行脱氧，此外，还可通过使真空脱气、氩气搅拌等二次精炼的时间长时间化或进行多次， 从而除去氧化物系夹杂物。
[0102] 其后与前述同样，对于由转炉或电炉熔解的钢液，进行基于AOD法、VOD法等的精 炼而进行成分调整后，以连续铸造法、铸锭法等铸造方法制成钢锭。对于所得到的钢锭在 1000~1200°C程度的温度域进行热加工，接着进行冷加工而成为期望的尺寸形状。在此， 热加工时的总加工率（原钢锭的截面积/加工后的截面积）按照通常为10~50左右，为 了达到期望的含有Ta的硫?氧化物系复合夹杂物的存在状态，在热加工时，优选以1100~ 1200°C的温度域的加工率（加工前的断面积/加工后的截面积）成为高于总加工率之中的 50%的加工率的方式进行热加工。
[0103] 还有，如上所述，在通常的双相系不锈钢钢材的制造中，虽然对于钢锭也在 1000~1200°C左右的温度域进行热加工，但若没有特别进行有意识的控制，则由于加工时 的温度降低的影响，1000~1100°c的温度域的加工率相比1100~1200°C的温度域的加工 率会更高。其结果是，在现有的制造中，Iioo~1200°c的温度域下的加工率为总加工率之 中的50%以下。在本发明中进行至上述硫?氧化物系复合夹杂物的控制时，通过主动地提 高1100~1200°C的温度域的加工率，能够得到期望的含有Ta的硫·氧化物系复合夹杂物 的存在状态。
[0104] 〈双相不锈钢钢管〉
[0105] 对于本发明的双相不锈钢钢管的实施方式进行说明。
[0106] 本发明的双相不锈钢钢管由上述双相不锈钢钢材构成，能够通过用于通常的不锈 钢钢管的量产的制造设备和制造方法制造。例如，能够通过以圆棒为原材的挤出制管、曼内 斯曼制管、以板材作为原材而在成形后焊接接缝的焊接制管等，使之成为期望的尺寸。另 外，双相不锈钢钢管的尺寸可以根据使用钢管的脐带缆、海水淡化工厂、LNG气化器、油井 管、各种化学工厂等而适当设定。
[0107] 【实施例】
[0108] 以下，说明本发明的双相不锈钢钢材的实施例。
[0109] [实施例1 :关于含Ta钢的实施例]
[0110](试料的制作）
[0111] 利用具备电极电孤加热功能的钢液处理设备，分别熔炼表1所示的成分组成的钢 (钢标号A~Z)，使用50kg的圆形铸模（主体：约Φ 140 X 320mm)进行铸造。将凝固的钢 锭加热至1200°C并在该温度下实施热锻，其后切断，以1100°C实施30分钟保持的固溶化热 处理并进行水冷，从而加工成600 X 120 X 60mm的钢锻品（试料No. 1~26)。
[0112] 另外，计算各钢的PRE = [Cr]+3. 3[Mo]+16[N]，其结果也显示在表1中。此外，对 于加工的钢锻品，将与加工方向平行的截面埋入，进行镜面研磨，在草酸水溶液中进行电解 蚀刻后，以倍率100倍进行光学显微镜观察，确认各钢锻品的组织。其结果是，任意一个钢 锻品均由铁素体相和奥氏体相的双相构成。
[0113] (试料的提取）
[0114] 接着，使用从钢锻品上平行于加工方向提取的试料（20mmX30mmX2mm)，按以下所 示的步骤评价耐点蚀性和热加工性。
[0115] (耐点蚀性的评价）
[0116] 用SiC#600研磨纸对试料表面进行湿式研磨，超声波清洗后，在50 °C的30 %硝酸 中浸渍1小时，进行钝化处理。接着，在试料上通过点焊安装导线，剩下试验部（试验面积： IOmmX IOmm)用环氧树脂被覆。将该试料浸渍在保持在80°C的20% NaCl水溶液中10分钟 后，以+600mV(vs. SCE :饱和甘汞电极）保持1分钟，以激光显微镜测量试验部的最大点蚀 深度。并且，最大点蚀深度高于40μπι的评价为耐点蚀性不良（X)，最大点蚀深度在40μπι 以下且高于20 μ m的评价为耐点蚀性良好（〇），最大点蚀深度在20 μ m以下的评价为耐点 蚀性优异（◎)。其结果显示在表2中。
[0117] (热加工性的评价）
[0118] 目测观察钢锻品的表面，观察有无表面缺陷。并且，将发生裂纹的评价为热加工性 不良（X)，将表面缺陷多发的评价为热加工性稍差（Λ)，略有表面缺陷的评价为热加工性 良好（〇），没有表面缺陷的评价为热加工性优异（◎)。其结果显示在表2中。
[0119] 【表1】
[0120]
[0121] 【表2】
[0122]
