WO2003044236A1 - Acier faiblement allie tres resistant a la corrosion engendree par l'acide chlorique et l'acide sulfurique et joint soude renfermant celui-ci - Google Patents

Acier faiblement allie tres resistant a la corrosion engendree par l'acide chlorique et l'acide sulfurique et joint soude renfermant celui-ci Download PDF

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WO2003044236A1
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hydrochloric acid
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Akira Usami
Shunji Sakamoto
Satoshi Nishimura
Motohiro Okushima
Takashi Kusunoki
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a low alloy steel and a welded joint having excellent acid corrosion resistance. More specifically, low alloy steels and welded joints with excellent resistance to hydrochloric acid and sulfuric acid, i.e., sulfuric acid dew-point corrosion, which occurs mainly in the combustion exhaust gas atmosphere of boilers and gasification and melting furnaces, environments where hydrochloric acid dew-point corrosion occurs, and sulfuric acid
  • the present invention relates to low alloy steels and welded joints having excellent corrosion resistance in an environment in contact with aqueous solutions of hydrochloric acid and hydrochloric acid.
  • industrial waste such as fossil fuels such as heavy oil and coal, gas fuels such as liquefied natural gas, general waste such as municipal waste, woodwork waste, textile waste, waste oil, plastic, exhausted tires, and medical waste Boiler flue gas equipment that burns materials and sewage sludge, such as flue ducts, casings, heat exchangers, gas-gas heaters, wet or dry desulfurization equipment, electric precipitators, induction blowers, and regenerative air It relates to low alloy steels and welded joints used for preheater pass-through materials and heat transfer element plates, cooling towers, bag filters, chimneys, etc.
  • gas fuels such as liquefied natural gas
  • general waste such as municipal waste, woodwork waste, textile waste, waste oil, plastic, exhausted tires
  • medical waste Boiler flue gas equipment that burns materials and sewage sludge, such as flue ducts, casings, heat exchangers, gas-gas heaters, wet or dry desulfurization equipment, electric precipitators, in
  • the present invention relates to a low alloy steel and a welded joint having excellent resistance to hydrochloric acid corrosion and sulfuric acid corrosion for use in a steel plating pickling tank containing an acid pickling solution.
  • Combustion exhaust gas from thermal power plants, municipal solid waste incineration facilities and industrial exhaust incineration facilities mainly consists of water, sulfur oxides (sulfur dioxide, sulfur trioxide), hydrogen chloride, nitrogen oxides, carbon dioxide, nitrogen, oxygen, etc. It is composed of In particular, if the combustion exhaust gas contains sulfur trioxide even at 1 ppm, the dew point of the exhaust gas reaches 100 ° C or more, and so-called sulfuric acid dew point corrosion occurs.
  • Sulfuric acid dew point corrosion steel for example, Japanese Patent Publication No. 43-14585, etc.
  • high corrosion-resistant stainless steel Japanese Patent Publication No. Hei 7-316,745 are used.
  • sulfuric acid condensation and hydrochloric acid condensation occur because the combustion gas contains a considerable amount of hydrogen chloride in addition to the sulfur trioxide described above. .
  • the sulfuric acid dew point temperature and hydrochloric acid dew point temperature fluctuate depending on the composition of the combustion exhaust gas. Generally, the sulfuric acid dew point temperature is about 100 to 150 ° C, and the hydrochloric acid dew point temperature is 50 to 80 ° C. Therefore, in the flue gas system, even if the temperature of the passing combustion gas is almost constant, depending on the part and structure of the same device, sulfuric acid dew-point corrosion and hydrochloric acid dew-point corrosion dominate depending on the wall surface temperature. The challenge was to develop a material that was excellent in both sulfuric acid dew point corrosion resistance and hydrochloric acid dew point corrosion resistance.
  • Japanese Patent Publication No. 46-34772 discloses that extremely low C (C ⁇ 0.03 mass%) is added, and further, Cu and Mo are added to improve sulfuric acid resistance. Technologies related to ultra-low carbon, acid-resistant, low-alloy steel with improved resistance to hydrochloric acid have been disclosed.
  • Japanese Patent Publication No. 46-347772 is limited to extremely low C, so that other expensive alloy elements are required to secure the strength, and the tensile strength is 40 O.
  • Air heaters applicable to less than NZmm 2 are limited to the application of heat transfer element plates, etc., and there is a problem that it is difficult to apply them as welded structural steel.
  • Mo is added excessively in the component addition range shown in the publication, the sulfuric acid resistance at a sulfuric acid concentration of 10 to 40% by mass is significantly impaired.
  • the hydrochloric acid resistance may also vary depending on the conditions.
  • Japanese Patent Publication No. 435-148585 and S-TEN 1 steel Cu-Sb steel) (Shin Nihon Steel Co., Ltd. It is inferior to sulfuric acid dew point corrosion steel S-TEN, Cat. No. AC 107, 1981.6 edition).
  • the sulfuric acid-resistant dew-point corrosion-resistant stainless steel disclosed in Japanese Unexamined Patent Publication No. Hei 7-3161645, etc. is subject to stress corrosion cracking and crevice corrosion due to chloride concentration together with dew-point corrosion in a hydrochloric acid dew-point corrosion environment.
  • stress corrosion cracking resistance and crevice corrosion resistance in addition to total surface corrosion resistance.
  • it is difficult to achieve both acid resistance and cold workability because it is expensive and has high strength.
  • sulfuric acid dew point corrosion resistance and hydrochloric acid dew point corrosion resistance of the steel disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-255533 are equivalent to or equal to the above-mentioned S- ⁇ 1 ⁇ 1 steel's hydrochloric acid dew point corrosion resistance. There was a problem that it was less than that.
  • the S-TEN 1 steel having a Cu-Sb-based steel as a basic component system has the most excellent hydrochloric acid resistance. It is known to have.
  • the hydrogen chloride concentration in the exhaust gas can reach 400 ppm, depending on the facility. While maintaining this, the hydrochloric acid resistance is dramatically improved, and it can also be manufactured as a cold-rolled steel sheet with excellent cold workability as a steel for welded structures, and a highly corrosion-resistant stainless steel with excellent salt and acid resistance. A much more economical new sulfuric acid dew-point corrosion resistant steel was strongly sought after.
  • these low alloy steels are often used as welded structures.
  • Smoke stacks such as coal-fired thermal power plants and refuse incineration facilities and chimneys cause sulfuric acid dew point corrosion and hydrochloric acid dew point corrosion due to sulfur trioxide and hydrogen chloride in exhaust gas.
  • sulfuric acid dew point corrosion resistant steel for example, Nippon Steel Corporation, S-TEN product catalog, Cat. No. AC107, 1981.6 is used.
  • the welding material welding material Ya sulfuric acid dew-point corrosion steel special welding material for mild steel (e.g., day ⁇ welding Industrial Co. Nittetsu Welding Materials and equipment Handbook, p61, P 164, p. 208, p. 291) is It is used.
  • Welding materials specifically for sulfuric acid dew-point corrosion resistant steel were materials containing Cu alone as a corrosion-resistant element and materials containing Cu-Cr system. Welded joints obtained using these existing welding consumables show sufficiently good corrosion resistance in the sulfuric acid dew point corrosion environment generated by the plant flue gas exhaust system of heavy oil boilers, but coal-fired boilers can be used for waste incineration or In gasification and melting facilities, sulfuric acid dew point corrosion and hydrochloric acid dew point corrosion occur simultaneously, so the weld metal in the weld is not sufficiently resistant to corrosion, and the weld metal, which has poorer corrosion resistance than the base metal, is selectively corroded. There was such a problem.
  • the present invention has been made to solve such a problem, and an object of the present invention is to provide a low-alloy steel and a welded joint having excellent resistance to acid dew point corrosion.
  • Low alloy steels and welded joints with excellent corrosion resistance that is, low alloy steels and welded joints with excellent corrosion resistance against sulfuric acid dew point corrosion and hydrochloric acid dew point corrosion mainly occurring in the combustion exhaust gas atmosphere of boilers and gasification and melting furnaces Is to provide.
  • industrial waste such as fossil fuels such as heavy oil and coal, gas fuels such as liquefied natural gas, general waste such as municipal waste, woodwork waste, textile waste, waste oil, plastic, exhausted tires, and medical waste Boiler flue gas equipment that burns materials and sewage sludge, such as flue ducts, casings, heat exchangers, gas-gas heaters, wet or dry desulfurization equipment, electric precipitators, induction blowers, and regenerative air
  • An object of the present invention is to provide low alloy steels and welded joints used for preheater pass-through materials and heat transfer element plates, cooling towers, bag filters, chimneys and the like.
  • An object of the present invention is to economically provide a sulfuric acid dew-point corrosion-resistant low-alloy steel and a welded joint having excellent hydrochloric acid resistance for a steel pickling tank containing a pickling liquid. Disclosure of the invention
  • the sulfuric acid dew point corrosion resistant steel S_TEN 1 ( ⁇ 11-313 series steel) has the following acid resistance. Corrosion index By adding a trace amount of Mo within the range where the AI value is positive (0 or more), it is superior to the S-TEN 1 steel without limiting Si to an extremely low amount as in the past. It has been found that hydrochloric acid dew point corrosion resistance can be significantly improved while ensuring sulfuric acid dew point corrosion resistance.
  • % of the added amount of the component means mass%.
  • Mo has been understood as an element that significantly impairs the sulfuric acid resistance of steel and copper-containing low alloy steels.
  • the inventors have noticed that the amount of addition is more than 0.1%.
  • Sb-based steel The effects of Sb-based steel on the corrosion resistance of hydrochloric acid, chloride-containing acid corrosion resistance, and sulfuric acid resistance were investigated in detail.
  • the limit of Mo addition that does not impair the sulfuric acid resistance (hereinafter referred to as the “sulfuric acid resistance limit Mo amount”) was defined as follows. That is, the composition except for Mo is the same, and the sulfuric acid resistance of steel containing Mo and that of steel not containing Mo are compared. The upper limit of the content was defined as "sulfuric acid resistance limit Mo amount”.
  • AI / 1 0 0 0 0 0.0.0 0 5 + 0.04 5 XS b%-C% XM o% ⁇ 1>
  • the hydrochloric acid corrosion resistance is improved by the added amount of Mo, but the excessive addition of Mo over a predetermined amount significantly inhibits the sulfuric acid corrosion resistance,
  • the limit Mo amount that can maintain the sulfuric acid corrosion resistance is equivalent to the Mo amount when the AI obtained by the above equation ⁇ 1> is 0.
  • Sulfuric acid resistance limit The left side of the Mo amount curve is when A I ⁇ 0, which improves both hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance.
  • the right side of the sulfuric acid resistance limit Mo line is a case where AI is 0, and excellent hydrochloric acid resistance is maintained, but sulfuric acid resistance is reduced.
  • Cu—Mo-based steel that does not contain Sb and for Cu—Sb_Mo-based steel.
  • Cu-Mo-based steel does not have the same excellent hydrochloric acid resistance as Cu-Sb-Mo-based steel, and sulfuric acid resistance, in which Mo acts as an element inhibiting sulfuric acid resistance.
  • Fig. 4 shows the effect of the addition of Sb, with Cu_Mo-based steel (without Sb added) and Cu-Sb-Mo-based steel (0.1% Sb, 0.1%).
  • Five % 3 shows the sulfur content limit Mo amount curve in S b).
  • the sulfuric acid resistance limit Mo amount is 0.005% (1 in Fig. 4). Therefore, when it is necessary to contain about 0.1% of C as a welded structural steel in order to secure strength, a Cu-Mo based steel that does not contain Sb has excellent sulfuric acid resistance and resistance.
  • the sulfur-acid limit Mo amount is given as 0.05% (2 in Fig. 4), 0 0.5% or less
  • Cu_Mo-0.15% Sb-based steel with 0.1% C steel the sulfuric acid resistance limit Mo amount is 0.0 It is given by 75% (3 in Fig. 4) and can be added at 0.075% or less.
  • the control range of industrial Mo in steel is ⁇ 0.02% (Fig. It can be easily managed within 4).
  • the Cu_Mo_Sb-based steel has a remarkably superior hydrochloric acid resistance as compared with the Cu_Mo-based steel and the Cu_Sb-based steel.
  • the hydrochloric acid resistance and the sulfuric acid resistance are also extremely excellent.
  • the present inventors further developed a low-alloy steel having excellent hydrochloric acid corrosion resistance and sulfuric acid corrosion resistance as described above in a welded structure.
  • a specific composition can be obtained, that is, 1) the composition of the weld metal is Cu-Mo-Sb type.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a low alloy steel excellent in hydrochloric acid corrosion resistance and sulfuric acid corrosion resistance according to any one of (1) to (4), characterized by containing one or more of the following.
  • the base material contains, by mass%, S: more than 0.005 to 0.025%, and the weld metal in mass%, S: more than 0.005 to 0.005%.
  • the low-alloy steel welded joint according to item (6) which is excellent in hydrochloric acid corrosion resistance and sulfuric acid corrosion resistance, characterized by containing 0.2%.
  • the base material contains, by mass%, S: more than 0.005 to 0.025%, and the weld metal by mass%, S: more than 0.005 to 0.005%.
  • the base material contains, by mass%, N: 0.001 to 0.007%, and the weld metal contains, by mass%, N: 0.0
  • the base material contains, by mass%, N: 0.001 to 0.007%, and the weld metal contains, by mass%, N: 0
  • the base material is in mass%, and N: 0.001 to 0. Wherein the weld metal further contains N: 0.001 to 0.02% by mass%. Welded joint of low alloy steel with excellent sulfuric acid corrosion resistance.
  • the base material contains, by mass%, N: 0.001 to 0.007%, and the weld metal contains, by mass%, N: 0.001.
  • V 0.005 to 0 1%
  • I ⁇ ⁇ I IEI (base metal) – EI (weld metal) I (16)
  • the base material contains S: more than 0.05 to 0.05% by mass%, and the weld metal contains S: more than 0.005 to 0% by mass%.
  • the base material has a mass. /. Wherein, S: more than 0.005 to 0.025%, and the weld metal is in mass%, and S: more than 0.005 to 0.02%.
  • the base material contains, by mass%, N: 0.001 to 0.007%, and the weld metal contains, by mass%, N: 0.
  • the base material contains, by mass%, N: 0.001 to 0.007%, and the weld metal contains, by mass%, N: 0
  • the base material contains, by mass%, N: 0.001 to 0.007%, and the weld metal contains, by mass%, N: 0.0
  • the base metal contains, by mass%, N: 0.001 to 0.007%, and the weld metal contains, by mass%, N: 0
  • Ni 0.1 to 1%
  • N 0.01 to 0.02%
  • a 1 0.05 to 0.1%
  • a low-alloy steel excellent in hydrochloric acid corrosion resistance and sulfuric acid corrosion resistance according to any one of (6) to (21), characterized by containing one or more of the following: Welded joints.
  • FIG. 1 is a diagram showing the effect of the amount of M 0 added on the hydrochloric acid resistance of Cu_Sb-based steel.
  • FIG. 2 is a graph showing the effect of the amount of M 0 added on the sulfuric acid resistance of Cu—Sb steel.
  • FIG. 3 is a diagram schematically showing the effect of the addition amount of (and Mo) on the sulfuric acid resistance of the C—Cu—M0 series steel.
  • FIG. 4 shows the effect of Sb content on the sulfur content limit Mo content line of Cu—M0 series steel.
  • Fig. 5 is a graph showing the effect of the amount of S added on the hydrochloric acid resistance of Cu-M0-Sb steel.
  • Figure 6 is a diagram showing the relationship between the AI value of Cu-Mo-Sb steel and the corrosion rate in sulfuric acid.
  • Fig. 7 is a graph showing the relationship between the EI value of Cu-Mo-Sb steel and the corrosion rate in sulfuric acid.
  • FIG. 8 is a graph showing the change over time of the sheet thickness reduction of the steel of the present invention and the comparative steel in the hydrochloric acid pickling tank.
  • Fig. 9 is a graph showing the corrosion rates of the steel of the present invention and the comparative steel in the smoke exhaust system of the waste incineration plant.
  • FIG. 10 is a diagram showing the relationship between I ⁇ A I 1 and the corrosion rate of the base metal and the weld metal in sulfuric acid in the welded joint of the present invention.
  • FIG. 11 is a graph showing the relationship between I ⁇ E I I and the corrosion rate of base metal and weld metal in sulfuric acid in the welded joint of the present invention.
  • Fig. 12 (a) is a diagram showing the procedure for collecting a corrosion test specimen for determining the corrosion resistance of a weld metal.
  • Fig. 12 (b) is a cross-sectional view taken along line X-x 'of Fig. 12 (a) showing the procedure for collecting a corrosion test specimen for determining the corrosion resistance of the weld metal.
  • FIG. 13 is a diagram showing a procedure for collecting a corrosion test piece for determining the corrosion resistance of a welded joint.
  • the present invention will be described in detail. First, the components of the low alloy steel and the base metal of the welded joint of the present invention (hereinafter, referred to as the steel of the present invention), the weld metal of the welding joint, and the amount of addition thereof will be described. In addition,% of the component addition amount means mass%.
  • steel of the present invention low alloy steel, base material of welded joint
  • C is added in an amount of 0.01% or more, but in order to secure the strength, 0.0 is added. 0 Addition of 2% or more is preferred.
  • C is said to be an element that slightly reduces the sulfuric acid dew-point corrosion resistance and the hydrochloric acid dew-point corrosion resistance.
  • the inhibitory effect of hydrochloric acid resistance is slight.
  • sulfuric acid resistance does not impair sulfuric acid resistance when it satisfies C% XMo% ⁇ 0.005 + 0.045 XSb%, but the amount of C exceeding this formula is not affected.
  • the sulfuric acid resistance rapidly decreases.
  • hydrochloric acid resistance is more important, the above limitation is not necessary, and addition of 0.05% or more is preferable.
  • it exceeds 0.2% the weldability, sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance decrease, so the range of 0.001 to 0.2% was defined as the limited range. In particular, it is preferably 0.02 to 0.15% for welding structure applications such as chimneys and ducts, and 0.02 to 0.03% for cold working applications.
  • Si is added in an amount of 0.01% or more for deoxidation.
  • Excessive addition of hot-rolled steel sheet causes sticking of hot-rolled scale (decrease in descalability), and so-called arabesque pattern and scale flaws called pocklets increase rapidly, so the upper limit was 2.5%.
  • Si has an effect of improving sulfuric acid resistance almost in proportion to the amount added, but has no effect on hydrochloric acid resistance. Therefore, when importance is placed on the hydrochloric acid resistance, the content is preferably set to 0.55 to 1.2%.
  • the content is preferably 0.1 to 0.55%.
  • the generation rate of scale flaws generated during the production of a hot-rolled steel sheet it is most preferably 0.2 to 0.35%.
  • Mn is added in an amount of 0.1% or more for the purpose of adjusting the strength of steel, but the upper limit is 2%, which is sufficient. Also, although an increase in the amount of added Mn tends to slightly decrease the sulfuric acid resistance, it does not significantly impair the excellent sulfuric acid resistance of the Cu—Mo—Sb system of the present invention. Should be added at a C—Mn balance according to the required mechanical properties. If corrosion resistance is to be maximized, it is desirable that the content be in the range of 0.1 to 0.7%.
