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WO2013118585A1 - 二重管およびそれを用いた溶接構造体 - Google Patents

二重管およびそれを用いた溶接構造体 Download PDF

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WO2013118585A1
WO2013118585A1 PCT/JP2013/051413 JP2013051413W WO2013118585A1 WO 2013118585 A1 WO2013118585 A1 WO 2013118585A1 JP 2013051413 W JP2013051413 W JP 2013051413W WO 2013118585 A1 WO2013118585 A1 WO 2013118585A1
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WO
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less
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pipe
welding
chemical composition
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Application number
PCT/JP2013/051413
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English (en)
French (fr)
Inventor
平田　弘征
吉澤　満
英範 小川
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
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Publication date
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Priority to EP13746313.9A priority patent/EP2813594B1/en
Priority to CN201380008821.3A priority patent/CN104114730B/zh
Priority to IN6929DEN2014 priority patent/IN2014DN06929A/en
Priority to PL13746313T priority patent/PL2813594T3/pl
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Definitions

  • the present invention relates to a double pipe and a welded structure using the same. Specifically, the present invention uses a double pipe excellent in weld crack resistance that can be used as a material for high temperature equipment by fillet welding a plate, a metal fitting, etc. to the outer surface of the pipe, and the double pipe.
  • the present invention relates to a welded structure that constitutes a high-temperature device manufactured in this manner.
  • a panel hereinafter referred to as “furnace wall” that constitutes a combustion portion of a power generation boiler in which a plate called a fin is fillet welded in the longitudinal direction of the outer surface of the pipe. ).
  • Patent Documents 1 to 3 have increased the Cr and Ni contents, and further included one or more of Mo and W to improve the creep rupture strength as a high temperature strength.
  • a heat resistant alloy is disclosed.
  • Patent Documents 4 to 7 describe, in mass%, Cr as 28 to 38% and Ni as 35 to 60%.
  • An austenitic heat-resistant alloy containing a Cr-based body-centered cubic ⁇ -Cr phase and further improving creep rupture strength is disclosed.
  • the furnace wall pipe is required to have better high temperature strength and high temperature corrosion resistance.
  • ASME A213 Grade T91 and Grade T23 represented by 2.25 to 9% Cr ferritic heat-resisting steel containing V and Nb to increase the strength, and further disclosed in the aforementioned Patent Documents 1 to 7 There is a movement to use the austenitic heat-resistant alloy.
  • the furnace wall is panelized by fillet welding the fins in the longitudinal direction of the outer surface of the furnace wall tube.
  • 2.25% Cr ferritic heat resistant steel can be preheated and / or postheated, but in submerged arc welding and MAG welding, which are frequently used for fillet welding of furnace wall pipes, welding cold cracking May occur. Therefore, also in the 2.25% Cr ferritic heat resistant steel, in order to stably avoid the occurrence of weld cold cracking, as in the case of the 9% Cr ferritic heat resistant steel, preheating and / or afterheating are performed. Since it is necessary to implement, it is not practical industrially.
  • austenitic heat-resistant steel (heat-resistant alloy) has excellent welding cold cracking resistance, it has a large thermal expansion coefficient compared to ferritic heat-resistant steel, and therefore, deformation is large. Therefore, in order to produce a panel with excellent dimensional accuracy, there is a problem that hot cracking is likely to occur in the heat affected zone (hereinafter referred to as “HAZ”) when fillet welding is performed under high restraint conditions. There is. Therefore, it is difficult to satisfy the excellent weld cracking resistance at the time of fillet welding without performing preheating or afterheating even for austenitic heat resistant steel (heat resistant alloy).
  • HZ heat affected zone
  • the present invention has been made in view of the above-described situation, and a plate, metal fittings (hereinafter sometimes simply referred to as “plate”) may be used on the outer surface of the pipe without performing preheating, postheating, or the like.
  • An object of the present invention is to provide a double pipe excellent in weld crack resistance that can be used as a material for various high-temperature equipment by meat welding, and a welded structure constituting a high-temperature equipment manufactured using the double pipe.
  • the present inventors evaluated fillet weldability between a ferritic heat resistant steel pipe and a plate and fillet weldability between an austenitic heat resistant steel (heat resistant alloy) pipe and a plate, and weld cracking.
  • a detailed investigation was conducted on the occurrence behavior of the.
  • the following items (a) and (b) became clear.
  • the austenitic heat resistant steel and the austenitic heat resistant alloy are sometimes collectively referred to as “austenitic heat resistant steel”.
  • (A-1) Suppressing HAZ coarsening and hardening.
  • (A-2) Apply a welding method that can reduce the amount of hydrogen mixed during welding as much as possible, or promote hydrogen discharge by preheating and / or afterheating.
  • the pipe used for fillet welding with the plate is a double pipe in which the inner pipe is a ferritic heat resistant steel pipe and the outer pipe is an austenitic heat resistant steel pipe, and the melt depth of the fillet weld is optimized. As a result, it has become clear that the above-described weld cracking can be prevented.
  • the outer tube thickness is a specific condition, specifically, Outer tube wall thickness (mm) ⁇ melt depth by fillet welding (mm) + 0.3 mm If the following equation is satisfied, the penetration during welding can be stopped on the outer tube side. In this case, since the ferritic heat resistant steel as the inner pipe is not exposed to a high temperature, the inner pipe HAZ can be prevented from becoming coarse.
  • the thickness of the outer tube and the total thickness of the double tube “wall thickness of the outer tube + wall thickness of the inner tube” are specific conditions, specifically, Wall thickness of outer tube / (wall thickness of outer tube + wall thickness of inner tube) ⁇ 0.4 If the following equation is satisfied, the thermal deformation of the entire double pipe is reduced, and the restraining stress applied to the austenitic heat-resistant steel as the outer pipe can be reduced.
  • Patent Document 8 discloses a double pipe in which corrosion resistance and wear resistance are improved by increasing the thickness of the outer pipe inside the furnace.
  • Patent Document 9 and Patent Document 10 disclose a double tube that uses an austenitic material for both the outer tube and the inner tube to achieve both corrosion resistance and high temperature strength.
  • Patent Document 11 discloses a double pipe that uses carbon steel for the inner pipe and an austenitic Cr—Ni—Mo—Fe base alloy for the outer pipe, and achieves both heat fatigue resistance and corrosion resistance. .
  • Patent Documents 8 to 11 the problem to be solved by the present invention is not mentioned at all, and naturally, the countermeasure is not shown. Therefore, it is impossible to prevent weld cracking by simply performing fillet welding with a plate using the double pipes disclosed in Patent Documents 8 to 11.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention is a double pipe for a welded structure and a welded structure shown below.
  • a fillet that consists of an inner tube of ferritic heat-resistant steel having the following chemical composition 1 and an outer tube of austenitic heat-resistant steel having the following chemical composition 2, and that satisfies the following formula (1) on its outer surface
  • Chemical composition 1 In mass%, C: 0.01 to 0.1%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.01 to 1%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less One or more of Ni and Cu: 0.01 to 1% in total, Cr: 0.5 to 3.5%, One or more of Mo and W: 0.01 to 3% in total, V: 0.0. 01 to 0.5%, Nb: 0.005 to 0.1%, Ti: 0.0005 to 0.1%, B: 0.0001 to 0.02%, Al: 0.05% or less, N: 0.0005 to 0.05% and O: 0.01% or less, A chemical composition comprising the balance of Fe and impurities.
  • Chemical composition 2 In mass%, C: 0.1% or less, Si: 0.01 to 0.8%, Mn: 0.01 to 2%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Ni: 5 to 50%, Cr: 15 to 35%, Al: 0.05% or less, N: 0.001 to 0.25%, and O: 0.01% or less, A chemical composition comprising the balance of Fe and impurities.
  • the chemical composition 1 is selected from mass%, Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, and REM: 0.1% or less, instead of a part of Fe.
  • the double pipe for a welded structure according to the above (1) characterized by containing at least a seed element.
  • the chemical composition 2 described above is characterized in that it contains one or more elements shown in the following first to fifth groups in mass% instead of a part of Fe,
  • 1st group One or more types selected from Mo: 10% or less and W: 10% or less
  • Second group one or more selected from Cu: 5% or less and Co: 5% or less
  • Third group Nb: 1% or less
  • V 1% or more selected from 1% or less
  • Group 5 One or more selected from Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, and REM: 0.1% or less.
  • the double pipe for welded structure of the present invention has excellent weld crack resistance. For this reason, if the double pipe of the present invention is used, fillet welding of plates, metal fittings, etc. to the outer surface of the pipe is performed by ordinary submerged arc welding without performing preheating, afterheating, and steel cleaning. Thus, it is possible to manufacture welded structures that constitute various high-temperature devices.
  • Chemical composition 1 (chemical composition of inner tube (ferritic heat-resistant steel)): C: 0.01 to 0.1%
  • C is an element effective in enhancing hardenability and stably obtaining a martensite and / or bainite structure. Furthermore, C forms carbides and contributes to ensuring the creep strength at high temperatures. In order to acquire said effect, 0.01% or more of C content is required. However, when a large amount of C is contained, the HAZ is markedly cured, and the sensitivity to cold cracking is extremely increased. Therefore, an upper limit is set and the C content is set to 0.01 to 0.1%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.015%, and more preferably 0.02%. Further, the upper limit of the C content is preferably 0.09%, and more preferably 0.08%.
  • Si 0.01 to 0.5%
  • Si is an element that has a deoxidizing action and is effective in improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures.
  • a Si content of 0.01% or more is necessary.
  • excessive Si content leads to a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, an upper limit is set, and the Si content is set to 0.01 to 0.5%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.05%, more preferably 0.1%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.45%, and more preferably 0.4%.
