CN102812144A - 由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的铁素体系不锈钢 - Google Patents

由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的铁素体系不锈钢 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种在以二次热交换器用构件的使用环境为代表的由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下，显示出优良的耐蚀性的铁素体系不锈钢。该铁素体系不锈钢以质量%计，含有C：0.030%以下、N：0.030%以下、Si：0.4%以下、Mn：0.01～0.5%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Cr：16～24%、Mo：0.3～3%、Ti：0.05～0.25%、Nb：0.05～0.50%、Al：0.01～0.2%、Cu：0.4%以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质，且满足式（A）：Cr＋Mo＋10Ti≥18、及式（B）：Si＋Cu≤0.5。

Description

由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的铁素体系不锈钢
技术领域
本发明涉及在热交换器、其中在以LPG或石油作为燃料的热水供给器中被认为将产生低pH的冷凝水的二次热交换器中，可用作其构件的耐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
背景技术
热交换器是将由各式各样的燃料燃烧所产生的热传送给以水为中心的介质的装置，应用于从原子能发电的蒸气发生器到一般家庭的热水供给器的各式各样的领域。其中，在一般家庭的煤气或石油热水供给器中也内设有热交换器，以将该燃烧热变成热水。该热交换器以往为了提高热效率，一般采用容易加工成散热片结构等、且热传导性优良的铜。但是，因近年来的环境问题而要求热水供给器削减CO2，为进一步提高热效率，开发了进一步利用以往排放气体的热的潜热回收型热水供给器。该热水供给器为了进一步利用使通过以往的热交换器（一次热交换器）后的煤气或石油燃烧而产生的排放气体的热，再具有一个热交换器（二次热交换器）。通过一次热交换器后的排放气体大约为150～200℃，含有大量的水蒸气，因此在二次热交换器中，不仅回收直接的热，而且回收水蒸气成为水滴的冷凝热即潜热，由此将总的热效率提高到95%以上。关于该潜热回收型热水供给器的结构，例如专利文献1中公开了它的一个例子。
这里，为人所知的是：二次热交换器中产生的冷凝水从使城市煤气或LPG、石油等碳氢化合物系的原料燃烧而产生的排放气体中生成，因此受到其气体成分的影响，含有硝酸根离子或硫酸根离子，是pH大约为3以下的弱酸性水溶液。在该低pH的溶液中，不能使用以往采用的铜（在pH为6.5以下时发生腐蚀）。即使是其它普通钢（在pH大约为7以下时发生腐蚀）或铝（在pH大约为3时发生腐蚀），在本环境下也有发生腐蚀的可能性。因此，作为二次热交换器用材料，目前选定在弱酸性区的耐蚀性优良的材料即不锈钢，即使在通用不锈钢中，为了重视耐蚀性，主要采用耐蚀性更为优良的作为奥氏体系不锈钢的SUS316L（18Cr-10Ni-2Mo）。可是，SUS316L虽然满足适用于潜热回收型热水供给器的二次热交换器构件所需的耐蚀性，但在其原料中大量含有价格稳定性非常不稳定的Ni、Mo。潜热回收型热水供给器作为削减CO2的王牌期待着向一般化的广泛普及，为了实现这一目标，一直强烈要求进一步降低成本。在作为二次热交换器材料的SUS316L中，当然也期待着提出更低成本的替代材料。此外，虽认为在一般的使用环境下没有耐蚀性问题，但在容易飘来成为阻碍不锈钢的耐蚀性的主要原因之一的海盐粒子的海岸附近等地区，不可否认即使SUS316L也有产生腐蚀的可能性。在此种情况下，SUS316L有发生作为奥氏体系不锈钢的弱点之一的应力腐蚀开裂的可能性。