  • Cu In order to ensure sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance, Cu must be added in an amount of 0.1% or more. On the other hand, even if added in excess of 1%, their effects are almost saturated, and excessive In order to cause an increase in the strength of the steel and a decrease in the manufacturability, the limiting range was 0.1 to 1%. Preferably, the addition of 0.2 to 0.4% is extremely excellent in corrosion resistance and balance of manufacturability.
  • Mo is an essential element that significantly improves hydrochloric acid resistance when added to Cu—Sb-based steel in an amount of 0.001% or more.
  • the amount of Mo in the steel will be the lower limit of analysis by emission spectroscopy (Kantopak). (0.003%), the effect is exhibited even if it is less than 0.03%. Therefore, industrially, the input of the Mo alloy into the molten steel should be confirmed regardless of the yield of Mo to the molten steel.
  • Mo acts as an element for improving sulfuric acid resistance, and the above salt resistance Sulfuric acid resistance improves with acidity.
  • the sulfur tolerance limit Mo amount that does not impair the sulfuric acid resistance is reduced (increased) as the low C or high Sb.
  • the upper limit of the amount of Mo is set to 1% in consideration of the effect on mechanical properties.
  • Sb must be added in an amount of 0.01% or more in order to obtain sulfuric acid resistance, hydrochloric acid resistance, and chloride-containing acid corrosion resistance.
  • the sulfuric acid resistance increases as the Sb content increases, but it is almost saturated at 0.1%, and if added over 0.2%, the hot workability and the toughness of the steel sheet and welded joints decrease. , 0.01 to 0.2%.
  • P is an unavoidable impurity element and significantly impairs sulfuric acid dew point corrosion resistance and hydrochloric acid dew point corrosion resistance
  • its range is set to 0.05% or less. More preferably, when the content is limited to 0.01% or less, the resistance to dew-point corrosion of sulfuric acid and the resistance to dew-point corrosion of hydrochloric acid are significantly improved. Considering the load and economics of the de-P step, it is most preferably 0.005 to 0.01%.
  • S is an unavoidable impurity element like P, and if it exceeds 0.05%, the hot workability and mechanical properties are impaired.
  • an acid corrosion resistance index A defined by the following formula ⁇ 1>
  • FIG. 6 shows the relationship between the AI value and the sulfuric acid corrosion rate.
  • the acid corrosion resistance index AI is 0 or more, the sulfuric acid resistance is significantly improved. You can see that. Therefore, in the present invention, the acid corrosion resistance index AI determined by the above equation ⁇ 1> is 0 or more. Add Sb, C, and Mo as shown.
  • AI ⁇ that is, when C% XM o% ⁇ 0.00 0 5 + 0.04 5 XS b%, for example, for cold rolled steel sheets that require excellent workability
  • a low C system with a C content of 0.01% or less is preferred, and in this case, if 0.1% Sb is added, Mo addition of 0.5% or less is excellent. Sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance are simultaneously obtained.
  • the upper limit is 75.
  • Nb, Ta, V, Ti, and W are added to the steel of the present invention as necessary for the purpose of improving the strength, toughness, weldability, high-temperature characteristics, and the like of the steel sheet.
  • Nb, Ta, V, and Ti are elements that are effective in improving strength toughness and high-temperature strength by adding fine grains at a content of 0.05% or more. It is also effective for improvement. However, the effect saturates above 0.1%. Therefore, the respective limited ranges are 0.005 to 0.1%.
  • W is added in an amount of 0.05% or more, it has an effect on improving the high-temperature strength and the resistance to hydrochloric acid. Since those effects are saturated at 1%, the range is set to 0.05 to 1%. 'Note that excessive addition of the carbonitride-forming elements of Nb, Ta, V, Ti, and W inhibits the sulfuric acid corrosion resistance of the steel of the present invention. That is, these elements have the effect of lowering the sulfuric acid resistance limit M 0, and the degree can be summarized by the following Mo equivalents ( Moeq ).
  • Moeq (mass%) Mo% + 5.IX (Nb% + Ta%) + 4.2 XV% + 9.3 XTi% + 0.5 XW%
  • EI Extended Acid Corrosion Resistance Index
  • Fig. 7 shows the relationship between the EI value and the sulfuric acid corrosion rate.
  • EI extended acid corrosion resistance index
  • the sulfuric acid resistance is significantly improved. You can see. Therefore, in the steel of the present invention, Sb, C, and Mo are added so that the extended acid corrosion index EI determined by the above formula ⁇ 2> becomes 0 or more.
  • EI value exceeds 75, that is, if Sb is excessive, the effect of improving sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance is not only substantially saturated, but also the hot workability is reduced. It is preferable to set the upper limit to 75.
  • the Cr is added in an amount of 0.1% or more as necessary to improve weather resistance and the like. However, if it is added in excess of 0.5%, the sulfuric acid resistance of the steel of the present invention is particularly remarkably reduced. Therefore, if added as necessary, the upper limit is 0.5%. From the viewpoint of further improving the sulfuric acid resistance and the hydrochloric acid resistance, it is preferable that the content is limited to 0.1% or less, and the addition is most preferable.
  • Ni is an element having an effect of improving hydrochloric acid resistance, and is intended to prevent surface cracking during hot working caused by the addition of Cu and Sb in the steel of the present invention, and is 0.1% as necessary. The effect is saturated even if added over 1%, so 0.1 to 1% is limited. did. It is particularly preferred to be in the range of 0.1% to Cu% X 0.5.
  • N is an unavoidable impurity element that has the effect of improving the hydrochloric acid resistance, and if necessary, is added in an amount of not less than 0.01%, but excessive addition exceeding 0.007% is a slab structure. In order to cause surface cracking at the time, the limiting range is 0.001 to 0.007%.
  • a 1 is usually added as a deoxidizing element.
  • 0.05% or more is added as needed.However, if added in excess of 0.1%, the dew point corrosion resistance of hydrochloric acid and hot workability are impaired. 0.05 to 0.1%.
  • the steel of the present invention further contains Ca, Mg, Ce, La, REM, and B as necessary.
  • Ca, Mg, REM, and B contribute to the toughness of the steel by improving cleanliness and reducing the grain size.Addition of up to the upper limit does not affect the corrosion resistance. Each is added at 0.02% or more, but the effect is over 0.01% for Ca, Mg, Ce, La, and REM, and over 0.05% for B. , Since the corrosion resistance begins to be adversely affected, it is 0.0000% to 0.01% for Ca, Mg, Ce, La, and REM, and 0.0000 to 20.0% for B. The limited range was 5%.
  • the steel of the present invention further contains Sn, Pb, Se, Te, and Bi as necessary.
  • Sn and Pb have the effect of improving free-cutting properties, and it is necessary to add 0.1% or more to obtain the effect.However, if the content exceeds 0.3%, hot Since the processability decreases, the upper limit of the content is set to 0.3%.
  • S e, T e, and B i have the effect of further improving the acid resistance.
  • Ag and Pb are added to the steel of the present invention as needed.
  • Ag and Pd have the effect of improving the corrosion resistance in a high-temperature, high-concentration sulfuric acid environment, and it is necessary to add 0.01% or more of each to achieve the effect. If the amount exceeds 0.5% or 0.1%, not only the production cost increases but also the hot workability decreases, so the upper limits of the contents are set to 0.5% and 0.1%, respectively.
  • C is added to secure the strength as a welded joint for welded structural steel, but if added over 0.2%, the weldability and sulfuric acid resistance will be reduced, so 0.2% or less Limited to.
  • the content of C is preferably as small as possible. However, in consideration of strength and economy, the content is set to 0.05 to 0.2%. In particular, when coexisting with Mo, the addition of C exceeding 0.2% significantly reduces the sulfuric acid resistance. When it is necessary to consider the balance between hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance, the content is preferably set to 0.05% or less.
  • the lower limit is set to 0.01%.
  • the corrosion resistance is not improved, and the toughness of the weld metal is significantly reduced. Therefore, the upper limit is set to 2.5%.
  • Weldability If more importance is placed on the toughness of the weld, 0.1-1% is preferred.
  • Mn is added in an amount of 0.1% or more for deoxidation and strength adjustment, but the upper limit of 2% is sufficient, so the range of 0.1 to 2% was set as the limited range.
  • Cu must be added in an amount of 0.1% or more in order to ensure sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance. Even if added in excess of 1%, the corrosion resistance is almost saturated, causing excessive strength rise and solidification cracking. The range was fixed. Preferably, the addition of 0.25 to 0.75% is more excellent in corrosion resistance and balance of manufacturability.
  • Mo is an essential element that, when added to Cu—Sb-based weld metal in an amount of 0.01% or more, significantly improves the hydrochloric acid resistance. Further, within a range satisfying C% XM 0% ⁇ 0.005 + 0.045 x Sb%, M0 acts as an element for improving sulfuric acid resistance, and together with the above hydrochloric acid resistance, The sulfuric acid resistance is improved.
  • the upper limit of the Mo content is set to 0.5% in consideration of the effect on the mechanical properties of the weld metal.
  • Sb is an element that, when added at 0.01% or more as necessary, coexists with Cu to further improve sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance.
  • the lower limit is 0.01%.
  • To obtain sufficient corrosion resistance addition of 0.05% or more is preferable.
  • the effect is almost saturated at 0.2%, so it was limited to 0.01 to 0.2%. If the content of Sb in the weld metal exceeds 0.15%, the welding workability deteriorates. Therefore, 0.05 to 0.15% is more preferable.
  • P is an unavoidable impurity element and significantly impairs the sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance, so its range is set to not more than 0.03%. More preferably, if it is limited to 0.01% or less, the sulfuric acid resistance and the hydrochloric acid resistance are remarkably improved. 0.005 to 0.01% is more preferable, and 0.005% or less is still more preferable.
  • S is an unavoidable impurity element like P, and if it exceeds 0.03%, the sulfuric acid resistance is remarkably reduced.Therefore, the upper limit is set to 0 to ensure sufficient sulfuric acid resistance and salt acidity. It must be limited to 0 3%.
  • the content of the weld metal be more than 0.05%.
  • FIG. 6 shows the relationship between the AI value and the sulfuric acid corrosion rate. As shown in this figure, when the acid corrosion resistance index AI is 0 or more, the sulfuric acid resistance is significantly improved. Also, Sb, C, and Mo are added to the weld metal so that the acid corrosion resistance index AI determined by the formula 1> becomes 0 or more.
  • AI ⁇ that is, when C% XM o% ⁇ 0.00 0 5 + 0.04 5 XS b%, for example, when the C content of the weld metal is 0.01% or less
  • 0.1% Sb is added, excellent sulfuric acid resistance, hydrochloric acid resistance, and chloride-containing acid corrosion resistance can be obtained with 0.5% or less of Mo addition.
  • the AI value exceeds 75, that is, when Sb is excessive, the effect of improving the sulfuric acid resistance, hydrochloric acid resistance, and acid corrosion resistance containing chloride is not only substantially saturated, but also increased by heat. Since the interworkability deteriorates, it is more preferable to set the upper limit to 75.
  • the selective corrosion resistance index 1 ⁇ AII of the welded joint be set to an appropriate value.
  • Selective corrosion resistance index of welded joints I ⁇ ⁇ I is acid corrosion resistance index AI (base metal) of base metal and acid corrosion resistance index AI (weld metal) of weld metal From the following equation (3).
  • I ⁇ AII IAI (base metal) I AI (weld metal) I 3>
  • Fig. 10 shows the relationship between I ⁇ AII and the sulfuric acid corrosion rate of the base metal and the weld metal. As shown in Fig. 4, when ⁇ ⁇ 2 exceeds 20, the corrosion rate of the smaller AI value of the base metal or weld metal increases, and selective accelerated corrosion occurs in a sulfuric acid environment. Therefore, ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ is set to 20 or less to prevent such selective accelerated corrosion of the welded joint.
  • Nb, T a, T i, and W may be changed as necessary for the weld metal of the welded joint for the purpose of improving the strength, toughness, high-temperature characteristics, and the like of the welded joint. Add one or more.
  • Nb, Ta, V, and Ti are elements that, when added at 0.05% or more, are effective in improving the strength toughness and the high-temperature strength by grain refinement. However, if it exceeds 0.1%, the effect saturates. Therefore, the limiting range was 0.005 to 0.1%, respectively.
  • W is added in an amount of 0.05% or more, it has an effect on improving the high-temperature strength and the resistance to hydrochloric acid. Since those effects are saturated at 1%, the range is set to 0.05 to 1%.
  • the sulfuric acid corrosion resistance of the welded joint of the present invention is impaired. That is, these elements has the effect of decreasing the sulfuric acid resistance limit M o weight, the degree, cut with organized in M o equivalent of the following (M o e Q).
  • Fig. 7 shows the relationship between the EI value and the sulfuric acid corrosion rate.
  • EI extended acid corrosion resistance index
  • the sulfuric acid resistance is significantly improved. You can see. Therefore, in the weld metal of the welded joint of the present invention, Sb, C, and Mo are added so that the extended acid corrosion resistance index EI determined by the above equation 2> becomes 0 or more.
  • the selective corrosion resistance index of the welded joint is evaluated using the extended acid corrosion resistance index EI instead of the AI mentioned above. By doing so, a more excellent welded joint can be obtained.
  • the extended corrosion resistance index I ⁇ ⁇ II of the welded joint is defined by the following formula ⁇ 4> from the extended acid corrosion index EI (base metal) of the base metal and the extended acid corrosion index EI (weld metal) of the weld metal. Is done.
  • I ⁇ EII IEI (base metal) – EI (weld metal) I ⁇ 4>
  • Fig. 11 shows the relationship between I ⁇ EII and the sulfuric acid corrosion rate of the base metal and the weld metal. As shown, when the value of Ium EII exceeds 20, the corrosion rate of the smaller of the EI values of the base metal and the weld metal increases, and selective accelerated corrosion occurs in a sulfuric acid environment. Therefore, in order to prevent such selective accelerated corrosion of the welded joint, it is preferable to set I ⁇ II to 20 or less. If necessary, Cr, N, Ni, and A 1 can be added to the weld metal of the weld joint of the present invention.
  • the content of ⁇ is preferably limited to 0.1% or less, and further, no addition is most preferable.
  • Ni is an element having an effect of improving hydrochloric acid resistance, and is added at 0.1% or more as necessary for the purpose of hot cracking of weld metal caused by addition of Cu and Sb in the steel of the present invention. However, even if added in excess of 1%, their effects saturate, so the limited range was 0.1-1%. It is particularly preferred to be in the range from 0.1% to Cu% X 0.5.
  • N is an unavoidable impurity element that has the effect of improving the hydrochloric acid resistance, and if necessary, is added in an amount of 0.001% or more. Therefore, the limiting range is 0.001 to 0.02%, since this may cause blowholes and lower the toughness of the weld metal.
  • A1 is added in an amount of not less than 0.05% as necessary, but if added in excess of 0.1%, the hydrochloric acid resistance and the toughness of the welded joint are impaired. It was 1%.
  • Ca, Mg, Ce, La, EM, and B are added to the weld metal of the welded joint of the present invention as necessary.
  • Ca, Mg, REM, and B are necessary because they contribute to the toughness of the weld metal of the welded joint by improving cleanliness and reducing the grain size.Addition of up to the upper limit does not affect corrosion resistance. 0.02% or more in each case, but the effect is that C a, M g, C e, L a, and R EM are 0.0 At more than 1%, at B more than 0.050%, adverse effects on the corrosion resistance begin to appear, so at Ca, Mg, Ce, La, and REM, it is 0.0002-0.01% And B, the limited range was 0.0000 to 0.005%.
  • Sn and Pb have the effect of improving the grindability of the weld bead, and it is necessary to add 0.01% or more to obtain the effect, but the content exceeds 0.3% And the toughness of the weld metal decreases, the upper limit of the content is set to 0.3%.
  • S e, T e, and B i have the effect of further improving the acid resistance.
  • Ag and Pd are added to the weld metal of the weld joint of the present invention as needed.
  • Ag and Pd have the effect of improving the corrosion resistance of the weld metal of the welded joint in a high-temperature, high-concentration sulfuric acid environment.To achieve this effect, it is necessary to add 0-0.01% or more each. However, if their contents exceed 0.5% and 0.1%, the cost increases and welding workability deteriorates. Therefore, the upper limits of the contents are set to 0.5% and 0.1%, respectively.
  • the reheating temperature after continuous forming or slab rolling is preferably 100 ° C. or more from the viewpoint of rolling load and the like. Since the increase in charcoal and oxidation scale becomes remarkable, the range is preferably 100 to 130 ° C.
  • finishing temperature of hot rolling is lower than 800 ° C, mixing is inevitable, while if it exceeds 100 ° C, coarse particles will be formed. ⁇ 100 ° C.
  • air cooling is performed so that the microstructure is mainly made of ferrite.
  • the so-called hot-rolling of a thin plate may cause the cooling speed to be too high, so that it is air-cooled or furnace-cooled after winding at 600 to 75 ° C.
  • hot-rolling and air-cooling perform cold rolling at a rolling rate of 30 to 90%, and then perform continuous annealing or box annealing at 700 to 900 ° C. Is preferred.
  • the steel of the present invention may be used, for example, after being manufactured as a steel ingot, by hot rolling, forging, cold rolling, or wire drawing to have any shape such as a steel plate, a bar, a steel bar, or a sheet pile. Further, they may be formed into a predetermined shape by a press or the like, and then processed and welded to produce a product. Further, the steel sheet may be formed into a steel pipe shape, for example, as an electric steel pipe, and then used for a product by secondary processing, welding, or the like. In addition, it is possible to select the most suitable product manufacturing process due to the cost, restrictions of existing manufacturing facilities, etc., including other processes. Whatever manufacturing process is selected, it is sufficient if the steel of the present invention can be manufactured. .
  • the welded joint of the present invention can obtain excellent sulfuric acid corrosion resistance and hydrochloric acid corrosion resistance when the above-described steel of the present invention is used by various welding methods, and is extremely suitable.
  • the welded joint of the present invention can be obtained by welding steel materials formed into various shapes, or steel materials formed into predetermined shapes by processing, by various welding methods.
  • arc welding such as in the atmosphere or in an atmosphere using a shield gas
  • arc welding such as submerged arc welding
  • plasma arc welding Welding can be performed using various welding methods such as arc welding and electron beam welding.
  • the composition of the weld metal is adjusted by selecting the composition of the core wire of the welding rod, the welding wire, or the coating material of the welding rod, the composition of the flux, the welding atmosphere, etc., to obtain the welded joint of the present invention. But it can.
  • an alloy containing a required element is adhered to the surface of an alloy having an appropriate composition by a method such as a plating method or a cladding method, and the element is subjected to an appropriate treatment such as a heat treatment.
  • the steel material may be diffused to have a surface having the chemical composition described in the claims.
  • the use of the steels and welded joints of the present invention does not preclude the use of any anticorrosion methods such as surface treatment, painting, combined use of cathodic protection, and the addition of a corrosion inhibitor. It does not depart from the scope.
  • hydrochloric acid resistance was evaluated by immersing it in a 3 M (mol / liter) hydrochloric acid aqueous solution at 60 ° C for 6 hours, and evaluating the corrosion loss.
  • the sulfuric acid resistance was immersed in a 40% sulfuric acid aqueous solution at 60 ° C for 6 hours, and evaluated by corrosion loss. Note that the present invention is not limited by the conditions used in the examples.
  • Table 5 Table 6 (continuation 1 of Table 5), Table 7 (continuation 2 of Table 5), and Table 8 (continuation 3 of Table 5) show the material evaluation results of the above test.
  • C1 to C48 are steels of the present invention (hereinafter referred to as steels of the present invention).
