚀裂纹(StressCorrosionCracking：SCC)、硫化物应力腐蚀裂纹(SulfideStressCracking：SSC)和成为壁厚减少的原因的全面腐蚀裂纹成为问题。
SCC和SSC的裂纹的发展速度快。因此，对于SCC和SSC而言，从产生起到贯通管线管为止的时间短。进而，局部性地产生SCC和SSC。因此，对于管线管用钢材要求优异的耐蚀性(耐SCC性、耐SSC性、耐全面腐蚀性)，尤其是要求耐SCC性和耐SSC性。
国际公开第96/18751号、日本特开2003-171743号公报提出了耐蚀性优异的双相不锈钢。国际公开第96/18751号的双相不锈钢含有1～3%的Cu。记载了由此氯化物及硫化物环境下的双相不锈钢的耐蚀性提高。
日本特开2003-171743号公报的双相不锈钢的制造方法中，适当调整Cr、Ni、Cu、Mo、N和W的含量，将双相不锈钢中的铁素体相的面积率控制在40～70%。记载了由此双相不锈钢的强度、韧性、耐海水性提高。
发明内容
但是，对于国际公开第96/18751号中公开的双相不锈钢而言，在大线能量焊接时焊接部的耐蚀性易降低，并且焊接部易脆化。对于日本特开2003-171743号公报中公开的双相不锈钢而言，同样地在大线能量焊接时焊接部的耐蚀性易降低，焊接部的热影响区(HAZ)易脆化。焊接部的耐蚀性的降低以及脆化的原因在于，在大线能量焊接时，在HAZ析出作为金属间化合物的σ相。
对于日本特开2003-171743号公报中公开的双相不锈钢而言，进而在含有上述伴生气、具有120～200℃的温度区域的高温氯化物环境下，耐SCC性低。
进而，对于双相不锈钢焊接接头而言，对于焊接部的焊接金属也要求耐SCC性。进而，在大线能量焊接时，不优选在焊接金属内析出σ相。
本发明的目的在于，提供具备能够抑制大线能量焊接时的σ相的析出、高温氯化物环境下的耐SCC性优异的母材和焊接金属的双相不锈钢焊接接头。
本发明的双相不锈钢焊接接头具备母材和焊接金属。母材按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：超过2.00%且为4.00%以下、Ni：4.00～8.00%、Cr：20.0～30.0%、Mo：0.50～2.00%、N：0.100～0.350%和sol.Al：0.040%以下，剩余部分由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)。焊接金属按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cu：2.00%以下、Ni：7.00～12.00%、Cr：20.0～30.0%、Mo：1.00～4.00%、N：0.100～0.350%、sol.Al：0.040%以下和O：0.035%以下，剩余部分由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(3)。
2.2Cr+7Mo+3Cu>66(1)
Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<0(2)
Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<100(3)
在此，在式(1)～式(3)中的元素符号中代入前述母材或前述焊接金属中的各元素的含量(质量%)。
本发明的双相不锈钢焊接接头的母材和焊接金属能够抑制大线能量焊接时的σ相的析出、高温氯化物环境下的耐SCC性优异。
附图说明
图1为表示双相不锈钢焊接接头的母材的Cr含量、Mo含量和Cu含量与耐SCC性的关系的图。
图2为表示双相不锈钢焊接接头的焊接金属的Cr含量、Mo含量和Cu含量与耐SCC性的关系的图。
图3A为实施例1中制作的板材的俯视图。
图3B为图3A所示板材的主视图。
图4A为实施例1中制作的焊接接头的俯视图。
图4B为图4A所示焊接接头的主视图。
图5为由图4A和图4B所示焊接接头采集的4点弯曲试验片的立体图。
图6A为实施例2中制作的板材的俯视图。
图6B为图6A所示板材的主视图。
图7A为实施例2中制作的焊接接头的俯视图。
图7B为图7A所示焊接接头的主视图。
具体实施方式
以下参照附图对本发明的实施方式进行具体说明。以下，元素的含量的“%”指的是质量%。
本发明人等对双相不锈钢焊接接头的母材和焊接金属进行了各种实验和详细研究，得到以下的发现。
[母材]
(a)为了抑制大线能量焊接时的σ相的析出，需要抑制Cr含量和Mo含量。但是，钼(Mo)强化以铬(Cr)作为主要成分的钝态覆膜，提高双相不锈钢的耐SCC性。因此，在含有二氧化碳和硫化氢、气氛温度为120℃～200℃的高温氯化物环境下，若Cr含量和Mo含量少，则在双相不锈钢焊接接头的母材中，有可能得不到优异的耐SCC性。
(b)Cu在高温氯化物环境下降低钢材的腐蚀速度。因此，若使Cr含量和Mo含量低，并且含有Cu，则可以强化钝态覆膜。
图1为表示相对于Cr含量、Mo含量和Cu含量的双相不锈钢焊接接头的母材的耐SCC性的图。图1通过后述实施例1的调查方法得到。图1的纵轴为“7Mo+3Cu”值。“7Mo+3Cu”值基于母材中的Mo含量和Cu含量求得。具体而言，在“7Mo+3Cu”中的“Mo”、“Cu”中代入所对应的母材的Mo含量(质量%)、Cu含量(质量%)。图1的横轴为母材的Cr含量(质量%)。图1中的多个点中的“○”点表示在实施例1中记载的SCC试验中，母材未产生SCC。“●”表示产生了SCC。附加在各点的右上的编号对应于后述实施例1的表1中的母材编号。也就是说，各点为对于表1中的母材编号的母材的SCC试验的结果。
