双层管及使用其的焊接结构体的制作方法

双层管及使用其的焊接结构体的制作方法
【专利摘要】本发明涉及一种焊接结构体用双层管，其包含内管和外管，所述内管为具有包含特定量的C、Si、Mn、P、S、Ni+Cu、Cr、Mo+W、V、Nb、Ti、B、Al、N和O，并且剩余部分为Fe和杂质的化学组成的铁素体系耐热钢的内管，所述外管为具有包含特定量的C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Al、N和O，并且剩余部分为Fe和杂质的化学组成的奥氏体系耐热钢的外管，在其外表面形成满足[外管的壁厚≥通过角焊形成的熔融深度+0.3mm]的式子的角焊部，外管和内管的壁厚mm满足[外管的壁厚/(外管的壁厚+内管的壁厚)≤0.4]的式子，该焊接结构体用双层管的耐焊接裂纹性优异。使用该双层管时，即使不实施预热、后加热、钢的清净化等处理，也可以通过通常的埋弧焊来在管的外表面角焊板、金属零件等，从而制造构成各种高温设备的焊接结构体。内管还可以含有Ca、Mg、REM中的一种以上，外管还可以含有Mo、W、Cu、Co、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg、REM中的一种以上。
【专利说明】双层管及使用其的焊接结构体

【技术领域】
[0001] 本发明涉及双层管以及使用其的焊接结构体。具体而言，本发明涉及在管的外表 面角焊板、金属零件等，从而能够用作高温设备的原材料的耐焊接裂纹性优异的双层管以 及使用该双层管制造的构成高温设备的焊接结构体。作为上述"焊接结构体"的具体一例， 可列举出在管的外表面长度方向角焊被称为翅片的板而成的构成发电用锅炉的燃烧部的 面板（以下称为"炉壁"）。

【背景技术】
[0002] 近年，发电用锅炉中，为了实现高效率化而提高蒸气的温度和压力的"超超临界锅 炉"的新设在世界中得到进展。进而，也对将迄今为止600°C前后的蒸气温度提高至650°C 以上的"新一代超超临界锅炉"的实用化进行了规划。这是基于，为了节能和资源的有效利 用以及环境保护而进行的C02气体排出量降低成为能量问题的解决课题之一，成为重要的 产业政策。并且是由于，对于燃烧化石燃料的发电用锅炉而言，高温、高压化对高效率化是 有利的。
[0003] 蒸气的高温、高压化使得输送蒸气的管、例如过热器管和再过热器管等传热管、以 及主蒸气管等在运转时的温度升高。因此，对于这种苛刻环境下长期使用的材料，不仅要求 高温强度和高温耐蚀性，还要求长期的金属组织的稳定性和良好的蠕变特性。
[0004] 因此，作为这些管用材料，专利文献1?3公开了提高Cr和Ni的含量、并且含有 Mo和W中的一种以上、从而实现了作为高温强度的蠕变断裂强度的提高的耐热合金。
[0005] 进而，对于越来越苛刻的对高温强度特性的要求、特别是对蠕变断裂强度的要求， 专利文献4?7公开了按质量％计含有28?38 %的Cr、35?60 %的Ni，有效利用以Cr作 为主体的体心立方结构的a -Cr相的析出，从而实现了蠕变断裂强度进一步改善的奥氏体 系耐热合金。
[0006] 现有技术文献
[0007] 专利文献
[0008] 专利文献1 :日本特开昭60-100640号公报
[0009] 专利文献2 :日本特开昭64-55352号公报
[0010] 专利文献3 :日本特开平2-200756号公报
[0011] 专利文献4 :日本特开平7-216511号公报
[0012] 专利文献5 :日本特开平7-331390号公报
[0013] 专利文献6 :日本特开平8-127848号公报
[0014] 专利文献7 :日本特开平8-218140号公报
[0015] 专利文献8 :日本特开平6-106237号公报
[0016] 专利文献9 :日本特开昭57-120002号公报
[0017] 专利文献10 :日本特开昭64-17806号公报
[0018] 专利文献11 :日本特开平5-279801号公报


【发明内容】

[0019] 发明要解决的问是页
[0020] 作为炉壁管的原材料，以往广泛使用碳钢或1. 25% Cr-0. 5% Mo钢。
[0021] 但是，由于蒸气的高温、高压化，对于炉壁管要求更优异的高温强度和高温耐蚀 性。
[0022] 因此，例如有欲使用以ASME A213 Grade T91及Grade T23为代表的含有V和Nb 而提高了强度的2. 25?9% Cr铁素体系耐热钢、进而前述专利文献1?7中公开的奥氏体 系耐热合金的动向。
[0023] 如前文所述，炉壁通过在炉壁管的外表面长度方向角焊翅片来面板化。
[0024] 角焊时，对于9% Cr铁素体系耐热钢而言，从防止焊接低温裂纹的观点考虑，必须 实施预热和/或后加热。但是，对长的炉壁管整体或长度方向的被焊接部进行预热使得生 产效率降低、导致成本增大。进而，对于对角焊后的大型面板的后加热的实施而言，从成本 方面考虑，在工业上不现实。
[0025] 2. 25% Cr铁素体系耐热钢虽然能够省略预热和/或后加热，但是在炉壁管的角焊 中大多使用的埋弧焊和MAG焊接中，有可能产生焊接低温裂纹。因此，对于2.25% Cr铁素 体系耐热钢而言，为了稳定地避免焊接低温裂纹的产生，与上述9% Cr铁素体系耐热钢的 情况同样地，需要实施预热和/或后加热，因此在工业上不现实。
