JP5273266B2 - 二重管およびそれを用いた溶接構造体 - Google Patents

Description

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、蒸気を輸送する鋼管、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、これらの鋼管用材料として、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鋼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。

（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（外管の肉厚＋内管の肉厚）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（１）〜（３）に示す溶接構造体用二重管ならびに（４）および（５）に示す溶接構造体にある。

（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種以上を合計で０．０１〜１％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、ＭｏおよびＷの１種以上を合計で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％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
（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％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。

（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％以下のうちから選択される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群までのいずれかの群から選択される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％以下のうちの１種以上
第２群：Ｃｕ：５％以下およびＣｏ：５％以下のうちの１種以上
第３群：Ｎｂ：１％以下、Ｔｉ：１％以下およびＶ：１％以下のうちの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％以下のうちの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、上述の各元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物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のうちから選択される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、上述の各元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。

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のうちから選択される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％以下のうちの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％以下のうちの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％以下のうちの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％以下のうちの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。

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（外管の肉厚＋内管の肉厚）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（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。

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。

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種以上を合計で０．０１〜１％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、ＭｏおよびＷの１種以上を合計で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％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
   （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％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
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％以下のうちから選択される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群までのいずれかの群から選択される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％以下のうちの１種以上
   第２群：Ｃｕ：５％以下およびＣｏ：５％以下のうちの１種以上
   第３群：Ｎｂ：１％以下、Ｔｉ：１％以下およびＶ：１％以下のうちの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％以下のうちの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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