  • 181 to 21 and 61 to 814 are steels of comparative examples (hereinafter referred to as comparative steels)
  • A1 is ordinary steel
  • A2 to A8 are conventional steels.
  • It is sulfuric acid dew point corrosion steel.
  • a 15 and A 16 are sulfuric acid dew point corrosion resistant steels, which are steel components disclosed in Japanese Patent Publication No. 46-334772.
  • Comparative steels A17 to A18 are sulfuric acid dew-point corrosion resistant steels having a steel component disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. H10-110237.
  • Comparative steel A21 is a steel component (steel type number 6 in Example 1 of the publication) described in Japanese Patent Publication No. 46-34772.
  • the steel type No. 6 has the largest AI value among the examples of the above publication.
  • Comparative Examples B1 to B14 are low alloy steels excellent in hydrochloric acid corrosion resistance obtained by the present inventors in the process of reaching the present invention steel, but have an acid corrosion resistance index AI value or an extended acid corrosion resistance index. The steel whose EI value is out of the range of the present invention.
  • the evaluations of the various corrosion resistances in Tables 5 to 8 show the relative evaluation of the corrosion resistance with the comparative steel A2, that is, the Cu_Sb-based sulfuric acid dew-point corrosion resistant steel (S-TEN 1 steel).
  • S-TEN 1 steel Cu_Sb-based sulfuric acid dew-point corrosion resistant steel
  • ⁇ indicates excellent
  • ⁇ indicates equivalent
  • ⁇ indicates slightly lower
  • X indicates inferior, respectively.
  • the comparative steel A2 is the same as the conventional sulfuric acid dew-point corrosion resistant steels of A2 to A8, which is a ⁇ 11-31) series steel with no Mo added. Excellent acid and sulfuric acid resistance. For this reason, the corrosion resistance of the steel of the present invention was evaluated based on the comparative steel A2.
  • Comparative steel A1 is ordinary steel as described above, and the added amounts of Cu, Ni, Mo, Sb, etc. are out of the range of the present invention. Significantly inferior.
  • Comparative steel A2 is a Cu-Sb-based sulfuric acid dew point corrosion resistant steel as described above. is there. Since Mo is not added, the hydrochloric acid resistance is the best among the comparative steels A2 to A8, but the hydrochloric acid resistance is significantly inferior to the steels C1 to C48 of the present invention.
  • Comparative steels A3 to A6 are all Cu-Cr-based sulfuric acid dew point corrosion resistant steels.
  • Comparative steel A3 is out of the scope of the present invention in that Cr exceeds the upper limit of the present invention and Mo and Sb are not added, so that the comparative steel A3 has higher hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance than the steel of the present invention. Inferior.
  • Comparative steel A4 is out of the scope of the present invention in that Cr exceeds the upper limit of the present invention and Mo is not added, and thus is inferior in hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance as compared with the steel of the present invention.
  • Comparative steel A5 is out of the scope of the present invention in that Cr exceeds the upper limit of the present invention and Ai is 0, so that the hydrochloric acid resistance and the sulfuric acid resistance are inferior to the steel of the present invention.
  • Comparative steel A6 has a point in which Cr exceeds the upper limit of the present invention, Sb is not added, and AI is 0, which is out of the range of the present invention. Poor nature.
  • Comparative steel A7 is out of the range of the present invention in that Mo is not added, and therefore, the hydrochloric acid resistance and the sulfuric acid resistance are inferior to the steel of the present invention.
  • Comparative steel A8 does not contain Mo and the contents of Cr, Ni and Sb are out of the range of the present invention, and therefore, the hydrochloric acid resistance and the sulfuric acid resistance are inferior to the steel of the present invention.
  • Comparative steel A9 has inferior hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance as compared with the steel of the present invention since P exceeds the upper limit of the range of the present invention.
  • Comparative steel Al 1 has almost the same hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance as the steel of the present invention, but since S exceeds the upper limit of the range of the present invention, many fine cracks are generated on the steel sheet surface during hot working. did.
  • Comparative steel A12 has a lower Cu content than the lower limit of the range of the present invention and an AI value of 0, and therefore has lower hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance than the steel of the present invention.
  • Comparative steel A13 has an M0 addition amount exceeding the upper limit of the range of the present invention, and AI is 0, so that sulfuric acid resistance is inferior to the steel of the present invention.
  • Comparative steel A14 is a very low C type (0.003%) sulfuric acid dew point corrosion resistant steel of comparative steel A2. Since Mo is not added, the hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance are comparable to those of comparative steel A2, but the hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance are inferior to those of the steel of the present invention.
  • Comparative steel A15 had no Sb added and had an AI value of 0. Hydrochloric acid resistance is almost the same as comparative steel A2, but sulfuric acid resistance is inferior to comparative steel A2. That is, both the hydrochloric acid resistance and the sulfuric acid resistance are inferior to the steel of the present invention.
  • Comparative steel A16 satisfies 1 value ⁇ 0, but does not contain Sb, which is an essential element of the present invention, and has a hydrochloric acid resistance and a sulfuric acid resistance equivalent to those of comparative steel A2. That is, both the hydrochloric acid resistance and the sulfuric acid resistance are inferior to the steel of the present invention.
  • Comparative steels A17 and A18 have AI values of 0 and are out of the range of the present invention, and have a hydrochloric acid resistance superior to comparative steel A2 but a sulfuric acid resistance inferior to comparative steel A2. That is, although the hydrochloric acid resistance is equal to that of the steel of the present invention, the sulfuric acid resistance is inferior.
  • Comparative steel A 21 does not contain Sb and the amount of Ni added is out of the range of the present invention, and the AI value is also AI.
  • the hydrochloric acid resistance is the same as that of comparative steel A 2.
  • sulfuric acid resistance is inferior to comparative steel A2. That is, both the hydrochloric acid resistance and the sulfuric acid resistance are inferior to the steel of the present invention.
  • Comparative steels B1 to B14 were viewed by the inventors during the process leading to the present invention. It is a steel with excellent hydrochloric acid resistance, and the steel composition of the present invention satisfies any of the limiting elements, but AI ⁇ 0 or EI ⁇ 0, and the AI value or EI value is out of the range of the present invention. . Therefore, the hydrochloric acid resistance is as excellent as that of the steels C1 to C48 of the present invention, but the sulfuric acid resistance is inferior.
  • the steels C1 to C48 of the present invention satisfy the steel components of the present invention, and further, are extremely excellent in hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance which are designed to satisfy AI value ⁇ 0 or EI value ⁇ 0. It is a steel that exhibits properties.
  • C1 to C10, C13 to C26, and C28 to C45 are steels of the present invention in which Cr is limited to 0.1% or less as an impurity.
  • C11, C12, C27, C47 and C48 are steels of the present invention to which Cr is added as a selective element within the scope of the present invention.
  • the hydrochloric acid resistance of the steel of the present invention in which Cr is limited to 0.1% or less as an impurity, is lower than that of A2, which has the highest corrosion resistance among comparative steels A2 to A8 of sulfuric acid dew point corrosion resistant steel. Is 5 times or more (the rating in the table, ⁇ ), and the sulfuric acid resistance is more than twice (A in the table, ⁇ ) of A2, which is the most excellent corrosion resistance among comparative steels A2 to A8 .
  • the steel of the present invention in which Cr is added within the scope of the present invention has slightly lower hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance than the present invention steel without the addition of Cr, but is sufficiently superior to the comparative steel A2. ing.
  • the steel C13 of the present invention is an example in which S is 0.003%. In C14, S is 0.015%, and the other composition and AI are the same as C13.
  • C13 is superior in sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance as compared with comparative steel A2, but is inferior in hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance in comparison with C14. Therefore, if S is added in excess of 0.05%, sulfuric acid resistance is improved. It can be seen that resistance and hydrochloric acid resistance can be obtained at the same time.
  • the steel of the present invention is excellent in sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance.
  • these steels of the present invention are welded structural steels having excellent hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance.
  • C2, C5 to C12, and C24 to C31 all show elongation of cold-rolled steel sheets of more than .35%, and are steel sheets with sufficiently excellent workability.
  • the comparative steels A1 and A2 and the steels C3 and C36 of the present invention were used by a hot-dip galvanizing company in a hydrochloric acid pickling bath (15% by mass hydrochloric acid, 30 ° C, with inhibitor added). Then, the hydrochloric acid resistance was evaluated by measuring the amount of reduction in sheet thickness using a point micrometer. Figure 8 shows the results.
  • the thickness reduction rate (corrosion rate) of the steels C3 and C36 of the present invention was 0.1 mm / year.
  • Comparative steel A1 showed 1.2 mm / year, and comparative steel A4 showed 0.4 mm / year.
  • the corrosion rate of the steel of the present invention was 112 in comparison with comparative steel A1, and 1/4 in comparison with comparative steel A2. Therefore, it is apparent that the steel of the present invention has excellent hydrochloric acid resistance in use in a hydrochloric acid pickling tank.
  • the comparative steels A1 and A2 and the inventive steels C3 and C13 to C1 5.
  • the sulfuric acid resistance was evaluated at the sheet thickness reduction rate in the same manner as the test in the hydrochloric acid pickling tank, and as a result, the corrosion rate of the test material of the steel of the present invention was at most 1 compared to the comparative steel A1. / 16, which was at most 1/2 compared to Comparative Steel A 2. Therefore, it is clear that the steel of the present invention has excellent sulfuric acid resistance in sulfuric acid pickling tank applications.
  • the comparative steels A1 and A2 and the steels C3, C14 to C18 and C36 of the present invention were mixed with sulfuric acid dew point corrosion and hydrochloric acid dew point corrosion simultaneously in a bag incineration facility.
  • the test pieces were stuck on the manhole in the middle of the chimney and on the entrance side of the filter, and an exposure test was performed for one year.
  • the flue gas environment contains relatively large amounts of fly ash and hydrogen chloride
  • the manhole in the middle of the chimney is an exhaust gas environment with less ash and hydrogen chloride after flue gas treatment.
  • Fig. 9 shows the results of evaluating the sulfuric acid dew point resistance and the hydrochloric acid dew point resistance by corrosion weight loss.
  • the corrosion loss of the steel of the present invention was 1Z10 or less as compared with the comparative steel A1, and 1/4 as compared with the comparative steel A2. Therefore, it is apparent that the steel of the present invention has excellent corrosion resistance in a smoke exhaust environment of a waste incineration facility in which sulfuric acid dew point corrosion and hydrochloric acid dew point corrosion occur simultaneously.
  • Table 9 shows the components of the test core wire.
  • Tables 10 to 11 (continuation of Table 10) show the chemical properties of the coated arc welding rod (rod diameter: 4.0 mm) prototyped and tested in the present invention. It shows the composition.
  • Table 11 Composition of test rods (continued from Table 10)
  • Tables 12 and 13 (Continuation 1 of Table 12), Table 14 (Continuation 2 of Table 12), and Table 15 (Continuation 3 of Table 12) include Tables 10 to 11 It shows the chemical composition, corrosion resistance, weld quality and weldability of the weld metal formed by the indicated coating weld rod.
  • Fig. 12 (a) and Fig. 12 (b) show the procedure for collecting corrosion test pieces to determine the corrosion resistance of the weld metal
  • Fig. 13 shows the procedure for determining the corrosion resistance of the weld joint. The procedure for collecting corrosion test specimens is shown below. As shown in FIGS.
  • a test piece 1 for a test for evaluating the corrosion resistance of a weld metal was prepared based on the JIS test method for corrosion test of weld metal.
  • a test piece was machined from the weld metal 2 after applying 6 layers of underlay 4 with a current of 17 OA using an AC welder on the ordinary steel base material 3 so that it was not affected by the base metal components.
  • 1 (4 mm X 25 mm X 25 mm) was collected.
  • immersion corrosion tests were performed for 24 hours at 80 ° C and 10% hydrochloric acid and for 24 hours at 40 ° C and 20% sulfuric acid, and the corrosion weight loss was determined.
  • Comparative Example W1 is a weld metal obtained by using a welding material for mild steel, but since Cu, Ni, and Sb are out of the range of the present invention, the sulfuric acid resistance and the hydrochloric acid resistance of the weld metal of the present invention are different. Inferior to W21-W53.
  • Comparative Example W2 is a weld metal obtained by a conventional welding material for sulfuric acid-resistant steel, but since Sb and Ni are out of the range of the present invention, the sulfuric acid resistance and the hydrochloric acid resistance of the weld metal of the present invention are different. Inferior to W21-W53.
  • Comparative Example W3 is a weld metal obtained by using a welding material for Cu_Cr-based sulfuric acid dew-point corrosion resistant steel, but Sb, ⁇ [1. Since 1: is out of the range of the present invention, sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance are inferior to those of the weld metals W21 to W53 of the present invention.
  • Comparative Example W4 which contains P in excess of the scope of the present invention, is inferior in sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance to the weld metals of the present invention W21 to W53. Is excessively contained outside the scope of the present invention, so that the sulfuric acid resistance and the hydrochloric acid resistance are excellent, but the weld metal is cracked, and the weldability and weld quality of the weld metal of the present invention W 21 to W 5 Significantly worse than 3.
  • Comparative Example W12 has an acid resistance index AI value of —19.0, which is out of the range of the present invention (AI ⁇ 0), so that the hydrochloric acid resistance is significantly inferior to that of the weld metals W21 to W53 of the present invention. .
  • the acid resistance index AI value was -9.0, which is out of the range of the present invention (AI ⁇ 0), so that the hydrochloric acid resistance was significantly inferior to the weld metals W21 to W53 of the present invention. .
  • Comparative Examples W 14 to 18 have an acid resistance index EI value out of the range of the present invention (E I ⁇ 0), so that the hydrochloric acid resistance is significantly inferior to that of the weld metals W 21 to W 53 of the present invention.
  • weld metals W21 to W53 of the present invention are all excellent in sulfuric acid resistance, hydrochloric acid resistance and weldability.
  • Comparative Example J1 is a welded joint of mild steel and a welding material for mild steel, and Cu, Ni, and Sb of the base metal and the weld metal are outside the scope of the present invention. Compared to 19, sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance are inferior, and under all conditions, selective corrosion of the weld is exhibited.
  • Comparative Example J2 is a welded joint made of a Cu—Cr system sulfuric acid resistant steel and a Cu system weld metal, and since the base metal and the weld metal, Ni and Sb, are outside the scope of the present invention. However, it is inferior to the invention examples J 21 to J 29.
  • Comparative Example J3 is a welded joint composed of comparative steel A2 and a weld metal W31 within the scope of the present invention. Since M0 in the base metal is outside the scope of the present invention, the hydrochloric acid resistance of the base metal portion Shows poor corrosion, indicating selective corrosion. Therefore, it is inferior to the present invention J11 to J19.
  • Comparative Example J4 is a welded joint in which the steel C36 of the present invention and the weld metal are Comparative Example W2, and Ni and Sb of the weld metal are outside the scope of the present invention. Sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance are inferior to J19, and any acid shows selective corrosion of the weld.
  • the chemical components of the base metal and the weld metal are within the scope of the present invention, and the AI or EI of the base metal and the weld metal is within the scope of the present invention. Therefore, it can be seen that they are excellent in sulfuric acid resistance and hydrochloric acid resistance.
  • examples J 11 to J 13 since
  • examples J14 to J19 of the present invention since I ⁇ AII or I ⁇ EII was 20 or less, selective corrosion was not observed, and they were even better than J11 to J13.
  • Invention Examples J17 to J19 show the effect of the Cr content in the welded joint. It is shown. As with steel,. 1: If the amount is limited to 0.1% or less, the most excellent hydrochloric acid resistance and sulfuric acid resistance can be obtained. Further, when the Cr amount is added near the upper limit of the present invention (0.5%), the corrosion resistance is slightly impaired by Cr, but excellent corrosion resistance is exhibited for Comparative Examples J1 to J4. .
  • the welding metal contains specific Cu, Ni, and Sb, and by limiting the impurity elements P and S, the hydrochloric acid resistance of the welding metal portion, and Hydrochloric acid resistance of welded joints is more than 10 times that of mild steel welding material, more than 3 times better than conventional sulfuric acid-resistant steel welding material, and sulfuric acid resistance is more than 8 times that of mild steel welding material. Sulfuric acid resistance It can be seen that excellent corrosion resistance equal to or higher than that of welding materials for steel can be obtained without impairing the welding workability.
  • the welded joint of the present invention has excellent corrosion resistance in a low-temperature corrosion environment in which sulfuric acid dew point corrosion and z or hydrochloric acid dew point corrosion occur.
  • the present invention it is possible to obtain a steel having extremely excellent resistance to hydrochloric acid dew point corrosion and acid resistance including chlorides, and also excellent in sulfuric acid dew point corrosion resistance. Therefore, chimneys, chimneys, heat exchangers, casings, etc. that are exposed to combustion exhaust gas and produce severe hydrochloric and / or sulfuric acid dew point corrosion at thermal power plants, private power generation facilities, and various general and industrial waste treatment facilities It is possible to economically provide steel that has excellent durability as an expansion material and can extend equipment life or reduce maintenance.