[0026] 另一方面，奥氏体系耐热钢（耐热合金）虽然具备优异的耐焊接低温裂纹性，但是 热膨胀系数比铁素体系耐热钢大，因此变形大。因此，为了以优异的尺寸精度制作面板，在 高的拘束条件下进行角焊的情况下，存在焊接热影响区（以下称为"HAZ"）容易产生高温裂 纹的问题。因此，对于奥氏体系耐热钢（耐热合金）而言，不实施预热或后加热来满足角焊 时的优异的耐焊接裂纹性也是困难的。
[0027] 本发明是鉴于上述现状而提出的，其目的在于，提供不实施预热、后加热等处理， 就能够在管的外表面角焊板、金属零件等（以下有时仅称为"板"），从而作为各种高温设备 的原材料使用的耐焊接裂纹性优异的双层管以及使用该双层管制造的构成高温设备的焊 接结构体。
[0028] 用于解决问题的方案
[0029] 本发明人等为了解决前述问题，对铁素体系耐热钢管与板的角焊性以及奥氏体系 耐热钢（耐热合金）管与板的角焊性进行评价，对于焊接裂纹的产生行为进行了详细的调 查。其结果可知下述（a)和（b)的事项。需要说明的是，以下的说明中，为了简单说明，有 时将奥氏体系耐热钢和奥氏体系耐热合金仅总称为"奥氏体系耐热钢"。
[0030] (a)将铁素体系耐热钢管与板角焊时的焊接裂纹，产生于HAZ的接近熔融边界的 粗化且硬化了的区域。进而，上述焊接裂纹的产生在通过埋弧焊进行角焊的情况下显著，断 面呈现准解理断口。由这种特征性的现象，上述焊接裂纹判断为起因于扩散氢的"低温裂 纹"。需要说明的是，适用埋弧焊进行角焊时裂纹的产生变得显著的理由推测是由于，焊接 时混入到焊接金属而扩散到HAZ的所谓"扩散氢"的量增多。
[0031] (b)将奥氏体系耐热钢管与板角焊时的焊接裂纹，产生于HAZ的接近熔融边界的 粗化了的晶界。在裂纹断面发现熔融痕迹，在断面上发现P和S的富集，钢含有B的情况下， 除了上述P和S，还发现B的富集。并且，管的壁厚越厚则裂纹的产生越显著。由这种特征 性的现象，上述焊接裂纹判断为起因于由于P、S和B的晶界偏析所导致的晶界熔点降低的 "液化裂纹"。进而，管的壁厚越厚则裂纹产生越显著的理由推定是由于，焊接时产生的变形 增大，其结果被周围拘束而产生的"拘束应力"增大。
[0032] 由上述事项（a)可知，为了抑制将铁素体系耐热钢管与板角焊时的产生于铁素体 系耐热钢管的低温裂纹，采用以下的（a-Ι)和（a-2)的处置即可。
[0033] (a-Ι)抑制HAZ的粗化和硬化。
[0034] (a-2)适用可以极力降低焊接时混入的氢量的焊接方法或者通过预热和/或后加 热来促进氢的排出。
[0035] 但是，对于（a-Ι)的处置而言，与板角焊时，若以单管使用铁素体系耐热钢管，为 了抑制HAZ的粗化而降低焊接线能量，则冷却速度增大，相反地促进硬化。因此，以单管使 用铁素体系耐热钢管的情况下，通过降低焊接线能量来抑制HAZ粗化的手法在实用上难以 适用。
[0036] 对于（a-2)的处置而言，通过适用TIG焊接，能够降低焊接时混入到焊接金属的扩 散氢的量。但是例如炉壁管与板的角焊中大多使用的埋弧焊的情况下，难以降低扩散氢量。 另外，预热和/或后加热的氢排出效果虽然显著，但是如前文所述，在工业上不现实。
[0037] 另一方面，由上述事项（b)可知，为了抑制将奥氏体系耐热钢管与板角焊时的产 生于奥氏体系耐热钢管的液化裂纹，采用以下的（b_l)和（b_2)的处置即可。
[0038] (b-Ι)极力降低P、S和B在钢中的含量。
[0039] (b-2)通过使管的壁厚变薄来降低拘束应力。
[0040] 但是，对于（b-Ι)的处置而言，由于导致制钢成本的增大，因此期待工业上更廉价 的手法。
[0041] 对于（b_2)的处置而言，从结构物的强度确保的观点考虑，管的薄壁化有限。
[0042] 因此，本发明人等为了解决上述相反的各种问题而进行进一步的研究。
[0043] 其结果可知，通过使与板角焊中使用的管是内管为铁素体系耐热钢管、外管为奥 氏体系耐热钢管的双层管，并且使角焊部的熔融深度适当化，由此能够防止上述焊接裂纹。
[0044] 下述的（c)?（e)为本发明人等得到的新发现。
[0045] (c)若外管的壁厚满足特定的条件，具体而言，外管的壁厚（mm)彡通过角焊形成 的熔融深度（_)+〇. 3_的式子，则可以使焊接时的熔深止于外管侧。这种情况下，内管即 铁素体系耐热钢不会暴露于高温，可以抑制内管HAZ的粗化。
[0046] (d)通过外管使用氢的溶解度大的奥氏体系耐热钢，可以抑制焊接时混入的氢向 铁素体系耐热钢侧扩散。
[0047] (e)若外管的壁厚和双层管的总壁厚即"外管的壁厚+内管的壁厚"满足特定的条 件，具体而言外管的壁厚八外管的壁厚+内管的壁厚）彡〇. 4的式子，则双层管整体的热 变形减小，可以降低对外管即奥氏体系耐热钢施加的拘束应力。
[0048] 需要说明的是，迄今为止提出了一些设想用于炉壁等锅炉用途的双层管。
[0049] 例如专利文献8中公开了通过使炉内侧的外管厚度变厚从而实现了耐蚀性和耐 磨耗性的提高的双层管。
[0050] 另外，专利文献9和专利文献10中公开了外管和内管都使用奥氏体系材料、实现 了耐蚀性和高温强度的兼顾的双层管。
[0051] 进而，专利文献11中公开了内管使用碳钢、外管使用奥氏体系的Cr-Ni-Mo-Fe基 合金，实现了耐热疲劳性和耐蚀性的兼顾的双层管。
[0052] 但是，专利文献8?11中的任意一者的情况下，对于本发明想要解决的问题都完 全没有涉及，当然也没有示出其对策。因此，即使仅使用专利文献8?11中公开的双层管 与板角焊，也无法防止焊接裂纹。
[0053] 本发明是基于上述发现而完成的，其主旨在于，下文所述的焊接结构体用双层管 和焊接结构体。