  • Mn 0.01 to 1%
  • Mn has a deoxidizing action like Si.
  • Mn is also an element effective in enhancing the hardenability and stably obtaining a martensite and / or bainite structure.
  • a Mn content of 0.01% or more is necessary.
  • an upper limit is set so that the Mn content is 0.01 to 1%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.05%, more preferably 0.1%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.9%, more preferably 0.8%.
  • P 0.03% or less
  • P is an element contained as an impurity, and decreases creep ductility together with S.
  • the upper limit was provided and the content of P was set to 0.03% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.028%, and more preferably 0.025%.
  • the lower limit of the P content is preferably 0.0005%, and more preferably 0.001%.
  • S 0.01% or less S is an element contained as an impurity like P, and reduces creep ductility. Therefore, an upper limit is provided and the S content is set to 0.01% or less.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.008%, and more preferably 0.005%.
  • the lower limit of the S content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%.
  • Ni and Cu 0.01 to 1% in total Ni and Cu are both effective elements for enhancing the hardenability and obtaining a martensite and / or bainite structure. Said effect is acquired by containing 0.01% or more of 1 or more types of Ni and Cu in total. However, if one or more of Ni and Cu are contained in total exceeding 1%, the creep ductility is lowered. Therefore, the total content of one or more of Ni and Cu is set to 0.01 to 1%.
  • the total content of one or more of Ni and Cu is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more. Further, the total content of one or more of Ni and Cu is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • Ni and Cu need not be combined.
  • the Ni content may be 0.01 to 1%
  • the Cu content is 0.01 to 1%. Good.
  • Cr 0.5 to 3.5% Cr is an essential element for securing oxidation resistance and high temperature corrosion resistance in a high temperature steel and for stably obtaining a martensite and / or bainite structure of a matrix.
  • a Cr content of 0.5% or more is necessary.
  • the excessive content of Cr decreases the stability of the carbide due to the formation of a large amount of Cr carbide, leading to a decrease in creep strength and toughness. Therefore, an upper limit is set and the Cr content is set to 0.5 to 3.5%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.8%, more preferably 1%. Further, the upper limit of the Cr content is preferably 3.2%, and more preferably 3.0%.
  • Mo and W 0.01 to 3% in total Both Mo and W are elements that solid-solution strengthen the matrix and contribute to the improvement of creep strength. In order to obtain this effect, it is necessary to contain at least 0.01% of Mo and W in total. However, if one or more of Mo and W are contained in excess of 3% in total, coarse intermetallic compounds and carbides are produced, leading to a decrease in toughness. Therefore, the total content of one or more of Mo and W is set to 0.01 to 3%.
  • the content of one or more of Mo and W is preferably 0.03% or more in total, and more preferably 0.05% or more. Further, the content of one or more of Mo and W is preferably 2.8% or less in total, and more preferably 2.5% or less.
  • Mo and W do not need to be combined.
  • Mo content may be 0.01 to 3%
  • W content is 0.01 to 3%. Good.
  • V 0.01 to 0.5%
  • V is an element that forms fine carbonitrides in the grains and greatly contributes to the improvement of creep strength.
  • a V content of 0.01% or more is necessary.
  • an upper limit is set and the V content is set to 0.01 to 0.5%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.03%, and more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.45%, and more preferably 0.4%.
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • Nb is an element that, like V, forms fine carbonitrides that are stable up to high temperatures in the grains and greatly contributes to the improvement of creep strength.
  • an Nb content of 0.005% or more is necessary.
  • an upper limit is set and the Nb content is set to 0.005 to 0.1%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.008%, and more preferably 0.01%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.09%, and more preferably 0.08%.
  • Ti 0.0005 to 0.1%
  • Ti forms a fine nitride that is stable up to a high temperature, suppresses the coarsening of crystal grains in the HAZ due to the pinning effect, and is indirectly effective in preventing cold cracking.
  • a Ti content of 0.0005% or more is necessary.
  • an upper limit is set and the Ti content is set to 0.0005 to 0.1%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.0008%, and more preferably 0.001%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.09%, and more preferably 0.08%.
  • B 0.0001 to 0.02% B increases the hardenability of the steel, stabilizes the martensite and / or bainite structure, and contributes to the high temperature strength.
  • a B content of 0.0001% or more is necessary.
  • an upper limit is set and the B content is set to 0.0001 to 0.02%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0005%, and more preferably 0.001%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.018%, and more preferably 0.015%.
  • Al 0.05% or less
  • Al has a deoxidizing effect, but if it is contained in excess, creep ductility and toughness are reduced. For this reason, an upper limit is set and the Al content is set to 0.05% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.045%, and more preferably 0.04%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.0005%, and more preferably 0.001%.
  • N 0.0005 to 0.05%
  • N combines with V, Nb, or Ti to form fine nitrides, and is an element effective for ensuring creep strength.
  • an N content of 0.0005% or more is necessary.
  • an upper limit is set and the N content is set to 0.0005 to 0.05%.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.0008%, and more preferably 0.001%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.045%, and more preferably 0.04%.
  • O 0.01% or less
  • O is an element present as an impurity.
  • an upper limit is set so that the O content is 0.01% or less.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.009%, and more preferably 0.008%.
  • the lower limit of the O content is preferably 0.0005%, and more preferably 0.001%.
  • One of “Chemical Composition 1” of the inner pipe (ferritic heat-resistant steel) of the double pipe for welded structure of the present invention is composed of the above-mentioned elements and the balance being Fe and impurities.
  • impurities refer to materials mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when steel is industrially produced.
  • composition 1 of the inner pipe (ferritic heat resistant steel) of the double pipe for welded structure of the present invention is selected from Ca, Mg and REM instead of a part of Fe. Containing one or more elements.
  • Ca 0.05% or less Ca may be contained as necessary in order to improve the hot workability of steel.
  • the Ca content is excessive, it combines with O to significantly reduce the cleanliness, and on the contrary, the hot workability is impaired.
  • the upper limit was set in content of Ca in the case of making it contain, and it was 0.05% or less.
  • the content of Ca is preferably 0.03% or less.
  • the Ca content when contained is preferably 0.0005% or more.
  • Mg 0.05% or less Mg, as well as Ca, may be contained as necessary in order to improve the hot workability of steel.
  • Mg content is excessive, it combines with O to significantly reduce the cleanliness, and on the contrary, the hot workability is impaired.
  • the upper limit was set in content of Mg in the case of making it contain, and it was 0.05% or less.
  • the content of Mg is preferably 0.03% or less.
  • the Mg content in the case of inclusion is preferably 0.0005% or more.
  • REM 0.1% or less REM has a strong affinity with S and may be contained as necessary in order to improve the hot workability of steel. However, when the content of REM becomes excessive, it combines with O to significantly reduce cleanliness, and on the other hand, hot workability is impaired. For this reason, the upper limit was set to the content of REM in the case of making it contain and it was made into 0.1% or less. In addition, it is preferable that content of REM in the case of making it contain is 0.08% or less.
  • the content of REM in the case of inclusion is preferably 0.0005% or more.
  • REM is a general term for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements of REM.
  • REM is generally contained in misch metal. For this reason, for example, it may be added in the form of misch metal and contained so that the amount of REM falls within the above range.
  • the above-mentioned Ca, Mg and REM can be contained in only one of them, or in a combination of two or more.
  • the total amount when these elements are contained in combination may be 0.2%, but is preferably 0.14% or less.
  • Chemical composition 2 (Chemical composition of outer tube (austenitic heat resistant steel): C: 0.1% or less C is effective in stabilizing the austenite structure, but generates carbides during use at a high temperature, leading to a decrease in corrosion resistance.
  • C content exceeds 0.1%, the corrosion resistance is significantly reduced during use at high temperatures.
  • an upper limit is set and the C content is set to 0.1% or less.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.06%, and more preferably 0.03%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.003%, and more preferably 0.005%.
  • Si 0.01 to 0.8%
  • Si is an element that has a deoxidizing action and is effective in improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures.
  • a Si content of 0.01% or more is necessary.
  • an upper limit is set, and the Si content is set to 0.01 to 0.8%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.05%, more preferably 0.1%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.75%, and more preferably 0.7%.
  • Mn 0.01-2% Mn has a deoxidizing effect similar to Si, and also has an effect of stabilizing the austenite structure. In order to obtain these effects, a Mn content of 0.01% or more is necessary. However, when the Mn content is excessive, embrittlement occurs, and toughness and creep ductility are reduced. Therefore, an upper limit is set and the Mn content is set to 0.01 to 2%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.05%, more preferably 0.1%. Further, the upper limit of the Mn content is preferably 1.9%, and more preferably 1.8%.
  • P 0.04% or less
  • P is an element contained in the steel as an impurity. In an austenitic heat-resistant steel, it segregates at the grain boundaries of HAZ during welding to increase the liquefaction cracking sensitivity. Therefore, it is preferable to reduce the P content as much as possible, but extreme reduction leads to an increase in steelmaking costs. Therefore, the content of P is set to 0.04% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.035%, and more preferably 0.03%.
  • S 0.01% or less S, as well as P, is contained in steel as an impurity, and is an element that increases liquefaction susceptibility of austenitic heat-resistant steel and adversely affects toughness after long-term use. Therefore, it is preferable to reduce the S content as much as possible, but extreme reduction leads to an increase in steelmaking costs. Therefore, the content of S is set to 0.01% or less.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.008%, and more preferably 0.005%.
  • Ni is an essential element for obtaining an austenite structure and has a high hydrogen solubility.