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Description

明 細 書 耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼およびその溶接 継手 技術分野
本発明は、 耐酸腐食性に優れた低合金鋼および溶接継手に関する 。 詳しく は、 耐塩酸性および耐硫酸性に優れた低合金鋼並びに溶接 継手、 すなわち、 主にボイラーやガス化溶融炉の燃焼排気ガス雰囲 気で生じる硫酸露点腐食、 塩酸露点腐食が生じる環境および硫酸や 塩酸の水溶液に接する環境において優れた耐食性を有する低合金鋼 および溶接継手に関するものである。
よ り詳しく は、 重油、 石炭などの化石燃料、 液化天然ガスなどの ガス燃料、 都市ごみなどの一般廃棄物、 木工屑、 繊維屑、 廃油、 プ ラスチック、 排タイヤ、 医療廃棄物などの産業廃棄物、 および下水 汚泥などを燃焼させるボイラーの排煙設備、 すなわち、 煙道ダク ト 、 ケーシング、 熱交換器、 ガス一ガスヒーター、 湿式または乾式の 脱硫装置、 電気集塵機、 誘引送風機、 回転再生式空気予熱器のパス ケッ ト材および伝熱エレメ ント板、 減温塔、 バグフィルター、 煙突 などに使用される低合金鋼および溶接継手に関する。 さらに詳しく は、 排煙設備で生じる硫酸および塩酸露点腐食に対して優れた耐食 性を示し、 溶接構造用と しても適用可能で、 厳しい冷間加工性が要 求される熱交換チューブのフィン材ゃ空気予熱器の伝熱エレメ ント 板、 煙道のエキスパンジョ ンなどに適用可能で、 経済性にも優れた 耐酸露点腐食低合金鋼および溶接継手、 または、 塩酸、 硫酸などの 単独または混合の酸洗液を収める鋼製めっき酸洗槽用の耐塩酸腐食 性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼並びに溶接継手に関する。 背景技術
火力発電所や都市ごみ焼却施設および産業排気物焼却施設の燃焼 排気ガスは、 水分、 硫黄酸化物 （二酸化硫黄、 三酸化硫黄） 、 塩化 水素、 窒素酸化物、 二酸化炭素、 窒素、 酸素などで主に構成されて いる。 特に、 焼排気ガス中に三酸化硫黄が 1 p p mでも含まれてい ると、 排気ガスの露点は 1 0 0 °C以上に達し、 いわゆる硫酸露点腐 食が生じるが、 この対策と していわゆる耐硫酸露点腐食鋼 （例えば 、 特公昭 4 3 — 1 4 5 8 5号公報など） や高耐食ステンレス鋼 （特 開平 7— 3 1 6 7 4 5号公報） が使用されている。
石炭焚き火力ボイラーや、 一般あるいは産業廃棄物の焼却施設の 排煙系統では、 燃焼ガス中に前記の三酸化硫黄のほかに相当量の塩 化水素を含有するため、 硫酸凝結と塩酸凝結が生じる。 また、 硫酸 露点温度と塩酸露点温度は、 燃焼排気ガス組成によって変動する。 一般に硫酸露点温度は 1 0 0〜 1 5 0 °C程度で、 塩酸露点温度は 5 0〜8 0 °Cである。 それゆえ、 排煙系統では、 同一の装置でも部位 や構造によって、 通過する燃焼ガス温度はほぼ一定でも壁面温度に よって硫酸露点腐食支配と塩酸露点腐食支配のところが生じるため 、 構成部材と しては、 耐硫酸露点腐食性と耐塩酸露点腐食性の双方 に対して優れた材料の開発が課題であった。
この課題に対して、 特公昭 4 6 - 3 4 7 7 2号公報では、 極低 C ( C≤ 0 . 0 3質量％) と し、 さらに C u， M oを添加して耐硫酸 性および耐塩酸性を高めた極低炭素耐酸低合金鋼に関する技術が開 示されている。
また、 特開平 9 一 2 5 5 3 6号公報では、 低 S化および S nおよ び Zまたは S bを添加させることによつて耐硫酸露点腐食性を確保 しながら耐塩酸露点腐食性を改善した耐硫酸露点腐食鋼に関する技 術が開示されている。 また、 特開平 1 0— 1 1 0 2 3 7号公報では 、 極低 Sィヒ （ S≤ 0. 0 0 5質量0 /0) の含銅鋼に S nおよび/また は S bを添加し、 さらに S n Z S b添加で生じる熱間加工性の低下 を改善するために M oおよび/または Bを添加して、 耐硫酸性と耐 塩酸性および熱間加工性に優れた鋼が開示されている。
しかし、 特公昭 4 6— 3 4 7 7 2号公報の技術では、 極低 C化に 限定されているため、 強度の確保に他の高価な合金元素を必要と し 、 引張強度が 4 0 O NZmm2未満でも適用可能なエアヒーターの 伝熱エレメ ン ト板などへの適用に限られ、 溶接構造用鋼と しての適 用が難しいといった問題があった。 さ らに、 詳細は後述するが、 該 公報に示された成分添加範囲で M oを過剰に添加すると、 硫酸濃度 が 1 0〜 4 0質量％での耐硫酸性が著しく阻害されるといった問題 がある上に、 耐塩酸性についても、 条件によっては特公昭 4 3— 1 4 5 8 5号公報および S— T E N 1鋼 （ C u— S b系鋼） （新日本 製鉄株式会社製品力タログ、 耐硫酸露点腐食鋼 S— T E N， C a t . N o . A C 1 0 7 , 1 9 8 1 . 6版） より も劣るといった問題が あった。
そして、 特開平 7— 3 1 6 7 4 5号公報などで開示された耐硫酸 露点腐食ステンレス鋼は、 塩酸露点腐食環境では露点腐食と ともに 塩化物の濃縮による応力腐食割れやすきま腐食が生じるため、 耐全 面腐食性に加えて耐応力腐食割れ性および耐すきま腐食性を確保す る必要があり、 従って、 必然的に高合金化せざるを得ず、 低合金鋼 と比較して遥かに高価となり、 かつ高強度となるため、 耐酸性と冷 間加工性の両立が難しいといった問題があった。
また、 特開平 9 - 2 5 5 3 6号公報で開示された鋼の耐硫酸露点 腐食性および耐塩酸露点腐食性は、 上記 S— Τ Ε Ν 1鋼の耐塩酸露 点腐食性と同等またはそれ以下であるといった問題があった。
また、 特開平 1 0— 1 1 0 2 3 7号公報で開示された鋼は、 極低 S化を必須とするもので、 第 1に、 製鋼コス トの過度な上昇を招く といった問題があった。 しかし、 第 2に、 過度な低 S化は、 後述す るよ うに、 耐硫酸性を阻害することが本発明者の研究で新たに見出 された。 さ らに、 第 3に、 溶接構造用鋼の場合、 溶接金属について も同等のレベルでの極低 S化を達成する必要があるが、 溶接施工性 の確保等の諸条件を踏まえると、 これを達成することが極めて難し いために、 溶接構造物への使用、 すなわち継ぎ手として使用する際 に、 継ぎ手の耐食性を確保することが難しいといった問題があった 。 さ らに、 第 4に、 S nおよび/または S b の添加を必須と してい るが、 後述するように、 過剰な S n単独または S nおよび Zまたは S bの複合添加は鋼板の靭性を著しく阻害するので、 ダク トや煙突 などの溶接構造用熱間圧延鋼板と しては実用的でないといった問題 力 sあった。
本発明者の検討によれば、 これまで開発された各種の耐硫酸露点 腐食鋼のうち、 C u— S b系鋼を基本成分系とした前記 S— T E N 1鋼が最も優れた耐塩酸性を有していることが判明している。
しかしながら、 塩化ビニルや家庭生ごみを燃やす廃棄物焼却施設 では、 施設によっては排気ガス中の塩化水素濃度が 4 0 0 0 p p m に達する場合もあることから、 S— T E N 1鋼の耐硫酸性を維持し ながら耐塩酸性を飛躍的に向上させ、 かつ、 溶接構造用鋼と しても 冷間加工性に優れた冷間圧延鋼板としても製造でき、 さらに、 耐塩 酸性に優れた高耐食ステンレス鋼よ り も遥かに経済的な、 新たな耐 硫酸露点腐食鋼が強く求められていた。
また、 これらの低合金鋼は通常溶接構造物として使用されること が多い。
一般に溶接構造物が腐食環境で使用される場合、 溶接部と母材と の間で耐食性に差異があると、 耐食性の劣る方が選択的に腐食され 、 構造物の寿命が著しく短くなる。 また、 溶接部が選択的に腐食す ると、 腐食孔で応力集中が生じ、 極端な場合は構造物の破壌を招く 恐れもある。 このよ う に、 溶接構造物の利用において、 腐食劣化が 無視できない用途の場合には、 母材だけでなく溶接部の耐食性も十 分に確保する必要がある。
石炭焚き火力やごみ焼却施設などの煙道、 煙突などの排煙設備で は、 排ガス中の三酸化硫黄および塩化水素に起因して、 硫酸露点腐 食、 塩酸露点腐食が生じる。 このよ うな環境に対して、 耐硫酸露点 腐食鋼 （例えば、 新日本製鐡株式会社、 S- TEN製品カタ ログ、 Cat . No . AC107、 1981 . 6版） が使用されている。 溶接材料としては、 軟鋼用の溶接材料ゃ耐硫酸露点腐食鋼専用の溶接材料 （例えば、 日 鐡溶接工業株式会社 ニッテツ溶接材料 ·機器ハンドブック、 p61， P164 , p. 208 , p. 291 ) が使われている。
耐硫酸露点腐食鋼専用の溶接材料は、 耐食元素として C uを単独 で含む材料や、 C u— C r系を含む材料であった。 これらの既存の 溶接材料を使用して得られる溶接継手は、 重油専焼ボイラのプラン ト排煙装置で生じる硫酸露点腐食環境では十分に優れた耐食性を示 すが、 石炭焚きボイラゃごみ焼却またはごみのガス化溶融施設など では、 硫酸露点腐食と塩酸露点腐食が同時に生じるため、 溶接部の 溶接金属の耐食性が十分でなく、 母材に比べて耐食性の劣る溶接金 属が選択的に腐食されるといった課題があった。
本発明は、 このよ うな課題を解決するためになされたもので、 そ の目的とするところは、 耐酸露点腐食性に優れた低合金鋼および溶 接継手、 詳しく は、 耐塩酸性および耐硫酸性に優れた低合金鋼並び に溶接継手、 すなわち、 主にボイラーやガス化溶融炉の燃焼排気ガ ス雰囲気で生じる硫酸露点腐食および塩酸露点腐食に対して優れた 耐食性を有する低合金鋼および溶接継手を提供することにある。 よ り詳しく は、 重油、 石炭などの化石燃料、 液化天然ガスなどの ガス燃料、 都市ごみなどの一般廃棄物、 木工屑、 繊維屑、 廃油、 プ ラスチック、 排タイヤ、 医療廃棄物などの産業廃棄物、 および下水 汚泥などを燃焼させるボイラーの排煙設備、 すなわち、 煙道ダク ト 、 ケーシング、 熱交換器、 ガス一ガスヒーター、 湿式または乾式の 脱硫装置、 電気集塵機、 誘引送風機、 回転再生式空気予熱器のパス ケッ ト材および伝熱エレメ ン ト板、 減温塔、 バグフィルター、 煙突 などに使用される低合金鋼および溶接継手を提供することにある。 さらに詳しくは、 排煙設備で生じる硫酸および塩酸露点腐食に対し て優れた耐食性を示し、 溶接構造用と しても適用可能で厳しい冷間 加工性が要求される熱交換チューブのフィン材や、 空気予熱器の伝 熱エレメ ン ト板、 煙道のエキスパンジョ ンなどに適用可能で、 経済 性にも優れた耐酸露点腐食低合金鋼および溶接継手、 または、 塩酸 、 硫酸などの単独または混合の酸洗液を収める鋼製めつき酸洗槽用 の耐塩酸性に優れた耐硫酸露点腐食低合金鋼および溶接継手を経済 的に提供することにある。 発明の開示
本発明者は、 耐硫酸露点腐食性および耐塩酸露点腐食性に及ぼす 冶金因子を詳細に検討した結果、 耐硫酸露点腐食鋼 S _ T E N 1 ( 〇 11 ー 3 13系鋼） に、 後述する耐酸腐食性指数 A I値が正 （ 0以上 ) となる範囲内で M oを極微量添加することで、 従来のように S i を極低量に限定することなく、 前記 S— T E N 1鋼より優れた耐硫 酸露点腐食性を確保しながら耐塩酸露点腐食性を大幅に向上できる ことを見出した。 以下に、 本発明にかかる発明者の知見を詳細に述 ベる。 なお、 以下において、 成分添加量の％は、 質量％をあらわす ものとする。 従来、 M oは、 鋼および含銅低合金鋼の耐硫酸性を著しく阻害す る元素と して理解されている （例えば、 小若、 諸石、 室谷 ： 日本金 属学会昭和 4 1年度大会春期大会講演概要、 p . 8 4 ( 1 9 6 6 ) 、 寺前、 門、 乙黒、 轟 ： 富士製鉄技報、 1 7， p . 1 0 3 ( 1 9 6 8 ) ) 。 しかし、 これまでの M 0の影響を調査した研究においては 、 添加量が 0. 1 %超であることに、 発明者は着目 し、 0. 1 %以 下の M oの微量添加が C u— S b系鋼の耐塩酸性、 耐塩化物含有酸 腐食性、 および耐硫酸性の腐食挙動に及ぼす影響について詳細に調 査した。
その結果、
1 ) 図 1 に示すように、 C u— S b系鋼において、 極微量 （ 0. 0 1 %未満） の M o添加で、 耐塩酸性が飛躍的に向上する特異点が存 在することがわかった。
2 ) さ らに、 同様に図 2から判るよ うに、 C u— S b系鋼において 、 従来、 耐硫酸性に対する阻害元素と言われていた M oを極微量添 加することによ り、 従来知られていた知見とは逆に、 耐'硫酸性をも 向上させることができることがわかった。
3 ) また、 図 2から、 M oを特定量以上過度に添加すると耐硫酸性 が阻害されることがわかった。
そこで、 耐硫酸性を阻害しない限界の M o添加量 （以下、 「耐硫 酸性限界 M o量」 と記す） を次のよ うに定義した。 すなわち、 M o 以外の組成は同じで、 M oを含有する鋼と、 M oを含有しない鋼と の耐硫酸性を比較して、 M oを含有すると耐硫酸性が低下する場合 の M o含有量の上限値を、 「耐硫酸性限界 M o量」 と定義した。 耐硫酸性限界 M o量は、 鋼中の（：、 S b量と極めて明確な関係に あり、 下式 < 1 >で定義される A I値 （耐硫酸 · 塩酸腐食性指標） に対して A I = 0を満たす。 A I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o % < 1 >
ただし、 「％」 は 「質量0ん」 を示す。
本発明鋼において、 図 1および図 2に示すとおり、 M oの添加量 によ り耐塩酸腐食性は向上するが、 所定量以上の過度の M o添加は 耐硫酸腐食性を著しく阻害し、 その耐硫酸腐食性を維持できる限界 M o量は、 上記 < 1 >式で求められる A I が 0の場合の M o量に相 当する。
A I < 0の場合においては、 優れた耐塩酸性は維持されるが、 従 来から報告されているよ うに、 耐硫酸性を低下させ、 一方、 A I ≥ 0を満たす場合においては、 耐硫酸性と耐塩酸性が共に向上する。 図 3は、 C - C u— M o系鋼での M o _ Cバランス図において、 A I = 0を満たす耐硫酸性限界 M o量線と耐硫酸性との関係を説明 した図である。 耐硫酸性限界 M o量線の左側は、 A I ≥ 0を満たす 場合であり、 耐塩酸性および耐硫酸性を共に向上させる。 一方、 耐 硫酸性限界 M o線の右側は、 A I く 0の場合であり、 優れた耐塩酸 性は維持されるが、 耐硫酸性を低下させる。
A I値からわかるように、 C量が一定の場合には、 S bの添加は 、 耐硫酸性限界 M o量を増加させる作用がある。 この知見は、 工業 上、 極めて意義が大きい。 以下にその意義について説明する。
S bを含まない C u— M o系鋼と、 C u— S b _M o系鋼とにつ いて上記と同様の検討を行った。 その結果、 C u— M o系鋼は、 C u - S b— M o系鋼ほどの優れた耐塩酸性は得られず、 M oが耐硫 酸性の阻害元素と して作用する耐硫酸性限界 M o量は、 C % XM o % = 0. 0 0 0 5で与えられた。
図 4は、 S bの添加の効果を示すもので、 C u _M o系鋼 （ S b 添加なし） と、 C u— S b—M o系鋼 （ 0. l % S b、 0. 1 5 % S b ) における耐硫酸性限界 M o量線を示したものである。 C u— M o系鋼 （ S b添加なし） で 0. 1 % Cの場合、 耐硫酸性限界 M o 量は 0. 0 0 5 %となる （図 4中の 1 ) 。 それゆえ、 溶接構造用鋼 と して強度確保のために Cを 0. 1 %前後含有させる必要がある場 合、 S bを含まない C u -M o系鋼で優れた耐硫酸性および耐塩酸 性を確保するためには、 M oを 0. 0 0 5 %以下に管理する必要が あるが、 鋼中 M o量の工業的な管理幅は、 図 4中の 4に示すように ± 0. 0 2 %程度であることから、 この範囲に鋼中 M o量を工業的 に管理することは極めて難しい。
—方、 C u _M o _ 0. 1 % 3 13系鋼で 0. 1 % Cの場合、 耐硫 酸性限界 M o量は 0. 0 5 %で与えられ （図 4中の 2 ) 、 0. 0 5 %以下で有意に添加すればよく、 また、 C u _M o— 0. 1 5 % S b系鋼で 0. 1 % C鋼の場合、 耐硫酸性限界 M o量は 0. 0 7 5 % (図 4中の 3 ) で与えられ、 0. 0 7 5 %以下で添加すればよいの で、 工業的な鋼中 M oの管理幅である ± 0. 0 2 % (図 4中の 4) の範囲内で容易に管理できる。
上述の C u _M o系鋼と C u— M o— S b系鋼の耐硫酸性および 耐塩酸性について詳細に調査して得た知見をまとめる と、
1 ) C u _M o _ S b系鋼は、 C u _M o系鋼や C u _ S b系鋼と 比較して、 耐塩酸性に飛躍的に優れている。
2 ) C u— M o— S b系鋼および C u— M o系鋼で、 M oをある上 限値の範囲内、 すなわち、 耐硫酸性限界 M o量以下で添加すると、 従来有害といわれていた M 0が耐硫酸性を向上させる作用をおよぼ す。
3 ) 耐硫酸性限界 M 0量の上限値は、 鋼中 Cおよび S b量と明瞭な 関係で示すことができ、 C u— M o — S b系鋼の場合は、
C % X M 0 %≤ 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b %、 C u -M o系鋼の場合は、
C % X M o %≤ 0. 0 0 0 5
で与えられる。 この関係を指標として表わしたのが、 前述の A I 、 すなわち、
A I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o %
であり、 A I ≥ 0では、 耐塩酸性および耐硫酸性とも極めて優れる 本発明者らは、 さ らに、 前述のよ うな耐塩酸腐食性と耐硫酸腐食 性に優れた低合金鋼を溶接構造物と して使用する場合における溶接 継手の耐塩酸腐食性と耐硫酸腐食性に及ぼす冶金的要因について検 討した結果、 母材を前述のような組成と した低合金鋼とし、 且つ溶 接金属を、 母材における耐塩酸腐食性及び耐硫酸腐食性の向上の知 見に基づいて、 特定の組成とするこ とによって、 すなわち、 1 ) 溶 接金属の組成を C u— M o— S b系と し、 2 ) A I値を特定範囲と するとことによって、 耐塩酸腐食性と耐硫酸腐食性に優れた溶接継 手を得ることができる。 また、 好ましく は、 母材の A I値と溶接金 属の A I値との差を特定の範囲とするこ とによって、 さらに優れた 溶接継手を得ることができるという知見を得た。
本発明は、 上記の知見に基づいてなされたものであり、 その要旨 とするところは以下のとおりである。
( 1 ) 質量％で、
C : 0. 0 0 1〜 0. 2 %、
S i ： 0. 0 1〜 2. 5 %、
M n ： 0. 1〜 2 %、
C u ： 0. 1〜 1 %、
M o ： 0. 0 0 1〜 1 %、 S b ： 0 . 0 1 0 . 2 %
P : 0 . 0 5 %以下、
S : 0 . 0 5 %以下
を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ、 下記 < 1 >式で求められる耐酸腐食性指数 A I 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。
A I Z 丄 0 0 0 0 = 0 . 0 0 0 5 4
0 % く 丄 >
たたし 上記
( 2 ) %で、
C 0 0 0 1 0 . 2 %
S i 0 1 2 . 5 %
M n 0 1 2 %
C u 0 1 1 %
M o 0 0 0 1 1 %
S b 0 0 1 0 . 2 %
P 0 0 5 %以下、
S 0 0 5 %以下
を含有し さ らに、
N b 0 0 0 5 0 . 1 %
T a 0 0 0 5 0 . 1 %
V 0 0 0 5 0 . 1 %
T i 0 0 0 5 0 . 1 %
W 0 0 5 1 %
のうちの 1種または 2種以上を含有し、 残部が F eおよび不可避的 不純物からなり、 かつ、 下記 < 2 >式で求められる耐酸腐食性指数 E I 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。
E I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M oeq < 2 >
ただし、 上記 「％」 は 「質量％」 を示し、 上記 M O eq (質量％ ) は、 '
M 0 eq =M o + 5. I X ( N b % + T a % ) + 4. 2 X V % + 9 . 3 X T i % + 0. 5 XWを示す。
( 3 ) 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %を含有するこ とを特徴とする （ 1 ) 項に記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性 に優れた低合金鋼。
( 4 ) 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %を含有するこ とを特徴とする （ 2 ) 項に記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性 に優れた低合金鋼。
( 5 ) 質量％で、 さらに、
C r ： 0. 1〜 0. 5 %、
N i ： 0. 1〜 1 %、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %、
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 1 %、
C a ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
M g ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
R EM : 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
B : 0. 0 0 0 2〜 0. 0 0 5 %、
L a ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
C e ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
S n ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
P b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
S e ： 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 T e 0 0 0 1 0. 1 %
B i 0 0 0 1 0. 1 %
A g 0 0 0 1 0. 5 %
P d 0 0 0 1 0. 1 %
のうちの 1種または 2種以上を含有することを特徴とする （ 1 ) 〜 ( 4 ) 項のいずれか 1つに記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性 に優れた低合金鋼。
( 6 ) 質量％で、
C : 0. 0 0 1 - 0. 2 %、
S i ： 0. 0 1〜 2. 5 %、
M n ： 0. 1〜 2 %、
C u ： 0. 1〜 1 %、
M o ： 0. 0 0 1.〜； 1 %、
S b ； 0. 0 ；！〜 0. 2 %、
P ： 0. 0 5 %以下、
S ： 0. 0 5 %以下
を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる母材と、 質量％で、
C ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、
S i ： 0. 0 1〜 2. 5 %、
M n ： 0. 1〜 2 %、
C u ： 0. 1〜 1 %、
M o ： 0. 0 0 1〜0. 5 %、
S b ： 0. 0 1〜 0. 2 %
P ： 0. 0 3 %以下、
S ： 0. 0 3 %以下
を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる溶接金属とから なり、 かつ、 前記母材および溶接金属の下記 < 1 >式で求められる 耐酸腐食性指数 A I 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の溶接継手。
A I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o % < 1 >
ただし、 上記 「％」 は 「質量％」 を示す。
( 7 ) 前記母材と溶接金属の耐酸腐食性指数 A I の差分絶対値 I Δ A I I が 2 0以下であることを特徴とする （ 6 ) 項に記載の耐塩 酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
ただし、 I Δ A I I = I A I (母材） 一 A I (溶接金属） |
( 8 ) 前記母材が、 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 % を含有し、 前記溶接金属が質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 %を含有するこ とを特徴とする （ 6 ) 項に記載の耐塩酸腐食性およ び耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 9 ) 前記母材が、 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 % を含有し、 前記溶接金属が質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 7 ) 項に記載の耐塩酸腐食性およ び耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 1 0 ) 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さらに N : 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 6 ) 項に記載の耐 塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 1 1 ) 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 7 ) 項に記載の耐 塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 1 2 ) 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さらに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 8 ) 項に記載の耐 塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 1 3 ) 前記母材が、 質量％で、 さらに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さらに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 9 ) 項に記载の耐 塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 1 4) 質量％で、
C : 0. 0 0 1〜 0. 2 %、
S i 0 0 1〜 2. 5 %、
M n 0 1〜 2 %、
C u 0 1〜 1 %、
M o 0 0 0 1〜： L %、
S b 0 0 1〜 0. 2 %、
P 0 0 5 %以下、
s 0 0 5 %以下
を含有し、 さ らに、
N b ： 0. 0 0 5〜 0 1 %、
T a ： 0. 0 0 5〜 0 1 %、
V ： 0. 0 0 5〜 0 1 %、
T i ： 0. 0 0 5〜 0 1 %、
W ： 0. 0 5〜 1 %
のう ちの 1種または 2種以上を含有し、 残部が F eおよび不可避的 不純物からなる母材と、
質量％で、
C : 0. 0 0 5〜 0. 2 %、
S i ： 0. 0 1〜 2. 5 %、 "！ 〜
丄 VI η . υ . 丄 〜 Ζ Q 00、
し u . υ "！ 〜 1
• 丄 〜 丄 ο /0、
Λ/Γ
丄 VI 0 . υ • U U 丄 〜 U • y。、
C u . π υ 9 0 /0
ir . π υ 、
Q .