参照图1，对于在由7Mo+3Cu=-2.2Cr+66定义的直线P0的上方的点的母材而言，未产生SCC。另一方面，对于在直线P0的下方的点的母材而言，产生了SCC。
由以上结果可知，若双相不锈钢焊接接头的母材满足式(1)，则钝态覆膜得到强化，耐SCC性提高。
2.2Cr+7Mo+3Cu>66(1)
在此，在式(1)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
(c)Cu含量为2.00%以下时，得不到充分的耐蚀性(耐SCC性、耐SSC性和耐全面腐蚀性)。因此，Cu含量需要超过2.00%。
(d)将母材焊接时，热影响区(HAZ)短时间内被加热，然后被冷却。对于这种HAZ而言，σ相易在HAZ析出。为了抑制σ相的析出，优选抑制σ相的核生成及核生长。
(e)若增加Ni含量，则σ相的核生成的驱动力增加。因此，为了抑制σ相的生成，不含有Ni为宜。但是，若不含有Ni，则母材的韧性、以及包括耐SCC性的耐蚀性降低。因此，为了抑制母材的韧性及耐蚀性的降低的同时抑制σ相的析出，优选根据Cu含量和N含量调整Ni含量。具体而言，若母材满足式(2)，则抑制母材的韧性和耐蚀性的降低的同时能抑制σ相的析出。
Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<0(2)
在此，在式(2)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
式(2)中的“Cr+11Mo+10Ni”表示σ相的析出驱动力的大小程度。对于双相不锈钢而言，Cr、Mo和Ni提高σ相析出的核生成的驱动力。Mo含量对σ相的析出驱动力的贡献度为Cr含量的11倍。Ni含量对σ相的析出驱动力的贡献度为Cr含量的10倍。
另一方面，式(2)中的12(Cu+30N)表示σ相的析出抑制力的大小程度。Cu含量对σ相的析出抑制力的贡献度相当于Cr含量对σ相的析出驱动力的贡献度的12倍。N含量对σ相的析出抑制力的贡献度相当于Cu含量的贡献度的30倍。
Cu和N抑制σ相析出的原因推定如下所述。铁素体与奥氏体的边界面(以下称为铁素体/奥氏体边界面)为σ相的核生成部位。在配置于晶格的Ni原子的附近配置Cu原子或N原子时，铁素体/奥氏体边界面中的界面能的降低受到抑制。若界面能的降低受到抑制，则σ相析出时的自由能的减少量减小。因此，σ相的核生成的驱动力减小。
进而，Cu以Cu富集相形式在基体中超微细地析出。析出了的Cu分散在基体中。析出了的Cu有可能成为σ相的核生成部位。在基体中分散析出的许多Cu与作为σ相的本来的核生成部位的铁素体/奥氏体边界面竞争。铁素体/奥氏体边界面中的σ相的核生长比分散析出了的Cu中的σ相的核生长快。因此，通过分散析出了的Cu，铁素体/奥氏体边界面中的σ相的核生长延迟，σ相的析出受到抑制。
(f)若Ni含量满足式(2)，则易在配置于晶格的Ni原子附近配置Cu原子和N原子。因此，σ相的生成受到抑制。
[焊接金属]
(g)对于焊接金属而言，与母材同样地，若满足式(1)则能得到优异的耐SCC性。图2为表示焊接金属中的“7Mo(%)+3Cu(%)”值与“Cr(%)”值的关系的图。图2通过后述的实施例2的调查方法得到。图2中的“○”点表示在实施例2中的SCC试验中，焊接金属未产生SCC。“●”表示产生了SCC。附加在各点的右上的编号对应于实施例2的表3中的接头编号。
参照图2，关于焊接金属，对于在由7Mo+3Cu=-2.2Cr+66定义的直线P0的上方的点而言，未产生SCC。另一方面，对于在直线P0的下方的点而言，产生了SCC。由以上结果可知，若焊接金属满足式(1)，则焊接金属的钝态覆膜得到强化，耐SCC性提高。
(h)焊接金属的σ相析出敏感性小于母材(HAZ)。也就是说，焊接金属与母材相比，σ相不易析出。其理由推定如下所述。对于母材在焊接之前实施固溶处理。通过固溶处理，钢中的Cr、Ni和Mo得到充分扩散。因此，母材成为用于σ相的核生成的元素的扩散进展的状态。因此，若由于大线能量焊接而对母材施加热，则钢中的元素的扩散进一步进展，σ相变得易析出。另一方面，焊接金属在大线能量焊接时暂且熔融、凝固。焊接金属通过熔融而现有的热处理的影响消除。因此，对于焊接金属而言，与母材相比，σ相的析出敏感性低。由以上可知，对于焊接金属而言，若替代式(2)而满足以下的式(3)，则可以抑制大线能量焊接时的σ相的产生。
Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<100(3)
在此，在式(3)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
(i)使用本发明的母材的类似组成金属系材料形成焊接金属时，Cu含量过高，因此易产生高温裂纹。因此，本发明的焊接金属中，Cu含量低于母材。
(j)使用本发明的母材的类似组成金属系材料形成焊接金属时，难以调整焊接金属内的铁素体与奥氏体的相率(以下仅称为“相率”)。焊接金属为熔融凝固组织，不能实施固溶处理等热处理。因此，与母材相比，难以调整相率。因此，焊接金属中，能够适当控制相率的Ni含量高于母材。