  • the diffusion of diffusible hydrogen mixed during welding to the inner tube side is suppressed, and low temperature cracking susceptibility is obtained. Contributes indirectly to reduction.
  • a Ni content of 5% or more is required.
  • an upper limit is set and the Ni content is set to 5 to 50%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 6%, and more preferably 7%. Further, the upper limit of the Ni content is preferably 49%, and more preferably 48%.
  • Cr 15-35% Cr is an essential element for securing oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures.
  • a Cr content of 15% or more is required.
  • the Cr content is set to 15 to 35%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 15.5%, more preferably 16%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 34%, and more preferably 33%.
  • Al 0.05% or less
  • Al has a deoxidizing effect, but if it is excessively contained, the creep ductility is lowered. For this reason, an upper limit is set and the Al content is set to 0.05% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.045%, and more preferably 0.04%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.0005%, and more preferably 0.001%.
  • N 0.001 to 0.25%
  • N is an element effective for stabilizing the austenite phase.
  • an N content of 0.001% or more is necessary.
  • an upper limit is set and the N content is set to 0.001 to 0.25%.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.002%, and more preferably 0.003%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.24%, and more preferably 0.23%.
  • O 0.01% or less
  • O is an element present as an impurity.
  • an upper limit is set so that the O content is 0.01% or less.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.009%, and more preferably 0.008%.
  • the lower limit of the O content is preferably 0.0005%, and more preferably 0.001%.
  • One of “Chemical Composition 2” of the outer pipe (austenitic heat-resistant steel) of the double pipe for welded structure of the present invention is composed of the above-mentioned elements, and the balance being Fe and impurities.
  • impurities refer to those mixed from ore as a raw material, scrap, or production environment when steel is industrially produced.
  • Another one of the “chemical composition 2” of the outer pipe (austenitic heat-resistant steel) of the double pipe for welded structure according to the present invention is Mo, W, Cu, Co, It contains one or more elements selected from Nb, Ti, V, B, Ca, Mg and REM.
  • First group one or more selected from Mo: 10% or less and W: 10% or less Mo: 10% or less Mo contributes greatly to the improvement of creep strength at high temperatures by dissolving in a matrix. Mo is also effective in improving corrosion resistance. For this reason, you may contain Mo as needed. However, even if the content of Mo exceeds 10%, the above effect is saturated and an intermetallic compound is formed, leading to a decrease in characteristics. Therefore, the Mo content when contained is set to 10% or less. In addition, when Mo is contained, the content of Mo is preferably 9% or less, and more preferably 8% or less.
  • the Mo content when contained is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • W 10% or less W, like Mo, makes a solid solution in the matrix and greatly contributes to the improvement of the creep strength at high temperatures. Therefore, W may be contained if necessary. However, even if the W content exceeds 10%, the above effect is saturated and an intermetallic compound is formed, resulting in a decrease in ductility. Therefore, if W is included, the W content is set to 10% or less. When W is included, the W content is preferably 9.8% or less, and more preferably 9% or less.
  • the W content in the case of inclusion is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the first group of elements Mo and W can be included in only one of them or in combination of two to improve the creep strength at high temperature.
  • the total amount when these elements are combined and contained may be 20%, but is preferably 17% or less.
  • Second group one or more selected from Cu: 5% or less and Co: 5% or less
  • Cu is an austenite-forming element similar to Ni, and improves the stability of the austenite phase. You may make it contain as needed. However, when the Cu content is excessive, hot workability is reduced. For this reason, when making it contain, the upper limit was set to content of Cu, and it was 5% or less. In addition, when Cu is contained, the content of Cu is preferably 4% or less, and more preferably 3.5% or less.
  • the content of Cu when contained is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Co 5% or less Co is an austenite-forming element like Ni and Cu, and improves the stability of the austenite phase, so it may be contained as necessary. However, since Co is an extremely expensive element, if it is excessively contained, the cost is greatly increased. Therefore, an upper limit is set for the Co content in the case of inclusion, and the content is made 5% or less. Note that the Co content in the case of inclusion is preferably 4% or less, and more preferably 3.5% or less.
  • the content of Co in the case of inclusion is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Cu and Co which are elements of the second group, can be contained in only one of them or in combination of two to improve the stability of the austenite phase.
  • the total amount when these elements are combined and contained may be 10%, but is preferably 7% or less.
  • Nb 1% or less
  • Ti 1% or less
  • V 1% or less selected from 1% or less
  • Nb 1% or less
  • Nb combines with C to form fine carbides, and C and Since it combines with N to form fine carbonitrides and contributes to the improvement of creep strength, it may be contained if necessary.
  • an upper limit is set for the content of Nb in the case of inclusion, and the content is made 1% or less.
  • the Nb content is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • the content of Nb in the case of inclusion is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Ti 1% or less Ti, like Nb, forms carbonitrides and contributes to the improvement of creep strength. Therefore, Ti may be contained as necessary. However, when the Ti content is excessive, a large amount of carbonitride precipitates, causing a decrease in creep ductility. Therefore, an upper limit is set for the Ti content in the case of inclusion, and the content is made 1% or less. In addition, when Ti is contained, the content of Ti is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • the Ti content when contained is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • V 1% or less V, like Nb and Ti, forms carbonitrides and contributes to the improvement of creep strength. Therefore, V may be contained as necessary. However, when the V content is excessive, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, an upper limit is set for the content of V in the case of inclusion, and the content is made 1% or less. When V is included, the content of V is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • the content of V when contained is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the third group elements Nb, Ti and V can be included in only one of them or in a combination of two or more thereof in order to improve the creep strength.
  • the total amount when these elements are contained in combination may be 3%, but is preferably 2.4% or less.
  • Group 4 B: 0.02% or less B is segregated at the grain boundaries to strengthen the grain boundaries and finely disperse the grain boundary carbides, so that the creep strength is improved. Also good.
  • B 0.02% or less
  • B is segregated at the grain boundaries to strengthen the grain boundaries and finely disperse the grain boundary carbides, so that the creep strength is improved. Also good.
  • an upper limit is set for the B content in the case of inclusion, and the content is made 0.02% or less.
  • the B content is preferably 0.018% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • the B content when contained is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • Group 5 Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, and REM: 0.1% or less selected from Ca: 0.05% or less
  • Ca is the hot workability of steel. In order to improve, you may make it contain as needed. However, when the Ca content is excessive, it combines with O to significantly reduce the cleanliness, and on the contrary, the hot workability is impaired. For this reason, the upper limit was set in content of Ca in the case of making it contain, and it was 0.05% or less. In addition, when Ca is contained, the content of Ca is preferably 0.03% or less.
  • the Ca content when contained is preferably 0.0005% or more.
  • Mg 0.05% or less Mg, as well as Ca, may be contained as necessary in order to improve the hot workability of steel.
  • Mg content is excessive, it combines with O to significantly reduce the cleanliness, and on the contrary, the hot workability is impaired.
  • the upper limit was set in content of Mg in the case of making it contain, and it was 0.05% or less.
  • the content of Mg is preferably 0.03% or less.
  • the Mg content in the case of inclusion is preferably 0.0005% or more.
  • REM 0.1% or less REM has a strong affinity with S and may be contained as necessary in order to improve the hot workability of steel. However, when the content of REM becomes excessive, it combines with O to significantly reduce cleanliness, and on the other hand, hot workability is impaired. For this reason, the upper limit was set to the content of REM in the case of making it contain and it was made into 0.1% or less. In addition, it is preferable that content of REM in the case of making it contain is 0.08% or less. As already mentioned, “REM” is a general term for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM is the total content of one or more elements of REM. Point to.
  • the content of REM in the case of inclusion is preferably 0.0005% or more.
  • the fifth group of elements Ca, Mg and REM can be included in only one of them or in a combination of two or more thereof in order to improve hot workability.
  • the total amount when these elements are combined and contained may be 0.2%, but is preferably 0.14% or less.
  • the thickness (mm) of the outer pipe of the double pipe is related to the melt depth (mm) of the fillet weld, Thickness of outer tube ⁇ Melting depth by fillet welding + 0.3 mm (1) If the above equation is satisfied, the penetration during welding stops on the outer tube side, so that the ferritic heat resistant steel in the inner tube can be prevented from being exposed to a high temperature just below the melting point. For this reason, the coarsening and hardening of the inner pipe HAZ are suppressed, and further, the diffusion of hydrogen from the weld metal to the inner pipe HAZ is also suppressed, so that it is possible to prevent the occurrence of cold cracks in the inner pipe HAZ.
  • the thickness of the outer pipe should be “melting depth by fillet welding + 0.5 mm” or more. It is preferable.
  • the wall thickness of the outer tube and the total wall thickness of the double tube are “wall thickness of the outer tube + wall thickness of the inner tube” Outer tube wall thickness / (Outer tube wall thickness + Inner tube wall thickness) ⁇ 0.4 (2) If the above equation is satisfied, the above-mentioned “restraint stress” is reduced, so that occurrence of liquefaction cracks in the outer tube can be prevented.
  • the thickness of the outer tube / (the thickness of the outer tube + the thickness of the inner tube)” becomes too small, it becomes difficult to manufacture the double tube. For this reason, “the thickness of the outer tube / (the thickness of the outer tube + the thickness of the inner tube)” is preferably 0.1 or more.
  • the double pipe according to the present invention is a close-contact double pipe in which an outer pipe and an inner pipe are metallurgically coupled, and may be referred to as a “clad pipe”.
  • a manufacturing method of the above-mentioned double pipe for example, a material formed by inserting a billet of ferritic heat-resistant steel constituting the inner pipe into a hollow billet of austenitic heat-resistant steel constituting the outer pipe, a hot extrusion method
  • a hot pipe manufacturing method such as a roll rolling method.
