JP6338031B1 - 耐硫酸露点腐食鋼 - Google Patents
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Abstract
本発明は、優れた耐硫酸露点腐食性と製造性とを同時に実現するとともに、曲げ性や耐疲労性にも優れる耐硫酸露点腐食鋼を提供することを目的とする。
本発明は、所定の成分組成を有し、該成分組成におけるＳ、ＣｕおよびＳｂの含有量が以下の（１）式、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量が以下の（２）式の関係をそれぞれ満足する耐硫酸露点腐食鋼に関する。
０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００ ・・・（１）
０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０ ・・・（２）
ここで、［％Ｓ］、［％Ｃｕ］、［％Ｎｉ］および［％Ｓｂ］はそれぞれ、成分組成におけるＳ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量（質量％）である。
本発明は、所定の成分組成を有し、該成分組成におけるＳ、ＣｕおよびＳｂの含有量が以下の（１）式、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量が以下の（２）式の関係をそれぞれ満足する耐硫酸露点腐食鋼に関する。
０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００ ・・・（１）
０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０ ・・・（２）
ここで、［％Ｓ］、［％Ｃｕ］、［％Ｎｉ］および［％Ｓｂ］はそれぞれ、成分組成におけるＳ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量（質量％）である。
Description
本発明は、硫酸に接する環境下または硫酸露点が生じる環境下の熱交換器やタンク、プラント等の構成材料として用いられる耐硫酸露点腐食鋼に関し、特に、優れた耐硫酸露点腐食性および製造性を有するとともに、曲げ性や耐疲労性にも優れた耐硫酸露点腐食鋼に関するものである。
硫黄を含む重油や石炭等の燃料を燃焼させるボイラーや火力発電所の熱交換器や煙道では、排気ガス中に含まれる硫黄酸化物が、温度の低下とともに結露して硫酸となり、激しい腐食を生じる、いわゆる「硫酸露点腐食」が問題となる。
この硫酸露点腐食の問題を解決するものとして、耐硫酸露点腐食鋼が開発され、既に実用化されている。
このような耐硫酸露点腐食鋼として、耐硫酸腐食性を向上させるＳｂ、さらには耐酸性を向上させる元素であるＣｕを活用することにより、耐硫酸腐食性とともに、耐酸性も向上させる技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、
「質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．００１〜１％、Ｓｂ：０．０１〜０．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、耐酸腐食性指数ＡＩ（ＡＩ／１００００＝０．０００５＋０．０４５×Ｓｂ％−Ｃ％×Ｍｏ％）が０以上であることを特徴とする耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼。」
が開示されている。
このような耐硫酸露点腐食鋼として、耐硫酸腐食性を向上させるＳｂ、さらには耐酸性を向上させる元素であるＣｕを活用することにより、耐硫酸腐食性とともに、耐酸性も向上させる技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、
「質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．００１〜１％、Ｓｂ：０．０１〜０．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、耐酸腐食性指数ＡＩ（ＡＩ／１００００＝０．０００５＋０．０４５×Ｓｂ％−Ｃ％×Ｍｏ％）が０以上であることを特徴とする耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼。」
が開示されている。
一方、Ｆｅよりも融点の低いＣｕや、偏析しやすいＳｂを添加すると、鋳造や圧延といった熱間加工時にスラブ割れやスラブ表面傷が発生し、製品品質の劣化を避けるための手入れが必要になるため、生産性の低下やコストアップが問題となる。
このような問題を解決するものとして、特許文献２には、Ｓ量を低減するとともに、ＭｏおよびＢを添加することで、熱間加工性の改善を図った、
「重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｓｎ及びＳｂの１種又は２種の合計が０．０１〜１．０％、並びにＢ：０．００１〜０．０１％及びＭｏ：０．０１〜０．５％の１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする熱間加工性に優れた耐酸露点腐食鋼。」
が開示されている。
このような問題を解決するものとして、特許文献２には、Ｓ量を低減するとともに、ＭｏおよびＢを添加することで、熱間加工性の改善を図った、
「重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｓｎ及びＳｂの１種又は２種の合計が０．０１〜１．０％、並びにＢ：０．００１〜０．０１％及びＭｏ：０．０１〜０．５％の１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする熱間加工性に優れた耐酸露点腐食鋼。」
が開示されている。
ところで、硫酸露点環境において生成する硫酸は、その温度によって濃度も変化し、例えば、低温：４０℃では硫酸濃度：２０質量％程度、中温：７０℃では硫酸濃度：５０質量％程度、高温：１００℃〜１４０℃では硫酸濃度：７０〜８０質量％となる。
このため、耐硫酸露点腐食鋼を実際の設備に適用するにあたっては、種々の硫酸露点腐食環境で高い耐食性を示す材料が求められる。
このため、耐硫酸露点腐食鋼を実際の設備に適用するにあたっては、種々の硫酸露点腐食環境で高い耐食性を示す材料が求められる。
しかしながら、特許文献１の低合金鋼を実際の設備に適用した場合、耐酸性、特に耐塩酸性に関しては、従来の耐硫酸露点腐食鋼よりも優れた耐食性を示すものの、耐硫酸露点腐食性については必ずしも満足いくほどの特性を得ることができず、特に高温における高濃度の硫酸に対する耐食性（耐硫酸露点腐食性）が低いという問題があった。
また、特許文献２の耐硫酸露点腐食鋼でも、Ｓの低減やＭｏの添加によっても、やはり所望とする耐硫酸露点腐食性が得られない場合があった。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、優れた耐硫酸露点腐食性と製造性とを同時に実現するとともに、曲げ性や耐疲労性にも優れる耐硫酸露点腐食鋼を提供することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、まず硫酸露点腐食環境における各添加元素の影響を調査し、その効果を詳細に検討した。
具体的には、耐硫酸露点腐食性を向上させる各添加元素が、製造性、さらには曲げ性や耐疲労性におよぼす影響と、製造性や曲げ性、耐疲労性を向上させる各添加元素が、耐硫酸露点腐食性におよぼす影響とを調査すべく、種々の成分組成の鋼を製造し、耐硫酸露点腐食性と製造性とを両立するとともに、優れた曲げ性や耐疲労性を得るうえで、有効となる添加元素の組み合わせを検討した。
具体的には、耐硫酸露点腐食性を向上させる各添加元素が、製造性、さらには曲げ性や耐疲労性におよぼす影響と、製造性や曲げ性、耐疲労性を向上させる各添加元素が、耐硫酸露点腐食性におよぼす影響とを調査すべく、種々の成分組成の鋼を製造し、耐硫酸露点腐食性と製造性とを両立するとともに、優れた曲げ性や耐疲労性を得るうえで、有効となる添加元素の組み合わせを検討した。
その結果、以下のような知見を得た。
１）Ｃｕ、ＳｂおよびＳを複合添加した成分組成において、これらの各元素の含有量には最適な範囲が存在しており、これらをその範囲内に制御することで、製造性、さらには曲げ性や耐疲労性を確保しつつ、優れた耐硫酸露点腐食性を得ることができる。