基于以上的发现，完成了本发明的双相不锈钢焊接接头。以下对本发明的双相不锈钢焊接接头进行说明。
双相不锈钢焊接接头具备母材和焊接金属。双相不锈钢焊接接头例如为钢管之间或钢板之间在双方的端部焊接而成的。钢管可以为无缝钢管或焊接钢管。以下对母材、焊接金属进行详细说明。
[母材]
本发明的双相不锈钢焊接接头的母材具有以下的化学组成。
C：0.030%以下
碳(C)使奥氏体稳定化。另一方面，若含有过量的C，则易析出碳化物，耐蚀性降低。因此，C含量为0.030%以下。C含量的优选上限为0.025%，进一步优选为0.020%。
Si：0.20～1.00%
硅(Si)抑制焊接时的熔融金属的流动性的降低，抑制焊接缺陷的生成。另一方面，若含有过量的Si，则易生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，Si含量为0.20～1.00%。Si含量的优选上限为0.80%，进一步优选为0.60%。Si含量的优选下限为0.25%，进一步优选为0.30%。
Mn：8.00%以下
锰(Mn)为必须元素。Mn将钢脱硫以及脱氧，提高钢的热加工性。Mn进而提高氮(N)的溶解度。另一方面，若含有过量的Mn则耐蚀性降低。因此，Mn含量为8.00%以下。Mn含量的优选上限为7.50%，进一步优选为5.00%。Mn含量的优选下限为0.03%，进一步优选为0.05%。
P：0.040%以下
磷(P)为杂质。P降低钢的耐蚀性和韧性。因此，优选P含量少。P含量为0.040%以下。优选的P含量为0.030%以下，进一步优选为0.025%以下。
S：0.0100%以下
硫(S)为杂质。S降低钢的热加工性。S进而形成硫化物。硫化物成为点腐蚀的产生起点，因此降低钢的耐点腐蚀性。因此，优选S含量少。S含量为0.0100%以下。优选的S含量为0.0050%以下，进一步优选为0.0020%以下。
Cu：超过2.00%且为4.00%以下
铜(Cu)在高温氯化物环境下强化钝态覆膜，提高包括耐SCC性的耐蚀性。Cu进而在大线能量焊接时在母材中超微细地析出，抑制铁素体-奥氏体相边界中的σ相的析出。另一方面，若含有过量的Cu，则钢的热加工性降低。因此，C含量超过2.00%且为4.00%以下。
Ni：4.00～8.00%
镍(Ni)使奥氏体稳定化。Ni进而提高钢的韧性、提高钢的包括耐SCC性的耐蚀性。另一方面，若含有过量的Ni，则易生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，Ni含量为4.00～8.00%。Ni含量的优选下限为4.50%，进一步优选为5.00%。
Cr：20.0～30.0%
铬(Cr)提高钢的耐蚀性，尤其是在高温氯化物环境下提高钢的耐SCC性。另一方面，若含有过量的Cr，则生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，钢的焊接性降低，热加工性降低。因此，Cr含量为20.0～30.0%。Cr含量的优选下限为21.0%，进一步优选为22.0%。Cr含量的优选上限为29.0%，进一步优选为28.0%。
Mo：0.50～2.00%
钼(Mo)提高钢的耐SCC性。另一方面，若含有过量的Mo则生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，钢的焊接性降低，热加工性降低。因此，Mo含量为0.50～2.00%。优选的Mo含量的下限为0.60%。
N：0.100～0.350%
氮(N)为强力的奥氏体形成元素，提高钢的热稳定性和耐蚀性。本发明的双相不锈钢焊接接头的母材含有作为铁素体形成元素的Cr和Mo。若考虑到母材内的铁素体量与奥氏体量的平衡，则N含量为0.100%以上。另一方面，若含有过量的N，则产生作为焊接缺陷的气孔。若含有过量的N，则进而在焊接时易生成氮化物，钢的韧性和耐蚀性降低。因此，N含量为0.100～0.350%。N含量的优选下限为0.130%，进一步优选为0.160%。
sol.Al：0.040%以下
铝(Al)为必须元素。Al将钢脱氧。另一方面，若含有过量的Al，则形成氮化铝(AlN)，降低钢的韧性和耐蚀性。因此，Al含量为0.040%以下。本说明书中所称的Al含量指的是酸可溶Al(sol.Al)的含量。
Al含量的优选上限为0.035%，进一步优选为0.030%。Al含量的优选下限为0.003%，进一步优选为0.005%。
母材的剩余部分由Fe和杂质组成。在此所称的杂质指的是作为钢的原料利用的矿石、废料、或由于制造工序的各种主要原因而混入的元素。需要说明的是，本发明中的母材中，钨(W)为杂质。W促进σ相的生成。W进而形成碳化物。σ相和W碳化物降低钢的韧性。因此，本发明中的母材中，W为杂质。具体而言，W含量为0.1%以下。
[关于式(1)和式(2)]
母材进而满足式(1)和式(2)。
2.2Cr+7Mo+3Cu>66(1)
Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<0(2)
在此，在式(1)和式(2)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
[关于式(1)]