[0054] (1) -种焊接结构体用双层管，其特征在于，其为包含具有下述化学组成1的铁素 体系耐热钢的内管和具有下述化学组成2的奥氏体系耐热钢的外管、在其外表面形成满足 下式（1)的角焊部而用于制造焊接结构体的双层管，外管和内管的壁厚mm满足下式（2)，
[0055] 外管的壁厚彡通过角焊形成的熔融深度+0. 3mm (1)，
[0056] 外管的壁厚八外管的壁厚+内管的壁厚）彡0.4 (2)，
[0057] 化学组成1 :
[0058] 按质量％计包含 C :0· 01 ?0· l%、Si :0· 01 ?0· 5%、Mn :0· 01 ?1%、P :0· 03% 以 下、S :0· 01%以下、Ni和Cu中的一种以上：总计0· 01?1%、Cr :0· 5?3· 5%、Mo和W中 的一种以上：总计 〇· 01 ?3%、V :0· 01 ?0· 5%、Nb :0· 005 ?0· l%、Ti :0· 0005 ?0· 1%、 B :0. 0001 ?0. 02%、A1 :0. 05% 以下、N :0. 0005 ?0. 05% 以及 0 :0. 01% 以下，
[0059] 并且剩余部分为Fe和杂质，
[0060] 化学组成2 :
[0061] 按质量％计包含 C :0· 1% 以下、Si :0· 01 ?0· 8%、Μη :0· 01 ?2%、P :0· 04% 以 下、5:0.01%以下、附：5?50%、0:15?35%、六1:0.05%以下、^0.001?0.25%以及 0 :0. 01% 以下，
[0062] 并且剩余部分为Fe和杂质。
[0063] (2)根据上述（1)所述的焊接结构体用双层管，其特征在于，上述化学组成1按质 量％计含有选自Ca :0. 05%以下、Mg :0. 05%以下以及REM :0. 1%以下中的一种以上元素来 替代Fe的一部分。
[0064] (3)根据⑴或⑵所述的焊接结构体用双层管，其特征在于，上述化学组成2按 质量％计含有下述第一组?第五组中所示出的一种以上元素来替代Fe的一部分，
[0065] 第1组：选自Mo :10%以下和W :10%以下中的一种以上、
[0066] 第2组：选自Cu :5%以下和Co :5%以下中的一种以上、
[0067] 第3组：选自Nb :1%以下、Ti :1%以下和V :1%以下中的一种以上、
[0068] 第 4 组：B :0· 〇2% 以下、
[0069] 第5组：选自Ca :0. 05%以下、Mg :0. 05%以下和REM :0. 1%以下中的一种以上。
[0070] (4) -种焊接结构体，其特征在于，其使用上述（1)?（3)中任一项所述的双层管。
[0071] (5)根据（4)所述的焊接结构体，其特征在于，其用于炉壁。
[0072] 发明的效果
[0073] 本发明的焊接结构体用双层管的耐焊接裂纹性优异。因此，使用本发明的双层管 时，即使不实施预热、后加热、钢的清净化等处理，也可以通过通常的埋弧焊来在管的外表 面角焊板、金属零件等，从而制造构成各种高温设备的焊接结构体。

【专利附图】

【附图说明】
[0074] 图1为示意性地说明实施例中制作的模拟了炉壁管的角焊的拘束焊接试验体的 图。
[0075] 图2为示意性地说明测定通过角焊形成的熔融深度的方法的图。

【具体实施方式】
[0076] 以下对本发明的各条件进行详细说明。需要说明的是，以下说明中的各元素的含 量的"％"表示指的是"质量％"。
[0077] (A)化学组成1 (内管（铁素体系耐热钢）的化学组成）：
[0078] C :0.01 ?0.1%
[0079] C是提高淬火性、对于稳定地得到马氏体和/或贝氏体组织而言有效的元素。进 而，C形成碳化物、有助于确保高温下的蠕变强度。为了得到上述效果，需要0.01%以上的 C含量。但是，含有大量C的情况下，导致HAZ的显著硬化，极端提高低温裂纹敏感性。因 此，设置上限使得C含量为0. 01?0. 1 %。C含量的下限优选为0. 015 %，进一步优选为 0. 02 %。另外，C含量的上限优选为0. 09 %，进一步优选为0. 08 %。
[0080] Si :0.01 ?0.5%
[0081] Si是具有脱氧作用、并且对于高温下的耐蚀性和耐氧化性提高而言有效的元素。 为了得到这些效果，需要0. 01 %以上的Si含量。但是，Si的过量含有导致蠕变延展性和韧 性的降低。因此，设置上限使Si的含量为0. 01?0. 5%。Si含量的下限优选为0. 05%，进 一步优选为〇. 1%。另外，Si含量的上限优选为0.45%，进一步优选为0.4%。
[0082] Mn :0.01 ?1%
[0083] Μη与Si同样地具有脱氧作用。Μη也是提高淬火性、对于稳定地得到马氏体和/或 贝氏体组织而言有效的元素。为了得到这些效果，需要0.01%以上的Μη含量。但是，含有过 量的Μη的情况下，导致蠕变脆化以及韧性降低。因此，设置上限使得Μη含量为0.01?1%。 Μη含量的下限优选为0. 05%，进一步优选为0. 1%。另外，Μη含量的上限优选为0. 9%，进 一步优选为〇. 8%。
[0084] P :0.03% 以下
[0085] P是作为杂质含有的元素，与S-起降低蠕变延展性。因此，设置上限使得P含量 为0.03%以下。P含量的上限优选为0.028%，进一步优选为0.025%。需要说明的是，对 P含量没有特别设置下限，但是极端降低导致制钢成本增大。因此，重视成本的情况下，P含 量的下限优选为〇. 0005%，进一步优选为0. 001 %。
[0086] S :0.01 % 以下