[0123] 由表2的结果可确认，使用满足本发明的要件的钢（钢标号A~R)制作的试料 No. 1~18 (实施例）具有良好或优异的耐点蚀性，并且具有良好或优异的热加工性。
[0124] 相对于此，使用不满足本发明的要件的钢（钢标号S~Z)制作的试料No. 19~ 26 (比较例），可确认具有以下的问题。
[0125] 试料No. 19因为Ta过剩，所以粗大的氮化物大量形成，热加工性差。另外，〇相 也形成，耐点蚀性也差。试料No. 20因为没有添加 Ta，所以σ相大量形成，耐点蚀性和热 加工性差。试料No. 21因为Mn过剩，所以有很多的夹杂物（MnS)析出，耐点蚀性和热加工 性差。试料No. 22因为S过剩，所以粗大的硫化物大量形成，耐点蚀性和热加工性差。试料 No. 23因为Cr不足，所以耐点蚀性和热加工性差。试料No. 24因为Ni不足，所以耐点蚀性 和热加工性差。试料No. 25因为C过剩，所以碳化物大量形成，耐点蚀性和热加工性差。试 料No. 26因为Mo过剩，所以〇相大量形成，耐点蚀性和热加工性差。
[0126] [实施例2 :关于含Ge钢的实施例]
[0127] (试验材No. 1~17的制作）
[0128] 利用具备电极电孤加热功能的钢液处理设备，分别熔炼表3所示的成分组成的不 锈钢（余量是Fe和不可避免的杂质），使用50kg的矩形铸模（主体：约□ 120X450mm) 进行铸造。另外，对于各钢的组织计算PRE值的结果也显示在表3中。还有，在表3中， 空白栏表示不含该成分。将凝固的钢锭加热至1200°C，并在该温度下实施热锻，加工成 600X120X60mm的钢锻品。其后切断，作为热处理以1100°C保持30分钟，并进行水冷。
[0129] (试验材No. 1~17的提取）
[0130] 接着，使用从上述钢锻品上平行于加工方向提取的试料（20mmX30mmX2mmt)，按 以下所示的步骤评价耐间隙腐蚀性。
[0131] (耐间隙腐蚀性的评价）
[0132] 耐间隙腐蚀性的评价遵循ASTM G48的Method F，将赋予了间隙的试验片浸渍在 6% FeCl3+0. 05N HCl中24小时，测量试验后的最大间隙腐蚀深度，并进行评价。试验温度 为60°C。作为耐间隙腐蚀性的评价，进行如下判定：最大间隙腐蚀深度低于200 μ m时为优 良，其次在200 μ m以上并低于400 μ m时为良，400 μ m以上时为差。其结果显示在表3中。
[0133] (成分组成）
[0134] 成分组成由以下的方法测量。C、S ;红外线吸收法，Si、Mn、P、Ni、Cr ;荧光X射线 分析法;Mo、Sn、Ge、Ta ;ICP分析法，S、N ;惰性气体熔融法。试验材的测量部位只要可以测 量则没有特别限定。表3中，不满足本发明的规定的组成，对数值引下划线表示。
[0135] 【表3】
[0136]
[0137] 在满足作为本发明的要件的成分组成的组成标号Al~A12的不锈钢钢材（试验 材No. 1~12)中，可知均具有良好的耐间隙腐蚀性。
[0138] 相对于此，在组成标号Bl~B5(试验材No. 13~17)中，具有以下的问题。
[0139] Bl大量添加有Ge，〇相增大，耐间隙腐蚀性劣化。B2因为没有添加 Ge，所以钝态 皮膜不稳定，耐间隙腐蚀性劣化。B3和M分别大量含有S与Mn，因此大量的Mn硫化物析 出，耐间隙腐蚀性劣化。B5的N量为少量，耐间隙腐蚀性劣化。
[0140] [实施例3 :含Ta钢中进行至硫?氧化物系复合夹杂物的控制时的实施例]
[0141] (钢材的制作）
[0142] 利用具备电极电孤加热功能的钢液处理设备，分别熔炼表4所示的成分组成的钢 (钢标号：Al~A16、B1~B9)，使用50kg的圆形铸模（主体：约Φ 140X 320mm)进行铸造。 另外对于各钢，关于PRE= [Cr]+3. 3[Mo]+16[N]的计算结果也显示在表4中。还有，在表 4的成分组成栏中，空白栏表示不含有该成分，余量是Fe和不可避免的杂质。
[0143] 将凝固的钢锭加热至1200 °C并在该温度下实施热锻（锻造温度：1000~ 1200°C )，其后切断。接着实施冷轧和以1100°C保持30分钟的固溶化热处理，以冷速12°C / 秒进行水冷后切断，最终加工成300 X 120 X IOmm的钢材（No. 1~25)。
[0144] 还有，在钢（钢标号：All~A16)中为了达到低0量，比通常强一些地进行熔炼时 的脱氧工序。另外，对于钢材