２）耐硫酸露点腐食性を向上させるＣｕおよびＳｂに対し、適量のＮｉを含有させることで、耐硫酸露点腐食性を維持しつつ、製造性、特に熱間加工性を大幅に改善することができる。また、同時に優れた曲げ性や耐疲労性を得ることもできる。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成させたものである。
１）Ｃｕ、ＳｂおよびＳを複合添加した成分組成において、これらの各元素の含有量には最適な範囲が存在しており、これらをその範囲内に制御することで、製造性、さらには曲げ性や耐疲労性を確保しつつ、優れた耐硫酸露点腐食性を得ることができる。
２）耐硫酸露点腐食性を向上させるＣｕおよびＳｂに対し、適量のＮｉを含有させることで、耐硫酸露点腐食性を維持しつつ、製造性、特に熱間加工性を大幅に改善することができる。また、同時に優れた曲げ性や耐疲労性を得ることもできる。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成させたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００２０〜０．０２００％、
Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、
Ｎｉ：０．１０〜０．８０％、
Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、
Ｓｂ：０．０５０〜０．３００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％および
Ｎ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
上記成分組成におけるＳ、ＣｕおよびＳｂの含有量が下記（１）式、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量が下記（２）式の関係をそれぞれ満足する、耐硫酸露点腐食鋼。
記
０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００ ・・・（１）
０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０ ・・・（２）
ここで、［％Ｓ］、［％Ｃｕ］、［％Ｎｉ］および［％Ｓｂ］はそれぞれ、成分組成におけるＳ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量（質量％）である。
Ｃ：０．０５０〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００２０〜０．０２００％、
Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、
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Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、
Ｓｂ：０．０５０〜０．３００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％および
Ｎ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
上記成分組成におけるＳ、ＣｕおよびＳｂの含有量が下記（１）式、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量が下記（２）式の関係をそれぞれ満足する、耐硫酸露点腐食鋼。
記
０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００ ・・・（１）
０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０ ・・・（２）
ここで、［％Ｓ］、［％Ｃｕ］、［％Ｎｉ］および［％Ｓｂ］はそれぞれ、成分組成におけるＳ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量（質量％）である。
２．前記成分組成におけるＣ、ＴｉおよびＮの含有量が下記（３）式の関係を満足する、前記１に記載の耐硫酸露点腐食鋼。
記
０．３０≦［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）≦２．５０ ・・・（３）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｔｉ］および［％Ｎ］はそれぞれ、成分組成におけるＣ、ＴｉおよびＮの含有量（質量％）である。
記
０．３０≦［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）≦２．５０ ・・・（３）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｔｉ］および［％Ｎ］はそれぞれ、成分組成におけるＣ、ＴｉおよびＮの含有量（質量％）である。
３．鋼組織全体に占めるフェライト相の面積率が７５％以上、パーライト相の面積率が２５％未満、上記フェライト相とパーライト相以外の組織の合計の面積率が５％未満である鋼組織を有するとともに、
最大ビッカース硬さが２００以下でかつ、平均ビッカース硬さが８０以上である、前記１または２に記載の耐硫酸露点腐食鋼。
最大ビッカース硬さが２００以下でかつ、平均ビッカース硬さが８０以上である、前記１または２に記載の耐硫酸露点腐食鋼。
４．前記１〜３のいずれかに記載の耐硫酸露点腐食鋼であって、
該耐硫酸露点腐食鋼の温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中での電流密度と電位との関係を示すカソード分極曲線において、電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位をＶａ（Ｖ）としたとき、
上記Ｖａが、上記耐硫酸露点腐食鋼の基準鋼の上記硫酸水溶液中でのカソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位Ｖｇ（Ｖ）との関係で、下記（４）式を満足する、耐硫酸露点腐食鋼。
記
Ｖｇ−Ｖａ＞０．０３ ・・・（４）
該耐硫酸露点腐食鋼の温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中での電流密度と電位との関係を示すカソード分極曲線において、電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位をＶａ（Ｖ）としたとき、
上記Ｖａが、上記耐硫酸露点腐食鋼の基準鋼の上記硫酸水溶液中でのカソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位Ｖｇ（Ｖ）との関係で、下記（４）式を満足する、耐硫酸露点腐食鋼。
記
Ｖｇ−Ｖａ＞０．０３ ・・・（４）
本発明によれば、優れた耐硫酸露点腐食性および製造性を有するとともに、曲げ性や耐疲労性にも優れた耐硫酸露点腐食鋼が得られる。
そして、本発明の耐硫酸露点腐食鋼は、種々の硫酸露点腐食環境下のタンク、プラント等の構成材料として好適に用いることができるので、高品質かつ高生産性の下、低コストに、かようなタンク、プラント等を製造することが可能となる。
そして、本発明の耐硫酸露点腐食鋼は、種々の硫酸露点腐食環境下のタンク、プラント等の構成材料として好適に用いることができるので、高品質かつ高生産性の下、低コストに、かようなタンク、プラント等を製造することが可能となる。
以下、本発明を具体的に説明する。まず、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．０５０〜０．１５０％
Ｃは、鋼の強度を高める元素である。所望の強度を得るために、Ｃ量は０．０５０％以上とする。一方、Ｃ量が０．１５０％を超えると、耐硫酸露点腐食性を劣化させるとともに、溶接性および溶接熱影響部の靱性を劣化させる。よって、Ｃ量は０．０５０〜０．１５０％の範囲とする。好ましくは、０．０６０〜０．１００％の範囲である。
Ｃは、鋼の強度を高める元素である。所望の強度を得るために、Ｃ量は０．０５０％以上とする。一方、Ｃ量が０．１５０％を超えると、耐硫酸露点腐食性を劣化させるとともに、溶接性および溶接熱影響部の靱性を劣化させる。よって、Ｃ量は０．０５０〜０．１５０％の範囲とする。好ましくは、０．０６０〜０．１００％の範囲である。