[0087] S与P同样地是作为杂质含有的元素，使得蠕变延展性降低。因此，设置上限使得 S含量为0.01 %以下。S含量的上限优选为0.008%，进一步优选为0.005%。需要说明的 是，对S含量没有特别设置下限，但是极端的降低导致制钢成本的增大。因此，重视成本的 情况下，S含量的下限优选为0.0001%，进一步优选为0.0003%。
[0088] Ni和Cu中的一种以上：总计0· 01?1%
[0089] Ni和Cu都是提高淬火性、对于得到马氏体和/或贝氏体组织而言有效的元素。上 述效果通过含有总计0. 01%以上的Ni和Cu中的一种以上来得到。但是，若含有总计超过 1 %的Ni和Cu中的一种以上则导致蠕变延展性降低。因此，使得Ni和Cu中的一种以上的 含量总计为〇. 01?1%。Ni和Cu中的一种以上的含量优选总计为0. 02%以上，进一步优 选为0. 03 %以上。另外，Ni和Cu中的一种以上的含量优选总计为0. 9 %以下，进一步优选 为0. 8%以下。
[0090] 需要说明的是，Ni和Cu无需复合来含有。单独含有Ni的情况下，Ni含量可以为 0.01?1%，单独含有Cu的情况下，Cu含量可以为0.01?1%。
[0091] Cr :0.5 ?3. 5%
[0092] Cr是在高温用钢中确保耐氧化性和耐高温腐蚀性并且对于稳定地得到基体的马 氏体和/或贝氏体组织而言必须的元素。为了得到这种效果，需要〇. 5%以上的Cr含量。 但是，Cr的过量含有由于生成大量的Cr碳化物而使碳化物的稳定性降低，导致蠕变强度和 韧性的降低。因此，设置上限使得Cr含量为0.5?3.5%。Cr含量的下限优选为0.8%，进 一步优选为1%。另外，Cr含量的上限优选为3. 2%，进一步优选为3.0%。
[0093] Mo和W中的一种以上：总计0· 01?3%
[0094] Mo和W都是将基体固溶强化、有助于提高蠕变强度的元素。为了得到这种效果， 需要含有总计〇. 01 %以上的Mo和W中的一种以上。但是，若含有总计超过3%的Mo和W 中的一种以上，则生成粗大的金属间化合物和碳化物，导致韧性降低。因此，使得Mo和W中 的一种以上的含量总计为〇. 01?3%。Mo和W中的一种以上的含量优选总计为0. 03%以 上，进一步优选为〇. 05%以上。另外，Mo和W中的一种以上的含量总计优选为2. 8%以下， 进一步优选为2. 5 %以下。
[0095] 需要说明的是，Mo和W无需复合来含有。单独含有Mo的情况下，Mo含量可以为 0.01?3%，单独含有W的情况下，W含量可以为0.01?3%。
[0096] V :0.01 ?0.5%
[0097] V是在晶粒内形成微细的碳氮化物、对提高蠕变强度的贡献大的元素。为了得到这 种效果，需要〇. 01 %以上的V含量。但是，若含有过量的V，则导致碳氮化物的生长速度增 大，使得碳氮化物的分散强化效果提前消失，并且导致韧性降低。因此，设置上限使得V含 量为0.01?0.5%。V含量的下限优选为0.03%，进一步优选为0.05%。另外，V含量的 上限优选为〇. 45%，进一步优选为0. 4%。
[0098] Nb :0· 005 ?0· 1%
[0099] Nb与V同样地是在晶粒内甚至高温下也形成稳定的微细碳氮化物、对提高蠕变强 度的贡献大的元素。为了得到这种效果，需要〇. 005%以上的Nb含量。但是，若含有过量的 Nb，则导致碳氮化物的生长速度增大，使得碳氮化物的分散强化效果提前消失，并且导致韧 性降低。因此，设置上限使得Nb的含量为0.005?0. 1%。Nb含量的下限优选为0.008%， 进一步优选为〇. 01%。另外，Nb含量的上限优选为0. 09%，进一步优选为0. 08%。
[0100] Ti :0· 0005 ?0· 1%
[0101] Ti甚至高温下也形成稳定的微细氮化物，通过钉扎效果，抑制HAZ中的晶粒的粗 化，间接地对低温裂纹防止具有效果。为了得到这种效果，需要0. 0005%以上的Ti含量。 但是，若含有过量的Ti，则氮化物粗大，钉扎效果消失，并且导致韧性降低。因此，设置上限 使得Ti含量为0. 0005?0. 1%。Ti含量的下限优选为0. 0008%，进一步优选为0. 001%。 另外，Ti含量的上限优选为0. 09%，进一步优选为0. 08%。
[0102] B :0. 0001 ?0. 02%
[0103] B提高钢的淬火性，使得马氏体和/或贝氏体组织稳定化，有助于高温强度。为了 得到上述效果，需要0. 0001 %以上的B含量。但是，若含有大量的B，则导致HAZ的显著硬 化，低温裂纹敏感性提高。因此，设置上限使得B含量为0.0001?0.02%。B含量的下限 优选为〇. 0005%，进一步优选为0. 001%。另外，B含量的上限优选为0. 018%，进一步优选 为 0· 015%。
[0104] A1 :0.05% 以下
[0105] A1具有脱氧效果，但是若过量含有则导致蠕变延展性和韧性的降低。因此，设置 上限使得A1的含量为0. 05%以下。A1含量的上限优选为0. 045%，进一步优选为0. 04%。 需要说明的是，对A1含量没有特别设置下限，但是过度的降低时，得不到充分的脱氧效果 而使得钢的清净性降低并且导致制造成本的增大。因此，A1含量的下限优选为0. 0005%， 进一步优选为〇. 001%。
[0106] N :0· 0005 ?0· 05%