  • the billet is assembled in a vacuum or in an inert gas atmosphere in order to ensure the cleanliness of the mating surfaces.
  • the above-mentioned hot pipe-made double pipe is subjected to cold working such as rolling or drawing, and further subjected to heat treatment to obtain a double pipe having a required shape.
  • the double pipe which concerns on this invention may be what lengthened by butt-welding the double pipes manufactured by these methods.
  • the fillet weld that extends in the longitudinal direction on the outer surface of the double pipe may be the full length of the double pipe or a part thereof.
  • the workpiece to be welded to the outer surface of the double pipe by fillet welding may be selected according to the required function such as carbon steel, ferritic heat resistant steel, austenitic heat resistant steel, and the like.
  • the double tubes T1 to T7 were cut to a length of 200 mm, and a test piece of 6 mm thickness and 15 mm width cut to a length of 200 mm made of SM490B specified in JIS G 3106 (2008) was used as a fin bar.
  • a constrained weld specimen simulating fillet welding of a furnace wall tube shown in Fig. 1 was produced.
  • test pieces were cut out and mirror-polished so that the test surface had a cross section.
  • Table 3 shows the above survey results together with the welding heat input.
  • the constrained weld specimens J1 to J6 and J9 to J14 that satisfy the conditions specified in the present invention are both low temperature cracks on the inner pipe side of the double pipe and liquefaction cracks on the outer pipe side. Occurrence was not observed.
  • the penetration depth by fillet welding was 1.4 mm, which was larger than the outer pipe wall thickness of the double pipe, so that the ferritic heat resistant steel of the inner pipe was exposed to high temperatures.
  • crystal grains became coarse and hardened, and hydrogen mixed during welding diffused and penetrated into the inner tube, resulting in cold cracking on the inner tube.
  • the restraint welding test specimen J8 has a larger restraint stress generated in the austenitic heat resistant steel of the outer pipe. Liquefaction cracking occurred.
  • the double pipe for welded structures of the present invention is excellent in resistance to weld cracking. For this reason, if the double pipe of the present invention is used, fillet welding of plates, metal fittings, etc. to the outer surface of the pipe is performed by ordinary submerged arc welding without performing preheating, afterheating, and steel cleaning. Thus, it is possible to manufacture welded structures that constitute various high-temperature devices.

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Abstract

　特定量のC、Si、Mn、P、S、Ni＋Cu、Cr、Mo＋W、V、Nb、Ti、B、Al、N及びOと残部がFeと不純物とからなる化学組成を有するフェライト系耐熱鋼の内管と、特定量のC、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Al、N及びOと残部がFeと不純物とからなる化学組成を有するオーステナイト系耐熱鋼の外管からなり、その外表面に〔外管の肉厚≧すみ肉溶接による溶融深さ＋0.3mm〕の式を満足するすみ肉溶接部を形成し、外管及び内管の肉厚mmが〔外管の肉厚／（外管の肉厚＋内管の肉厚）≦0.4〕の式を満足する溶接構造体用二重管は、耐溶接割れ性に優れている。この二重管を用いれば、予熱、後熱、鋼の清浄化等の処理を施さなくても、通常のサブマージアーク溶接にて、管の外表面に板、金具等をすみ肉溶接して、各種高温機器を構成する溶接構造体を製造することができる。内管はCa、Mg、REMの1種以上、外管はMo、W、Cu、Co、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg、REMの1種以上を含んでもよい。

Description

二重管およびそれを用いた溶接構造体
　本発明は、二重管およびそれを用いた溶接構造体に関する。詳しくは、本発明は、管の外表面に板、金具などをすみ肉溶接して、高温機器の素材として用いることが可能な耐溶接割れ性に優れる二重管、およびその二重管を用いて製造した高温機器を構成する溶接構造体に関する。上記の「溶接構造体」の具体的な一例としては、管の外表面長手方向にフィンと呼ばれる板をすみ肉溶接した発電用ボイラの燃焼部を構成するパネル（以下、「火炉壁」という。）を挙げることができる。
　近年、発電用ボイラにおいては、高効率化のために蒸気の温度と圧力を高めた「超々臨界圧ボイラ」の新設が世界中で進められている。さらに、これまで６００℃前後であった蒸気温度を６５０℃以上にまで高めた「次世代超々臨界圧ボイラ」の実用化についても計画されている。これは、省エネルギーと資源の有効活用および環境保全のためのＣＯ２ガス排出量削減がエネルギー問題の解決課題の一つとなっており、重要な産業政策となっていることに基づく。そして、化石燃料を燃焼させる発電用ボイラにおいては、高温・高圧化が高効率化に有利なためである。
　蒸気の高温・高圧化は、蒸気を輸送する管、例えば、過熱器管および再過熱器管のような伝熱管、ならびに主蒸気管などの稼動時における温度を上昇させる。したがって、このような過酷な環境において長期間使用される材料には、高温強度および高温耐食性だけではなく、長期にわたる金属組織の安定性および良好なクリープ特性が要求される。
　そこで、これらの管用材料として、特許文献１～３に、ＣｒおよびＮｉの含有量を高め、しかも、ＭｏおよびＷの１種以上を含有させて、高温強度としてのクリープ破断強度の向上を図った耐熱合金が開示されている。
　さらに、ますます厳しくなる高温強度特性への要求、特にクリープ強破断度への要求に対して、特許文献４～７には、質量％で、Ｃｒを２８～３８％、Ｎｉを３５～６０％含有し、Ｃｒを主体とした体心立方構造のα－Ｃｒ相の析出を活用して、一層のクリープ破断強度の改善を図ったオーステナイト系耐熱合金が開示されている。
特開昭６０－１００６４０号公報 特開昭６４－５５３５２号公報 特開平２－２００７５６号公報 特開平７－２１６５１１号公報 特開平７－３３１３９０号公報 特開平８－１２７８４８号公報 特開平８－２１８１４０号公報 特開平６－１０６２３７号公報 特開昭５７－１２０００２号公報 特開昭６４－１７８０６号公報 特開平５－２７９８０１号公報
　火炉壁管の素材としては、従来、炭素鋼または１．２５％Ｃｒ－０．５％Ｍｏ鋼が広く用いられている。
　しかしながら、蒸気の高温・高圧化により、火炉壁管においてもより優れた、高温強度および高温耐食性が求められるようになっている。
　そのため、例えば、ＡＳＭＥ　Ａ２１３　Ｇｒａｄｅ　Ｔ９１およびＧｒａｄｅ　Ｔ２３に代表される、ＶとＮｂを含有させて強度を高めた２．２５～９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼、さらには前述の特許文献１～７に開示されたオーステナイト系耐熱合金を使用しようとする動きがある。
　前述のとおり、火炉壁は、火炉壁管の外表面長手方向にフィンをすみ肉溶接することによりパネル化される。
　すみ肉溶接する際、９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼では、溶接低温割れ防止の観点から、予熱および／または後熱の実施が必須である。しかしながら、長尺の火炉壁管全体または長手方向の被溶接部を予熱することは、生産能率を低下させ、コスト増を招く。さらに、すみ肉溶接した大型のパネルに対する後熱の実施についても、コスト面から工業的には現実的ではない。
　２．２５％Ｃｒフェライト系耐熱鋼は、予熱および／または後熱の省略が可能とされているものの、火炉壁管のすみ肉溶接に多用されるサブマージアーク溶接およびＭＡＧ溶接では、溶接低温割れが発生する場合がある。したがって、２．２５％Ｃｒフェライト系耐熱鋼においても、安定して溶接低温割れの発生を回避するためには、上記９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼の場合と同様に、予熱および／または後熱の実施が必要となるので、工業的には現実的ではない。
　一方、オーステナイト系耐熱鋼（耐熱合金）は、優れた耐溶接低温割れ性を具備するものの、熱膨張係数がフェライト系耐熱鋼に比して大きいため、変形が大きい。したがって、優れた寸法精度でパネルを作製するために、高い拘束条件下ですみ肉溶接を行った場合には、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）に高温割れが生じやすいという問題がある。そのため、オーステナイト系耐熱鋼（耐熱合金）に対しても、予熱または後熱を実施することなく、すみ肉溶接時の優れた耐溶接割れ性を満足させることは難しい。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、予熱、後熱などの処理を施すことなく、管の外表面に板、金具など（以下、単に「板」ということがある。）をすみ肉溶接して、各種高温機器の素材として用いることが可能な耐溶接割れ性に優れる二重管、およびその二重管を用いて製造した高温機器を構成する溶接構造体を提供することを目的とする。