为了解决应用奥氏体系不锈钢时发生的这种问题，近年来，进行了在二次热交换器构件中应用铁素体系不锈钢的尝试（专利文献1～3）。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-106970号公报
专利文献2：日本特开2003-328088号公报
专利文献3：日本特开2009-299182号公报
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1认为，通过在潜热回收用热交换器中使用作为铁素体系不锈钢的SUS436J1L、SUS436L、SUS444，可得到热传导性、耐蚀性、钎焊性优良，同时具有比较廉价的管及散热片的潜热回收用热交换器。
此外，专利文献2提出：作为在热交换器环境中的高温水蒸气环境下发挥耐久性的铁素体系不锈钢，根据与使用预定温度的关系添加Cr、Mo、Si、Al含量。此外，在专利文献3中，作为适合用作需要钎焊的热交换器构件的铁素体系不锈钢，规定了Nb、C、N。
但是，在专利文献1中作为耐蚀性的指标采用平均腐蚀深度，但在本来耐蚀性优良的不锈钢中主要在局部发生点蚀，如果其点蚀即使在一部分贯通，也不能作为材料使用。在这一点上，专利文献1所公开的条件是要求再改善的条件，根据本发明人的研究，即使在专利文献1所述的铁素体系不锈钢中，特别是在用于潜热回收用热交换器的情况下，有时在耐蚀性方面是比较差的。专利文献2因Al添加量较多，存在材料变得非常硬而脆的问题，此外，专利文献2中设想的温度为300～1000℃，与本次的潜热回收型热水供给器相比规定了在温度非常高的环境下使用的材料。此外，专利文献3以钎焊时防止热处理时的晶粒粗大化为目的，Nb为必需元素，但没有提到耐蚀性的提高。
这样一来，以往的状况是：不能说充分公开了适合作为二次热交换器构件的铁素体系不锈钢。本发明鉴于这样的情况，目的在于提供一种廉价、且耐蚀性优良、能适合用作二次热交换器用构件的铁素体系不锈钢。
用于解决课题的手段
本发明人为解决上述课题，对这样的环境下的各种不锈钢的耐蚀性进行了评价，结果表明：在Cr及Ti含量较高、特别是它们在钝化膜表面浓缩的情况下，耐蚀性特别优良。此外，从发生的腐蚀起点的评价中获得了如下的见解：通过降低Cu、Si，可提高本环境下的耐蚀性。本发明对这样的二次热交换器内的腐蚀环境进行了潜心的研究，结果开发出了二次热交换器环境下的耐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
也就是说，本发明涉及具有以下特征的由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
（1）一种由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的高耐蚀性铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量%计，含有C：0.030%以下、N：0.030%以下、Si：0.4%以下、Mn：0.01～0.5%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Cr：16～24%、Mo：0.30～3%、Ti：0.05～0.25%、Nb：0.05～0.50%、Al：0.01～0.2%、Cu：0.4%以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质，且满足式（A）：Cr＋Mo＋10Ti≥18及式（B）：Si＋Cu≤05。
其中，式中的Cr、Mo、Ti、Si、Cu意味着各自元素的含量（质量%）。
（2）根据上述（1）所述的由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的高耐蚀性铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量%计，进一步含有Ni：0.3～3%、B：0.0001～0.003%、V：0.03～1.0%、Sn：0.005～1.0%、Sb：0.005～1.0%之中的1种或2种以上。