Ｓｉ：０．１０〜０．８０％
Ｓｉは、脱酸剤として添加される成分であり、また、鋼の強度を高める効果がある。このため、Ｓｉ量は０．１０％以上とする。しかし、Ｓｉ量が０．８０％を超えると、鋼の靱性が劣化する。よって、Ｓｉ量は０．１０〜０．８０％の範囲とする。なお、Ｓｉは、硫酸水溶液環境下では、防食被膜を形成して耐硫酸露点腐食性の向上に寄与する。このような耐硫酸露点腐食性の向上効果を得るためには、Ｓｉ量を０．２５％以上とすることが好ましい。
Ｓｉは、脱酸剤として添加される成分であり、また、鋼の強度を高める効果がある。このため、Ｓｉ量は０．１０％以上とする。しかし、Ｓｉ量が０．８０％を超えると、鋼の靱性が劣化する。よって、Ｓｉ量は０．１０〜０．８０％の範囲とする。なお、Ｓｉは、硫酸水溶液環境下では、防食被膜を形成して耐硫酸露点腐食性の向上に寄与する。このような耐硫酸露点腐食性の向上効果を得るためには、Ｓｉ量を０．２５％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．５０〜１．００％
Ｍｎは、鋼の強度を高める元素である。所望の強度を得るために、Ｍｎ量を０．５０％以上とする。一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると、鋼の靱性および溶接性を低下させる。よって、Ｍｎ量は０．５０〜１．００％の範囲とする。なお、強度の維持および耐硫酸露点腐食性を劣化させる介在物の形成を抑制する観点からは、Ｍｎ量を０．５０〜０．７０％の範囲とすることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の強度を高める元素である。所望の強度を得るために、Ｍｎ量を０．５０％以上とする。一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると、鋼の靱性および溶接性を低下させる。よって、Ｍｎ量は０．５０〜１．００％の範囲とする。なお、強度の維持および耐硫酸露点腐食性を劣化させる介在物の形成を抑制する観点からは、Ｍｎ量を０．５０〜０．７０％の範囲とすることが好ましい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、粒界に偏析して、鋼の靱性を低下させる有害な元素である。特に、Ｐ量が０．０５０％を超えると、靱性が顕著に低下する。よって、Ｐ量は０．０５０％以下とする。
なお、Ｐはできるだけ低減することが望ましいが、０．００５％未満への低減は、製造コストの上昇を招く。よって、Ｐ量の下限は０．００５％とすることが好ましい。
Ｐは、粒界に偏析して、鋼の靱性を低下させる有害な元素である。特に、Ｐ量が０．０５０％を超えると、靱性が顕著に低下する。よって、Ｐ量は０．０５０％以下とする。
なお、Ｐはできるだけ低減することが望ましいが、０．００５％未満への低減は、製造コストの上昇を招く。よって、Ｐ量の下限は０．００５％とすることが好ましい。
Ｓ：０．００２０〜０．０２００％
Ｓは、Ｃｕの存在下においてＣｕ2Ｓ被膜の形成に寄与し、鋼表面における腐食反応を抑制して、耐硫酸露点腐食性を向上させる元素である。一方、Ｓは、非金属介在物であるＭｎＳを形成し、このＭｎＳが局部腐食の起点となって、耐局部腐食性を低下させる有害な元素でもある。そこで、耐硫酸露点腐食性を確保する観点から、Ｓ量は０．００２０％以上とする。一方、耐局部腐食性の低下を回避する観点から、Ｓ量は０．０２００％以下とする。なお、耐硫酸露点腐食性を一層高める観点からは、Ｓ量は０．００５０％以上とすることが好ましい。
Ｓは、Ｃｕの存在下においてＣｕ2Ｓ被膜の形成に寄与し、鋼表面における腐食反応を抑制して、耐硫酸露点腐食性を向上させる元素である。一方、Ｓは、非金属介在物であるＭｎＳを形成し、このＭｎＳが局部腐食の起点となって、耐局部腐食性を低下させる有害な元素でもある。そこで、耐硫酸露点腐食性を確保する観点から、Ｓ量は０．００２０％以上とする。一方、耐局部腐食性の低下を回避する観点から、Ｓ量は０．０２００％以下とする。なお、耐硫酸露点腐食性を一層高める観点からは、Ｓ量は０．００５０％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．２０〜０．５０％
Ｃｕは、酸による腐食環境において耐酸性を向上させる必須の元素である。ここで、Ｃｕ量が０．２０％未満では、その効果が小さい。一方、Ｃｕ量が０．５０％を超えると、耐酸性向上効果が飽和するとともに製造性、特には熱間加工性の劣化を招く。よって、Ｃｕ量は０．２０〜０．５０％の範囲とする。
Ｃｕは、酸による腐食環境において耐酸性を向上させる必須の元素である。ここで、Ｃｕ量が０．２０％未満では、その効果が小さい。一方、Ｃｕ量が０．５０％を超えると、耐酸性向上効果が飽和するとともに製造性、特には熱間加工性の劣化を招く。よって、Ｃｕ量は０．２０〜０．５０％の範囲とする。
Ｎｉ：０．１０〜０．８０％
Ｎｉは、ＣｕやＳｂの添加による熱間加工性の劣化を抑制する元素である。しかし、Ｎｉ量が０．１０％未満では、その効果が小さい。一方、Ｎｉ量が０．８０％を超えると、熱間加工性の劣化を抑制する効果が飽和するとともに、コストの上昇を招く。よって、Ｎｉ量は０．１０〜０．８０％の範囲とする。
Ｎｉは、ＣｕやＳｂの添加による熱間加工性の劣化を抑制する元素である。しかし、Ｎｉ量が０．１０％未満では、その効果が小さい。一方、Ｎｉ量が０．８０％を超えると、熱間加工性の劣化を抑制する効果が飽和するとともに、コストの上昇を招く。よって、Ｎｉ量は０．１０〜０．８０％の範囲とする。
Ｃｒ：０．２０〜１．５０％
Ｃｒは、常温環境における耐硫酸露点腐食性の向上効果には大きくは寄与しないものの、使用環境が１２０℃以上の高温となる場合の耐硫酸露点腐食性を向上させる元素である。Ｃｒ量が０．２０％未満では、これらの効果が小さい。一方、Ｃｒ量が１．５０％を超えると、これらの効果が飽和するとともに、コストの上昇を招く。よって、Ｃｒ量は０．２０〜１．５０％の範囲とする。好ましくは、０．４０〜１．５０％の範囲である。
Ｃｒは、常温環境における耐硫酸露点腐食性の向上効果には大きくは寄与しないものの、使用環境が１２０℃以上の高温となる場合の耐硫酸露点腐食性を向上させる元素である。Ｃｒ量が０．２０％未満では、これらの効果が小さい。一方、Ｃｒ量が１．５０％を超えると、これらの効果が飽和するとともに、コストの上昇を招く。よって、Ｃｒ量は０．２０〜１．５０％の範囲とする。好ましくは、０．４０〜１．５０％の範囲である。
Ｓｂ：０．０５０〜０．３００％
Ｓｂは、Ｃｕとの複合添加によりＣｕ化合物として鋼表面に濃化し、耐酸性を向上させる元素である。しかし、Ｓｂ量が０．０５０％未満では、その効果は小さい。一方、Ｓｂ量が０．３００％を超えると、その効果が飽和するとともに、製造性、特に熱間加工性を劣化させる。よって、Ｓｂ量は０．０５０〜０．３００％の範囲とする。また、耐硫酸露点腐食性と製造性とを両立する観点からは、Ｓｂ量は０．１００〜０．２００％の範囲とすることが好ましい。
Ｓｂは、Ｃｕとの複合添加によりＣｕ化合物として鋼表面に濃化し、耐酸性を向上させる元素である。しかし、Ｓｂ量が０．０５０％未満では、その効果は小さい。一方、Ｓｂ量が０．３００％を超えると、その効果が飽和するとともに、製造性、特に熱間加工性を劣化させる。よって、Ｓｂ量は０．０５０〜０．３００％の範囲とする。また、耐硫酸露点腐食性と製造性とを両立する観点からは、Ｓｂ量は０．１００〜０．２００％の範囲とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、鋼の強度および靱性向上を目的に添加する元素である。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満では、所望の効果が得られない。一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えると、鋼の強度および靱性向上の効果が飽和する。そのため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０５０％の範囲とする。