[0107] N是与V、Nb或Ti结合而形成微细的氮化物，对于确保蠕变强度而言有效的元素。 为了得到这种效果，需要0. 0005%以上的N含量。但是，若含有过量的N，则导致基体脆化并 且导致粗大的氮化物析出，使得韧性降低。因此，设置上限使得N含量为0. 0005?0. 05 %。 N含量的下限优选为0. 0008%，进一步优选为0. 001 %。另外，N含量的上限优选为0. 045%， 进一步优选为0.04%。
[0108] 0:0.01 % 以下
[0109] 0是作为杂质存在的元素。含有大量的0的情况下，生成大量的氧化物，使得加工 性和延展性劣化。因此，设置上限使得0含量为0.01%以下。0含量的上限优选为0.009%， 进一步优选为0.008%。需要说明的是，对0含量没有特别设置下限，但是极端降低导致 制钢成本的增大。因此，重视成本的情况下，〇含量的下限优选为0.0005%，进一步优选为 0. 001%。
[0110] 本发明的焊接结构体用双层管的内管（铁素体系耐热钢）所具有的"化学组成1" 之一包含上述各元素、并且剩余部分为Fe和杂质。
[0111] 需要说明的是，"杂质"指的是工业上制造钢时由作为原料的矿石、废料或制造环 境等混入的成分。
[0112] 本发明的焊接结构体用双层管的内管（铁素体系耐热钢）所具有的"化学组成1" 的另外之一，含有选自Ca、Mg和REM中的一种以上元素来替代上述Fe的一部分。
[0113] 以下对作为任意元素的上述Ca、Mg和REM的作用效果和含量的限定理由进行说 明。
[0114] Ca :0.05% 以下
[0115] Ca由于改善钢的热加工性而可以根据需要含有。但是，若Ca含量过量，则与0结 合而使得清净性显著降低，反而损害热加工性。因此，对含有Ca时的Ca含量设置上限，使 其为0.05%以下。需要说明的是，含有Ca时的Ca含量优选为0.03%以下。
[0116] 另一方面，为了稳定地得到前述Ca的效果，含有Ca时的Ca含量优选为0. 0005% 以上。
[0117] Mg :0.05% 以下
[0118] Mg与Ca同样地改善钢的热加工性，因此可以根据需要含有。但是，若Mg含量过 量，则与〇结合而使得清净性显著降低，反而损害热加工性。因此，对含有Mg时的Mg含量 设置上限，使其为〇. 05%以下。需要说明的是，含有Mg时的Mg含量优选为0. 03%以下。
[0119] 另一方面，为了稳定地得到前述Mg的效果，含有Mg时的Mg含量优选为0. 0005% 以上。
[0120] REM:0. 1% 以下
[0121] REM由于与S的亲和力强、改善钢的热加工性，因此可以根据需要含有。但是若REM 含量过量，则与0结合而使得清净性显著降低，反而损害热加工性。因此，对含有REM时的 REM含量设置上限，使其为0. 1 %以下。需要说明的是，含有REM时的REM含量优选为0. 08 % 以下。
[0122] 另一方面，为了稳定地得到前述REM的效果，含有REM时的REM含量优选为 0. 0005% 以上。
[0123] "REM"为Sc、Y和镧系元素的总计17种元素的总称，RME含量指的是REM中的一种 或两种以上元素的总含量。
[0124] 需要说明的是，对于REM而言，通常含有于密铈合金。因此例如可以以密铈合金的 形式添加、使得REM量处于上述范围内来含有。
[0125] 上述Ca、Mg和REM可以仅含有其中任意一种或以两种以上复合的方式含有。复合 这些元素来含有时的总量可以为〇. 2%，优选为0. 14%以下。
[0126] (B)化学组成2 (外管（奥氏体系耐热钢）的化学组成）：
[0127] C :0.1 % 以下
[0128] C对于使得奥氏体组织稳定而言是有效的，但是高温下的使用中生成碳化物，导致 耐蚀性降低。特别是若C含量超过0. 1%则高温下的使用中耐蚀性降低变得显著。因此，设 置上限使得c含量为0.1 %以下。C含量的上限优选为0.06%，进一步优选为0.03%。需 要说明的是，对C含量没有特别设置下限，但是极端的降低导致制钢成本增大并且损害奥 氏体组织的稳定性。因此，C含量的下限优选为0. 003%，进一步优选为0. 005%。
[0129] Si :0.01 ?0.8%
[0130] Si是具有脱氧作用、并且对于高温下的耐蚀性和耐氧化性提高而言有效的元素。 为了得到这些效果，需要〇. 01 %以上的Si含量。但是，若Si含量过量，则奥氏体相的稳定 性降低，导致蠕变强度和韧性的降低。因此，设置上限使Si的含量为0.01?0.8%。Si含 量的下限优选为〇. 05%，进一步优选为0. 1 %。另外，Si含量的上限优选为0. 75%，进一步 优选为〇. 7%。
[0131] Mn :0.01 ?2%
[0132] Μη与Si同样地除了具有脱氧作用之外，还具有使得奥氏体组织稳定的作用。为了 得到这些效果，需要0. 01 %以上的Μη含量。但是，若Μη含量过量则产生脆化而韧性和蠕变 延展性降低。因此，设置上限使得Μη含量为0. 01?2%。Μη含量的下限优选为0. 05%，进 一步优选为〇. 1%。另外，Μη含量的上限优选为1.9%，进一步优选为1.8%。
[0133] P :0.04% 以下
[0134] P是作为杂质含有于钢中，在奥氏体系耐热钢中，焊接中在HAZ的晶界偏析，提高 液化裂纹敏感性的元素。因此，优选尽可能降低P含量，但是极度的降低导致制钢成本增 大。因此，使P含量为0.04%以下。P含量的上限优选为0.035%，进一步优选为0.03%。
[0135] S :0.01 % 以下
[0136] S是与P同样地作为杂质含有于钢中，提高奥氏体系耐热钢的液化裂纹敏感性并 且对长期使用后的韧性也造成不良影响的元素。因此，优选尽可能降低S含量，但是极度的 降低导致制钢成本增大。因此，使S含量为0.01%以下。S含量的上限优选为0.008%，进 一步优选为〇. 005%。