母材中，为了抑制σ相的析出，对Cr含量和Mo含量进行限制。因此，为了强化钝态覆膜，优选含有适当量的Cu。
定义F1=2.2Cr+7Mo+3Cu。F1为66以下时，在高温氯化物环境下，耐SCC性低。若F1超过66，则即使在高温氯化物环境下，也能得到充分优异的耐SCC性。
[关于式(2)]
如上所述，式(2)中的“Cr+11Mo+10Ni”表示σ相的析出驱动力的大小程度。“12(Cu+30N)”表示σ相的析出抑制力的大小程度。
定义F2=Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)。F2小于0时、也就是说满足式(2)时，σ相的析出抑制力大于σ相的析出驱动力。因此，在大线能量焊接时，可以充分抑制在铁素体/奥氏体相边界中析出σ相。
母材可以含有选自以下的第一组～第三组中的至少一组中的一种或两种以上的元素来替代Fe。也就是说，第一组～第三组的元素为根据需要可以含有的选择元素。
第一组：V：1.50%以下
第二组：Ca：0.0200%以下、Mg：0.0200%以下和B：0.0200%以下
第三组：稀土元素(REM)：0.2000%以下
以下对这些选择元素进行详细说明。
[第一组]
V：1.50%以下
钒(V)为选择元素。V提高钢的耐蚀性，尤其是提高酸性环境下的耐蚀性。更具体而言，若含有Mo和Cu的同时含有V，则钢的耐裂隙腐蚀性提高。另一方面，若含有过量的V，则钢中的铁素体量过量地增加，钢的耐蚀性降低。因此，V含量为1.50%以下，V含量的优选上限为1.30%。若V含量为0.05%以上，则能显著地得到上述效果。但是，即使V含量不足0.05%也能得到某种程度的上述效果。
[第二组]
Ca：0.0200%以下
Mg：0.0200%以下
B：0.0200%以下
钙(Ca)、镁(Mg)和硼(B)均为选择元素。Ca、Mg和B均固定钢中的S和O(氧)，从而提高钢的热加工性。母材的S含量少。因此，即使不含有Ca、Mg和B，钢的热加工性也高。但是，例如通过斜轧法制造无缝钢管时，有时要求进一步高的热加工性。若含有选自由Ca、Mg和B组成的组中的一种或两种以上，则能得到进一步高的热加工性。
另一方面，若含有过量的Ca、Mg和B中的一种或两种以上，则非金属夹杂物(Ca、Mg和B的氧化物和硫化物等)增加。非金属夹杂物成为点腐蚀的起点，因此钢的耐蚀性降低。因此，Ca含量为0.0200%以下，Mg含量为0.0200%以下，B含量为0.0200%以下。
为了显著地得到上述效果，优选Ca、Mg和B中的至少一种的含量或两种以上的总含量为S(质量%)+1/2×O(质量%)以上。但是，若含有少量的Ca、Mg和B中的至少一种或两种以上，则也能得到某种程度的上述效果。
含有Ca、Mg和B中的两种时，这些元素的总含量为0.04%以下。含有Ca、Mg和B全部时，这些元素的总含量为0.06%以下。
[第三组]
稀土元素(REM)：0.2000%以下
稀土元素(REM)为选择元素。REM与Ca、Mg和B同样地固定钢中的S和O(氧)，提高钢的热加工性。另一方面，若含有过量的REM，则非金属夹杂物(稀土元素的氧化物和硫化物等)增加，钢的耐蚀性降低。因此，REM含量为0.2000%以下。为了显著地得到上述效果，优选REM含量为S(质量%)+1/2×O(质量%)以上。但是，若含有少量的REM，则也能得到某种程度的上述效果。
REM指的是包括镧系元素的15种元素、Y和Sc的总称。含有这些元素中的一种或两种以上。REM的含量指的是上述中的一种或两种以上的元素的总含量。
[焊接金属]
本发明的双相不锈钢焊接接头的焊接金属具有以下的化学组成。
C：0.030%以下
碳(C)使焊接金属中的奥氏体稳定化。另一方面，若含有过量的C，则易析出碳化物，耐蚀性降低。因此，C含量为0.030%以下。C含量的优选上限为0.025%，进一步优选为0.020%。
Si：0.20～1.00%
硅(Si)在焊接时将熔融金属脱氧。Si进而提高焊接金属的强度。另一方面，若含有过量的Si，则焊接金属的韧性降低。因此，Si含量为0.20～1.00%。Si含量的优选上限为0.80%，进一步优选为0.60%。Si含量的优选下限为0.25%，进一步优选为0.30%。
Mn：8.00%以下
锰(Mn)为必须元素。Mn在焊接时将熔融金属脱氧。Mn进而提高焊接金属的强度。另一方面，若含有过量的Mn，则焊接金属的耐蚀性降低。因此，Mn含量为8.00%以下。Mn含量的优选上限为7.00%，进一步优选为6.00%。Mn含量的优选下限为0.25%，进一步优选为0.50%。
P：0.040%以下
磷(P)为杂质。P降低焊接金属的韧性，提高焊接金属的高温裂纹敏感性。因此，优选P含量少。P含量为0.040%以下。优选的P含量为0.030%以下，进一步优选为0.020%以下。
S：0.010%以下
硫(S)为杂质。S降低焊接金属的延展性和耐蚀性，提高焊接金属的高温裂纹敏感性。因此，优选S含量少。S含量为0.010%以下。优选的S含量为0.005%以下，进一步优选为0.002%以下。
Cu：2.00%以下
铜(Cu)为必须元素。Cu在高温氯化物环境下强化钝态覆膜，提高包括耐SCC性的耐蚀性。另一方面，若含有过量的Cu，则焊接金属的高温裂纹敏感性提高。因此，Cu含量为2.00%以下。优选的Cu含量不足2.00%。Cu含量的优选上限为1.00%，进一步优选为0.80%。Cu的优选下限为0.10%，进一步优选为0.15%。