Ｔｉは、鋼の強度および靱性向上を目的に添加する元素である。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満では、所望の効果が得られない。一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えると、鋼の強度および靱性向上の効果が飽和する。そのため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０５０％の範囲とする。
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。このような効果を得る観点から、Ａｌ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ量が０．０５０％を超えると、鋼の靱性が低下する。よって、Ａｌ量は０．００１〜０．０５０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０〜０．０５０％の範囲である。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。このような効果を得る観点から、Ａｌ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ量が０．０５０％を超えると、鋼の靱性が低下する。よって、Ａｌ量は０．００１〜０．０５０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０〜０．０５０％の範囲である。
Ｎ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎは、固溶状態で、鋼の靱性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、Ｎ量が０．００５０％以下であれば許容できる。一方、Ｎを完全に除去することは技術的に難しく、また、必要以上の低減は、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｎ量の下限は０．０００５％とする。
Ｎは、固溶状態で、鋼の靱性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、Ｎ量が０．００５０％以下であれば許容できる。一方、Ｎを完全に除去することは技術的に難しく、また、必要以上の低減は、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｎ量の下限は０．０００５％とする。
また、各成分が上記の範囲を満足するだけでは不十分で、Ｓ、ＣｕおよびＳｂの含有量が下記（１）式、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量が下記（２）式の関係をそれぞれ満足することが重要である。
記
０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００ ・・・（１）
０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０ ・・・（２）
ここで、［％Ｓ］、［％Ｃｕ］、［％Ｎｉ］および［％Ｓｂ］はそれぞれ、成分組成におけるＳ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量（質量％）である。
以下、この知見を導き出すに至った実験について、説明する。
記
０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００ ・・・（１）
０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０ ・・・（２）
ここで、［％Ｓ］、［％Ｃｕ］、［％Ｎｉ］および［％Ｓｂ］はそれぞれ、成分組成におけるＳ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量（質量％）である。
以下、この知見を導き出すに至った実験について、説明する。
［実験］
Ｃ：０．０５０〜０．１５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％およびＮ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、Ｓ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量を種々に変化させた鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を転炉で溶製し、連続鋳造法により厚さ：２００ｍｍの鋼スラブとした。この鋼スラブを冷却後、１２００℃に再加熱して熱間圧延を施し、板厚：４．５ｍｍの熱延鋼板とした。
なお、熱間圧延では、圧下率：９７．７５％、仕上終了温度：８５０℃、巻き取り温度：５６０℃、８００℃から６５０℃までの平均冷却速度は３．０〜８．０℃／ｓの範囲内となるようにした。
Ｃ：０．０５０〜０．１５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％およびＮ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、Ｓ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量を種々に変化させた鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を転炉で溶製し、連続鋳造法により厚さ：２００ｍｍの鋼スラブとした。この鋼スラブを冷却後、１２００℃に再加熱して熱間圧延を施し、板厚：４．５ｍｍの熱延鋼板とした。
なお、熱間圧延では、圧下率：９７．７５％、仕上終了温度：８５０℃、巻き取り温度：５６０℃、８００℃から６５０℃までの平均冷却速度は３．０〜８．０℃／ｓの範囲内となるようにした。
かくして得られた熱延鋼板から、硫酸露点腐食環境における各添加元素の影響を調査すべく、幅２０ｍｍ×長さ３０ｍｍ×厚さ３ｍｍの腐食試験片を切り出し、切り出した腐食試験片を硫酸水溶液（温度：７０℃、濃度：５０質量％）中に６時間浸漬する硫酸浸漬腐食試験に供して、腐食減量を測定し、腐食減量から各試験片の腐食速度を算出した。
そして、以下の基準により、耐硫酸露点腐食性を評価した。
合格（○）：２８０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以下
不合格（×）：腐食速度が２８０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）超
また、鋼スラブ鋳造時の表面キズ深さを、表面に着色する事により傷を確認し、目視観察および断面を切り出して観察することで以下の基準で製造性（熱間加工性）を評価した。
合格（○）：表面キズ深さが０．２ｍｍ未満
不合格（×）：表面キズ深さが０．２ｍｍ以上
これらの耐硫酸露点腐食性および製造性の評価結果を、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）および／または［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）との関係で図１〜３に示す。
そして、以下の基準により、耐硫酸露点腐食性を評価した。
合格（○）：２８０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以下
不合格（×）：腐食速度が２８０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）超
また、鋼スラブ鋳造時の表面キズ深さを、表面に着色する事により傷を確認し、目視観察および断面を切り出して観察することで以下の基準で製造性（熱間加工性）を評価した。
合格（○）：表面キズ深さが０．２ｍｍ未満
不合格（×）：表面キズ深さが０．２ｍｍ以上
これらの耐硫酸露点腐食性および製造性の評価結果を、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）および／または［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）との関係で図１〜３に示す。
図１に示したように、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜５．００の範囲に制御することにより、優れた耐硫酸露点腐食性の向上効果が得られることがわかる。また、図２に示したように、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜２．５０の範囲に制御することにより、優れた製造性が得られることがわかる。