（3）根据上述（1）或（2）所述的由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的高耐蚀性铁素体系不锈钢，其特征在于：对上述（1）或（2）所述的钢，实施将其试验片半浸渍在pH为2.5且含有硝酸根离子100ppm、硫酸根离子10ppm、氯化物离子10ppm的水溶液中，并在80℃保持24小时的干湿循环试验，14个循环后的最大腐蚀深度为50μm以下。
发明的效果
根据本发明，可提供的不是大量添加高价的Ni或Mo的奥氏体不锈钢，而是二次热交换器环境下耐蚀性优良的铁素体系不锈钢。此外，不仅作为热水供给器材料，即使作为在以LNG或石油等碳氢化合物为燃料的燃烧气体的冷凝水环境下使用的设备材料，也可以发挥优良的耐蚀性。
附图说明
图1（a）是表示用于试验的试样的形状的图示。
图1（b）是表示用于试验的试样的形状的图示。
图2是表示试验后的最大腐蚀深度与成分元素的关系的图示。
图3是表示试验后的最大腐蚀深度与成分元素的关系的图示。
图4是根据试验后的最大腐蚀深度与成分元素的关系来表示实施例及比较例的结果的图示。
具体实施方式
发明人为了提供作为使用LNG或石油等碳氢化合物燃料的潜热回收型热水供给器的二次热交换器材料而显示出优良的耐蚀性的铁素体系不锈钢，进行了潜心的开发，结果得到了以下的见解。
（i）关于在由燃烧排放气体产生的冷凝水的干湿循环试验中的腐蚀深度，即使在铁素体系不锈钢中，满足式（A）：Cr＋Mo＋10Ti≥18、及式（B）：Si＋Cu≤0.5的不锈钢也表现为50μm以下。
（ii）在上述环境下，铁素体系不锈钢与在式（A）中显示同等值的奥氏体系不锈钢相比，最大腐蚀深度减小。
首先，对模拟该环境的试验方法进行说明。
正如先前所说明的那样，由一般的LNG或石油的燃烧排放气体产生的冷凝水显示出含有硝酸根离子和硫酸根离子的pH＝3以下的酸性。此外，二次热交换器在其使用时从一次热交换器送入150～200℃的排放气体，停止时处于返回到室温的重复环境。因此，作为模拟试验，由试剂将试验用溶液调整为pH＝2.5、硝酸根离子100ppm、硫酸根离子20ppm、Cl-离子＝10ppm。这些组成是模拟由LNG的燃烧排放气体产生的冷凝水的组成，但关于Cl-离子，实际可设定为几个ppm，而设想为海滨环境等腐蚀性高的环境下的运转状况，以加速试验的方式将其浓度设定为较高的水平。将10ml的该试验用溶液3倒入图1（a）所示的试管1中，这里，各种不锈钢试样2被裁切成1t×15×100mm的尺寸，并且整面用＃600金刚砂纸进行湿式研磨处理，半浸渍这样得到的各种不锈钢试样2，从而使其长度方向的大致1/2浸渍在溶液中（参照图1（b）。将装有该试样的试管盛入80℃的热水浴中，在保持24小时后使试样完全干燥，取出该不锈钢试样，在用蒸馏水将其轻轻地洗净后，将试验用溶液再次与上述同样地倒入新洗净的试管中，再次使试样半浸渍，在80℃保持24小时，将此操作重复14次（14个循环）。将保持的温度设定在80℃的理由，是因为虽然排放气体的温度为150～200℃，但可以认为通过产生冷凝水而使温度下降，而且因接触产生的冷凝水而使实际的构件温度达到更低的温度，所以为了低于100℃且使腐蚀加速而以比较高的温度为目标。
对14个循环后的试验片，除锈后采用200倍的显微镜，用焦点法测定了其腐蚀深度。关于此时产生的点蚀状的腐蚀孔，从孔径大的孔测定了5点的深度，将其最大值作为最大腐蚀深度。这具有与最大点蚀深度相同的意义。再有，试验材采用表1所示的12个钢种。根据该试验的结果，将最大腐蚀深度超过50μm时判断为长期将达到穿孔，将此情况判定为无耐蚀性，将50μm以下的情况判定为有耐蚀性。
本发明人发现：在以含Cr的铁素体系不锈钢为基而增加Cr量或者添加Mo、Ti时，无论哪种情况都可以改善腐蚀深度。而且得知：在将Cr单位含量增量所产生的效果设定为1时，Mo单位含量增量所产生的效果与Cr的情况同样，Ti单位含量增量所产生的效果可发挥Cr时的10倍左右的效果。此外还发现：Si和Cu都在铁素体系不锈钢中使腐蚀深度恶化，还判明Si和Cu的贡献率大致相等。