. υ Π Q 0 t、f
合右 1
^ し 、 b に、
"NT V. ·
IN D . υ π
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T a ： 0 . 0 0 5 〜 0 • 1 %、
V ： 0 . 0 0 5 〜 0 . 1 %、
T i ： 0 . 0 0 5 〜 0 . 1 %、
W ： 0 . 0 5 〜 1 %
のう ちの 1種または 2種以上を含有し、 残部 F eおよび不可避的不 純物からなる溶接金属とからなり、 かつ、 前記母材および溶接金属 の下記く 2 〉式で求められる耐酸腐食性指数 E I 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 の溶接継手。
Ε Ι / 1 0 0 0 0 = 0 . 0 0 0 5 + 0 . 0 4 5 X S b % - C % X Μ o e q < 2 >
ただし、 上記 「％」 は 「質量％」 を示し、 上記 M o e q (質量％ ) は、
M o e q = M o + 5 . I X ( N b % + T a % ) + 4 . 2 X V % + 9 . 3 X T i % + 0 . 5 XWを示す。
( 1 5 ) 前記母材と溶接金属の耐酸腐食性指数 E I の差分絶対値 I Δ E I I が 2 0以下であることを特徴とする （ 1 4 ) 項に記載の 耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
ただし、 I Δ Ε I = I E I (母材） 一 E I (溶接金属） I ( 1 6 ) 前記母材が、 質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする ( 1 4) 項に記載の耐塩酸腐食性 および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 1 7 ) 前記母材が、 質量。/。で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %を含有し、 前記溶接金属が質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 1 5 ) 項に記載の耐塩酸腐食性 および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 1 8 ) 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さらに N : 0. 〇 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 1 4) 項に記載の 耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 1 9 ) 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに N : 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 1 5 ) 項に記載の 耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 2 0 ) 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さらに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 1 6 ) 項に記載の 耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 2 1 ) 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに N : 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする （ 1 7 ) 項に記載の 耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
( 2 2 ) 前記母材および溶接金属が、 質量％で、 さらに、
C r ： 0. 1〜 0. 5 %、
N i ： 0. 1〜 1 %、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %、
A 1 : 0. 0 0 5〜 0. 1 %、
C a : 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
M g : 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
R EM : 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
B 0 0 0 0 2〜 0. 0 0 5 %、
L a 0 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
C e 0 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
S n 0 0 1〜 0. 3 %、
P b 0 0 1〜 0. 3 %、
S e 0 0 0 0 1 %、
T e 0 0 0 0 1 %、
B i 0 0 0 0 1 %、
A g 0 0 0 0 5 %、
P d 0 0 0 0 1 %
のうちの 1種または 2種以上を含有することを特徴とする （ 6 ) 〜 ( 2 1 ) 項のいずれか 1つに記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食 性に優れた低合金鋼の溶接継手。 図面の簡単な説明
図 1 は、 C u _ S b系鋼の耐塩酸性に及ぼす M 0の添加量の影響 を示す図である。
図 2は、 C u— S b系鋼の耐硫酸性に及ぼす M 0の添加量の影響 を示す図である。
図 3は、 C— C u— M 0系鋼の耐硫酸性に及ぼす（ 、 M oの添加 量の影響を模式的に示す図である。
図 4は、 C u— M 0系鋼の耐硫酸性限界 M o量線に及ぼす S b量 の影響を示す図である。
図 5は、 C u— M 0— S b系鋼の耐塩酸性に及ぼす S添加量の影 響を示す図である。
図 6は、 C u— M o— S b系鋼の A I値と硫酸中腐食速度との関 係を示す図である。
図 7は、 C u— M o— S b系鋼の E I値と硫酸中腐食速度との関 係を示す図である。
図 8は、 本発明鋼および比較鋼の塩酸酸洗槽での板厚減少量の経 時変化を示す図である。
図 9は、 本発明鋼および比較鋼の， 廃棄物焼却施設の排煙装置で の腐食速度を示す図である。
図 1 0は、 本発明の溶接継手における I Δ A I 1 と母材および溶 接金属の硫酸中腐食速度との関係を示す図である。
図 1 1 は、 本発明の溶接継手における I Δ E I I と母材および溶 接金属の硫酸中腐食速度との関係を示す図である。
図 1 2 ( a ) は、 溶接金属の耐食性を判定するための腐食試験片 の採取要領を示す図である。
図 1 2 ( b ) は、 溶接金属の耐食性を判定するための腐食試験片 の採取要領を示す図 1 2 ( a ) の X— x ' 断面図である。
図 1 3は、 溶接継手部の耐食性を判定するための腐食試験片の採 取要領を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明について詳細に説明する。 まず、 本発明の低合金鋼および 溶接継手の母材 （以下、 これらを本発明鋼という） 、 および溶接継 手の溶接金属にかかわる成分元素とその添加量について説明する。 なお、 成分添加量の％は質量％を意味する。 (1)本発明鋼 （低合金鋼、 溶接継手母材）
Cは、 0. 0 0 1 %未満に低減することは工業的には経済性を著 しく阻害するので、 0. 0 0 1 %以上添加するが、 強度を確保する ためには、 0. 0 0 2 %以上の添加が好まし.い。 従来 Cは、 耐硫酸 露点腐食性および耐塩酸露点腐食性をやや低下させる元素といわれ ていたが、 本発明によれば、 C u— M o _ S b系鋼の場合、 0. 0 6 %以下の場合、 耐塩酸性の阻害効果はわずかである。 また、 耐硫 酸性については、 C% XM o %≤ 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b %を満足する場合、 耐硫酸性を阻害はしないが、 この式を超える C 量を添加すると耐硫酸性は急激に低下する。 耐塩酸性がよ り重視さ れる用途の場合、 上記限定は必要なく、 0. 0 0 5 %以上の添加が 好ましい。 一方、 0. 2 %を超えると溶接性、 耐硫酸性および塩酸 性が低下するので、 0. 0 0 1〜 0. 2 %を限定範囲とした。 特に 、 煙突、 ダク トなどの溶接構造用途には、 0. 0 2〜 0. 1 5 %、 冷間加工用途には 0. 0 0 2〜 0. 0 3 %とするのが好ましい。
S i は、 脱酸のために 0. 0 1 %以上添加する。 過度の添加は、 熱延鋼板の場合、 熱延スケールの固着 （デスケール性の低下） を招 き、 いわゆる唐草模様やあばたと呼ばれるスケール疵が急激に増え るため、 2. 5 %を上限した。 S i は、 添加量にほぼ比例して耐硫 酸性を向上させる効果があるが、 耐塩酸性についての効果は認め難 い。 それゆえ、 耐塩酸性を重視する場合は、 0. 5 5〜 1 . 2 %と するのが好ましい。 溶接構造用鋼と しての溶接性や溶接部の靭性お よび製造性を考慮する場合は、 0. 1〜 0. 5 5 %とするのが好ま しい。 さらに、 熱間圧延鋼板の製造時に生成するスケール疵の生成 率を考慮すると、 0. 2〜 0. 3 5 %とするのが最も好ましい。
Mnは、 鋼の強度調整のため 0. 1 %以上添加するが、 その上限 は 2 %で十分であるので、 0. 1〜 2 %を限定範囲とした。 また、 Mn添加量の増加は、 耐硫酸性をやや低下させる傾向を示すが、 本 発明の C u— M o— S b系の優れた耐硫酸性を著しく阻害するもの ではないので、 溶接構造用鋼として必要な機械的特性に応じた C— Mnパランスで添加すればよい。 耐食性を最大限に得よう とする場 合は、 0. 1〜 0. 7 %の範囲とするのが望ましい。
C uは、 耐硫酸性および耐塩酸性を確保するためには 0. 1 %以 上の添加が必須であり、 一方、 1 %を超えて添加してもそれらの効 果はほぼ飽和し、 過度の強度上昇および製造性の低下を招くため、 0. 1〜： 1 %を限定範囲と した。 好ましく は、 0. 2〜 0. 4 %の 添加が耐食性および製造性のパランスにおいて極めて優れている。
M oは、 C u— S b系鋼に 0. 0 0 1 %以上添加すると、 耐塩酸 性を著しく 向上させる必須元素である。 例えば、 3 0 0 トン転炉で 鋼を溶製する場合、 3 0kg以上の M o酸化物または地金を投入する と、 鋼中の M o量が発光分光分析 （カントパック） の分析下限値 （ 0. 0 0 3 %) 未満でも効果を発現するので、 工業的には、 溶鋼中 への M o合金の投入が M oの溶鋼への歩留まりによらず確認されれ ばよレ、。 さ らに、 C % XM o %≤ 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b %を満足する範囲では、 M oは耐硫酸性を向上させる元素と して作 用し、 上記耐塩酸性とともに耐硫酸性が向上する。 耐硫酸性を阻害 しない耐硫酸性限界 M o量は、 前述のように、 低 Cまたは高 S bほ ど、 緩和される （増加する） 。 M o量の上限は、 機械的性質への影 響を考慮し、 1 %とする。
S bは、 耐硫酸性、 耐塩酸性、 および耐塩化物含有酸腐食性を得 るために 0. 0 1 %以上の添加が必須である。 耐硫酸性は、 S b量 が多いほど向上するが、 0. 1 %でほぼ飽和し、 0. 2 %を超えて 添加すると、 熱間加工性、 鋼板および溶接継手の靭性が低下するの で、 0. 0 1〜 0. 2 %と した。 耐食性、 熱間加工性および機械的 特性とのパランスを勘案すると、 0. 0 5〜 0. 1 5 %とするのが 好ましい。
Pは、 不可避的不純物元素であり、 耐硫酸露点腐食性および耐塩 酸露点腐食性を著しく阻害するので、 その範囲を 0. 0 5 %以下と した。 よ り好ましく は、 0. 0 1 %以下に限定すると、 耐硫酸露点 腐食性および耐塩酸露点腐食性は著しく改善される。 脱 P工程の負 荷および経済性を考慮すると、 0. 0 0 5〜 0. 0 1 %とするのが 最も好ましい。
Sは、 P と同様に不可避的不純物元素であり、 0. 0 5 %を超え ると、 熱間加工性および機械的性質が阻害されるので、 上限を 0.