そして、図３に示したように、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜５．００の範囲とし、かつ［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜２．５０の範囲に制御することにより、優れた耐硫酸露点腐食性と製造性とを両立できることがわかる。
発明者らは、上記の実験結果から、上掲（１）式と（２）式とを同時に満足させることにより優れた耐硫酸露点腐食性と製造性とを両立でき、さらには曲げ性および耐疲労性についても十分なものが得られることを知見し、本発明を開発するに至ったのである。
そして、図３に示したように、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜５．００の範囲とし、かつ［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜２．５０の範囲に制御することにより、優れた耐硫酸露点腐食性と製造性とを両立できることがわかる。
発明者らは、上記の実験結果から、上掲（１）式と（２）式とを同時に満足させることにより優れた耐硫酸露点腐食性と製造性とを両立でき、さらには曲げ性および耐疲労性についても十分なものが得られることを知見し、本発明を開発するに至ったのである。
０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００
上述したように、Ｃｕ量に応じてＳおよびＳｂを適正量添加する、具体的には、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜５．００の範囲に調整することにより、製造性、さらには曲げ性や耐疲労性を確保しつつ、耐硫酸露点腐食性の大幅な向上効果が得られる。
このため、Ｓ、ＣｕおよびＳｂの含有量については、０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００の関係を満足させる必要がある。
また、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）の値は、好ましくは３．５０以下、より好ましくは３．００以下、さらに好ましくは２．５０以下である。
上述したように、Ｃｕ量に応じてＳおよびＳｂを適正量添加する、具体的には、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜５．００の範囲に調整することにより、製造性、さらには曲げ性や耐疲労性を確保しつつ、耐硫酸露点腐食性の大幅な向上効果が得られる。
このため、Ｓ、ＣｕおよびＳｂの含有量については、０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００の関係を満足させる必要がある。
また、［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）の値は、好ましくは３．５０以下、より好ましくは３．００以下、さらに好ましくは２．５０以下である。
０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０
また、上述したように、Ｃｕ量およびＳｂ量に応じてＮｉを適正量添加する、具体的には、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜２．５０の範囲に調整することにより、耐硫酸露点腐食性を維持しつつ、製造性、特には熱間加工性の大幅な改善効果が得られる。
このため、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量については、０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０の関係を満足させる必要がある。
また、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）の値は、好ましくは０．５５以上、より好ましくは０．６０以上である。
なお、製造性の向上の観点だけであれば、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）の下限のみを規定すればよいが、Ｎｉ量が多くなると耐硫酸露点腐食性に悪影響を及ぼすおそれがあるため、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）の上限についてもここでは規定している。
また、上述したように、Ｃｕ量およびＳｂ量に応じてＮｉを適正量添加する、具体的には、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）を０．５０〜２．５０の範囲に調整することにより、耐硫酸露点腐食性を維持しつつ、製造性、特には熱間加工性の大幅な改善効果が得られる。
このため、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量については、０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０の関係を満足させる必要がある。
また、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）の値は、好ましくは０．５５以上、より好ましくは０．６０以上である。
なお、製造性の向上の観点だけであれば、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）の下限のみを規定すればよいが、Ｎｉ量が多くなると耐硫酸露点腐食性に悪影響を及ぼすおそれがあるため、［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）の上限についてもここでは規定している。
さらに、Ｃ、ＴｉおよびＮの含有量が下記（３）式の関係を満足することが好適である。
記
０．３０≦［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）≦２．５０ ・・・（３）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｔｉ］および［％Ｎ］はそれぞれ、成分組成におけるＣ、ＴｉおよびＮの含有量（質量％）である。
記
０．３０≦［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）≦２．５０ ・・・（３）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｔｉ］および［％Ｎ］はそれぞれ、成分組成におけるＣ、ＴｉおよびＮの含有量（質量％）である。
０．３０≦［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）≦２．５０
発明者らは、上記の成分組成において、Ｔｉ、ＣおよびＮ量の関係を適正に制御する、具体的には、［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）を０．３０〜２．５０の範囲に制御することで、耐疲労性を大幅に改善できることを見出した。
このため、上記の成分組成においては、Ｔｉ、ＣおよびＮの含有量について上掲式（３）式の関係をさらに満足させることが好適である。
また、［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）の値は、より好ましくは０．４０以上、２．００以下、より好ましくは０．５０以上、１．５０以下、さらに好ましくは０．５０以上、１．１０以下である。
発明者らは、上記の成分組成において、Ｔｉ、ＣおよびＮ量の関係を適正に制御する、具体的には、［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）を０．３０〜２．５０の範囲に制御することで、耐疲労性を大幅に改善できることを見出した。
このため、上記の成分組成においては、Ｔｉ、ＣおよびＮの含有量について上掲式（３）式の関係をさらに満足させることが好適である。
また、［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）の値は、より好ましくは０．４０以上、２．００以下、より好ましくは０．５０以上、１．５０以下、さらに好ましくは０．５０以上、１．１０以下である。