于是，通过Cr＋Mo＋10Ti及Si＋Cu这两个参数，对腐蚀深度受到怎样的影响进行了评价。表1、图2及图3示出了其结果。如表1、图2及图3所示，在Cr＋Mo＋10Ti为18以上、且满足Si＋Cu≤0.5的铁素体系不锈钢中，最大腐蚀深度显示为50μm以下。再有，即使Cr＋Mo＋10Ti显示18以上的值，在没有满足Si＋Cu≤0.5的情况下，也为最大腐蚀深度超过50μm的结果。另一方面，在奥氏体系不锈钢中，即使Cr＋Mo＋10Ti显示18以上的值，在通用钢中因没有满足Si＋Cu≤0.5而为最大腐蚀深度超过50μm的结果。这样一来，已经清楚在低pH且硝酸根离子和硫酸根离子以规定比率以上存在的溶液中成为干湿循环环境的情况下，Cr＋Mo＋10Ti≥18、且满足Si＋Cu≤0.5的铁素体系不锈钢具有优良的耐蚀性。这里，式中的Cr、Mo、Ti、Si、Cu意味着各元素的含量（质量%）。
在该Cr＋Mo＋10Ti为18以上时，本试验条件下的最大腐蚀深度减小的理由可以认为如下。
在本试验中，用AES对腐蚀深度为50μm以下的试样在试验后的钝化膜进行分析，可以确认在表面皮膜中除Cr以外还浓缩有Ti。此外本干湿循环试验是利用包含硝酸根离子和硫酸根离子的低pH试验用溶液的浓缩及干燥过程产生的使点蚀发生及再钝化循环的腐蚀环境，因此可以认为本试验中的腐蚀机理是点蚀发生处于支配地位的腐蚀机理，Cr和Ti在钝化膜中的浓缩是有效的。
Mo也正如作为一般的耐点蚀性指标为人所知的耐点蚀指数PI值＝Cr＋3.3Mo＋16N所示的那样，已知在发生点蚀的初期阶段有助于再钝化，在本试验环境下也显示出其效果，但已经清楚其贡献率比PI值的贡献率小。通过这两个机理，可以认为本试验环境下的最大腐蚀深度结果用以Cr＋Mo＋10Ti所示的指标来表示。
另一方面，在Si＋Cu为0.5以下时最大腐蚀深度减小的理由可以认为如下。推断其原因是，Cu通常为使活性溶解速度降低，从而提高耐蚀性的元素，但在一旦发生腐蚀时，钢中的Cu溶出，特别是在本试验环境这样的成为氧化剂的硝酸根离子较多的环境下，溶出的Cu离子成为Cu2+的氧化剂，促进阴极反应，从而使腐蚀速度增大，以致腐蚀深度加深等。
关于Si的效果，当在上述试验液中实施干湿循环试验时，确认含Si的试验材以气液界面为中心有Si氧化物的析出，确认在其附近产生了腐蚀。由此可以推定：在析出物和试验材间产生的间隙中产生间隙腐蚀，使腐蚀得以促进，而且此时在环境中存在Cu2+，因而更加使腐蚀加速。再有，在奥氏体系不锈钢中，即使Cr＋Mo＋10Ti为18以上，也成为腐蚀深度超过50μm的结果，可以认为这是因为在通用奥氏体系不锈钢中，因其制钢条件，Si或Cu必然升高，Si＋Cu几乎不会达到0.5以下。
另外，奥氏体系不锈钢中的MnS等水溶性夹杂物比铁素体系不锈钢中多，推断这也是本试验用溶液中的溶解速度高的一个原因。
再有，Cr＋Mo＋10Ti更优选为20以上，进一步优选为22以上。此外，Si＋Cu更优选低于0.3，进一步优选低于0.2。
下面对本发明的不锈钢的组成成分的详细的规定进行说明。
Cr对于确保不锈钢的耐蚀性是最重要的元素，为了使铁素体组织稳定化，至少需要16%。如果增加Cr则还提高耐蚀性，但使加工性、制造性降低，因此将上限规定为24%。优选为18.5～23%，更优选为19.0～22.0%。
Ti一般对于通过在铁素体系不锈钢的焊接区固定C、N而抑制晶界腐蚀，提高加工性是非常重要的元素。另外，在本腐蚀环境下，在耐蚀性上是重要的元素。Ti与氧的亲和力非常强，发现这对于在含有硝酸根离子的本腐蚀环境下与Cr一同形成不锈钢的表面被膜，抑制点蚀发生是非常有效的。对于形成皮膜或作为稳定化元素固定C、N，需要（C＋N）的4倍以上。但是，过剩的添加成为制造时的表面缺陷的原因，因此将其范围规定为0.05～0.25%。更优选规定为0.08～0.2%。
Mo对于修补钝化膜具有效果，对于提高耐蚀性是非常有效的元素，特别是通过与Cr的组合具有提高耐点蚀性的效果。因此，需要至少含有0.30%的Mo。如果增加Mo则耐蚀性提高，但使加工性降低，而且成本提高，因此，将上限规定为3%。更优选为0.50～2.00%。
Cu在将废料作为原料使用时，作为不可避免的杂质可含有0.01%以上。但是，在本环境中，Cu促进腐蚀，因此是不优选的。其理由如前所述，是因为可以推断在一旦腐蚀开始时，溶出的Cu离子促进阴极反应。因此Cu越少越好，将其范围规定为0.4%以下。更优选为0.10%以下。
Si是从原料中不可避免地混入的元素，一般对耐蚀性、耐氧化性也是有效的，但在本环境中不仅具有促进腐蚀发展的作用，而且过度的添加使加工性、制造性降低。因此将上限规定为0.4%。更优选低于0.2%。此外，极度地降低将招致成本的增加，因此，通常不可避免地含有0.05%左右以上。