　本発明者らは前記した課題を解決するために、フェライト系耐熱鋼管と板とのすみ肉溶接性およびオーステナイト系耐熱鋼（耐熱合金）管と板とのすみ肉溶接性を評価し、溶接割れの発生挙動について詳細な調査を行った。その結果、下記（ａ）および（ｂ）の事項が明らかになった。なお、以下の説明においては、簡単のために、オーステナイト系耐熱鋼とオーステナイト系耐熱合金とをまとめて、単に「オーステナイト系耐熱鋼」ということがある。
　（ａ）フェライト系耐熱鋼管と板とをすみ肉溶接した際の溶接割れは、ＨＡＺの、溶融境界に近い粗大化かつ硬化した領域に発生する。さらに、上記溶接割れの発生は、サブマージアーク溶接によってすみ肉溶接した場合に顕著であり、破面は擬へき開破面を呈している。このような特徴的現象から、上記の溶接割れは拡散性水素に起因した「低温割れ」であると判断される。なお、サブマージアーク溶接を適用してすみ肉溶接した際に割れの発生が顕著となる理由は、溶接時に溶接金属に混入してＨＡＺへ拡散するいわゆる「拡散性水素」の量が多くなることによると推察される。
　（ｂ）オーステナイト系耐熱鋼管と板とをすみ肉溶接した際の溶接割れは、ＨＡＺの、溶融境界に近い粗大化した結晶粒界に発生する。割れ破面には、溶融痕が認められ、破面上にはＰおよびＳの濃化が認められ、鋼がＢを含有する場合には、上記のＰおよびＳに加えてＢの濃化も認められる。しかも、管の肉厚が厚いほど割れの発生が顕著である。このような特徴的現象から、上記の溶接割れは、Ｐ、ＳおよびＢの粒界偏析による粒界の融点低下に起因した「液化割れ」であると判断される。さらに、管の肉厚が厚いほど割れ発生が顕著となる理由は、溶接時に生じる変形が大きくなり、その結果、周囲に拘束されて生じる「拘束応力」が大きくなるためと推定される。
　上記の事項（ａ）から、フェライト系耐熱鋼管と板とをすみ肉溶接した場合のフェライト系耐熱鋼管に生じる低温割れを抑止するためには、次の（ａ－１）および（ａ－２）の処置を講ずればよいことがわかる。
　（ａ－１）ＨＡＺの粗大化および硬化を抑制する。
　（ａ－２）溶接時に混入する水素量を極力低減できる溶接方法を適用するか、または、予熱および／または後熱によって水素の排出を促進する。
　しかしながら、（ａ－１）の処置については、板とすみ肉溶接する際にフェライト系耐熱鋼管を単管で使用し、ＨＡＺの粗大化を抑制するために溶接入熱を低減すると、冷却速度が大きくなって、逆に硬化が促進する。このため、フェライト系耐熱鋼管を単管で使用する場合に、溶接入熱の低減によってＨＡＺの粗大化を抑制する手法は、実用上は適用困難である。
　（ａ－２）の処置については、ＴＩＧ溶接の適用によって、溶接時に溶接金属に混入する拡散性水素の量を低減することは可能である。しかし、例えば、火炉壁管と板とのすみ肉溶接に多用されるサブマージアーク溶接の場合には、拡散性水素量を低減することは難しい。また、予熱および／または後熱の水素排出効果は顕著であるものの、前述のとおり、工業的には現実的でない。
　一方、上記の事項（ｂ）から、オーステナイト系耐熱鋼管と板とをすみ肉溶接した場合のオーステナイト系耐熱鋼管に生じる液化割れを抑止するためには、次の（ｂ－１）および（ｂ－２）の処置を講ずればよいことがわかる。
　（ｂ－１）Ｐ、ＳおよびＢの鋼中含有量を極力低減する。
　（ｂ－２）管の肉厚を薄くすることにより拘束応力を軽減する。
　しかしながら、（ｂ－１）の処置については、製鋼コストの増大を招くことから、工業的にはより安価な手法が望まれる。
　（ｂ－２）の処置については、構造物の強度確保という観点から、管の薄肉化には限界がある。
　そこで本発明者らは、上記の相反する種々の課題を解決するために、さらなる検討を行った。
　その結果、板とのすみ肉溶接に用いる管を、内管がフェライト系耐熱鋼管で外管がオーステナイト系耐熱鋼管である二重管とし、かつ、すみ肉溶接部の溶融深さを適正化することにより、上記の溶接割れの防止が可能であることが明らかになった。
　下記の（ｃ）～（ｅ）が、本発明者らが得た新たな知見である。
　（ｃ）外管の肉厚が特定の条件、具体的には、
　外管の肉厚（ｍｍ）≧すみ肉溶接による溶融深さ（ｍｍ）＋０．３ｍｍ
の式を満たせば、溶接時の溶け込みを外管側に止めることができる。この場合には、内管であるフェライト系耐熱鋼が高温に曝されることがなくなるので、内管ＨＡＺの粗大化を抑制することができる。
　（ｄ）外管に水素の溶解度が大きいオーステナイト系耐熱鋼を使用することにより、溶接時に混入した水素のフェライト系耐熱鋼側への拡散を抑制することができる。
　（ｅ）外管の肉厚と、二重管の全肉厚である「外管の肉厚＋内管の肉厚」とが特定の条件、具体的には、
　外管の肉厚／（外管の肉厚＋内管の肉厚）≦０．４
の式を満たせば、二重管全体の熱変形が小さくなって、外管であるオーステナイト系耐熱鋼にかかる拘束応力を軽減することができる。
　なお、これまでに、火炉壁などボイラ用途に使用することを想定した二重管がいくつか提案されている。
　例えば、特許文献８には、炉内側の外管厚さを厚くすることによって、耐食性と耐摩耗性の向上を図った二重管が開示されている。
　また、特許文献９および特許文献１０には、外管および内管のいずれにもオーステナイト系材料を使用し、耐食性と高温強度の両立を図った二重管が開示されている。
　さらに、特許文献１１には内管に炭素鋼、外管にオーステナイト系のＣｒ－Ｎｉ－Ｍｏ－Ｆｅ基合金を使用し、耐熱疲労性と耐食性の両立を図った二重管が開示されている。
　しかしながら、特許文献８～１１のいずれの場合も、本発明が解決しようとする課題については全く触れておらず、当然ながら、その対策についても示されていない。したがって、単に特許文献８～１１に開示された二重管を用いて板とすみ肉溶接しても、溶接割れを防止することは到底できない。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す溶接構造体用二重管および溶接構造体にある。
　（１）下記の化学組成１を有するフェライト系耐熱鋼の内管と下記の化学組成２を有するオーステナイト系耐熱鋼の外管からなり、その外表面に下記の式(1)を満足するすみ肉溶接部を形成して溶接構造体を製造するのに用いる二重管であって、外管および内管の肉厚ｍｍが下記の式(2)を満足することを特徴とする、溶接構造体用二重管。
　外管の肉厚≧すみ肉溶接による溶融深さ＋０．３ｍｍ・・・(1)、
　外管の肉厚／（外管の肉厚＋内管の肉厚）≦０．４・・・(2)。
化学組成１：
　質量％で、Ｃ：０．０１～０．１％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．０１～１％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、ＮｉおよびＣｕの１種以上：合計で０．０１～１％、Ｃｒ：０．５～３．５％、ＭｏおよびＷの１種以上：合計で０．０１～３％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．０００５～０．１％、Ｂ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０００５～０．０５％およびＯ：０．０１％以下と、
残部がＦｅおよび不純物とからなる化学組成。
化学組成２：
　質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：０．０１～２％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：５～５０％、Ｃｒ：１５～３５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１～０．２５％およびＯ：０．０１％以下と、
残部がＦｅおよび不純物とからなる化学組成。
　（２）上記の化学組成１が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種以上の元素を含有すること特徴とする、上記（１）に記載の溶接構造体用二重管。
　（３）上記の化学組成２が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の第１群から第５群までに示される１種以上の元素を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の溶接構造体用二重管。
　第１群：Ｍｏ：１０％以下およびＷ：１０％以下から選択される１種以上、
　第２群：Ｃｕ：５％以下およびＣｏ：５％以下から選択される１種以上、
　第３群：Ｎｂ：１％以下、Ｔｉ：１％以下およびＶ：１％以下から選択される１種以上、
　第４群：Ｂ：０．０２％以下、
　第５群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種以上。
　（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の二重管を用いたことを特徴とする、溶接構造体。
　（５）火炉壁に用いることを特徴とする、上記（４）に記載の溶接構造体。
　本発明の溶接構造体用二重管は耐溶接割れ性に優れている。このため、本発明の二重管を用いれば、予熱、後熱、鋼の清浄化などの処理を施さなくとも、通常のサブマージアーク溶接によって、管の外表面に板、金具などをすみ肉溶接して、各種高温機器を構成する溶接構造体を製造することができる。
実施例で作製した、火炉壁管のすみ肉溶接を模擬した拘束溶接試験体について模式的に説明する図である。 すみ肉溶接による溶融深さを測定する方法について模式的に説明する図である。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　（Ａ）化学組成１（内管（フェライト系耐熱鋼）の化学組成）：
　Ｃ：０．０１～０．１％
　Ｃは、焼入れ性を高め、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織を安定して得るのに有効な元素である。さらに、Ｃは、炭化物を形成して、高温でのクリープ強度の確保に寄与する。上記の効果を得るためには、０．０１％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃを多量に含有した場合、ＨＡＺの著しい硬化を招き、極端に低温割れ感受性を高める。そのため、上限を設けて、Ｃの含有量を０．０１～０．１％とした。Ｃ含有量の下限は、０．０１５％とすることが好ましく、０．０２％とすればさらに好ましい。また、Ｃ含有量の上限は、０．０９％とすることが好ましく、０．０８％とすればさらに好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～０．５％
　Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｓｉの過剰の含有はクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｓｉの含有量を０．０１～０．５％とした。Ｓｉ含有量の下限は、０．０５％とすることが好ましく、０．１％とすればさらに好ましい。また、Ｓｉ含有量の上限は、０．４５％とすることが好ましく、０．４％とすればさらに好ましい。
　Ｍｎ：０．０１～１％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用を有する。Ｍｎは、焼入れ性を高め、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織を安定して得るのに有効な元素でもある。これらの効果を得るためには、０．０１％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有する場合、クリープ脆化および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｍｎの含有量を０．０１～１％とした。Ｍｎ含有量の下限は、０．０５％とすることが好ましく、０．１％とすればさらに好ましい。また、Ｍｎ含有量の上限は、０．９％とすることが好ましく、０．８％とすればさらに好ましい。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、不純物として含まれる元素であり、Ｓとともにクリープ延性を低下させる。このため、上限を設けてＰの含有量を０．０３％以下とした。Ｐ含有量の上限は、０．０２８％とすることが好ましく、０．０２５％とすればさらに好ましい。なお、Ｐの含有量には、特に下限は設けないが、極端な低減は製鋼コストの増大を招く。このため、コストを重視する場合には、Ｐ含有量の下限は、０．０００５％とすることが好ましく、０．００１％とすればさらに好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、Ｐと同様に不純物として含まれる元素であり、クリープ延性を低下させる。そのため、上限を設けてＳの含有量を０．０１％以下とした。Ｓ含有量の上限は、０．００８％とすることが好ましく、０．００５％とすればさらに好ましい。なお、Ｓの含有量には、特に下限は設けないが、極端な低減は製鋼コストの増大を招く。このため、コストを重視する場合には、Ｓ含有量の下限は、０．０００１％とすることが好ましく、０．０００３％とすればさらに好ましい。