上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
なお、ここでいう不可避的不純物は、鉄鋼原料鉱石およびスクラップ等より不可避的に混入する元素のことであり、意識的に添加せず、また本発明の効果に影響をおよぼさない範囲内の不純物成分を指すものである。このような不可避的不純物としては、例えば、Ｏ（酸素）が挙げられ、その上限は０．００５０％程度である。
なお、ここでいう不可避的不純物は、鉄鋼原料鉱石およびスクラップ等より不可避的に混入する元素のことであり、意識的に添加せず、また本発明の効果に影響をおよぼさない範囲内の不純物成分を指すものである。このような不可避的不純物としては、例えば、Ｏ（酸素）が挙げられ、その上限は０．００５０％程度である。
次に、本発明の耐硫酸露点腐食鋼の好適な鋼組織について、説明する。
本発明の耐硫酸露点腐食鋼の好適な鋼組織としては、鋼組織全体に占めるフェライト相の面積率が７５％以上、パーライト相の面積率が２５％未満、上記フェライト相とパーライト相以外の残部組織の合計の面積率が５％未満である鋼組織が挙げられる。
なお、このような組織を得るためには、後述する熱間圧延条件を適正に制御する、特に、８００℃〜６５０℃の温度域における平均冷却速度を１．０℃/s以上２０．０℃/s以下とすることが重要である。
本発明の耐硫酸露点腐食鋼の好適な鋼組織としては、鋼組織全体に占めるフェライト相の面積率が７５％以上、パーライト相の面積率が２５％未満、上記フェライト相とパーライト相以外の残部組織の合計の面積率が５％未満である鋼組織が挙げられる。
なお、このような組織を得るためには、後述する熱間圧延条件を適正に制御する、特に、８００℃〜６５０℃の温度域における平均冷却速度を１．０℃/s以上２０．０℃/s以下とすることが重要である。
フェライト相の面積率：７５％以上
耐硫酸露点腐食鋼は、最終製品の形状等によっては曲げ加工を施して使用される場合がある。ここで、フェライト相の面積率が７５％未満になると、曲げ加工時に割れが発生するおそれがある。よって、鋼組織全体に占めるフェライト相の面積率は７５％以上とすることが好ましい。より好ましくは８０％以上である。なお、フェライト相の面積率は１００％であってもよい。
耐硫酸露点腐食鋼は、最終製品の形状等によっては曲げ加工を施して使用される場合がある。ここで、フェライト相の面積率が７５％未満になると、曲げ加工時に割れが発生するおそれがある。よって、鋼組織全体に占めるフェライト相の面積率は７５％以上とすることが好ましい。より好ましくは８０％以上である。なお、フェライト相の面積率は１００％であってもよい。
パーライト相の面積率：２５％未満
耐硫酸露点腐食鋼は、最終製品の形状等によっては曲げ加工を施して使用される場合がある。ここで、パーライト相の面積率が２５％以上になると、曲げ加工時に割れが発生するおそれがある。よって、鋼組織全体に占めるパーライト相の面積率は２５％未満とすることが好ましい。より好ましくは２０％以下である。なお、パーライト相の面積率は０％であってもよい。
耐硫酸露点腐食鋼は、最終製品の形状等によっては曲げ加工を施して使用される場合がある。ここで、パーライト相の面積率が２５％以上になると、曲げ加工時に割れが発生するおそれがある。よって、鋼組織全体に占めるパーライト相の面積率は２５％未満とすることが好ましい。より好ましくは２０％以下である。なお、パーライト相の面積率は０％であってもよい。
上記したフェライト相とパーライト相以外の残部組織としては、ベイナイト相等が挙げられ、ベイナイト相やマルテンサイト相等が混入した場合には曲げ加工時の割れが懸念される。このため、フェライト相とパーライト相以外の残部組織の合計の面積率は５％未満とすることが好ましい。
また、最大ビッカース硬さが２００を超えると、曲げ加工時に割れが発生し易くなるとともに、耐疲労性も劣化し易くなる。ただし、平均ビッカース硬さが８０未満になると、所定の強度を確保することが困難となる。
このため、最大ビッカース硬さが２００以下でかつ、平均ビッカース硬さが８０以上とすることが好適である。
このため、最大ビッカース硬さが２００以下でかつ、平均ビッカース硬さが８０以上とすることが好適である。
さらに、本発明の耐硫酸露点腐食鋼では、温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中での電流密度と電位との関係を示すカソード分極曲線において、電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位をＶａ（Ｖ）としたとき、該Ｖａが、該耐硫酸露点腐食鋼の基準鋼の上記硫酸水溶液中でのカソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位Ｖｇ（Ｖ）との関係で、下記（４）式を満足することが好適である。
記
Ｖｇ−Ｖａ＞０．０３ ・・・（４）
記
Ｖｇ−Ｖａ＞０．０３ ・・・（４）
すなわち、硫酸水溶液中の鋼の腐食は、硫酸水溶液中の水素イオンの還元反応と鉄の溶解反応で進行する。図４に、温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中における水素イオンの還元反応の電流密度と電位の関係を表すカソード分極曲線と、鉄の溶解反応の電流密度と電位の関係を表すアノード分極曲線の一例を示す。図４中、カソード分極曲線とアノード分極曲線とが交わる点が、実際に腐食が進行する点となる。
ここで、発明者らは、種々の鋼のカソード分極曲線を種々の条件で求め、カソード分極曲線と耐硫酸露点腐食性との関係について、さらに検討を重ねた。
その結果、耐硫酸露点腐食性の向上には、カソード反応を抑制することが有効であり、また耐硫酸露点腐食性は、温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中でのカソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位と密接に関連していることを見出した。
そして、さらに検討を進めたところ、対象とする鋼のカソード分極曲線において、電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位をＶａ（Ｖ）としたとき、Ｖａが、いわゆる一般鋼である基準鋼の温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中でのカソード分極曲線の電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位であるＶｇ（Ｖ）との関係で、上掲（４）式を満足することが好適であり、このような関係を満足させることで、耐硫酸露点腐食性が一層高まることを知見した。
このため、Ｖｇ−Ｖａ＞０．０３の関係を満足させることが好ましい。より好ましくは、Ｖｇ−Ｖａ＞０．０５である。また、Ｖｇ−Ｖａの上限については特に限定されるものではないが、通常０．１５程度である。
なお、Ｈｇ／Ｈｇ（ＳＯ4）参照電極を使用して電位計測を行うと、ＶａおよびＶｇはともに負の値を示すことになるが、この場合でも、ＶａをＶｇよりも相対的に小さくすることが重要である。
また、カソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2の電位を選択したのは、これより電流密度が小さくなると測定条件によってはノイズなどが生じる場合がある一方、これより電流密度が大きくなると、カソード反応自体が律速になって電位を正確に測定するのが難しくなる場合があるからである。
ここで、発明者らは、種々の鋼のカソード分極曲線を種々の条件で求め、カソード分極曲線と耐硫酸露点腐食性との関係について、さらに検討を重ねた。
その結果、耐硫酸露点腐食性の向上には、カソード反応を抑制することが有効であり、また耐硫酸露点腐食性は、温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中でのカソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位と密接に関連していることを見出した。