Ni：7.00～12.00%
镍(Ni)使焊接金属中的奥氏体稳定化，提高焊接金属的韧性。另一方面，若含有过量的Ni，则焊接金属中的铁素体量过度降低，难以得到双相不锈钢的基本的机械特性。若含有过量的Ni，则进而易析出σ相。因此，Ni含量为7.00～12.00%。Ni含量的优选上限为11.00%，进一步优选为10.00%。Ni含量的优选下限为8.00%，进一步优选Ni含量高于8.00%。
Cr：20.0～30.0%
铬(Cr)提高焊接金属的耐蚀性，尤其是在高温氯化物环境下提高焊接金属的耐SCC性。另一方面，若含有过量的Cr，则易析出σ相。因此，Cr含量为20.0～30.0%。Cr含量的优选上限为29.0%，进一步优选为28.0%。Cr含量的优选下限为21.0%。
Mo：1.00%～4.00%
钼(Mo)提高高温氯化物环境下的焊接金属的耐SCC性。另一方面，若含有过量的Mo，则易在焊接金属析出σ相。因此，Mo含量为1.00%～4.00%。优选的Mo含量的上限为3.50%，进一步优选为3.00%。优选的Mo含量的下限为1.50%，进一步优选为2.00%。
N：0.100～0.350%
氮(N)为强力的奥氏体形成元素，提高焊接金属的耐蚀性。另一方面，若含有过量的N，则产生作为焊接缺陷的气孔。因此，N含量为0.100～0.350%。N含量的优选上限为0.300%，进一步优选为0.250%。
sol.Al：0.040%以下
铝(Al)为必须元素。Al在焊接时将熔融金属脱氧。另一方面，若含有过量的Al，则Al形成粗大的氧化物系的夹杂物，降低焊接金属的韧性。因此，Al含量为0.040%以下。本说明书中所称的Al含量指的是酸可溶Al(sol.Al)的含量。
Al含量的优选上限为0.035%，进一步优选为0.030%。Al含量的优选下限为0.003%。
O(氧)：0.035%以下
O(氧)为杂质。O形成氧化物系夹杂物，降低焊接金属的韧性。因此，优选O含量尽可能少。O含量为0.035%以下。O含量的优选上限为0.030%，进一步优选为0.025%。
本发明的焊接金属的剩余部分由Fe和杂质组成。在此所称的杂质指的是作为钢的原料利用的矿石、废料、或由于制造工序的各种主要原因而混入的元素。
本发明的焊接金属进而满足式(1)和式(3)。
2.2Cr+7Mo+3Cu>66(1)
Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<100(3)
在此，在式(1)和式(3)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
[关于式(1)]
若F1(=2.2Cr+7Mo+3Cu)超过66，则由于与母材相同的原因，即使在高温氯化物环境下，也能得到充分优异的耐SCC性。
[关于式(3)]
如上所述，焊接金属的σ相析出敏感性低于母材。对于母材，在焊接之前实施固溶处理。通过固溶处理，钢中的Cr、Ni和Mo得到充分扩散。因此，母材成为用于σ相的核生成的元素的扩散进展的状态。因此，若由于大线能量焊接而对母材施加热，则钢中的元素的扩散进一步进展，σ相易析出。另一方面，焊接金属在大线能量焊接时暂且熔融、凝固。焊接金属通过熔融而现有的热处理的影响消除。因此，对于焊接金属而言，与母材相比，σ相的析出敏感性低。
若F2(=Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N))小于100，则熔融金属中的σ相的析出抑制力大于σ相的析出驱动力。因此，在大线能量焊接时，可以充分地抑制在熔融金属中析出σ相。
焊接金属进而可以含有W来替代Fe。也就是说，W为选择元素。
W：4.00%以下
钨(W)为选择元素。W提高焊接金属的耐蚀性，尤其是提高酸性环境下的耐蚀性。更具体而言，提高焊接金属的耐点腐蚀性。另一方面，若含有过量的W则提高耐蚀性的效果饱和。若含有过量的W，则进而难以调整焊接金属的强度。因此，W含量为4.00%以下。若W含量为1.00%以上，则能显著地得到上述效果。但是，即使W含量小于1.00%也能得到某种程度的上述效果。W含量的优选上限为3.00%，进一步优选为2.00%。
[制造方法]
将具有上述化学组成的双相不锈钢(母材)熔炼。双相不锈钢可以通过电炉熔炼、或通过Ar-O2混合气体底吹脱碳炉(AOD炉)熔炼。另外，双相不锈钢也可以通过真空脱碳炉(VOD炉)熔炼。熔炼了的双相不锈钢可以通过铸锭法制造为钢锭、或通过连续铸造法制造为铸坯(板坯、大方坯或小方坯)。
使用所制造的钢锭或铸坯，制造母材。母材例如为钢板、无缝钢管。
钢板例如通过以下的方法制造。对所制造的钢锭或板坯进行热加工，制造钢板。热加工例如为热锻、热轧。
钢管例如通过以下的方法制造。对所制造的钢锭、板坯或大方坯进行热加工从而制造小方坯。对所制造的小方坯进行热加工，制造双相不锈钢钢管。热加工例如为利用曼内斯曼法的穿轧。作为热加工，可以实施热挤出或热锻。
对于所制造的母材实施固溶处理。具体而言，将母材容纳于热处理炉，在周知的固溶处理温度(900～1200℃)下均热。均热后，通过水冷等将母材骤冷。
母材为维持固溶的状态(所谓维持固溶的材料)。也就是说，实施固溶处理后，不实施其它的热处理、除了冷矫正之外的其它的冷加工(冷拔、皮尔格轧制)来使用。