0 5 %とした。 しかしながら、 図 5に示すように、 本発明の C u— M o— S b系鋼においては、 Sを 0. 0 0 5 %超で適量含有させる と、 耐硫酸性および耐塩酸性が著しく 向上するので、 0. 0 0 5 % 超含有させることが好ましい。 しかし、 0. 0 2 5 %を超えて含有 させても、 その効果は飽和するので 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %含 有させるのが好ましい。 特に、 耐塩酸性、 耐硫酸性、 機械的性質 （ 耐ラメラテア性など） および熱間加工性を考慮すると、 0. 0 1〜
0. 0 2 5 %とするのが最も好ましい。
本発明鋼においては、 下式 < 1 >で定義される耐酸腐食性指数 A
Iが、 A I ≥ 0を満足する場合、 極めて優れた耐塩酸性および耐硫 酸性が得られる。
A I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o % < 1 >
すなわち、 図 6は、 A I値と硫酸腐食速度との関係を示している が、 この図に示すとおり、 耐酸腐食性指数 A I が 0以上の場合には 、 耐硫酸性が顕著に向上していることが判る。 したがって、 本発明 では、 上記 < 1 〉式で求められる耐酸腐食性指数 A I が 0以上とな るよ うに、 S b、 C、 M oを添加する。
A I ≥ 0を満足する場合、 すなわち、 C% XM o %≤ 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b %を満足する場合、 例えば、 優れた加工性が 必要な冷間圧延鋼板の場合は、 C量が 0. 0 1 %以下の低 C系が好 ましいので、 この場合には、 0. l % S b添加とすれば、 0. 5 % 以下の M o添加で、 優れた耐硫酸性と耐塩酸性が同時に得られる。
なお、 前記 A I値は、 7 5を超えた場合、 すなわち S bが過剰な 場合、 耐硫酸性および耐塩酸性の向上効果は、 ほぼ飽和するだけで なく、 熱間加工性が低下するので、 その上限を 7 5 とするのが好ま しい。
また、 本発明鋼は、 鋼板の強度、 靭性、 溶接性、 高温特性などの改 善を目的に、 必要に応じて N b、 T a、 V、 T i 、 Wを添加する。
N b、 T a、 V、 T i は、 それぞれ 0. 0 0 5 %以上の添加で、 細粒化による強度靭性の向上、 高温強度の向上に効果のある元素で あり、 冷間加工性の向上にも効果がある。 しかし、 0. 1 %を超え るとその効果は飽和する。 それゆえ、 それぞれ 0. 0 0 5〜 0. 1 %を限定範囲とした。
Wは、 0. 0 5 %以上添加すると高温強度および耐塩酸性の向上 に効果があり、 それらの効果は 1 %で飽和するので、 範囲を 0. 0 5〜 1 %と した。 ' なお、 N b、 T a、 V、 T i 、 Wの炭窒化物形成元素群を過剰に 添加すると、 本発明鋼の耐硫酸腐食性が阻害される。 すなわち、 こ れらの元素は、 耐硫酸性限界 M 0量を低下させる作用があり、 その 程度は、 下記の M o当量 （M o eq) で整理できる。
M o eq (質量％ ) = M o % + 5. I X ( N b % + T a % ) + 4. 2 X V % + 9. 3 X T i % + 0. 5 X W %
N b、 T a、 V、 T i 、 Wが添加された場合、 耐硫酸性を阻害し ない限界の成分パランスは、 上述の A I に代えて、 拡張耐酸腐食性 指数 E Iで与えられる。 E I は、 S b、 C、 M o eq (質量0 /0) の関 数で、 次式く 2〉で与えられる。
E I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M
0 e q % < 2 >
所要の目的で N b、 T a、 V、 T i 、 Wを複合添加する場合、 E
1 ≥ 0を満足する場合、 極めて優れた耐塩酸性および耐硫酸性が同 時に得られる。
すなわち、 図 7は、 E I値と硫酸腐食速度との関係を示したもの であるが、 この図に示すとおり、 拡張耐酸腐食性指数 E Iが 0以上 の場合には、 耐硫酸性が顕著に向上することが判る。 したがって、 本発明鋼においては、 上記 < 2 >式で求められる拡張耐酸腐食指数 E I が 0以上となるように、 S b、 C、 M o を添加する。
なお、 前記 E I値は、 7 5を超えた場合、 すなわち S bが過剰な 場合、 耐硫酸性および耐塩酸性の向上効果はほぼ飽和するだけでな く、 熱間加工性が低下するので、 その上限を 7 5 とするのが好まし レヽ
C rは、 耐候性などを向上させるために、 必要に応じて 0. 1 % 以上添加する。 しかし、 0. 5 %を超えて添加すると、 特に、 本発 明鋼の耐硫酸性が著しく低下するので、 必要に応じて添加する場合 は 0. 5 %を上限とする。 耐硫酸性および耐塩酸性をよ り向上させ る点からは、 〇 1：含有量を 0. 1 %以下に限定するのが好ましく、 さらには、 無添加が最も好ましい。
N i は、 耐塩酸性を向上させる作用がある元素であり、 本発明鋼 における C u と S b との添加で生じる熱間加工時の表面割れ防止を 目的とし、 必要に応じて 0. 1 %以上添加するが、 1 %を超えて添 加してもそれらの効果は飽和するので、 0. 1〜 1 %を限定範囲と した。 0. l %〜C u % X 0 . 5の範囲とするのが特に好ましい。
Nは、 耐塩酸性を向上させる作用がある不可避的不純物元素であ り、 その必要に応じて、 0. 0 0 1 %以上添加するが、 0. 0 0 7 %を超える過度の添加はスラブ铸造時の表面割れの原因となるため 、 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を限定範囲と した。
A 1 は、 通常脱酸元素として添加される。 本発明鋼においては必 要に応じて 0. 0 0 5 %以上添加するが、 0. 1 %を超えて添加す ると耐塩酸露点腐食性および熱間加工性を損なうため、 その範囲を 0. 0 0 5〜 0. 1 %と した。
また、 本発明鋼は、 必要に応じて C a、 M g、 C e、 L a、 R E M、 Bを添加する。
C a、 M g、 R EM, Bは、 清浄性の向上や粒径の微細化によ り 鋼の靱性に寄与し、 上限までの添加では耐食性への影響はないので 、 必要に応じて、 それぞれ 0. 0 0 0 2 %以上添加するが、 その効 果は、 C a、 M g、 C e、 L a、 R EMは 0. 0 1 %超、 Bでは 0 . 0 0 5 %超で、 耐食性に悪影響が出始めるので、 C a、 M g、 C e、 L a、 R EMでは 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、 Bでは 0. 0 0 0 2〜 0. 0 0 5 %を限定範囲と した。
また、 本発明鋼は、 必要に応じて、 S n、 P b、 S e、 T e、 B i を添加する。
S n、 P bは、 快削性向上させる作用を有し、 その効果を得るた めに 0. 0 1 %以上添加する必要があるが、 含有量が 0. 3 %を超 えると熱間加工性が低下するためその含有量の上限を 0. 3 %とす る。
S e、 T e、 B i は、 耐酸性をさ らに向上させる作用を有し、 そ の効果を得るためにそれぞれ 0. 0 0 1 %以上添加する必要あるが 、 それぞれの含有量が 0. 1 %を超えると製造性の低下や製造コス トの増加を招くので、 それぞれの含有量の上限を 0. 1 %とする。 また、 本発明鋼は、 必要に応じて、 A g、 P bを添加する。
A g、 P dは、 高温高濃度硫酸環境下での耐食性を向上させる作 用を有し、 その効果を得るためにそれぞれ 0. 0 0 1 %以上添加す る必要があるが、 それぞれの含有量が 0. 5 %、 0. 1 %を超える と製造コス トの増加だけでなく熱間加工性が低下するためその含有 量の上限をそれぞれ 0. 5 %、 0. 1 %とする。
(2)溶接金属
Cは、 溶接構造用鋼の溶接継手と して強度を確保するために添加 するが、 0. 2 %を超えて添加すると、 溶接性および耐硫酸性が低 下するので、 0. 2 %以下に限定した。 耐硫酸性および耐塩酸性の 観点では Cの含有量は少ないほど好ましいが強度や経済性を考慮し 、 0. 0 0 5〜 0. 2 %とする。 特に、 M o と共存する場合、 0. 2 %を超える C添加は耐硫酸性を著しく低下させる。 耐塩酸性と耐 硫酸性とのバランスを考慮する必要がある場合は、 0. 0 5 %以下 とするのが好ましい。
S i は、 溶接金属中に 0. 0 1 %以上含まれると、 C uと共存し て耐硫酸性および耐塩酸性を向上させるので下限を 0. 0 1 %とす る。 しかし、 2. 5 %を超えると、 耐食性の向上はみられず、 溶接 金属の靭性が著しく低下するので、 上限を 2. 5 %とした。 溶接施 ェ性ゃ溶接部の靱性をよ り重視する場合は、 0. 1〜 1 %が好まし レゝ
Mnは、 脱酸および強度調整のため 0. 1 %以上添加するが、 そ の上限は 2 %で十分であるので、 0. 1〜 2 %を限定範囲と した。
C uは、 耐硫酸性および耐塩酸性を確保するためには 0. 1 %以 上の添加が必須である。 1 %を超えて添加しても耐食性はほぼ飽和 し、 過度の強度上昇および凝固割れを招くため、 0. 1〜 1 %を限 定範囲とした。 好ましく は、 0. 2 5〜 0. 7 5 %の添加が耐食性 および製造性のパランスにてさらに優れている。
M oは、 C u— S b系の溶接金属に 0. 0 0 1 %以上添加すると 、 耐塩酸性を著しく向上させる必須元素である。 さらに、 C% XM 0 %≤ 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 x S b %を満足する範囲では、 M 0は耐硫酸性を向上させる元素として作用し、 上記耐塩酸性と とも に耐硫酸性が向上する。 M o量の上限は、 溶接金属の機械的性質へ の影響を考慮し、 0. 5 %とする。
S bは、 必要に応じて 0. 0 1 %以上添加すると、 C uとともに 共存して耐硫酸性および耐塩酸性をさらに向上させる元素であり、 0. 0 1 %を下限とする。 十分な耐食性を得るには、 0. 0 5 %以 上の添加が好ましい。 一方、 0. 2 %でその効果はほぼ飽和するの で、 0. 0 1〜 0. 2 %に限定した。 溶接金属中の S bが 0. 1 5 %を超えると溶接施工性が低下するので、 0. 0 5〜 0. 1 5 %が より好ましい。
Pは、 不可避的不純物元素であり、 耐硫酸性および耐塩酸性を著 しく阻害するので、 その範囲を 0. 0 3 %以下とした。 よ り好まし くは 0. 0 1 %以下に限定すると耐硫酸性および耐塩酸性が著しく 改善される。 0. 0 0 5〜 0. 0 1 %がよ り好ましく、 0. 0 0 5 %以下がさ らに好ましい。
Sは、 P と同様に不可避的不純物元素であり、 0. 0 3 %を超え ると、 耐硫酸性が著しく低下するので、 十分な耐硫酸性および耐塩 酸性を確保する上で上限を 0. 0 3 %に限定する必要がある。 しか しながら、 図 5に示したように、 本発明の C u—M o — S b系の鋼 においては、 Sを 0. 0 0 5 %超で適量含有させると耐硫酸腐食性 と共に耐塩酸腐食性が著しく向上する。 このため溶接金属において も、 0. 0 0 5 %超含有させることが好ましい。 しかし、 0. 0 2 %を超えて含有させてもその効果は飽和し、 また、 溶接金属の靱性 確保を考慮すると 0. 0 2 %以下とするのが好ましい。 特に、 耐塩 酸性、 耐硫酸性および機械的性質を考慮すると、 S : 0. 0 0 5超 〜 0. 0 2 %が最も好ましい。
本発明の溶接継手においては、 母材および溶接金属が、 下式く 1 >で定義される耐酸腐食性指数 A I が、 A I ≥ 0を満足する場合、 極めて優れた耐塩酸性および耐硫酸性が得られる。
A I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o % < 1 >
図 6は、 A I値と硫酸腐食速度との関係を示すが、 この図に示す とおり、 耐酸腐食性指数 A Iが 0以上の場合には、 耐硫酸性が顕著 に向上することから、 本発明では、 溶接金属においても上記く 1 > 式で求められる耐酸腐食性指数 A I が 0以上となるよ うに、 S b、 C、 M oを添加する。
A I ≥ 0を満足する場合、 すなわち、 C% XM o %≤ 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b %を満足する場合、 例えば、 溶接金属の C量 が 0. 0 1 %以下の場合には、 0. l % S b添加とすれば、 0. 5 %以下の M o添加で、 優れた耐硫酸性と耐塩酸性および耐塩化物含 有酸腐食性が得られる。
なお、 前記 A I値は、 7 5を超えた場合、 すなわち S bが過剰な 場合、 耐硫酸性、 耐塩酸性、 および耐塩化物含有酸腐食性の向上効 果は、 ほぼ飽和するだけでなく、 熱間加工性が低下するので、 その 上限を 7 5 とするのがより好ましい。
さ らに、 本発明の溶接継手においては、 溶接継手の耐選択腐食性 指数 1 Δ A I I を適切な値とすることが好ましい。
溶接継手の耐選択腐食性指数 I ΔΑ Ι I は、 母材の耐酸腐食性指 数 A I (母材） および溶接金属の耐酸腐食性指数 A I (溶接金属) からの次の式く 3〉で規定される。
I Δ A I I = I A I (母材） 一 A I (溶接金属） I く 3〉 図 1 0は、 I Δ A I I と母材および溶接金属の硫酸腐食速度との 関係を示す図であるが、 図 1 0に示すとおり、 Ι ΔΑ Ι Ι は、 2 0 を超えると、 母材または溶接金属のいずれかの A I値の小さい方の 腐食速度が増加し、 硫酸環境下において選択的な加速腐食が生じる 。 したがって、 このような溶接継手の選択的な加速腐食を防止する ため、 Ι ΔΑ Ι Ι を 2 0以下とする。
また、 本発明の溶接継手においては、 溶接継手の強度、 靭性、 高 温特性などの改善を目的と して溶接継手の溶接金属に必要に応じて 、 N b、 T a、 T i 、 Wの一種以上を添加する。
N b、 T a、 V、 T i は、 それぞれ 0. 0 0 5 %以上の添加で、 細粒化による強度靱性の向上、 高温強度の向上に効果のある元素で ある。 しかし、 0. 1 %を超えるとその効果は飽和する。 それゆえ 、 それぞれ 0. 0 0 5〜 0. 1 %を限定範囲と した。
Wは、 0. 0 5 %以上添加すると高温強度および耐塩酸性の向上 に効果があり、 それらの効果は 1 %で飽和するので、 範囲を 0. 0 5〜 1 %と した。
なお、 N b、 T a、 V、 T i 、 Wの炭窒化物形成元素群を溶接金 属中に過剰に添加すると、 本発明の溶接継手の耐硫酸腐食性が阻害 される。 すなわち、 これらの元素は、 耐硫酸性限界 M o量を低下さ せる作用があり、 その程度は、 下記の M o当量 （M o e Q) で整理で きる。
M 0 eq (質量％ ) = M 0 % + 5. I X ( N b % + T a % ) + 4. 2 X V % + 9. 3 X T i % + 0. 5 XW%
N b、 T a、 V、 T i 、 Wが添加された場合、 耐硫酸性を阻害し ない限界の成分パランスは、 上述の A I に代えて、 拡張耐酸腐食性 指数 E Iで与えられる。 E I は、 S b、 C、 M o eq (質量0 /。） の関 数で、 次式でく 2 >与えられる。
E I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M
0 e q % < 2 >
所要の目的で N b、 T a、 V、 T i 、 Wを複合添加する場合、 E
1 ≥ 0を満足する場合、 極めて優れた耐塩酸性および耐硫酸性が同 時に得られる。
すなわち、 図 7は、 E I値と硫酸腐食速度との関係を示したもの であるが、 この図に示すとおり、 拡張耐酸腐食性指数 E Iが 0以上 の場合には、 耐硫酸性が顕著に向上することが判る。 したがって、 本発明の溶接継手の溶接金属においては、 上記く 2 >式で求められ る拡張耐酸腐食指数 E Iが 0以上となるように、 S b、 C、 M oを 添加する。
また、 N b、 T a、 V、 T i 、 Wの一種以上が添加された場合、 溶接継手の耐選択腐食性指数は、 前述の A I にかえて、 拡張耐酸腐 食性指数 E I を用いて評価することにより、 より優れた溶接継手と することができる。
溶接継手の拡張耐選択腐食性指数 I Δ Ε I I は、 母材の拡張耐酸 腐食性指数 E I (母材） および溶接金属の拡張耐酸腐食指数 E I ( 溶接金属） から次の式 < 4〉で規定される。
I Δ E I I = I E I (母材） 一 E I (溶接金属） I < 4 > 図 1 1は、 I Δ E I I と母材および溶接金属の硫酸腐食速度との 関係を示すものであるが図 1 1 に示すとおり、 I 厶 E I I は、 2 0 を超えると、 母材または溶接金属のいずれかの E I値の小さい方の 腐食速度が増加し、 硫酸環境下において選択的な加速腐食が生じる 。 したがって、 このような溶接継手の選択的な加速腐食を防止する ために I Δ Ε I I を 2 0以下とするのが好ましい。 本発明の溶接継手の溶接金属には、 さ らに必要に応じて、 C r、 N、 N i、 A 1 を添加できる。
C r は、 耐候性などを向上させるために、 必要に応じて 0. 1 % 以上添加する。 しかし、 0. 5 %を超えて添加すると、 特に、 本発 明鋼の耐硫酸性が著しく低下するので、 必要に応じて添加する場合 は 0. 5 %を上限とする。 耐硫酸性および耐塩酸性をよ り向上させ る点からは、 〇 含有量を 0. 1 %以下に限定するのが好ましく、 さらには、 無添加が最も好ましい。
N i は、 耐塩酸性を向上させる作用がある元素であり、 本発明鋼 における C u と S b との添加で生じる溶接金属の高温割れを目的と し、 必要に応じて 0. 1 %以上添加するが、 1 %を超えて添加して もそれらの効果は飽和するので、 0. 1〜 1 %を限定範囲と した。 0. l %〜C u % X 0. 5の範囲とするのが特に好ましい。
Nは、 耐塩酸性を向上させる作用がある不可避的不純物元素であ り、 その必要に応じて、 0. 0 0 1 %以上添加するが、 0. 0 2 % を超える過度の添加は、 溶接金属のブロ一ホールの発生や溶接金属 の靱性低下の原因となるため、 0. 0 0 1〜0. 0 2 %を限定範囲 とした。
A 1 は、 必要に応じて、 0. 0 0 5 %以上添加するが、 0. 1 % を超えて添加すると耐塩酸性および溶接継手の靭性を損なうため、 その範囲を 0. 0 0 5〜0. 1 %と した。
また、 本発明の溶接継手の溶接金属には、 必要に応じて C a、 M g、 C e、 L a、 EM, Bを添加する。
C a、 M g、 R EM, Bは、 清浄性の向上や粒径の微細化によ り 溶接継手の溶接金属の靱性に寄与し、 上限までの添加では耐食性へ の影響はないので、 必要に応じて、 それぞれ 0. 0 0 0 2 %以上添 加するが、 その効果は、 C a、 M g、 C e、 L a、 R EMは 0. 0 1 %超、 Bでは 0. 0 0 5 %超で、 耐食性に悪影響が出始めるので 、 C a、 M g、 C e、 L a、 R EMでは 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 % 、 Bでは 0. 0 0 0 2〜 0. 0 0 5 %を限定範囲と した。
また、 本発明の溶接継手の溶接金属には、 必要に応じて、 S n、 P b、 S e、 T e、 B i を添加する。
S n、 P bは、 溶接ビー ドのグラインダー手入れ性を向上させる 作用を有し、 その効果を得るために 0. 0 1 %以上添加する必要が あるが、 含有量が 0. 3 %を超えると溶接金属の靱性が低下するた めその含有量の上限を 0. 3 %とする。
S e、 T e、 B i は、 耐酸性をさ らに向上させる作用を有し、 そ の効果を得るためにそれぞれ 0. 0 0 1 %以上添加する必要あるが 、 それぞれの含有量が 0. 1 %を超えると溶接金属の靱性低下を招 く ので、 それぞれの含有量の上限を 0. 1 %とする。
また、 本発明の溶接継手の溶接金属には、 必要に応じて、 A g、 P dを添加する。
A g、 P dは、 高温高濃度硫酸環境下での溶接継手の溶接金属の 耐食性を向上させる作用を有し、 その効果を得るためにそれぞれ 0 - 0 0 1 %以上添加する必要があるが、 それぞれの含有量が 0. 5 %、 0. 1 %を超えるとコス トが増し溶接施工性が低下するためそ の含有量の上限をそれぞれ 0. 5 %、 0. 1 %とする。
次に、 本発明にかかわる鋼の好ましい製造方法について述.ベる。 連続铸造または分塊圧延後の再加熱温度は、 圧延負荷などの観点か ら 1 0 0 0 °C以上が好ましく、 1 3 0 0 °Cを超えて再加熱すると、 結晶粒の粗大化、 脱炭および酸化スケールの増大が著しくなるので 、 その範囲を 1 0 0 0〜 1 3 0 0 °Cとするのがよい。
熱延の仕上げ温度は、 8 0 0 °Cを下回ると混粒化が避けられず、 一方、 1 0 0 0 °Cを超えると粗粒となるため、 その範囲は、 8 0 0 〜,1 0 0 0 °cとするのが好ましい。 その後、 ミク ロ組織をフェライ ト主体とするために空冷する。 ただし、 いわゆる薄板の熱延では冷 却速度が速くなりすぎる懸念があるため 6 0 0〜 7 5 0 °Cで卷取り 後空冷または炉冷する。 なお、 冷間圧延鋼板を製造する場合、 熱延 空冷後は、 3 0〜 9 0 %の圧延率で冷間圧延を実施後、 7 0 0〜 9 0 0 °Cで連続焼鈍または箱焼鈍することが好ましい。