そして、さらに検討を進めたところ、対象とする鋼のカソード分極曲線において、電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位をＶａ（Ｖ）としたとき、Ｖａが、いわゆる一般鋼である基準鋼の温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中でのカソード分極曲線の電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位であるＶｇ（Ｖ）との関係で、上掲（４）式を満足することが好適であり、このような関係を満足させることで、耐硫酸露点腐食性が一層高まることを知見した。
このため、Ｖｇ−Ｖａ＞０．０３の関係を満足させることが好ましい。より好ましくは、Ｖｇ−Ｖａ＞０．０５である。また、Ｖｇ−Ｖａの上限については特に限定されるものではないが、通常０．１５程度である。
なお、Ｈｇ／Ｈｇ（ＳＯ4）参照電極を使用して電位計測を行うと、ＶａおよびＶｇはともに負の値を示すことになるが、この場合でも、ＶａをＶｇよりも相対的に小さくすることが重要である。
また、カソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2の電位を選択したのは、これより電流密度が小さくなると測定条件によってはノイズなどが生じる場合がある一方、これより電流密度が大きくなると、カソード反応自体が律速になって電位を正確に測定するのが難しくなる場合があるからである。
また、ここでいう基準鋼とは、質量％で、Ｃ：０．０５０〜０．１５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００２０〜０．０２００％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％およびＮ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼（特には、Ｃｕ：０．０２％未満、Ｎｉ：０．０２％未満、Ｃｒ：０．０２％未満、Ｓｂ：０．０１０％未満およびＴｉ：０．００５％未満に抑制した成分組成を有する鋼）である。なお、このような成分組成の鋼であれば、温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中でのカソード分極曲線はほぼ同様のものとなる。
次に、本発明の耐硫酸露点腐食鋼の好適製造方法について説明する。
本発明の耐硫酸露点腐食鋼は、上記の成分組成に調整した鋼素材を、薄鋼板、厚鋼板および形鋼などの種々の形状に仕上げたものであり、その製造方法としては、例えば、転炉や電気炉、真空脱ガス装置等の通常公知の方法で溶製した後、連続鋳造法等で鋼スラブとし、この鋼スラブを、その後直ちに、または冷却後、再加熱して熱間圧延する方法が挙げられる。また、冷延鋼板とする場合には、さらに酸洗と冷間圧延および焼鈍を行い、製品とする。
本発明の耐硫酸露点腐食鋼は、上記の成分組成に調整した鋼素材を、薄鋼板、厚鋼板および形鋼などの種々の形状に仕上げたものであり、その製造方法としては、例えば、転炉や電気炉、真空脱ガス装置等の通常公知の方法で溶製した後、連続鋳造法等で鋼スラブとし、この鋼スラブを、その後直ちに、または冷却後、再加熱して熱間圧延する方法が挙げられる。また、冷延鋼板とする場合には、さらに酸洗と冷間圧延および焼鈍を行い、製品とする。
なお、熱間圧延条件としては、要求される機械的特性、すなわち強度（硬度）や曲げ性、耐疲労性を確保する観点から、圧下率を５０〜９９％、仕上終了温度を６５０〜９５０℃、巻き取り温度を４００〜６５０℃、８００℃から６５０℃までの平均冷却速度を１．０〜２０．０℃／ｓとすることが好適である。
また、上掲（４）式を満足させる観点からは、８００℃から６５０℃までの平均冷却速度を１．０〜１０．０℃／ｓとすることが好適である。
また、上掲（４）式を満足させる観点からは、８００℃から６５０℃までの平均冷却速度を１．０〜１０．０℃／ｓとすることが好適である。
表１に示す成分組成になる鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物である）を転炉で溶製し、連続鋳造法により厚さ：２００ｍｍの鋼スラブとした。この鋼スラブを冷却後、１２００℃に再加熱して熱間圧延を施し、板厚：４．５ｍｍの熱延鋼板とした。
なお、熱間圧延では、圧下率：９７．７５％、仕上終了温度：８５０℃、巻き取り温度：５６０℃、８００℃から６５０℃までの平均冷却速度を表２のとおりとした。
かくして得られた熱延鋼板について、以下に示す方法で、鋼組織における各相の面積率およびビッカース硬度の測定、ならびに耐硫酸露点腐食性、製造性、曲げ性および耐疲労性の評価を行った。これらの結果を表２に示す。
なお、熱間圧延では、圧下率：９７．７５％、仕上終了温度：８５０℃、巻き取り温度：５６０℃、８００℃から６５０℃までの平均冷却速度を表２のとおりとした。
かくして得られた熱延鋼板について、以下に示す方法で、鋼組織における各相の面積率およびビッカース硬度の測定、ならびに耐硫酸露点腐食性、製造性、曲げ性および耐疲労性の評価を行った。これらの結果を表２に示す。
・鋼組織における各相の面積率の測定
３％ナイタール試薬（３％硝酸＋エタノール）を用いて、熱延鋼板の圧延方向に平行な垂直断面（板厚１／４の深さ位置）を腐食し、当該部を倍率：１００倍の光学顕微鏡により観察・撮影し、撮影した組織写真を用いて、フェライトおよびパーライトの面積率を求めた。ここで、フェライトおよびパーライトの面積率は、それぞれ５視野の観察を行い、ポイントカウント法（ASTM Ｅ562−83（1988）に準拠）を用いて測定した。また、上記したフェライトおよびパーライト以外の残部組織の面積率は、１００％からフェライトおよびパーライトの合計の面積率を減ずることで求めることができる。
３％ナイタール試薬（３％硝酸＋エタノール）を用いて、熱延鋼板の圧延方向に平行な垂直断面（板厚１／４の深さ位置）を腐食し、当該部を倍率：１００倍の光学顕微鏡により観察・撮影し、撮影した組織写真を用いて、フェライトおよびパーライトの面積率を求めた。ここで、フェライトおよびパーライトの面積率は、それぞれ５視野の観察を行い、ポイントカウント法（ASTM Ｅ562−83（1988）に準拠）を用いて測定した。また、上記したフェライトおよびパーライト以外の残部組織の面積率は、１００％からフェライトおよびパーライトの合計の面積率を減ずることで求めることができる。
・ビッカース硬度の測定
ビッカース硬度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して、荷重：９．８Ｎの条件で、上記のようにして得られた熱延鋼板の表層（表面から０．５ｍｍの位置）における任意の２０点について測定を行い、これらの平均値および最大値を求めた。
ビッカース硬度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して、荷重：９．８Ｎの条件で、上記のようにして得られた熱延鋼板の表層（表面から０．５ｍｍの位置）における任意の２０点について測定を行い、これらの平均値および最大値を求めた。
・耐硫酸露点腐食性
上記のようにして得た熱延鋼板から、幅２０ｍｍ×長さ３０ｍｍ×厚さ３ｍｍの腐食試験片を切り出し、切り出した腐食試験片を硫酸水溶液（温度：７０℃、濃度：５０質量％）中に６時間浸漬する硫酸浸漬腐食試験に供して、腐食減量を測定し、腐食減量から各試験片の腐食速度を算出した。
そして、以下の基準により、中温での耐硫酸露点腐食性を評価した。
合格、特に優れる（◎）：腐食速度が２５０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）未満
合格（○）：腐食速度が２５０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以上２８０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以下
不合格（×）：腐食速度が２８０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）超
上記のようにして得た熱延鋼板から、幅２０ｍｍ×長さ３０ｍｍ×厚さ３ｍｍの腐食試験片を切り出し、切り出した腐食試験片を硫酸水溶液（温度：７０℃、濃度：５０質量％）中に６時間浸漬する硫酸浸漬腐食試験に供して、腐食減量を測定し、腐食減量から各試験片の腐食速度を算出した。
そして、以下の基準により、中温での耐硫酸露点腐食性を評価した。
合格、特に優れる（◎）：腐食速度が２５０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）未満