对于焊接金属用的焊接材料，与上述母材同样地熔炼。将熔炼了的焊接材料铸造而形成钢锭。对钢锭进行热加工，制造焊接材料。焊接材料可以为棒状或小的块状。
使用焊接材料，通过周知的焊接方法，将母材焊接而制造双相不锈钢焊接接头。焊接方法例如为TIG焊接、MIG焊接、MAG焊接和埋弧焊等。焊接时，焊接材料与母材的一部分熔融及凝固而形成焊接金属。
双相不锈钢焊接接头为焊接钢管时，例如对上述板状的母材实施弯曲加工，使母材形成开缝管。将开缝管的长度方向的两端面通过周知的焊接法焊接，制造焊接钢管。
实施例1
将具有各种化学组成的双相不锈钢(相当于本发明的母材)熔炼。使用熔炼了的双相不锈钢，通过各种制造条件制造多块双相不锈钢钢板。使用钢板制造焊接接头，调查母材的HAZ的特性(耐SCC性以及由于大线能量焊接所导致的σ相析出的有无)。
[调查方法]
使用150kg的容量的真空熔化炉将具有表1所示母材编号1～27的化学组成的双相不锈钢熔炼。
[表1]
表1中的化学组成栏中示出各母材编号的钢中的所对应的元素的含量(质量%)。各母材编号的化学组成的表1中记载的元素以外的剩余部分为Fe和杂质。表中的“-”表示所对应的元素含量为杂质水平。表中的“Others”栏中示出所对应的钢中含有的选择元素。例如对应于母材编号5的“Others”栏中的“0.06V-0.0015Ca”表示V含量为0.06%、Ca含量为0.0015%。
将熔炼了的双相不锈钢铸造，制造钢锭。将所制造的各钢锭加热至1250℃。对加热了的钢锭进行热锻，制造厚度40mm的板材。将所制造的板材再次加热至1250℃。对加热了的板材进行热轧，制造厚度15mm的钢板。轧制时的钢材的表面温度为1050℃。对于所制造的钢板，实施固溶处理。固溶处理温度为1070℃、均热时间为30分钟。均热后，将钢板水冷至常温(25℃)，制造母材编号1～27的供试钢板。
[试验片的制作]
由各供试钢板制作图3A和图3B所示的两块板材(母材)10。图3A为板材10的俯视图、图3B为主视图。图3A和图3B中，附带“mm”的数值表示尺寸(单位mm)。
如图3A和图3B所示，板材10的厚度为12mm、宽度为100mm、长度为200mm。板材进而在长边侧具有坡口角度30度的V坡口面11。板材10通过机械加工制作。
使所制作的两块板材10的V坡口面11互相对置。通过TIC焊接，将两块板材10焊接，制作图4A和图4B所示的焊接接头20。图4A为焊接接头20的俯视图、图4B为主视图。焊接接头20具有表面21和背面22，在中央具备焊接金属30。焊接金属30由表面21侧通过多层焊接来形成，在板材10的长度方向上延伸。各母材编号的焊接金属30均使用具有与母材编号1的供试钢板相同的化学组成、外径2mm的焊接材料来形成。TIG焊接中的线能量为30kJ/cm。
由焊接接头20的背面22侧采集包括焊接金属30的板状的试验片40。图4B中的焊接接头20的虚线部分表示采集试验片40的部分。图5表示所采集的试验片的立体图。图5中的附带“mm”的数值表示尺寸(单位mm)。参照图5可知，试验片40为板状。试验片40的上表面41相当于焊接接头(参照图4B)的背面22。试验片40的长度方向与焊接金属30的长度方向正交。如图5所示，焊接金属30与板材10的两条边界线30B中的一者配置于试验片40的中央。
[SCC试验]
使用试验片40实施4点弯曲试验，评价各供试材料的耐SCC性。使用4点弯曲夹具，对试验片40负荷根据ASTMG39的实际屈服应力(各供试材料的屈服应力)。将负荷了应力的试验片40浸渍在压入3MPa的CO2的25%NaCl水溶液(150℃)内，以这种状态保持720小时。经过720小时后，肉眼观察试验片40的表面是否产生SCC。进而，在垂直于上表面41的方向上切断试验片40。用500倍的光学显微镜对试验片40的断面进行观察，判断是否产生了SCC。
[σ相的面积率测定试验]
将各母材编号的焊接接头20在垂直于其焊接线及表面21的方向上切断。切断后，对焊接接头20的断面进行镜面研磨、蚀刻。蚀刻后，使用500倍的光学显微镜，对经过蚀刻的断面中的热影响区(HAZ)进行图像解析。关于图像解析中利用的HAZ的面积，每一个视野为40000μm2。对于四个视野实施图像解析。通过图像解析，求出各视野的HAZ内的σ相的面积率(%)。将四个视野的σ相的面积率的平均定义为各母材编号的σ相的面积率(%)。σ相的面积率为0.5%以上时，判断σ相析出。σ相的面积率不足0.5%时，判断σ相未析出。
[试验结果]
试验结果如表2所示。
[表2]
表2中的“F1”栏中填写各母材编号的供试钢板的F1值(F1=2.2Cr+7Mo+3Cu)。“SCC”栏中，“无”表示所对应的母材编号的试验片40中未观察到SCC。“有”表示所对应的母材编号的试验片40中观察到SCC。
“F2”栏中填写各母材编号的供试钢板的F2值(F2=Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N))。“σ相”栏中，“无”表示σ相的面积率不足1%。“有”表示σ相的面积率为1%以上。
[耐SCC性的评价]
参照表2，母材编号1～13的供试钢板的化学组成处于本发明的范围内。进而，母材编号1～13的供试钢板满足式(1)和式(2)。因此，母材编号1～13的试验片40中未观察到SCC。