另外，下面对本发明的不锈钢中规定的其它化学组成成分进行详细的说明。
C具有提高强度及通过与稳定化元素的组合而抑制晶粒粗大化等效果，但使焊接区的耐晶界腐蚀性、加工性降低。在高纯度系铁素体系不锈钢中需要降低其含量，因此，将上限规定为0.030%。过度地降低将使精炼成本恶化，因此更优选为0.002～0.020%。
N与C同样使耐晶界腐蚀性、加工性降低，因此需要降低其含量，因而将其上限规定为0.030%。但是，过度地降低使精炼成本恶化，因此更优选为0.002～0.020%。
Mn作为脱氧元素是重要的元素，但如果过剰添加则容易生成成为腐蚀起点的MnS，而且使铁素体组织不稳定化，因此将其含量规定为0.01～0.5%。更优选为0.05～0.3%。
P不仅使焊接性、加工性降低，而且容易产生晶界腐蚀，因此需要将其抑制在较低的水平。因此，将含量规定为0.05%以下。更优选为0.001～0.04%。
S生成前述的CaS或MnS等成为腐蚀起点的水溶性夹杂物，因而需要降低含量。因此，将含有率规定为0.01%以下。但是，过度的降低招致成本的恶化，因此更优选为0.0001～0.006%。
Al作为脱氧元素是重要的，此外还具有控制非金属夹杂物的组成，使组织微细化的效果。可是，如果过剰地添加则招致非金属夹杂物的粗大化，也有可能成为制品产生缺陷的起点。因此，将下限值规定为0.01%，将上限值规定为0.20%。更优选为0.03%～0.10%。
Nb与Ti同样对于固定C、N，抑制焊接区的晶界腐蚀，提高加工性是非常重要的元素。因此，需要添加C和N之和（C＋N）的8倍以上的Nb。但是，过剩的添加使加工性下降，因此将其范围规定为0.05～0.5%。更优选为0.1～0.3%。
本发明的不锈钢除了上述的组成成分以外，能够根据需要添加Ni、B、V、Sn及Sb之中的1种或2种以上。
Ni抑制活性溶解速度，且对于钝化非常有效果，因此，根据需要添加0.3%以上。但是，过剩的添加不仅使加工性降低，使铁素体组织不稳定，而且也使成本恶化，因此将上限规定为3%。优选为0.8～1.50%。
B是对改善二次加工脆性有效的晶界强化元素，因此能够根据需要添加。可是，过度的添加使铁素体固溶强化，成为延性下降的原因。因此，将下限规定为0.0001%，将上限规定为0.003%。更优选为0.0002～0.0020%。
V改善耐锈性及耐间隙腐蚀性，如果通过抑制Cr、Mo的使用而添加V，则还能够担保优良的加工性，因此能够根据需要添加。但是，V的过度添加使加工性降低，而且提高耐蚀性的效果也达到饱和，因此将V的下限规定为0.03%，将上限规定为1.0%。更优选为0.05～0.50%。
Sn、Sb为确保耐流锈性也可根据需要添加。它们对于抑制腐蚀速度是重要的元素，但过剩的添加使制造性及成本恶化，因此将其范围都规定为0.005～1.0%。更优选为0.05～0.5%。
再有，本发明的钢是可作为热交换器使用的钢，能够形成钢板、型钢、棒、线材、管等形态，但主要作为钢板制造。对于具有上述（1）或（2）所述的组成的钢，采用通常的熔炼方法，例如转炉、电炉等进行熔炼，根据需要进行真空精炼等二次精炼，通过连续铸造形成钢坯，或者铸造成铸锭后进行轧制以形成钢坯。关于熔炼、铸造，能够按照通常的铁素体系不锈钢的熔炼、铸造进行。在将该钢坯加热后进行热轧，形成所要求的形状的钢材。有关热轧的条件也没有特别的限定，只要按照通常的铁素体系不锈钢的热轧的加热、轧制条件进行即可。再有，在钢板的情况下，进而根据需要对热轧过的钢板实施酸洗、退火，然后通过冷轧而形成冷轧钢板，进而通过实施退火、酸洗等可形成所要求的冷轧钢板。
实施例
用通常的高纯度铁素体系不锈钢的制造方法制造具有表2所示的化学组成的钢。也就是说，首先在真空熔炼后制造40mm厚的钢锭，对其进行热轧，轧制到4mm厚。然后，基于各自的再结晶行为进行900～1000℃×1分钟的热处理，然后研磨除去氧化皮，再通过冷轧制造1.0mm厚的钢板。作为最终退火，基于各自的再结晶行为，在900～1000℃×1分钟的条件下对其进行热处理，供于以下的试验。再有，在奥氏体系不锈钢的情况下，将热处理温度规定为1100℃。