[0137] Ni:5 ?50%
[0138] Ni是对于得到奥氏体组织而言必须的元素，并且氢的溶解度大，本发明中，抑制焊 接中所混入的扩散性氢向内管侧扩散，间接性地有助于低温裂纹敏感性的降低。为了在本 发明的Cr含量的范围（15?35% )内得到上述效果，需要5%以上的Ni含量。但是，Ni由 于为价格昂贵的元素，因此大量含有导致成本的增大。因此，设置上限使得Ni含量为5? 50%。Ni含量的下限优选为6%，进一步优选为7%。另外，Ni含量的上限优选为49%，进 一步优选为48%。
[0139] Cr:15 ?35%
[0140] Cr是对于高温下确保耐氧化性和耐蚀性而言必须的元素。为了在本发明的Ni含 量的范围（5?50%)内得到上述效果，需要15%以上的Cr含量。但是，若Cr含量超过 35%，则高温下的奥氏体相的稳定性劣化，导致蠕变强度降低。因此使得Cr含量为15? 35 %。Cr含量的下限优选为15. 5 %，进一步优选为16 %。另外，Cr含量的上限优选为34%， 进一步优选为33%。
[0141] A1 :0.05% 以下
[0142] A1具有脱氧效果，但是若过量含有则导致蠕变延展性的降低。因此，设置上限使 得A1的含量为0.05%以下。A1含量的上限优选为0.045%，进一步优选为0.04%。需要 说明的是，对A1含量没有特别设置下限，但是过度的降低时，得不到充分的脱氧效果而使 得钢的清净性降低，并且导致制造成本的增大。因此，A1含量的下限优选为0. 0005%，进一 步优选为〇. 001%。
[0143] N :0. 001 ?0. 25%
[0144] N是对于使得奥氏体相稳定而言有效的元素。为了得到这种效果，需要0.001%以 上的N含量。但是，若N含量过量，则析出大量的氮化物，导致延展性降低。因此，设置上限 使得N含量为0.001?0.25%。N含量的下限优选为0.002%，进一步优选为0.003%。另 夕卜，N含量的上限优选为0. 24%，进一步优选为0. 23%。
[0145] 0:0. 01 % 以下
[0146] 0是作为杂质存在的元素。含有大量的0的情况下，生成大量的氧化物，使得加工 性和延展性劣化。因此，设置上限使得0含量为0. 01 %以下。0含量的上限优选为0. 009%， 进一步优选为0.008%。需要说明的是，对0含量没有特别设置下限，但是极端降低导致 制钢成本的增大。因此，重视成本的情况下，〇含量的下限优选为0.0005%，进一步优选为 0. 001%。
[0147] 本发明的焊接结构体用双层管的外管（奥氏体系耐热钢）所具有的"化学组成2" 之一包含上述各元素、并且剩余部分为Fe和杂质。需要说明的是，如已经说明那样，"杂质" 指的是工业上制造钢时由作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的成分。
[0148] 本发明的焊接结构体用双层管的外管（奥氏体系耐热钢）所具有的"化学组成2" 的另外之一，含有选自]?〇、1、(：11、(：〇、吣、11、￥、8、0 &、]\%和1?]\1中的一种以上元素来替代上 述Fe的一部分。
[0149] 以下对作为任意元素的上述Mo?REM的作用效果和含量的限定理由分为各组进 行说明，
[0150] 第1组：选自Mo :10%以下和W :10%以下中的一种以上
[0151] Mo :10% 以下
[0152] Mo固溶于基体而对商温下的懦变强度提商的贡献大。Mo对于耐蚀性的提商也具 有效果。因此，可以根据需要含有Mo。但是，即使Mo含量超过10%，上述效果也饱和，并且 形成金属间化合物，反而导致特性的降低。因此，含有Mo时的Mo含量为10%以下。需要说 明的是，含有Mo时的Mo含量优选为9%以下，进一步优选为8%以下。
[0153] 另一方面，为了稳定地得到前述Mo的效果，含有Mo时的Mo含量优选为0.01%以 上，进一步优选为〇. 05%以上。
[0154] W :10% 以下
[0155] W与Mo同样地固溶于基体而对高温下的蠕变强度提高的贡献大，因此，可以根据 需要含有。但是，即使W含量超过10%，上述效果也饱和，并且形成金属间化合物，反而导致 延展性的降低。因此，含有W时的W含量为10%以下。需要说明的是，含有W时的W含量优 选为9. 8%以下，进一步优选为9%以下。
[0156] 另一方面，为了稳定地得到前述W的效果，含有W时的W含量优选为0. 01 %以上， 进一步优选为〇. 05%以上。
[0157] 作为第1组元素的Mo和W，为了提高高温下的蠕变强度，可以仅含有其中的任意 一种或以两种复合的方式含有。复合这些元素来含有时的总量可以为20%，优选为17%以 下。
[0158] 第2组：选自Cu :5%以下和Co :5%以下中的一种以上
[0159] Cu:5% 以下
[0160] Cu与Ni同样地是奥氏体生成元素，提高奥氏体相的稳定性，因此可以根据需要含 有。但是，若Cu含量过量则导致热加工性降低。因此，对含有Cu时的Cu含量设置上限，使 其为5%以下。需要说明的是，含有Cu时的Cu含量优选为4%以下，进一步优选为3. 5%以 下。
[0161] 另一方面，为了稳定地得到前述Cu的效果，含有Cu时的Cu含量优选为0. 01%以 上，进一步优选为〇. 05%以上。
[0162] Co :5% 以下