本発明鋼は、 使用に際して、 例えば鋼塊として製造した後に、 熱 延、 鍛造、 冷延、 伸線によって鋼板や棒線、 型鋼、 矢板などの任意 の形状と して、 使用しても良い。 さ らにそれらをプレス等で所定の 形状に成形し、 さらにまた加工 · 溶接して製品と して製造しても良 い。 また、 鋼板を例えば電鏠鋼管等と してまず鋼管の形状にした後 に 2次加工および溶接等によって製品に使用しても良い。 また、 そ の他のプロセスも含めて、 コス トゃ既存製造設備の制約等によって 、 最適な製品製造工程を選択することができ、 どの製造工程を選択 したとしても、 本発明鋼が製造できればよい。
また、 本発明の溶接継手は、 上述の本発明鋼を各種の溶接方法に よって使用する場合に、 優れた耐硫酸腐食性、 耐塩酸腐食性を得る ことができ、 極めて好適である。 本発明の溶接継手は、 上述のよ う に、 各種の形状に成形された鋼材、 或いはこれを加工によ り所定の 形状とした鋼材を、 各種の溶接方法によって溶接することによって 得られる。 通常、 上記の鋼材を、 必要に応じて適切な開先形状と し た後、 例えば、 大気下或いはシール ドガスを用いた雰囲気下でのァ ーク溶接、 サブマージ ドアーク溶接などのアーク溶接、 プラズマァ ーク溶接、 電子ビーム溶接など各種の溶接方法を用いて溶接するこ とができる。 この時、 溶接棒の芯線、 溶接ワイヤの組成、 或いは溶 接棒の被覆材、 フラックスの組成、 溶接雰囲気などを選択するこ と によって溶接金属の組成を調整し、 本発明の溶接継手とすることが できる。
なお、 本発明鋼および溶接継手は、 適当な組成の合金の表面に、 必要元素を含有する合金を、 メ ツキ法やクラッ ド法等の方法で付着 させ、 熱処理などの適切な処理によって元素を拡散させ、 請求範囲 に記載の化学組成の表面を有する鋼材としても良い。 また、 本願発 明鋼および溶接継手の使用に際して、 表面処理、 塗装、 電気防食の 併用、 腐食抑制剤の投入などいかなる防食方法の使用を妨げるもの ではなく、 これらの防食方法の使用は本願発明の範囲を逸脱するも のではない。 実施例
実施例 1
表 1、 表 2 (表 1の続き 1 ) 、 表 3 (表 1の続き 2 ) 、 表 4 (表 1の続き 3 ) に示す化学組成の鋼を 5 0 k g真空溶解炉で溶製し、 铸塊を鋼片と してこれを再加熱後、 仕上げ温度 8 0 0 °C〜 9 0 0 °C の範囲で板厚 6 mmに熱間圧延後、 空冷した。 該熱間圧延板から、 腐食試験片および引張試験片を採取した。 さ らに、 一部の供試鋼に ついては、 熱間圧延板を酸洗後、 板厚 1. 2 mmに冷間圧延後、 7 0 0 °Cで 6 0秒ソルトパス焼鈍し、 冷間圧延鋼板を試作し、 引張試 験片を探取した。
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表 3 供試材の化学成分 （表 1の続き 2 )
(質量％)
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下線数字 ： 本発明の範囲外
表 4 供試材の化学成分 （表 1の続き 3 )
(質量％)
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下線数字 ： 本発明の範囲外
前記引張試験片を用い、 機械的性質 （引張強度、 伸び） を調査し た。
そして、 前記腐食試験片を用い、 耐塩酸性および耐硫酸性の各種 耐食性について評価試験を行った。 耐塩酸性に関しては、 3 M (モ ル /リ ッ トル） 塩酸水溶液 6 0 °C中に 6時間浸漬し、 腐食減量によ つて評価を行つた。
耐硫酸性に関しては、 4 0 %硫酸水溶液 6 0 °Cに 6時間浸漬し、 腐食減量によって評価を行った。 なお、 本発明は、 実施例で用いた 諸条件で限定されるものではない。
表 5、 表 6 (表 5の続き 1 ) 、 表 7 (表 5の続き 2 ) 、 表 8 (表 5の続き 3 ) に上記試験の材質評価結果を示す。
表 5 材質評価試験結果
Figure imgf000042_0001
下線数字 ： 本発明の範囲外
耐塩酸性、 耐硫酸性の欄 （比較例 A2を基準と した評点） X劣る、 △ ； やや劣る 同等、 〇 ； 優れる、 ◎大幅に優れる 炭素当量 = C+S/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
表 6 材質評価試験結果 （表 5の続き 1 )
Figure imgf000043_0001
下線数字 ： 本発明の範囲外
耐塩酸性、 耐硫酸性の欄 （比較例 A2を基準と した評点） X劣る、 △ ; やや劣る 同等、 〇 ； 優れる、 ◎大幅に優れる 炭素当 ^ = C+S/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
表 7 材質評価試験結果 （表 5の続き 2 )
to
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下線数字 ： 本発明の範囲外
耐塩酸性、 耐硫酸性の欄 （比較例 A2を基準と した評点） X劣る、 △ ; やや劣る一 ： 同等、 O ; 優れる、 ◎大幅に優れる 炭素当量 = C+S/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
表 8 材質評価試験結果 （表 5の続き 3 )
CO
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下線数字 ： 本発明の範囲外
耐塩酸性、 耐硫酸性の欄 （比較例 A2を基準と した評点） X劣る、 △ ; やや劣る一 ： 同等、 〇 ； 優れる、 ◎大幅に優れる 炭素当量 = C+S/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
C 1〜 C 4 8は、 本発明例の鋼 （以下、 本発明鋼とする） である。 一方、 八 1〜 2 1ぉょび6 1〜：8 1 4は、 比較例の鋼 （以下、 比 較鋼とする） であり、 A 1 は普通鋼、 A 2〜 A 8は従来の耐硫酸露 点腐食鋼である。 A 1 5および A 1 6は、 特公昭 4 6— 3 4 7 7 2 号公報に示された鋼成分である耐硫酸露点腐食鋼である。 比較鋼 A 1 7〜A 1 8は、 特開平 1 0— 1 1 0 2 3 7号公報に示された鋼成 分である耐硫酸露点腐食鋼である。 比較鋼 A 2 1 は、 特公昭 4 6— 3 4 7 7 2号公報で述べられた鋼成分 （当該公報の実施例第 1表中 の鋼種番号 6 ) である。 前記鋼種番号 6は、 前記公報の実施例のな かで最も A I値が大きい。 比較例 B 1〜 B 1 4は、 本発明者らが本 発明鋼に至る過程で得た耐塩酸腐食性に優れた低合金鋼ではあるが 、 耐酸腐食性指数 A I値または拡張耐酸腐食性指数 E I値が本発明 の範囲外の鋼である。
表 5〜 8の各種耐食性の評価は、 比較鋼 A 2、 すなわち C u _ S b系の耐硫酸露点腐食鋼 （ S— T E N 1鋼） との耐食性の相対評価 を示すものであり、 ◎は比較鋼 A 2に対して大幅に優れている、 〇 は優れる、 △は同等、 ▽はやや低い、 Xは劣る、 を各々表している 。 なお、 比較鋼 A 2は、 A 2〜 A 8の従来の耐硫酸露点腐食鋼の中 では、 〇 11 ー 3 1)系鋼で、 Mo無添加であり、 表 5に示すよ うに特 に耐塩酸性、 耐硫酸性とも優れている。 このため、 本発明鋼の耐食 性の評価は、 比較鋼 A 2を基準と して行ったものである。
まず、 比較鋼 A 1〜A 2 1および B 1〜B 1 4 と、 本発明鋼 C 1 〜C 4 8の耐塩酸性および耐硫酸性について説明する。
比較鋼 A 1 は、 上述のよ うに普通鋼であり、 C u、 N i、 M o、 S b等の添加量が本発明の範囲外であり、 耐塩酸性および耐硫酸性 は本発明鋼に比べて大幅に劣る。
比較鋼 A 2は、 上述のように C u— S b系の耐硫酸露点腐食鋼で ある。 M oが無添加なので、 耐塩酸性は比較鋼 A 2〜 A 8のなかで は最も良好であるが、 本発明鋼 C 1〜 C 4 8 と比較して、 耐塩酸性 は大幅に劣る。
比較鋼 A 3〜 A 6は、 何れも C u— C r系の耐硫酸露点腐食鋼で ある。
比較鋼 A 3は、 C rが本発明の上限を超え、 M oおよび S bが無 添加である点で本発明の範囲から外れるため、 本発明鋼に比べて耐 塩酸性および耐硫酸性が劣る。
比較鋼 A 4は、 C rが本発明の上限を超え、 M oが無添加である 点が本発明の範囲外なので、 本発明鋼に比べて耐塩酸性および耐硫 酸性が劣る。
比較鋼 A 5は、 C rが本発明の上限を超え、 A I く 0である点が 本発明の範囲外なので、 本発明鋼に比べて耐塩酸性および耐硫酸性 が劣る。
比較鋼 A 6は、 C rが本発明の上限を超え、 S bが無添加であり 、 A I く 0である点が本発明の範囲外なので、 本発明鋼に比べて耐 塩酸性および耐硫酸性が劣る。
比較鋼 A 7は、 M oが無添加である点が本発明の範囲外なので、 耐塩酸性および耐硫酸性は本発明鋼に比べて劣る。
比較鋼 A 8は、 M oが無添加で、 C r 、 N i および S bの含有量 が本発明の範囲外なので、 耐塩酸性および耐硫酸性は本発明鋼に比 ベて劣る。
比較鋼 A 9は、 Pが本発明範囲の上限を超えているので、 本発明 鋼に比べて耐塩酸性および耐硫酸性が劣る。
比較鋼 A l 1 は、 耐塩酸性および耐硫酸性は本発明鋼とほぼ同等 であるが、 Sが本発明範囲の上限を超えているので、 熱間加工時に 鋼板表面に微細な割れが多数発生した。 比較鋼 A 1 2は、 C u添加量が本発明範囲の下限よ り低く、 A I く 0なので、 本発明鋼に比べて耐塩酸性および耐硫酸性が劣る。 比較鋼 A 1 3は、 M 0添加量が本発明範囲の上限を超え、 A I く 0なので、 本発明鋼に比べて耐硫酸性が劣る。
比較鋼 A 1 4は、 比較鋼 A 2の極低 C系 （ 0 . 0 0 3 % ) の耐硫 酸露点腐食鋼である。 M oが無添加なので、 耐塩酸性および耐硫酸 性は、 比較鋼 A 2並であるが、 耐塩酸性および耐硫酸性が本発明鋼 に比較して劣る。
比較鋼 A 1 5は、 S bが無添加で、 かつ、 A I値く 0である。 耐 塩酸性は、 比較鋼 A 2 とほぼ同等であるが、 耐硫酸性は比較鋼 A 2 より劣る。 すなわち、 耐塩酸性、 耐硫酸性ともに本発明鋼に比較し て劣る。
比較鋼 A 1 6は、 1値≥ 0を満たすが、 本発明の必須元素であ る S bが無添加であり、 耐塩酸性および耐硫酸性は比較鋼 A 2 と同 等である。 すなわち、 耐塩酸性、 耐硫酸性ともに本発明鋼に比較し て劣る。
比較鋼 A 1 7および A 1 8は、 A I値く 0で本発明の範囲外であ り、 耐塩酸性は比較鋼 A 2よ り優れるが、 耐硫酸性は比較鋼 A 2 よ り劣っている . すなわち、 本発明鋼と比較して耐塩酸性は同等であ るが、 耐硫酸性は劣る。
比較鋼 A 2 1 は、 S bが無添加で N i 添加量も本発明の範囲外で あり、 かつ、 A I値も A I く 0である . 耐塩酸性は比較鋼 A 2 と同 等であるが、 耐硫酸性は比較鋼 A 2よ り劣る。 すなわち、 耐塩酸性 および耐硫酸性ともに本発明鋼に比較して劣る。
次に、 比較鋼 B 1〜B 1 4の耐塩酸性および耐硫酸性について説 明する。
比較鋼 B 1〜B 1 4は、 本発明に至る過程で発明者らによって見 出された耐塩酸性に優れた鋼であり、 本発明の鋼組成はいずれの限 定元素について満足するが、 A I く 0あるいは E I く 0で、 A I値 あるいは E I値が本発明の範囲外である。 そのため、 耐塩酸性は、 本発明鋼 C 1〜 C 4 8 と比較して同等に優れているが、 耐硫酸性は 劣る。
次に、 本発明鋼 C 1〜C 4 8の耐硫酸性および耐塩酸性について 説明する。
本発明鋼 C 1〜 C 4 8は、 本発明の鋼成分を満足し、 さらに、 A I値≥ 0あるいは E I値≥ 0を満足するように成分設計された極め て優れた耐塩酸性、 および耐硫酸性を示す鋼である。
C 1〜 C 1 0、 C 1 3〜 C 2 6、 C 2 8〜 C 4 5は、 C r を不純 物と して 0. 1 %以下に限定した本発明鋼である。 C l l、 C 1 2 、 C 2 7、 C 4 7、 C 4 8は、 C r を本発明の範囲内で、 選択元素 として添加した本発明鋼である。
C r を不純物と して 0. 1 %以下に限定した本発明鋼の耐塩酸性 は、 耐硫酸露点腐食鋼の比較鋼 A 2〜 A 8のなかで最も耐食性に優 れる A 2 と比較しても 5倍以上 （表中評点、 ◎) であり、 耐硫酸性 は比較鋼 A 2〜 A 8のなかで最も耐食性に優れた A 2の 2倍以上 （ 表中評点、 〇） と優れている。
C r を本発明の範囲内で添加した本発明鋼は、 C r無添加の本発 明鋼よ り も耐塩酸性および耐硫酸性がやや劣るが、 比較鋼 A 2 と比 較すると、 十分優れている。
本発明鋼 C 1 3は、 Sが 0. 0 0 3 %の例である。 C 1 4は、 S が 0. 0 1 5 %で、 それ以外の組成および A I は C 1 3 と同一であ る。 C 1 3は、 比較鋼 A 2 と比較すると、 耐硫酸性および耐塩酸性 に優れているが、 C 1 4 と比較すると、 耐塩酸性および耐硫酸性は 劣る。 それゆえ、 Sを 0. 0 0 5 %超添加するとより優れた耐硫酸' 性および耐塩酸性が同時に得られることがわかる。
以上のよ うに、 本発明鋼は耐硫酸性および耐塩酸性に優れている ことが明らかである。
次に、 本発明鋼の機械的性質について説明する。
表 5〜表 8に示すように、 本発明鋼の C l、 C 3、 C 4、 C 7、 C 1 3.〜C 2 3、 C 3 2〜 C 4 8は、 引張強度で 4 0 0 MP a超を 示し、 引張強度 4 0 0 MP a クラスの溶接構造用鋼 （ J I S G 3 1 0 1相当） が得られている。 さ らに、 表 5〜表 8に示すよ うに、 本発明鋼の炭素当量は最大でも 0. 3 2 %であり、 0 °Cでの溶接割 れ試験結果でも上記の本発明鋼ではいずれも割れが認められなかつ たことから、 十分な溶接性を有することは明らかである。
それゆえ、 これら上記の本発明鋼は、 耐塩酸性、 耐硫酸性に優れ た溶接構造用鋼であることがわかる。
また、 C 2、 C 5〜 C 1 2、 C 2 4〜 C 3 1は、 いずれも冷間圧 延鋼板での伸びが.3 5 %超を示し、 加工性にも十分優れた鋼板であ ること力 Sゎカゝる。
さらに、 比較鋼 A 1および A 2 と、 本発明鋼 C 3および C 3 6を 溶融亜鉛めつき業者が使用中の塩酸酸洗水槽 （ 1 5質量％塩酸、 3 0 °C、 インヒ ビター添加） に浸漬し、 ポイントマイクロメーターに よる板厚減少量の測定で耐塩酸性を評価した。 その結果を図 8に示 す。 本発明鋼 C 3および C 3 6の板厚減少速度 （腐食速度） は、 0 . 1 mm/年を示した。 比較鋼 A 1 は、 1. 2 mm/年、 比較鋼 A 4は 0. 4 mm/年を示した。 本発明鋼の腐食速度は、 比較鋼 A 1 に比較すると 1 1 2、 比較鋼 A 2 と比較すると 1 / 4であった。 従って、 本発明鋼は、 塩酸酸洗槽用途において優れた耐塩酸性を有 することが明らかである。
さ らに、 比較鋼 A 1および A 2 と、 本発明鋼 C 3、 C 1 3〜C 1 5、 C 1 7〜C 2 3および C 3 6を溶融亜鉛めつき業者が使用中の 硫酸酸洗水槽 （ 2 0質量％硫酸、 4 0 ° (：、 イ ンヒ ビター添加） に浸 漬し、 塩酸酸洗槽での試験と同様に板厚減少速度で耐硫酸性の評価 を実施した。 その結果、 本発明鋼の供試材の腐食速度は、 比較鋼 A 1に比較して最大でも 1 / 1 6、 比較鋼 A 2 と比較して最大でも 1 / 2であった。 従って、 本発明鋼は、 硫酸酸洗槽用途において優れ た耐硫酸性を有することが明らかである。
さ らに、 比較鋼 A 1および A 2 と、 本発明鋼 C 3、 C 1 4〜 C 1 8および C 3 6を、 硫酸露点腐食と塩酸露点腐食が同時に生じる、 廃棄物焼却施設のバグフィ一ルター入り側および煙突中段のマンホ ールに試験片を貼り付け、 1年間暴露試験を実施した。 パブフィル ター入り側では、 飛灰や塩化水素が比較的多量に含まれる排ガス環 境であり、 煙突中段のマンホールは、 排煙処理後の灰や塩化水素が 少ない排ガス環境である。 腐食減量で耐硫酸露点および耐塩酸露点 腐食性を評価した結果を図 9に示す。 本発明鋼の腐食減量は、 比較 鋼 A 1 に比較して 1 Z 1 0以下、 比較鋼 A 2 と比較して 1 / 4であ つた。 従って、 本発明鋼は、 硫酸露点腐食および塩酸露点腐食が同 時に生じる廃棄物焼却施設の排煙環境において優れた耐食性を有す ることが明らかである。
実施例 2
表 9に供試心線成分を示し、 表 1 0〜表 1 1 (表 1 0の続き） は 、 本発明で試作、 供試した被覆アーク溶接棒 （棒径 ； 4. 0 mm) の 化学組成について示したものである。 表 9 供試心線成分
(質量％) 記号 C S i Mn P S Cu Ni Sb Mo Cr
A 0. 010 0. 01 0. 48 0. 007 0. 005 0. 01 0. 005 〈0. 002 0. 003 0. 001
B 0. 070 0. 01 0. 52 0. 013 0. Oil 0. 01 0. 007 <0. 002 0. 001 0. 002
C 0. 080 0. 02 0. 27 0. 035 0. 010 0. 02 0. 004 く 0. 002 0. 003 0. 001
D 0. 050 0. 01 0. 25 0. 030 0. 017 0. 02 0. 003 <0. 002 0. 004 0. 003
E 0. 050 0. 01 0. 30 0. 018 0. 040 0. 02 0. 008 〈0. 002 0. 001 0. 002
F 0. 04 0. 02 0. 32 0. 015 0. 035 0. 01 0. 006 く 0. 002 0. 002 0. 003
較比例
表 10 供試溶接棒の構成 区分
71
Figure imgf000053_0001
*その他 ； 着剤中の Si02 , Na,0, K20および A1 2 0 υ,3などである 下線数字 本発明の範囲外
表 11 供試溶接棒の構成 （表 10の続き） 区分
本 cn 明
t
例
Figure imgf000054_0001
*その他 着剤中の Si02 , Na。0， K20および Al203などである
下線数字 本発明の範囲外
表 1 2、 表 1 3 (表 1 2の続き 1 ) 、 表 1 4 (表 1 2の続き 2) 、 表 1 5 (表 1 2の続き 3 ) には、 表 1 0〜表 1 1 に示された被覆ァ 一ク溶接棒によつて形成された溶接金属の化学組成と耐食性、 溶接 部品質および溶接施工性について示したものである。 また、 図 1 2 ( a ) 、 図 1 2 ( b ) は、 溶接金属の耐食性を判定するための腐食 試験片の採取要領を、 図 1 3は、 溶接継手部の耐食性を判定するた めの腐食試験片の採取要領を、 それぞれ示すものである。 溶接金属 の耐食性評価試験のための試験片 1は、 図 1 2 ( a ) 、 図 1 2 ( b ) に示すよ うに、 J I Sの溶接金属の腐食試験片方法に基づいて作 製した。 すなわち、 母材成分の影響を受けないように、 普通鋼母材 3上に交流溶接機を用い電流 1 7 O Aで 6層の下盛 4を施工した後 の溶接金属 2から機械加工で試験片 1 ( 4 mm X 2 5 mm X 2 5 m m) を採取した。 腐食試験は、 8 0 °C， 1 0 %塩酸で 2 4時間、 4 0°C, 2 0 %硫酸で 2 4時間の浸漬腐食試験をそれぞれ行い、 腐食 減量を求めた。
表 12 溶接金属の化学組成、 耐食性、 溶接施工性、 総合評価
(質量％)
C S i Mn P S Cu N i Sb Mo C r A l N Nb V T i Ta W その他 A l値 E l値 比較例 W1 0. 070 0. 56 1. 23 0. 021 0. 006 0. 02 0. 02 く 0. 002 0. 004 0. 02 0. 010 0, 0095 2. 2 比較例 W2 0. 065 0. 50 0. 42 0. 013 0 005 0. 30 0. 02 ぐ 0. 002 0. 003 0. 02 0 010 0. 0090 3. 1 比較例 0. 080 0. 55 0. 010 0. 009 0, 39 0. 02 <0. 002 0. 003 0. 64 0. 015 0. 0090 2. 6 比較例 W4 0. 070 0. 54 o 1. 09 0. 040 0. 005 0. 45 0. 22 0. 081 0 002 0. 02 0. 014 0. 0090 40. 1 比較例 W5 0. 050 0. 55 0. 98 0. 012 0. 035 0. 51 0. 27 0 081 0. 002 0. 02 0. 015 0. 0090 40. 5 比較例 ff6 0. 080 0. 65 0. 76 0. 013 0. 009 0. 04 0. 50 0. 081 0. 002 0. 02 0. 010 0. 0090 39. 9 比較例 W7 0. 090 0. 45 0. 95 0. 010 0. 005 0. 31 0. 05 <0. 002 0. 002 0. 02 0. 010 0. 0090 3. 2 比較例 0, 100 0. 41 0. 94 0. 005 0 006 0. 29 0. 21 0. 002 0. 002 0 02 0. 011 0. 0090 3, 9 比較例 W9 0. 070 0. 74 0. 97 0. 009 0. 007 0 31 0. 15 0. 310 0. 002 0. 02 0. 010 0. 0090 143. 1 比較例 W10 0. 050 0. 53 0. 89 0. 012 0 005 0. 29 0. 19 0. 008 0. 002 1. 01 0. 010 0 0090 7. 6 比較例 W11 0. 090 0. 51 0. 91 0 015 0. 010 0. 49 0. 24 0. 240 0. 002 1. 02 0. 010 0 0090 111. 2 比較例1 0. 030 0. 62 0. 42 0. 012 0. 006 0. 46 0. 28 0. 080 0. 200 <0. 02 0. 025 0. 0090 -19. 0 比較例 W13 0. 100 0. 62 0. 42 0. 012 0. 006 0. 46 0. 28 0. 080 0. 050 0. 49 0. 025 0. 0090 -9. 0 比較例 W14 0. 050 0. 01 0. 42 0. 012 0. 006 0. 46 0. 28 0, 051 く 0. 02 0. 030 0. 0090 0. 015 -13. 8 比較例 W15 0. 050 0. 01 0. 42 0. 012 0, 006 0. 46 0. 28 0. 100 0. 051 〈0. 02 0. 030 0. 0090 0. 050 -80. 5 o