干湿循环试验为与上述同样的试验。将试验溶液规定为硝酸根离子NO3-：100ppm、硫酸根离子SO4 2-：10ppm、氯化物离子Cl-：10ppm、pH＝2.5。在图1所示的试管中倒入10ml的试验用溶液，这里将裁切成1t×15×100mm、整面用＃600金刚砂纸湿式研磨处理过的各种不锈钢试样以其长度方向的大致1/2浸渍在溶液中的方式进行半浸渍。将装有该试样的试管盛入80℃的热水浴中，在经过24小时后，用蒸馏水将完全干燥试样轻轻洗净，然后将试验用溶液再次倒入新洗净的试管，再次与上述同样地使试样半浸渍，在80℃保持24小时，将此操作重复进行14个循环。
Figure BDA00002110889700131
表2的No.1～20为本发明例，No.21～29为比较例。对偏离本发明范围的数值附加下划线。此外，图4中示出了表2的结果。
其结果如表2、图4所示，对于含有本发明范围的成分，同时满足式A）：Cr＋Mo＋10Ti≥18，且满足式B）：Si＋Cu≤0.5的本发明范围的No1～20，最大腐蚀深度均为50μm以下。再有，在式A）中满足20以上，且在式B）中满足低于0.3的本发明例，最大腐蚀深度减小，而且在式A）中满足22以上，且在式B）中满足低于0.2的本发明例，显示出最大腐蚀深度为20μm以下的耐蚀性非常优良的结果。
另一方面，在没有满足式（A）和式（B）中一方或双方的条件下，最大腐蚀深度都为超过50μm的结果。由以上的结果表明，根据本发明，可提供一种由与二次热交换器相当的碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
产业上的可利用性
本发明能够作为热交换器用材料、特别是潜热回收型热水供给器的二次热交换器用材料使用。具体地讲，不仅可作为壳体或隔板使用，而且也可作为热交换器管等任何材料使用。另外，不仅在碳氢化合物燃料的燃烧排放气体的环境下，而且在广泛暴露于含有硝酸根离子和硫酸根离子的低pH溶液中的成为干湿重复的环境下，同样可使用本材料。具体为各种热交换器、酸雨环境下的户外装饰材、建材、屋顶材、户外设备类、贮水罐及热水罐、家电制品、浴缸、厨房设备、其它户内外的一般用途。
符号说明
1试管
2试样
3试验溶液

Claims (3)

1.一种由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的高耐蚀性铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量%计，含有C：0.030%以下、N：0.030%以下、Si：0.4%以下、Mn：0.01～0.5%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Cr：16～24%、Mo：0.30～3%、Ti：0.05～0.25%、Nb：0.05～0.50%、Al：0.01～0.2%、Cu：0.4%以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质，且满足式（A）：Cr＋Mo＋10Ti≥18及式（B）：Si＋Cu≤0.5；
其中，式中的Cr、Mo、Ti、Si、Cu表示各自元素以质量%计的含量。
2.根据权利要求1所述的由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的高耐蚀性铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量%计，进一步含有Ni：0.3～3%、B：0.0001～0.003%、V：0.03～1.0%、Sn：0.005～1.0%、Sb：0.005～1.0%之中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的由碳氢化合物燃烧排放气体产生的冷凝水环境下的耐蚀性优良的高耐蚀性铁素体系不锈钢，其特征在于：对权利要求1或2所述的钢，实施将其试验片半浸渍在pH为2.5且含有硝酸根离子100ppm、硫酸根离子10ppm、氯化物离子10ppm的水溶液中，并在80℃保持24小时的干湿循环试验，14个循环后的最大腐蚀深度为50μm以下。
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