[0163] Co与Ni及Cu同样地是奥氏体生成元素，提高奥氏体相的稳定性，因此可以根据 需要含有。但是，Co为极其昂贵的元素，因此若过量含有则导致成本大幅增大。因此，对含 有Co时的Co含量设置上限，使其为5%以下。需要说明的是，含有Co时的Co含量优选为 4%以下，进一步优选为3. 5%以下。
[0164] 另一方面，为了稳定地得到前述Co的效果，含有Co时的Co含量优选为0.01%以 上，进一步优选为0. 05%以上。
[0165] 作为第2组元素的Cu和Co,为了提高奥氏体相的稳定性，可以仅含有其中的任意 一种或以两种复合的方式含有。复合这些元素来含有时的总量可以为10%，优选为7%以 下。
[0166] 弟3组：选自Nb :1*%以下、Ti :1*%以下和V :1*%以下中的一种以上
[0167] Nb:l% 以下
[0168] Nb与C结合而形成微细的碳化物、进而与C及N结合而形成微细的碳氮化物，有 助于蠕变强度的提高，因此可以根据需要含有。但是，若Nb含量过量，则析出粗大且大量的 碳化物和碳氮化物，导致蠕变延展性的降低。因此，对含有Nb时的Nb含量设置上限，使其 为1 %以下。需要说明的是，含有Nb时的Nb含量优选为0. 9 %以下，进一步优选为0. 8 %以 下。
[0169] 另一方面，为了稳定地得到前述Nb的效果，含有Nb时的Nb含量优选为0. 01 %以 上，进一步优选为〇. 05%以上。
[0170] Ti:l% 以下
[0171] Ti与Nb同样地形成碳氮化物、有助于蠕变强度的提高，因此可以根据需要含有。 但是，若Ti含量过量，则析出大量的碳氮化物，导致蠕变延展性的降低。因此，对含有Ti时 的Ti含量设置上限，使其为1 %以下。需要说明的是，含有Ti时的Ti含量优选为0. 9%以 下，进一步优选为0.8%以下。
[0172] 另一方面，为了稳定地得到前述Ti的效果，含有Ti时的Ti含量优选为0.01 %以 上，进一步优选为〇. 05%以上。
[0173] V:l% 以下
[0174] V与Nb及Ti同样地形成碳氮化物、有助于蠕变强度的提高，因此可以根据需要含 有。但是，若V含量过量，则析出大量的碳氮化物，导致蠕变延展性的降低。因此，对含有V 时的V含量设置上限，使其为1 %以下。需要说明的是，含有V时的V含量优选为0. 9%以 下，进一步优选为0.8%以下。
[0175] 另一方面，为了稳定地得到前述V的效果，含有V时的V含量优选为0. 01 %以上， 进一步优选为〇. 05%以上。
[0176] 作为第3组元素的Nb、Ti和V，为了提高蠕变强度，可以仅含有其中的任意一种或 以两种以上复合的方式含有。复合这些元素来含有时的总量可以为3%，优选为2.4%以 下。
[0177] 第 4 组：B :0. 02% 以下
[0178] B在晶界偏析而强化晶界并且使得晶界碳化物微细分散，由此提高蠕变强度，因此 可以根据需要含有。但是，若B含量为大量，则由于焊接中的焊接热循环，而在熔融边界附 近的高温HAZ大量偏析，使得晶界的熔点降低，液化裂纹敏感性提高。因此，对含有B时的 B含量设置上限，使其为0. 02%以下。需要说明的是，含有B时的B含量优选为0. 018%以 下，进一步优选为0.015%以下。
[0179] 另一方面，为了稳定地得到前述B的效果，含有B时的B含量优选为0. 0005%以 上，进一步优选为〇. 001 %以上。
[0180] 第5组：选自Ca :0. 05%以下、Mg :0. 05%以下和REM :0. 1%以下中的一种以上。
[0181] Ca :0.05% 以下
[0182] Ca由于改善钢的热加工性而可以根据需要含有。但是，若Ca含量过量，则与0结 合而使得清净性显著降低，反而损害热加工性。因此，对含有Ca时的Ca含量设置上限，使 其为0.05%以下。需要说明的是，含有Ca时的Ca含量优选为0.03%以下。
[0183] 另一方面，为了稳定地得到前述Ca的效果，含有Ca时的Ca含量优选为0. 0005% 以上。
[0184] Mg :0.05% 以下
[0185] Mg与Ca同样地改善钢的热加工性，因此可以根据需要含有。但是，若Mg含量过 量，则与〇结合而使得清净性显著降低，反而损害热加工性。因此，对含有Mg时的Mg含量 设置上限，使其为〇. 05%以下。需要说明的是，含有Mg时的Mg含量优选为0. 03%以下。
[0186] 另一方面，为了稳定地得到前述Mg的效果，含有Mg时的Mg含量优选为0. 0005% 以上。
[0187] REM:0.1% 以下
[0188] REM由于与S的亲和力强、改善钢的热加工性，因此可以根据需要含有。但是若REM 含量过量，则与0结合而使得清净性显著降低，反而损害热加工性。因此，对含有REM时的 REM含量设置上限，使其为0. 1 %以下。需要说明的是，含有REM时的REM含量优选为0. 08 % 以下。需要说明的是，如已经说明那样，"REM"为Sc、Y和镧系元素的总计17种元素的总称， RME含量指的是REM中的一种或两种以上元素的总含量。
[0189] 另一方面，为了稳定地得到前述REM的效果，含有REM时的REM含量优选为 0. 0005% 以上。
[0190] 作为第5组元素的Ca、Mg和REM，为了提高热加工性，可以仅含有其中的任意一 种或以两种以上复合的方式含有。复合这些元素来含有时的总量可以为0.2%，优选为 0. 14%以下。
[0191] (C)外管的壁厚与通过角焊形成的熔融深度的关系：
[0192] 若通过角焊形成的熔融深度到达至双层管的内管，则暴露于熔点正下方的高温而 粗化、硬化了的HAZ产生于构成内管的铁素体系耐热钢内。并且，焊接中由焊接金属混入的 氢扩散而侵入到上述HAZ，由此内管HAZ产生低温裂纹。