　ＮｉおよびＣｕの１種以上：合計で０．０１～１％
　ＮｉおよびＣｕはいずれも焼入れ性を高め、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織を得るのに有効な元素である。上記の効果は、ＮｉおよびＣｕの１種以上を合計で０．０１％以上含有することによって得られる。しかしながら、ＮｉおよびＣｕの１種以上を合計で１％を超えて含有するとクリープ延性の低下を招く。したがって、ＮｉおよびＣｕの１種以上の含有量を合計で０．０１～１％とした。ＮｉおよびＣｕの１種以上の含有量は、合計で０．０２％以上とすることが好ましく、０．０３％以上とすればさらに好ましい。また、ＮｉおよびＣｕの１種以上の含有量は、合計で０．９％以下とすることが好ましく、０．８％以下とすればさらに好ましい。
　なお、ＮｉとＣｕは複合して含有させる必要はない。Ｎｉを単独で含有させる場合には、Ｎｉの含有量が０．０１～１％であればよく、Ｃｕを単独で含有させる場合には、Ｃｕの含有量が０．０１～１％であればよい。
　Ｃｒ：０．５～３．５％
　Ｃｒは、高温用鋼において耐酸化性および耐高温腐食性を確保するとともに、マトリックスのマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織を安定して得るために必須の元素である。こうした効果を得るためには、０．５％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの過剰の含有は、多量のＣｒ炭化物の生成による炭化物の安定性を低下させ、クリープ強度および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｃｒの含有量を０．５～３．５％とした。Ｃｒ含有量の下限は、０．８％とすることが好ましく、１％とすればさらに好ましい。また、Ｃｒ含有量の上限は、３．２％とすることが好ましく、３．０％とすればさらに好ましい。
　ＭｏおよびＷの１種以上：合計で０．０１～３％
　ＭｏおよびＷはいずれもマトリックスを固溶強化し、クリープ強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、ＭｏおよびＷの１種以上を合計で０．０１％以上含有する必要がある。しかしながら、ＭｏおよびＷの１種以上を合計で３％を超えて含有すると、粗大な金属間化合物および炭化物を生成し、靱性の低下を招く。したがって、ＭｏおよびＷの１種以上の含有量を合計で０．０１～３％とした。ＭｏおよびＷの１種以上の含有量は、合計で０．０３％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすればさらに好ましい。また、ＭｏおよびＷの１種以上の含有量は、合計で２．８％以下とすることが好ましく、２．５％以下とすればさらに好ましい。
　なお、ＭｏとＷは複合して含有させる必要はない。Ｍｏを単独で含有させる場合には、Ｍｏの含有量が０．０１～３％であればよく、Ｗを単独で含有させる場合には、Ｗの含有量が０．０１～３％であればよい。
　Ｖ：０．０１～０．５％
　Ｖは、粒内に微細な炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に大きく寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０１％以上のＶ含有量が必要である。しかしながら、Ｖを過剰に含有すると炭窒化物の成長速度の増大を招き、炭窒化物の分散強化効果が早期に消失するとともに、靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｖの含有量を０．０１～０．５％とした。Ｖ含有量の下限は、０．０３％とすることが好ましく、０．０５％とすればさらに好ましい。また、Ｖ含有量の上限は、０．４５％とすることが好ましく、０．４％とすればさらに好ましい。
　Ｎｂ：０．００５～０．１％
　Ｎｂは、Ｖと同様に粒内に高温まで安定な微細炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に大きく寄与する元素である。その効果を得るためには、０．００５％以上のＮｂ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有すると、炭窒化物の成長速度の増大を招き、炭窒化物の分散強化効果が早期に消失するとともに、靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｂの含有量を０．００５～０．１％とした。Ｎｂ含有量の下限は、０．００８％とすることが好ましく、０．０１％とすればさらに好ましい。また、Ｎｂ含有量の上限は、０．０９％とすることが好ましく、０．０８％とすればさらに好ましい。
　Ｔｉ：０．０００５～０．１％
　Ｔｉは、高温まで安定な微細窒化物を形成し、ピン止め効果により、ＨＡＺでの結晶粒の粗大化を抑制し、間接的に低温割れ防止に効果を有する。その効果を得るためには、０．０００５％以上のＴｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有すると、窒化物が粗大となり、ピン止め効果が消失するとともに、靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｔｉの含有量を０．０００５～０．１％とした。Ｔｉ含有量の下限は、０．０００８％とすることが好ましく、０．００１％とすればさらに好ましい。また、Ｔｉ含有量の上限は、０．０９％とすることが好ましく、０．０８％とすればさらに好ましい。
　Ｂ：０．０００１～０．０２％　
　Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織を安定化し、高温強度に寄与する。上記の効果を得るためには、０．０００１％以上のＢ含有量が必要である。しかしながら、Ｂを多量に含有すると、ＨＡＺの著しい硬化を招き、低温割れ感受性を高める。そのため、上限を設けて、Ｂの含有量を０．０００１～０．０２％とした。Ｂ含有量の下限は、０．０００５％とすることが好ましく、０．００１％とすればさらに好ましい。また、Ｂ含有量の上限は、０．０１８％とすることが好ましく、０．０１５％とすればさらに好ましい。
　Ａｌ：０．０５％以下
　Ａｌは、脱酸効果を有するが、過剰に含有されるとクリープ延性および靱性の低下を招く。このため、上限を設けてＡｌの含有量を０．０５％以下とした。Ａｌ含有量の上限は、０．０４５％とすることが好ましく、０．０４％とすればさらに好ましい。なお、Ａｌの含有量には、特に下限は設けないが、過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄性を低下させるとともに、製造コストの増大を招く。このため、Ａｌ含有量の下限は、０．０００５％とすることが好ましく、０．００１％とすればさらに好ましい。
　Ｎ：０．０００５～０．０５％
　Ｎは、Ｖ、ＮｂまたはＴｉと結合して微細な窒化物を形成し、クリープ強度の確保に有効な元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上のＮ含有量が必要である。しかしながら、Ｎを過剰に含有すると、マトリックスの脆化を招くとともに、粗大な窒化物の析出を招き、靱性を低下させる。そのため、上限を設けて、Ｎの含有量を０．０００５～０．０５％とした。Ｎ含有量の下限は、０．０００８％とすることが好ましく、０．００１％とすればさらに好ましい。また、Ｎ含有量の上限は、０．０４５％とすることが好ましく、０．０４％とすればさらに好ましい。
　Ｏ：０．０１％以下
　Ｏは、不純物として存在する元素である。Ｏが多量に含まれる場合には、多量の酸化物を生成し、加工性および延性を劣化させる。そのため、上限を設けてＯの含有量を０．０１％以下とした。Ｏ含有量の上限は、０．００９％とすることが好ましく、０．００８％とすればさらに好ましい。なお、Ｏの含有量には、特に下限は設けないが、極端な低減は製鋼コストの増大を招く。このため、コストを重視する場合には、Ｏ含有量の下限は、０．０００５％とすることが好ましく、０．００１％とすればさらに好ましい。
　本発明の溶接構造体用二重管の内管（フェライト系耐熱鋼）が有する「化学組成１」の一つは、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなるものである。
　なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
　本発明の溶接構造体用二重管の内管（フェライト系耐熱鋼）が有する「化学組成１」の他の一つは、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有するものである。
　以下、任意元素である上記Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｃａ：０．０５％以下
　Ｃａは、鋼の熱間加工性を改善するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になると、Ｏと結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を損なう。このため、含有させる場合のＣａの含有量に上限を設けて、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＣａの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　Ｍｇ：０．０５％以下
　Ｍｇは、Ｃａと同様、鋼の熱間加工性を改善するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が過剰になると、Ｏと結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を損なう。このため、含有させる場合のＭｇの含有量に上限を設けて、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＭｇの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＭｇの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　ＲＥＭ：０．１％以下
　ＲＥＭは、Ｓとの親和力が強く、鋼の熱間加工性を改善するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、ＲＥＭの含有量が過剰になると、Ｏと結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を損なう。このため、含有させる場合のＲＥＭの含有量に上限を設けて、０．１％以下とした。なお、含有させる場合のＲＥＭの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＲＥＭの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
　なお、ＲＥＭについては、一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
　上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、０．２％であってもよいが、０．１４％以下とすることが好ましい。
　（Ｂ）化学組成２（外管（オーステナイト系耐熱鋼）の化学組成）：
　Ｃ：０．１％以下
　Ｃは、オーステナイト組織を安定にするのに有効であるが、高温での使用中に炭化物を生成し、耐食性の低下を招く。特に、Ｃの含有量が０．１％を超えると、高温での使用中に耐食性の低下が著しくなる。このため、上限を設けてＣの含有量を０．１％以下とした。Ｃ含有量の上限は、０．０６％とすることが好ましく、０．０３％とすればさらに好ましい。なお、Ｃの含有量には、特に下限は設けないが、極端な低減は製鋼コストの増大を招くとともに、オーステナイト組織の安定性を損なう。このため、Ｃ含有量の下限は０．００３％とすることが好ましく、０．００５％とすればさらに好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～０．８％
　Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると、オーステナイト相の安定性が低下し、クリープ強度および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｓｉの含有量を０．０１～０．８％とした。Ｓｉ含有量の下限は、０．０５％とすることが好ましく、０．１％とすればさらに好ましい。また、Ｓｉ含有量の上限は、０．７５％とすることが好ましく、０．７％とすればさらに好ましい。