另一方面，母材编号14～19、21、23、24和26的供试钢板不满足式(1)。因此，这些母材编号的试验片40产生了SCC。
母材编号20、22和25的供试钢板满足式(1)。但是，母材编号20、22和25的供试钢板的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限。因此，母材编号20、22和25的试验片40产生了SCC。
[σ相析出抑制的评价]
参照表2，母材编号1～14、16～20、23、24和26的供试钢板满足式(2)。因此，在这些母材编号的焊接接头20的HAZ未析出σ相。另一方面，母材编号15、21、22、25和27的供试钢板不满足式(2)。因此，在这些母材编号的焊接接头20的HAZ析出σ相。尤其是试验编号27的供试钢板的化学组成处于本发明的范围内并且满足式(1)。但是，试验编号27的供试钢板不满足式(2)，因此析出σ相。
实施例2
利用以下的方法调查双相不锈钢焊接接头的焊接金属的特性(耐SCC性、σ相的析出抑制以及韧性)。
[调查方法]
[试验片的制作]
由表1的各母材编号1及8的供试钢板，通过机械加工制作图6A和图6B所示的两块板材50。图6A为板材50的俯视图、图6B为主视图。图6A和图6B中，附带“mm”的数值表示尺寸(单位mm)。
板材50的厚度为12mm、宽度50mm、长度100mm。板材进而在长边侧具有坡口角度30度、根部厚度1mm的V坡口面51。
如图7A和7B所示，准备拘束板70。拘束板70的厚度为25mm、宽度为200mm、长度为200mm，具有相当于JISG3106(2004)中规定的SM400C的化学組成。
在拘束板70上配置两块板材50。此时，两块板材50的坡口面51互相对接。配置两块板材50后，使用覆盖电弧焊条，将板材50的四周拘束焊接。覆盖电弧焊条具有相当于JISZ3224(1999)中规定的“DNiCrFe-3”的化学组成。
接着，在两块板材50的坡口内实施多层电弧焊，制作表3所示的接头编号1-1～1-16、8-1～8-6的焊接接头60。
参照图7A和图7B，焊接接头60具备板材50和焊接金属80。表3表示各接头编号的焊接金属80的化学组成。
对于接头编号1-1～1-16、接头编号8-1～8-4而言，实施TIG焊接。对于接头编号8-5和8-6而言，实施MAG焊接。各焊接中的线能量为30kJ/cm。TIG焊接时将100%Ar气体用于保护气体。接头编号8-5的MAG焊接时，将80%Ar气体和20%CO2气体的混合气体用于保护气体。接头编号8-6的MAG焊接时，将60%Ar气体和40%CO2气体的混合气体用于保护气体。表3表示各接头编号的焊接方法和保护气体。
对于接头编号1-1和8-1而言，使用相同的焊接材料。同样地，对于接头编号1-2、8-2、8-5和8-6而言，使用相同的焊接材料。对于接头编号1-3和8-3而言，使用相同的焊接材料。对于接头编号1-4和8-4而言，使用相同的焊接材料。各焊接材料通过以下的方法制造。利用30kg的容量的真空熔化炉将焊接材料熔炼。将熔炼了的焊接材料铸造，制造钢锭。将所制造的钢锭加热至1250℃。对加热了的钢锭进行热锻，制造厚度40mm的板材。将板材再次加热至1250℃。对加热了的板材进行热轧，制造厚度4mm的板材。轧制时的板材的温度为1050℃以上。将所制造的板材机械加工，制作一边的长度为2mm的正方形状的焊接材料。使用所制作的焊接材料，利用上述焊接方法实施焊接，得到各接头编号的焊接接头60。
[高温裂纹试验]
由表3所示的各接头编号的焊接接头60采集与焊接线正交的断面显微组织观察用试验片。对所采集的试验片的表面进行镜面研磨、蚀刻。使用500倍的光学显微镜对经过蚀刻的试验片的表面进行观察。然后肉眼判断焊接金属80内是否产生高温裂纹。
[SCC试验]
与实施例1中的SCC试验中使用的试验片40同样地，由图6B所示的焊接接头60的下表面侧采集试验片90。试验片90具有与图5所示的试验片40相同的尺寸形状。也就是说，试验片90的厚度为2mm、宽度为10mm、长度为75mm。
使用试验片90，在与实施例1相同的条件下实施SCC试验，与实施例1的SCC试验同样地判断试验片90是否产生SCC。
[σ相的面积率测定试验]
将各接头编号的焊接接头60与实施例1同样地在垂直于其焊接线及表面的方向上切断。切断后，对焊接接头60的断面进行镜面研磨、蚀刻。蚀刻后，使用500倍的光学显微镜，对经过蚀刻的断面中的焊接金属80进行图像解析。通过图像解析，求出焊接金属80内的σ相的面积率(%)。σ相的面积率的测定方法与实施例1相同。σ相的面积率为1%以上时，判断σ相析出。σ相的面积率不足1%时，判断σ相未析出。
[韧性试验]
由各接头编号的焊接接头60采集V缺口试验片。V缺口试验片的缺口位置相当于焊接金属80的中央部分。V缺口试验片的宽度为10mm、厚度为10mm、长度为55mm、缺口深度为2mm。使用V缺口试验片，基于JISZ2242，在-30℃下实施夏比冲击试验，求出吸收能。
[试验结果]
试验结果如表4所示。
[表4]
参照表4，“母材编号”栏中填写所使用的板材50的母材编号。“高温裂纹”中，“无”表示未观察到高温裂纹，“有”表示观察到高温裂纹。“vE-30℃(J)”填写通过上述夏比冲击试验得到的-30℃下的吸收能(J)。“F1”栏、“SCC”栏、“F2”栏、“σ相”栏与表2相同。