[0193] 但是，若双层管的外管的壁厚（mm)在与角焊部的熔融深度（mm)的关系中满足下 式，
[0194] 外管的壁厚彡通过角焊形成的熔融深度+0. 3mm (1)
[0195] 则焊接时的熔深止于外管侧，因此可以防止内管的铁素体系耐热钢暴露于熔点正 下方的高温。因此，内管HAZ的粗化和硬化得到抑制，并且，氢从焊接金属向内管HAZ的扩 散也得到抑制，因此可以防止内管HAZ中的低温裂纹的产生。
[0196] 需要说明的是，为了稳定地防止内管的铁素体系耐热钢暴露于熔点正下方的高 温，外管的壁厚优选为"通过角焊形成的熔融深度+〇. 5mm"以上。
[0197] (D)外管的壁厚与双层管的总壁厚即"外管的壁厚+内管的壁厚"的关系：
[0198] 双层管的外管壁厚厚的情况下，角焊时产生的变形大，该变形被周围拘束而产生 的"拘束应力"增大，构成外管的奥氏体系耐热钢产生液化裂纹。
[0199] 但是，若外管的壁厚与双层管的总壁厚即"外管的壁厚+内管的壁厚"满足下式，
[0200] 外管的壁厚八外管的壁厚+内管的壁厚）< 0.4 (2)
[0201]贝IJ上述"拘束应力"降低，因此可以防止外管中的液化裂纹的产生。
[0202] 但是，若"外管的壁厚八外管的壁厚+内管的壁厚）"过小则难以制造双层管。因 此，"外管的壁厚八外管的壁厚+内管的壁厚）"优选为〇. 1以上。
[0203] 需要说明的是，本发明的双层管为外管与内管冶金上结合而成的密合双层管，有 时也称为"复合管（CLAD PIPE)"。
[0204] 作为上述双层管的制造方法，例如有下述方法：在构成外管的奥氏体系耐热钢的 中空钢坯中插入构成内管的铁素体系耐热钢的钢坯，装配原材料，对于该原材料，通过热挤 出法、辊轧法等所谓"热制管法"使外管与内管一体化，从而制管。通常，上述钢坯的装配为 了确保接合面的清净性，在真空中或非活性气体气氛中进行。对于上述热制管而成的双层 管，实施轧制或拉拔等冷加工，进而进行热处理而形成所希望形状的双层管。另外，本发明 的双层管也可以为将通过这些方法制造的双层管之间对焊而形成的长的双层管。
[0205] 在双层管的外表面的长度方向伸长的角焊部可以为双层管的全部长度或其一部 分。
[0206] 进而，通过角焊而焊接于双层管外表面的被焊接物例如根据功能选定碳钢、铁素 体系耐热钢、奥氏体系耐热钢等即可。
[0207] 以下通过实施例对本发明进行更具体的说明，但是本发明不被这些实施例所限 定。
[0208] 实施例
[0209] 使用具有表1所不化学组成的铁素体系耐热钢1?3和奥氏体系耐热钢4?6,通 过热制管法制作表2所示的包含内管和外管的外径63mm的双层管T1?T7。
[0210]

【权利要求】
1. 一种焊接结构体用双层管，其特征在于，其为包含具有下述化学组成1的铁素体系 耐热钢的内管和具有下述化学组成2的奥氏体系耐热钢的外管、在其外表面形成满足下式 (1)的角焊部而用于制造焊接结构体的双层管，外管和内管的壁厚mm满足下式（2)， 外管的壁厚>通过角焊形成的熔融深度+〇. 3_ (1)， 外管的壁厚八外管的壁厚+内管的壁厚）<0.4 (2)， 化学组成1 : 按质量％计包含 C :0· 01 ?0· l%、Si :0· 01 ?0· 5%、Mn :0· 01 ?1%、P :0· 03% 以下、 S :0· 01%以下、Ni和Cu中的一种以上：总计0· 01?l%、Cr :0· 5?3· 5%、Mo和W中的一 种以上：总计 〇· 01 ?3%、V :0· 01 ?0· 5%、Nb :0· 005 ?0· 1%、Ti :0· 0005 ?0· 1%、B : 0. 0001 ?0. 02%、A1 :0. 05% 以下、N :0. 0005 ?0. 05% 以及 0 :0. 01% 以下， 并且剩余部分为Fe和杂质， 化学组成2 : 按质量％计包含 C :0. 1% 以下、Si :0. 01 ?0. 8%、Μη :0. 01 ?2%、P :0. 04% 以下、 5:0.01%以下、附：5?50%、0:15?35%、六1:0.05%以下、^0.001?0.25%以及0: 0. 01%以下， 并且剩余部分为Fe和杂质。
2. 根据权利要求1所述的焊接结构体用双层管，其特征在于，所述化学组成1按质量％ 计含有选自〇&:0.05%以下、]\% :0.05%以下以及1?]\1:0.1%以下中的一种以上元素来替代 Fe的一部分。
3. 根据权利要求1或2所述的焊接结构体用双层管，其特征在于，所述化学组成2按质 量％计含有下述第一组?第五组中所示出的一种以上元素来替代Fe的一部分， 第1组：选自Mo :10%以下和W: 10%以下中的一种以上、 第2组：选自Cu :5%以下和Co :5%以下中的一种以上、 第3组：选自Nb :1%以下、Ti :1%以下和V :1%以下中的一种以上、 第4组：B :0.02%以下、 第5组：选自Ca :0. 05%以下、Mg :0. 05%以下和REM :0. 1%以下中的一种以上。
4. 一种焊接结构体，其特征在于，其使用权利要求1?3中任一项所述的双层管。
5. 根据权利要求4所述的焊接结构体，其特征在于，其用于炉壁。
【文档编号】B23K103/04GK104114730SQ201380008821
【公开日】2014年10月22日 申请日期:2013年1月24日 优先权日:2012年2月8日
【发明者】平田弘征, 吉泽满, 小川英范 申请人:新日铁住金株式会社