　Ｍｎ：０．０１～２％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用を有することに加えて、オーステナイト組織を安定にする作用も有する。これらの効果を得るためには、０．０１％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると、脆化が生じて、靱性およびクリープ延性が低下する。このため、上限を設けて、Ｍｎの含有量を０．０１～２％とした。Ｍｎ含有量の下限は、０．０５％とすることが好ましく、０．１％とすればさらに好ましい。また、Ｍｎ含有量の上限は、１．９％とすることが好ましく、１．８％とすればさらに好ましい。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に含まれ、オーステナイト系耐熱鋼においては、溶接中にＨＡＺの結晶粒界に偏析し、液化割れ感受性を高める元素である。そのため、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、Ｐの含有量を０．０４％以下とした。Ｐ含有量の上限は、０．０３５％とすることが好ましく、０．０３％とすればさらに好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、Ｐと同様に不純物として鋼中に含まれ、オーステナイト系耐熱鋼の液化割れ感受性を高めるとともに、長時間使用後の靱性にも悪影響を及ぼす元素である。そのため、Ｓの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、Ｓの含有量を０．０１％以下とした。Ｓ含有量の上限は、０．００８％とすることが好ましく、０．００５％とすればさらに好ましい。
　Ｎｉ：５～５０％
　Ｎｉは、オーステナイト組織を得るために必須の元素であるとともに、水素の溶解度が大きく、本発明においては、溶接中に混入する拡散性水素の内管側への拡散を抑制し、低温割れ感受性の低減に間接的に寄与する。本発明のＣｒ含有量の範囲（１５～３５％）で上記の効果を得るためには、５％以上のＮｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるため、多量の含有はコストの増大を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｉの含有量を５～５０％とした。Ｎｉ含有量の下限は、６％とすることが好ましく、７％とすればさらに好ましい。また、Ｎｉ含有量の上限は、４９％とすることが好ましく、４８％とすればさらに好ましい。
　Ｃｒ：１５～３５％
　Ｃｒは、高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。本発明のＮｉ含有量の範囲（５～５０％）で上記の効果を得るためには、１５％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が３５％を超えると、高温でのオーステナイト相の安定性が劣化して、クリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を１５～３５％とした。Ｃｒ含有量の下限は、１５．５％とすることが好ましく、１６％とすればさらに好ましい。また、Ｃｒ含有量の上限は、３４％とすることが好ましく、３３％とすればさらに好ましい。
　Ａｌ：０．０５％以下
　Ａｌは、脱酸効果を有するが、過剰に含有されるとクリープ延性の低下を招く。このため、上限を設けてＡｌの含有量を０．０５％以下とした。Ａｌ含有量の上限は、０．０４５％とすることが好ましく、０．０４％とすればさらに好ましい。なお、Ａｌの含有量には、特に下限は設けないが、過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄性を低下させるとともに、製造コストの増大を招く。このため、Ａｌ含有量の下限は、０．０００５％とすることが好ましく、０．００１％とすればさらに好ましい。
　Ｎ：０．００１～０．２５％
　Ｎは、オーステナイト相を安定にするのに有効な元素である。この効果を得るためには、０．００１％以上のＮ含有量が必要である。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、多量の窒化物が析出し、延性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｎの含有量を０．００１～０．２５％とした。Ｎ含有量の下限は、０．００２％とすることが好ましく、０．００３％とすればさらに好ましい。また、Ｎ含有量の上限は、０．２４％とすることが好ましく、０．２３％とすればさらに好ましい。
　Ｏ：０．０１％以下
　Ｏは、不純物として存在する元素である。Ｏが多量に含まれる場合には、多量の酸化物を生成し、加工性および延性を劣化させる。そのため、上限を設けてＯの含有量を０．０１％以下とした。Ｏ含有量の上限は、０．００９％とすることが好ましく、０．００８％とすればさらに好ましい。なお、Ｏの含有量には、特に下限は設けないが、極端な低減は製鋼コストの増大を招く。このため、コストを重視する場合には、Ｏ含有量の下限は、０．０００５％とすることが好ましく、０．００１％とすればさらに好ましい。
　本発明の溶接構造体用二重管の外管（オーステナイト系耐熱鋼）が有する「化学組成２」の一つは、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなるものである。なお、既に述べたように、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
　本発明の溶接構造体用二重管の外管（オーステナイト系耐熱鋼）が有する「化学組成２」の他の一つは、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有するものである。
　以下、任意元素である上記ＭｏからＲＥＭまでの作用効果と、含有量の限定理由について、各群に分けて説明する。
　第１群：Ｍｏ：１０％以下およびＷ：１０％以下から選択される１種以上
　Ｍｏ：１０％以下
　Ｍｏは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度の向上に大きく寄与する。Ｍｏは、耐食性の向上にも効果がある。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が１０％を超えても上記の効果が飽和するとともに、金属間化合物が形成されて、却って特性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を１０％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの含有量は９％以下とすることが好ましく、８％以下とすればさらに好ましい。
　一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすればさらに好ましい。
　Ｗ：１０％以下
　Ｗは、Ｍｏと同様、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度の向上に大きく寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗの含有量が１０％を超えても上記の効果が飽和するとともに、金属間化合物が形成されて、延性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＷの含有量を１０％以下とした。なお、含有させる場合のＷの含有量は９．８％以下とすることが好ましく、９％以下とすればさらに好ましい。
　一方、前記したＷの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＷの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすればさらに好ましい。
　第１群の元素であるＭｏおよびＷは、高温でのクリープ強度の向上のために、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は２０％であってもよいが、１７％以下とすることが好ましい。
　第２群：Ｃｕ：５％以下およびＣｏ：５％以下から選択される１種以上
　Ｃｕ：５％以下
　Ｃｕは、Ｎｉと同様オ－ステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定性を高めるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。このため、含有させる場合のＣｕの含有量に上限を設けて、５％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの含有量は４％以下とすることが好ましく、３．５％以下とすればさらに好ましい。
　一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすればさらに好ましい。
　Ｃｏ：５％以下
　Ｃｏは、ＮｉおよびＣｕと同様オ－ステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定性を高めるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、過剰に含有させると大幅なコスト増を招く。そのため、含有させる場合のＣｏの含有量に上限を設けて、５％以下とした。なお、含有させる場合のＣｏの含有量は４％以下とすることが好ましく、３．５％以下とすればさらに好ましい。
　一方、前記したＣｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｏの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすればさらに好ましい。
　第２群の元素であるＣｕおよびＣｏは、オーステナイト相の安定性を高めるために、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は１０％であってもよいが、７％以下とすることが好ましい。
　第３群：Ｎｂ：１％以下、Ｔｉ：１％以下およびＶ：１％以下から選択される１種以上
　Ｎｂ：１％以下
　Ｎｂは、Ｃと結合して微細な炭化物を、さらに、ＣおよびＮと結合して微細な炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると、炭化物および炭窒化物が粗大かつ多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、含有させる場合のＮｂの含有量に上限を設けて、１％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの含有量は０．９％以下とすることが好ましく、０．８％以下とすればさらに好ましい。
　一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすればさらに好ましい。
　Ｔｉ：１％以下
　Ｔｉは、Ｎｂと同様、炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、含有させる場合のＴｉの含有量に上限を設けて、１％以下とした。なお、含有させる場合のＴｉの含有量は０．９％以下とすることが好ましく、０．８％以下とすればさらに好ましい。
　一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｉの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすればさらに好ましい。
　Ｖ：１％以下
　Ｖは、ＮｂおよびＴｉと同様、炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が過剰になると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、含有させる場合のＶの含有量に上限を設けて、１％以下とした。なお、含有させる場合のＶの含有量は０．９％以下とすることが好ましく、０．８％以下とすればさらに好ましい。
　一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＶの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすればさらに好ましい。
　第３群の元素であるＮｂ、ＴｉおよびＶは、クリープ強度の向上のために、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は３％であってもよいが、２．４％以下とすることが好ましい。
　第４群：Ｂ：０．０２％以下