合格（○）：腐食速度が２５０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以上２８０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以下
不合格（×）：腐食速度が２８０ｇ／（ｍ2・ｈｒ）超
また、別途、上記のようにして得た熱延鋼板から、幅２０ｍｍ×長さ３０ｍｍ×厚さ３ｍｍの腐食試験片を切り出し、切り出した腐食試験片を硫酸水溶液（温度：１４０℃、濃度：８０質量％）中に３時間浸漬する硫酸浸漬腐食試験に供して、腐食減量を測定し、腐食減量から各試験片の腐食速度を算出した。
そして、以下の基準により、高温での耐硫酸露点腐食性を評価した。
合格、特に優れる（◎）：腐食速度が９２ｇ／（ｍ2・ｈｒ）未満
合格（○）：腐食速度が９２ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以上９７ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以下
不合格（×）：腐食速度が９７ｇ／（ｍ2・ｈｒ）超
そして、以下の基準により、高温での耐硫酸露点腐食性を評価した。
合格、特に優れる（◎）：腐食速度が９２ｇ／（ｍ2・ｈｒ）未満
合格（○）：腐食速度が９２ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以上９７ｇ／（ｍ2・ｈｒ）以下
不合格（×）：腐食速度が９７ｇ／（ｍ2・ｈｒ）超
・製造性
製造性は、鋼スラブ鋳造時の表面キズ深さを、表面に着色する事により傷を確認し、目視観察および断面を切り出して観察することで以下の基準で評価した。
合格、特に優れる（◎）：表面キズの観察なし
合格（○）：表面キズ深さが０．２ｍｍ未満
不合格（×）：表面キズ深さが０．２ｍｍ以上
製造性は、鋼スラブ鋳造時の表面キズ深さを、表面に着色する事により傷を確認し、目視観察および断面を切り出して観察することで以下の基準で評価した。
合格、特に優れる（◎）：表面キズの観察なし
合格（○）：表面キズ深さが０．２ｍｍ未満
不合格（×）：表面キズ深さが０．２ｍｍ以上
・曲げ性
上記のようにして得た熱延鋼板から、幅５０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×厚さ３．２ｍｍの試験片を切り出し、切り出した試験片に、同じ板厚の板を内側に３枚挟んで１８０°曲げの加工（３Ｔ曲げ）を施し、曲げ部の状況を目視により観察し、以下の基準で曲げ性を評価した。
合格（○）：割れなし
不合格（×）：割れあり
上記のようにして得た熱延鋼板から、幅５０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×厚さ３．２ｍｍの試験片を切り出し、切り出した試験片に、同じ板厚の板を内側に３枚挟んで１８０°曲げの加工（３Ｔ曲げ）を施し、曲げ部の状況を目視により観察し、以下の基準で曲げ性を評価した。
合格（○）：割れなし
不合格（×）：割れあり
・耐疲労性
耐疲労性は、長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにサンプルを採取し、ＪＩＳ
Ｚ ２２７５（１９７８年）に準拠し、平面曲げ疲労試験を両振り（応力比：−１）、周波数：１０Ｈｚの条件で行った。
両振り平面曲げ疲労試験において、１００万サイクルまで破断が認められなかった応力を測定し、この応力を疲労強度として、以下の基準で耐疲労性を評価した。
合格、特に優れる（◎）：疲労強度が２００ＭＰａ以上
合格（○）：疲労強度が１５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ未満
不合格（×）：疲労強度が１５０ＭＰａ未満
耐疲労性は、長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにサンプルを採取し、ＪＩＳ
Ｚ ２２７５（１９７８年）に準拠し、平面曲げ疲労試験を両振り（応力比：−１）、周波数：１０Ｈｚの条件で行った。
両振り平面曲げ疲労試験において、１００万サイクルまで破断が認められなかった応力を測定し、この応力を疲労強度として、以下の基準で耐疲労性を評価した。
合格、特に優れる（◎）：疲労強度が２００ＭＰａ以上
合格（○）：疲労強度が１５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ未満
不合格（×）：疲労強度が１５０ＭＰａ未満
また、上記のようにして得た熱延鋼板から１０ｍｍ×１０ｍｍのサイズの試験材を切り出して、切り出した試験片の端面および裏面を保護被覆で覆い、保護した。この試験材を硫酸水溶液（温度：７０℃、濃度：５０質量％）中に１０分間浸漬し、その後、１ｍＶ／ｓｅｃの速度で０．４Ｖ程度までカソード側に電位を掃引し、カソード分極曲線を採取した。得られたカソード分極曲線を用いて、電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位Ｖａ（Ｖ）を作図により求め、基準鋼であるＮｏ．１８のカソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位Ｖｇ（Ｖ）との電位差を求めた。なお、電位計測にあたっては、Ｈｇ／Ｈｇ（ＳＯ4）参照電極を使用した。結果を表２に併記する。
表２より、発明例ではいずれも、耐硫酸露点腐食性、製造性、曲げ性および耐疲労性に優れていることがわかる。
一方、比較例ではいずれも、耐硫酸露点腐食性、製造性、曲げ性および耐疲労性のうちの少なくとも１つが、所望の特性を満足することができなかった。
一方、比較例ではいずれも、耐硫酸露点腐食性、製造性、曲げ性および耐疲労性のうちの少なくとも１つが、所望の特性を満足することができなかった。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００２０〜０．０２００％、
Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、
Ｎｉ：０．１０〜０．８０％、
Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、
Ｓｂ：０．０５０〜０．３００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％および
Ｎ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
上記成分組成におけるＳ、ＣｕおよびＳｂの含有量が下記（１）式、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量が下記（２）式の関係をそれぞれ満足し、
鋼組織全体に占めるフェライト相の面積率が７５％以上、パーライト相の面積率が２５％未満、上記フェライト相とパーライト相以外の組織の合計の面積率が５％未満である鋼組織を有するとともに、
最大ビッカース硬さが２００以下でかつ、平均ビッカース硬さが８０以上である、耐硫酸露点腐食鋼。
記
０．５０≦［％Ｃｕ］／（１０×［％Ｓ］＋［％Ｓｂ］）≦５．００ ・・・（１）
０．５０≦［％Ｎｉ］／（［％Ｃｕ］＋［％Ｓｂ］）≦２．５０ ・・・（２）
ここで、［％Ｓ］、［％Ｃｕ］、［％Ｎｉ］および［％Ｓｂ］はそれぞれ、成分組成におけるＳ、Ｃｕ、ＮｉおよびＳｂの含有量（質量％）である。 - 前記成分組成におけるＣ、ＴｉおよびＮの含有量が下記（３）式の関係を満足する、請求項１に記載の耐硫酸露点腐食鋼。
記
０．３０≦［％Ｔｉ］／（０．２×［％Ｃ］＋［％Ｎ］）≦２．５０ ・・・（３）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｔｉ］および［％Ｎ］はそれぞれ、成分組成におけるＣ、ＴｉおよびＮの含有量（質量％）である。 - 請求項１または２に記載の耐硫酸露点腐食鋼であって、
該耐硫酸露点腐食鋼の温度：７０℃、濃度：５０質量％の硫酸水溶液中での電流密度と電位との関係を示すカソード分極曲線において、電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位をＶａ（Ｖ）としたとき、
上記Ｖａが、上記耐硫酸露点腐食鋼の基準鋼の上記硫酸水溶液中でのカソード分極曲線における電流密度：０．１Ａ／ｃｍ2のときの電位Ｖｇ（Ｖ）との関係で、下記（４）式を満足する、耐硫酸露点腐食鋼。
記
Ｖｇ−Ｖａ＞０．０３ ・・・（４）
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