参照表4，接头编号1-1～1-4、8-1～8-5的焊接金属80的化学组成处于本发明的范围内，并且满足式(1)和式(3)。因此，对于这些接头编号而言，未产生高温裂纹及SCC，也未观察到σ相。进而，这些接头编号的吸收能高、为100J以上。
另一方面，接头编号1-5、1-6和1-16的焊接金属80的Cu含量超过本发明的焊接金属Cu含量的上限。因此，对于这些接头编号而言，产生了高温裂纹。
接头编号1-5～1-9的焊接金属80的Ni含量不足本发明的焊接金属的Ni含量的下限值。因此，对于这些接头编号而言，吸收能不足100J，韧性低。
接头编号1-10的焊接金属80的Ni含量超过本发明的Ni含量的上限。因此，对于接头编号1-10而言，产生了σ相。接头编号1-11的焊接金属80的Mo含量不足本发明的Mo含量的下限。因此，对于接头编号1-11而言，产生了SCC。接头编号1-12的焊接金属80的Mo含量超过本发明的Mo含量的上限。因此，对于接头编号1-12而言，产生了σ相。接头编号1-13的焊接金属80的Cr含量超过本发明的Cr含量的上限。因此，对于接头编号1-13而言，产生了σ相。
接头编号1-14的焊接金属80的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，并且F2值满足式(3)。但是，对于接头编号1-14的焊接金属80而言，F1值不满足式(1)。因此，对于接头编号1-14而言，产生了SCC。
接头编号1-15的焊接金属80的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，并且F1值满足式(1)。但是，对于接头编号1-15的焊接金属80而言，F2值不满足式(3)。因此，对于接头编号1-15而言，产生了σ相。
接头编号8-6的焊接金属80的O含量超过本发明的O含量的上限。因此接头编号8-6的韧性低、不足100J。
以上对本发明的实施方式进行了说明，但是上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因而，本发明不被上述实施方式限定，在不脱离其主旨的范围内，可以将上述实施方式适当变形来实施。
产业上的可利用性
本发明的双相不锈钢焊接接头能够广泛适用于要求耐SCC性的环境。尤其是本发明的双相不锈钢焊接接头能够适用作配设在氯化物环境下的管线管。

Claims (7)

1.一种双相不锈钢焊接接头，其具备母材和焊接金属，
所述母材按质量％计含有C：0.030％以下、Si：0.20～1.00％、Mn：8.00％以下、P：0.040％以下、S：0.0100％以下、Cu：超过2.00％且为4.00％以下、Ni：4.00～8.00％、Cr：20.0～30.0％、Mo：0.50～2.00％、N：0.100～0.350％和sol.Al即酸可溶Al：0.040％以下，剩余部分由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)，
所述焊接金属按质量％计含有C：0.030％以下、Si：0.20～1.00％、Mn：8.00％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cu：2.00％以下、Ni：超过8.00％且12.00％以下、Cr：20.0～30.0％、Mo：1.00～4.00％、N：0.100～0.350％、sol.Al即酸可溶Al：0.040％以下和O：0.035％以下，剩余部分由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(3)，
2.2Cr+7Mo+3Cu>66(1)
Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<0(2)
Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)<100(3)
在此，在式(1)～式(3)中的元素符号中代入所述母材或所述焊接金属中的各元素的含量，含量的单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的双相不锈钢焊接接头，其中，所述焊接金属还含有W：4.00％以下来替代所述Fe的一部分。
3.根据权利要求1所述的双相不锈钢焊接接头，其中，所述母材还含有V：1.50％以下来替代所述Fe的一部分。
4.根据权利要求2所述的双相不锈钢焊接接头，其中，所述母材还含有V：1.50％以下来替代所述Fe的一部分。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的双相不锈钢焊接接头，其中，所述母材还含有选自由Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下和B：0.0200％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的双相不锈钢焊接接头，其中，所述母材还含有稀土元素：0.2000％以下来替代所述Fe的一部分。
7.根据权利要求5所述的双相不锈钢焊接接头，其中，所述母材还含有稀土元素：0.2000％以下来替代所述Fe的一部分。
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