　Ｂは、粒界に偏析して粒界を強化するとともに粒界炭化物を微細分散させることにより、クリープ強度を向上させるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が多量になると、溶接中の溶接熱サイクルによって溶融境界近傍の高温ＨＡＺにおいて多量に偏析し、粒界の融点を低下させて液化割れ感受性を高める。そのため、含有させる場合のＢの含有量に上限を設けて、０．０２％以下とした。なお、含有させる場合のＢの含有量は０．０１８％以下とすることが好ましく、０．０１５％以下とすればさらに好ましい。
　一方、前記したＢの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすればさらに好ましい。
　第５群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種以上
　Ｃａ：０．０５％以下
　Ｃａは、鋼の熱間加工性を改善するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になると、Ｏと結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を損なう。このため、含有させる場合のＣａの含有量に上限を設けて、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＣａの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　Ｍｇ：０．０５％以下
　Ｍｇは、Ｃａと同様、鋼の熱間加工性を改善するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が過剰になると、Ｏと結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を損なう。このため、含有させる場合のＭｇの含有量に上限を設けて、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＭｇの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＭｇの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　ＲＥＭ：０．１％以下
　ＲＥＭは、Ｓとの親和力が強く、鋼の熱間加工性を改善するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、ＲＥＭの含有量が過剰になると、Ｏと結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を損なう。このため、含有させる場合のＲＥＭの含有量に上限を設けて、０．１％以下とした。なお、含有させる場合のＲＥＭの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。なお、既に述べたように、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
　一方、前記したＲＥＭの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　第５群の元素であるＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、熱間加工性の向上のために、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は０．２％であってもよいが、０．１４％以下とすることが好ましい。
　（Ｃ）外管の肉厚とすみ肉溶接による溶融深さの関係：
　すみ肉溶接による溶融深さが二重管の内管にまで到達すると、融点直下の高温に曝されて粗大化、硬化したＨＡＺが内管を構成するフェライト系耐熱鋼内に生じる。そして、溶接中に溶接金属から混入した水素が拡散して上記のＨＡＺに侵入することによって、内管ＨＡＺに低温割れが発生する。
　しかしながら、二重管の外管の肉厚（ｍｍ）が、すみ肉溶接部の溶融深さ（ｍｍ）との関係で、
　外管の肉厚≧すみ肉溶接による溶融深さ＋０．３ｍｍ・・・(1)
の式を満たせば、溶接時の溶け込みが外管側に止まるので、内管のフェライト系耐熱鋼が融点直下の高温に曝されるのを防止することができる。このため、内管ＨＡＺの粗大化および硬化が抑制され、しかも、溶接金属から内管ＨＡＺへの水素の拡散も抑制されるので、内管ＨＡＺにおける低温割れの発生を防止することができる。
　なお、内管のフェライト系耐熱鋼が融点直下の高温に曝されるのを安定して防止するために、外管の肉厚は、「すみ肉溶接による溶融深さ＋０．５ｍｍ」以上とすることが好ましい。
　（Ｄ）外管の肉厚と二重管の全肉厚である「外管の肉厚＋内管の肉厚」との関係：
　二重管の外管の肉厚が厚い場合、すみ肉溶接時に生じる変形が大きく、その変形が周囲に拘束されて生じる「拘束応力」が大きくなり、外管を構成するオーステナイト系耐熱鋼に液化割れが発生する。
　しかしながら、外管の肉厚と、二重管の全肉厚である「外管の肉厚＋内管の肉厚」が、
　外管の肉厚／（外管の肉厚＋内管の肉厚）≦０．４・・・(2)
の式を満たせば、上記の「拘束応力」が軽減されるので、外管における液化割れの発生を防止することができる。
　ただし、「外管の肉厚／（外管の肉厚＋内管の肉厚）」が小さくなりすぎると、二重管の製造が困難になる。このため、「外管の肉厚／（外管の肉厚＋内管の肉厚）」は０．１以上であることが好ましい。
　なお、本発明に係る二重管は、外管と内管が冶金的に結合した密着二重管であり、「クラッド管」と称されることもある。
　上記二重管の製造方法として例えば、外管を構成するオーステナイト系耐熱鋼の中空ビレットの中に、内管を構成するフェライト系耐熱鋼のビレットを挿入して組み立てた素材を、熱間押出法、ロール圧延法などのいわゆる「熱間製管法」によって外管と内管を一体化させて製管する方法がある。通常、上記ビレットの組立ては合わせ面の清浄性確保のため、真空中または不活性ガス雰囲気で行われる。上記の熱間製管した二重管に対して、圧延または引抜などの冷間加工を施し、さらに、熱処理を行って所要形状の二重管とする。また、本発明に係る二重管は、これらの方法により製造した二重管同士を突き合わせ溶接して長尺化したものであってもよい。
　二重管の外表面に長手方向に伸びるすみ肉溶接部は二重管の全長またはその一部であってもよい。
　さらに、すみ肉溶接によって二重管外表面に溶接される被溶接物は、例えば、炭素鋼、フェライト系耐熱鋼、オーステナイト系耐熱鋼など、必要な機能に応じて選定すればよい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有するフェライト系耐熱鋼１～３およびオーステナイト系耐熱鋼４～６を用いて、熱間製管法によって、表２に示す内管および外管からなる外径６３ｍｍの二重管Ｔ１～Ｔ７を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　二重管Ｔ１～Ｔ７を２００ｍｍ長さに切断し、ＪＩＳ　Ｇ　３１０６（２００８）に規定されたＳＭ４９０Ｂ製の長さ２００ｍｍに切断した厚さ６ｍｍ、幅１５ｍｍの試験片をフィンンバーとして用いて、図１に示す火炉壁管のすみ肉溶接を模擬した拘束溶接試験体を作製した。
　なお、各二重管と、上記ＳＭ４９０Ｂ製の試験片とのすみ肉溶接は、図１に示す試験溶接１から４の４箇所で行った。具体的には、市販の溶接ワイヤ（ＡＷＳ規格Ａ５．１４　ＥＲ　ＮｉＣｒＣｏＭｏ－１）およびボンドフラックスを用いて、入熱４～１２ｋＪ／ｃｍにてサブマージアーク溶接して実施した。
　得られた各拘束溶接試験体について、被検面が横断面になるように試験片を５個ずつ切出して、鏡面研磨した。
　次いで、試験片を混酸で腐食した後、光学顕微鏡により検鏡して、各拘束溶接試験体につき計２０箇所（５試験片×４試験溶接箇所）の溶接部について、図２に示す方法で、すみ肉溶接による溶融深さを測定するとともに、内管側での低温割れおよび外管側での液化割れの有無を調査した。低温割れおよび液化割れの双方が発生しなかった拘束溶接試験体だけを「合格」と判定し、他は「不合格」と判定した。
　表３に、溶接入熱とともに上記の調査結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明で規定する条件を満たす拘束溶接試験体Ｊ１～Ｊ６およびＪ９～Ｊ１４は、二重管の内管側での低温割れおよび外管側での液化割れの双方の発生は認められなかった。
　これに対し、拘束溶接試験体Ｊ７においては、すみ肉溶接による溶け込み深さが１．４ｍｍで、二重管の外管肉厚に対して大きかったため、内管のフェライト系耐熱鋼が高温に曝され、結晶粒の粗大化が生じるとともに硬化し、さらに、溶接時に混入した水素が内管側に拡散、侵入した結果、内管側で低温割れが生じた。
　また、拘束溶接試験体Ｊ８は、用いた二重管Ｔ５の外管の厚さが鋼管全体の肉厚に対して厚いため、外管のオーステナイト系耐熱鋼に生じる拘束応力が大きくなった結果、液化割れが生じた。
　表３から明らかなように、本発明で規定する条件を満足する二重管のみが、本発明の目的とする火炉壁管のように管表面をすみ肉溶接して用いられる場合においても十分な耐溶接割れ性を有することがわかる。
　本発明の溶接構造体用二重管は耐溶接割れ性に優れている。このため、本発明の二重管を用いれば、予熱、後熱、鋼の清浄化などの処理を施さなくとも、通常のサブマージアーク溶接によって、管の外表面に板、金具などをすみ肉溶接して、各種高温機器を構成する溶接構造体を製造することができる。
 
 

Claims (5)

  1. 　下記の化学組成１を有するフェライト系耐熱鋼の内管と下記の化学組成２を有するオーステナイト系耐熱鋼の外管からなり、その外表面に下記の式(1)を満足するすみ肉溶接部を形成して溶接構造体を製造するのに用いる二重管であって、外管および内管の肉厚ｍｍが下記の式(2)を満足することを特徴とする、溶接構造体用二重管。
    　外管の肉厚≧すみ肉溶接による溶融深さ＋０．３ｍｍ・・・(1)、
    　外管の肉厚／（外管の肉厚＋内管の肉厚）≦０．４・・・(2)。
    化学組成１：
    　質量％で、Ｃ：０．０１～０．１％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．０１～１％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、ＮｉおよびＣｕの１種以上：合計で０．０１～１％、Ｃｒ：０．５～３．５％、ＭｏおよびＷの１種以上：合計で０．０１～３％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．０００５～０．１％、Ｂ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０００５～０．０５％およびＯ：０．０１％以下と、
    残部がＦｅおよび不純物とからなる化学組成。
    化学組成２：
    　質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：０．０１～２％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：５～５０％、Ｃｒ：１５～３５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１～０．２５％およびＯ：０．０１％以下と、
    残部がＦｅおよび不純物とからなる化学組成。
  2. 　上記の化学組成１が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種以上の元素を含有すること特徴とする、請求項１に記載の溶接構造体用二重管。
  3. 　上記の化学組成２が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の第１群から第５群までに示される１種以上の元素を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接構造体用二重管。
    　第１群：Ｍｏ：１０％以下およびＷ：１０％以下から選択される１種以上、
    　第２群：Ｃｕ：５％以下およびＣｏ：５％以下から選択される１種以上、
    　第３群：Ｎｂ：１％以下、Ｔｉ：１％以下およびＶ：１％以下から選択される１種以上、
    　第４群：Ｂ：０．０２％以下、
    　第５群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種以上。
  4. 　請求項１から３までのいずれかに記載の二重管を用いたことを特徴とする、溶接構造体。
  5. 　火炉壁に用いることを特徴とする、請求項４に記載の溶接構造体。
     
     
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