比較例 W16 0. 050 0. 01 0. 42 0. 012 0. 006 0. 46 0. 28 0. 100 0. 051 く 0. 02 0. 030 0. 0090 0. 020 -68. 5 比較例 W17 0 050 0. 01 0. 42 0. 012 0 006 0. 46 0. 28 0. 10 o
o0 0. 051 0. 030 0. 0090 0. 020 - 26. 5 比較例 W18 0. 050 0. 01 0. 42 0. 012 0. 006 0. 46 0. 28 0. 100 0. 051 <0. 02 0. 030 0. 0090 0. 250 -38. 0 硫酸試験 40°C、 20 %硫酸浸漬 24時間
塩酸試験 80 °C、 10 %塩酸浸漬 24時間
o
下線数字 本発明の範囲外 o
表 13 溶接金属の化学組成、 耐食性、 溶接施工性、 総合評価 （表 12の続き 1 )
cn
Figure imgf000057_0001
硫酸試験 40°C、 20%硫酸浸漬 24時間
塩酸試験 80°C、 10%塩酸浸漬 24時間
下線数字 本発明の範囲外
表 14 溶接金属の化学組成、 耐食性、 溶接施工性、 総合評価 （表 12の続き 2 ) (質量％)
Figure imgf000058_0001
\
塩酸試験 80°C, 10%塩酸浸漬 24時間
下線数字 本発明の範囲外
表 15 溶接金属の化学組成 耐食性、 溶接施工性 総合評価 (表 12の続き 3 )
C71
硫塩下
線酸酸
試試数
験験字
Figure imgf000059_0001
40°C、 20 %硫 ：浸漬 24時間
80°C , 10 %塩 ：浸漬 24時間
本発明の範囲外
まず、 表 1 2、 表 1 3 (表 1 2の続き 1 ) 、 表 1 4 (表 1 2の続 き 2 ) 、 表 1 5 (表 1 2の続き 3 ) に示した比較例の溶接金属 （以 下、 比較溶接金属とする） W 1 〜W 1 8、 本発明例の溶接金属 （以 下、 本発明溶接金属とする） W 2 1 〜W 5 3の耐塩酸性および耐硫 酸性について説明する。
比較例 W 1は、 軟鋼用の溶接材料によって得られた溶接金属であ るが、 C u、 N i 、 S bが本発明の範囲外なので、 耐硫酸性および' 耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1〜W 5 3よ り劣る。
比較例 W 2は、 従来の耐硫酸性鋼用の溶接材料によって得られた 溶接金属であるが、 S b、 N i が本発明の範囲外なので、 耐硫酸性 および耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1〜W 5 3よ り劣る。
比較例 W 3は、 C u _ C r系の耐硫酸露点腐食鋼用の溶接材料に よって得られた溶接金属であるが、 S b、 ^[ 1 ぉょび。 1：が本発明 の範囲外なので、 耐硫酸性および耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1 〜W 5 3 よ り劣る。
比較例 W 4は、 Pを本発明の範囲外で過剰に含有しているので、 耐硫酸性および耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1〜W 5 3よ り劣る 比較例 W 5は、 Sを本発明の範囲外で過剰に含有しているので、 耐硫酸性および耐塩酸性は優れるが、 溶接金属に割れが生じ、 溶接 施工性および溶接部品質が本発明溶接金属 W 2 1〜W 5 3よ り著し く劣る。
比較例 W 6は、 C uが本発明の下限未満なので、 耐硫酸性および 耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1〜W 5 3 よ り劣る。
比較例 W 7は、 N i 、 S bが本発明の下限未満なので、 耐硫酸性 および耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1 〜W 5 3よ り劣る。
比較例 W 8および比較例 W 1 0は、 S bが本発明の下限未満なの で、 耐硫酸性および耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1〜W 5 3よ り 劣る。
比較例 W 9および比較例 W 1 1は、 S bが本発明の上限を超えて いるので、 溶接施工性が本発明溶接金属 W2 1〜W 5 3 より著しく 劣る。
比較例 W 1 2は、 耐酸性指数 A I値が— 1 9. 0 と本発明の範囲 ( A I ≥ 0 ) を外れているので、 耐塩酸性が本発明溶接金属 W2 1 〜W 5 3より著しく劣る。
比較例 W 1 3は、 耐酸性指数 A I値が— 9. 0 と本発明の範囲 （ A I ≥ 0 ) を外れているので、 耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1〜 W5 3よ り著しく劣る。
比較例 W 1 4〜 1 8は、 耐酸性指数 E I値が本発明の範囲 （E I ≥ 0 ) を外れているので、 耐塩酸性が本発明溶接金属 W 2 1〜W 5 3よ り著しく劣る。
以上のように、 本発明溶接金属 W 2 1〜W 5 3は、 耐硫酸性、 耐 塩酸性および溶接施工性ともにいずれも優れていることがわかる。
次に、 表 1 0〜表 1 1に示した本発明の溶接材料と表 1 6、 表 1 7に示した母材 7 (板厚 1 6 mm) を用い、 電流 1 7 O A、 溶接入 熱 1 7〜 1 9 kJZcmで下向姿勢の突合せ溶接継手を試作し、 図 1 3 に示す位置から、 溶接金属 6 と母材 7 との面積比を 1 ： 2 となるよ うに溶接継手の腐食試験片 5 ( 4 mm X 2 5 mm X 6 0 mm) を採 取し、 上記と同じ条件で浸漬腐食試験を行ない、 溶接継手部の耐食 性を調査した。 その結果を表 1 6、 表 1 7に示す。 表 16 突合せ溶接継手溶接金属の化学成分、 耐食性 （その 1 )
Figure imgf000062_0001
下線数字 ： 本発明の範囲外
表 17 突合せ溶接継手溶接金属の化学成分、 耐食性 （その 2 )
A1値又は E 1値 耐食性
溶接 ft牛 母材 溶接材料 差分 60 °C 40 %硫酸 24時間 60 °C 10 %塩酸 24時間
溶接 総合評価 id■¾· 記号 記号 母材 絶対値 腐食速度 選択腐食 継手の 腐食； ¾度 選択腐食 継手の 金属
1 Δ 1 ( mg/ cm- /h ) の有無 耐硫酸性 ( mg/ cm" /h ) の有無 耐硫酸性 比較例 Jl 比較鋼 A1 比較例 2. 2 5. 0 2. 8 83. 20 溶接部 X 75. 90 溶接部 X X 比較例 J2 比較鋼 A2 比較例 W2 3. 1 5. 0 2. 0 37. 40 溶接部 X 26. 80 溶接部 X X 比較例 J3 比較鋼 A2 本発明例 W31 20. 6 5. 0 15. 6 6. 90 なし ◎ 17. 30 母材 X X 比較例 J4 本発明鋼 C36 比較例 ff2 0. 1 35. 0- 35. 0 18. 90 溶接部 X 17. 10 溶接部 X X 本発明例 J11本発明鋼 C35本発明例 1Ϊ32 25. 7 0. 8 24. 9 8. 90 母材
05 △ 5. 40 母材 △ △ 本発明例 J12本発明鋼 C36本発明例 W40 0. 8 35. 0 34. 2 8. 70 溶接部 △ 2. 90 溶接部 Δ Δ 本発明例 J13本発明鋼 C36本発明例 W41 9. 2 35. 0 25. 8 8. 70 溶接部 △ 2. 80 溶接部 Δ Δ 本発明例 J 14本発明鋼 C36本発明例 1Ϊ35 21. 0 35. 0 14. 0 5. 10 なし ◎ 0. 67 なし ◎ ◎ 本発明例 J15本発明鋼 C36本発明例 W44 26. 3 35. 0 8. 7 4. 90 なし ◎ 0. 75 なし ◎ 本発明例 J16本発明鋼 C 17本発明例 W38 9. 2 18. 1 8. 9 5. 50 なし ◎ 0. 88 なし ◎ ◎ 本発明例 J17本発明鋼 C46本発明例 W31 21. 35. 3 13. 9 5. 60 なし ◎ 0. 76 なし ◎ ◎ 本発明例 J18本発明例 C47本発明例 W32 25. 7 35. 3 9. 6 6. 90 なし 0. 74 なし ◎ 本発明例 J19本発明例 C48本発明例 W33 25. 7 35. 3 9. 6 9. 70 なし ◎ 7. 12 なし ◎ ◎
表 1 6、 表 1 7に示した比較例の溶接継手 J 1〜 J 4および本発 明例の溶接継手 J 1 1〜 J 1 9の耐硫酸性、 耐塩酸性を説明する。 比較例 J 1は、 軟鋼と軟鋼用溶接材料との溶接継手であり、 母材 および溶接金属の C u、 N i 、 S bが本発明の範囲外なので、 本発 明例 J 1 1〜 J 1 9 と比較して耐硫酸性および耐塩酸性が劣り、 か ついずれの条件でも溶接部の選択腐食を示す。
比較例 J 2は、 C u— C r系の耐硫酸性鋼と C u系の溶接金属か らなる溶接継手であり、 母材および溶接金属の N i 、 S bが本発明 の範囲外なので、 本発明例 J 2 1〜 J 2 9 よ り劣る。
比較例 J 3は、 比較鋼 A 2 と本発明の範囲内である溶接金属 W 3 1からなる溶接継手であり、 母材中の M 0が本発明の範囲外なので 、 母材部の耐塩酸性が劣るため、 選択腐食を示す。 それゆえ、 本発 明例 J 1 1〜 J 1 9 より劣る。
比較例 J 4は、 本発明鋼 C 3 6 と溶接金属が比較例 W 2からなる 溶接継手であり、 溶接金属の N i 、 S bが本発明の範囲外なので、 本発明例 J 1 1〜 J 1 9よ り耐硫酸性および耐塩酸性が劣り、 かつ 、 いずれの酸でも溶接部の選択腐食を示す。
本発明例の溶接継手 J 1 1〜 J 1 9は、 母材および溶接金属の化 学成分が本発明の範囲内であり、 かつ母材および溶接金属の A I又 は E I が本発明の範囲内であるので、 耐硫酸性および耐塩酸性に優 れているこ とがわかる。
本発明例 J 1 1〜 J 1 3は、 | ΔΑ Ι I または | Δ Ε Ι | が 2 0 を超えているので、 腐食速度は比較例 J 1〜 J 4 と比較して低いが 、 選択腐食の傾向を示す。 一方、 本発明例 J 1 4〜 J 1 9は、 I Δ A I I または I Δ E I Iが 2 0以下なので、 選択腐食が認められず 、 J 1 1〜 J 1 3よ り も、 一層優れている。
本発明例 J 1 7〜 J 1 9は、 溶接継手における C r添加量の影響 を示したものである。 鋼の場合と同様に、 。 1：量を 0 . 1 %以下に 限定すれば、 最も優れた耐塩酸性および耐硫酸性が得られる。 また 、 C r量を本発明の上限近く （ 0 . 5 % ) 添加すると、 C r によ り 耐食性がやや阻害されるが、 比較例 J 1〜 J 4に対しては優れた耐 食性を示す。
これらの実施例から明らかなように、 溶接金属に特定の C u、 N i 、 S bを含有し、 不純物元素である P、 Sを限定することによ り 、 溶接金属部の耐塩酸性、 および溶接継手の耐塩酸性が、 軟鋼溶接 材料の 1 0倍以上、 従来の耐硫酸性鋼用の溶接材料と比較して 3倍 以上改善し、 耐硫酸性も軟鋼溶接材料の 8倍以上、 従来の耐硫酸性 鋼用の溶接材料と比較して同等以上の優れた耐食性を、 溶接施工性 を損なうこ となく、 得られることがわかる。
すなわち、 本発明の溶接継手が硫酸露点腐食および zまたは塩酸 露点腐食が生じる低温腐食環境で優れた耐食性を有することが明ら かである。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 極めて優れた耐塩酸露点腐食性および塩化物を 含む耐酸性を有し、 耐硫酸露点腐食性にも優れる鋼が得られる。 従 つて、 火力発電所、 自家用発電施設、 各種一般 · 産業廃棄物処理施 設で、 燃焼排気ガスに曝され、 激しい塩酸および/または硫酸露点 腐食を生じる煙突、 煙道、 熱交換器、 ケーシング、 エキスパンジョ ン用材料と して耐久性に優れ、 装置寿命を延長または維持管理を低 減できる鋼を経済的に提供することが可能である。
本発明によれば、 塩酸や硫酸を使用した酸洗設備の鋼製浴槽用途 への優れた耐食性を示す溶接構造用鋼を経済的に提供することが可 能である。 また、 本発明は極めて優れた耐塩酸性と耐硫酸性を有した溶接継 手を、 容易にかつ安価に提供することが可能である。

Claims

1. 質量。/で、
C : 0. 0 0 1 0. 2 %
S i 0. 0 1 - 2. 5 %
M n 0. 1 2 %
言
C u 0. 1 1 %
M o 0 0 0 1 1 %
S b 0 0 1 0. 2 %
P 0 0 5 %以下、
S 0 0 5 %以下 囲
を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ、 下記 < 1 >式で求められる耐酸腐食性指数 A I 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。 A I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o % < 1 >
ただし、 上記 「％」 は 「質量％」 を示す。
2. 質量％で、
C : 0. 0 0 1 0 . 2 %
S i 0. 0 1 2. 5 %
M n 0. 1 2 %
C u 0. 1 1 %
M 0 0. 0 0 1 1 %
S b 0. 0 1 0 , 2 %
P 0. 0 5 %以下、
S 0. 0 5 %以下、
を含有し、 さ らに、 N b 0 0 0 5 0 1 %、
T a 0 0 0 5 0 1 %、
V 0 0 0 5 0 1 %、
T i 0 0 0 5 0 1 %、
W 0 0 5〜 %
のう ちの 1種または 2種以上を含有し、 残部が F eおよび不可避的 不純物からなり、 かつ、 下記 < 2 >式で求められる耐酸腐食性指数 E I 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。
E I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o eq < 2 >
ただし、 上記 「％」 は 「質量％」 を示し、 上記 M o ea (質量。 /0 ) は、
M o eq=M o + 5. I X ( N b % + T a % ) + 4. 2 X V % + 9 . 3 X T i % + 0. 5 XWを示す。
3. 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %を含有すること を特徴とする請求の範囲第 1項に記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸 腐食性に優れた低合金鋼。
4. 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %を含有すること を特徴とする請求の範囲第 2項に記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸 腐食性に優れた低合金鋼。
5. 質量％で、 さらに、
C r ： 0. 1〜 0. 5 %、
N i ： 0. 1〜 1 %、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %、
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 1 %、
C a ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、 1V1 g · u . u u u o u . u 1
丄 /0、
IN. 丄 V丄 • u u u π u 乙 〜 u . π u OA
丄 ク 0、
n u A u u z u . u u IT Q
O 70
τ α · U n . u u u Z u . u 丄 /0、
し Θ . U . u u u Z u · u 0/
丄
o n . U . U 厶
丄 U Q 0
70
rv
D . υ . -1
U 丄 U O o 0/
70、
e . U , U Ό 丄 Ό • 丄 ％ 、
T e ： 0. 0 0 1 0 . 1 % 、
B i ： 0. 0 0 1 0 . 1 % 、
A g ： 0. 0 0 1 0 . 5 % 、
P d ： 0. 0 0 1 0 . 1 %
のう ちの 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求の範 囲第 1項〜第 4項のいずれか 1項に記載の耐塩酸腐食性および耐硫 酸腐食性に優れた低合金鋼。
6. 質量％で、
C : 0. 0 0 1〜0. 2 %、
S i ： 0. 0 1〜 2. 5 %、
M n ： 0. 1〜 2 %、
C ： 0. 1〜 1 %、
M 0 ： 0. 0 0 1〜 1 %、
S b ： 0. 0 1〜 0. 2 %、
P ： 0. 0 5 %以下、
S ： 0. 0 5 %以下
を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる母材と、 質量％で、
C : 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 O 03/044236
S i 0 0 〜 2. 5 %
M n 0 1 2 %、
C u 0 1 1 %、
M o 0 0 0 1〜 0. 5 %
S b 0 0 1〜 0. 2 %
P 0 0 3 %以下、
s 0 0 3 %以下
を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる溶接金属とから なり、 かつ、 前記母材および溶接金属の下記 < 1 >式で求められる 耐酸腐食性指数 A I 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の溶接継手。
A I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o % < 1 >
ただし、 上記 「％」 は 「質量0 /0」 を示す。
7. 前記母材と溶接金属の耐酸腐食性指数 A I の差分絶対値 I Δ A I Iが 2 0以下であることを特徴とする請求の範囲第 6項に記載 の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。 ただし、 I Δ AI I = I A I (母材） 一 A I (溶接金属） I
8. 前記母材が、 質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %を 含有し、 前記溶接金属が質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 % を含有することを特徴とする請求の範囲第 6項に記載の耐塩酸腐食 性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
9. 前記母材が、 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 %を 含有し、 前記溶接金属が質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 % を含有することを特徴とする請求の範囲第 7項に記載の耐塩酸腐食 性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
1 0. 前記母材が、 質量％で、 さらに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに： N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 6項に記 載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手
1 1. 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 7項に記 載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手
1 2. 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 8項に記 载の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手
1 3. 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さらに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 9項に記 載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手
1 4. 質量％で、
C : 0. 0 0 1〜 0. 2 %、
S i ： 0. 0 1〜 2. 5 %、
M n ： 0. 1〜 2 %、
C u ： 0. 1〜 1 %、
M 0 ： 0. 0 0 1〜 1 %、
S b ； 0. 0 1〜 0. 2 %、
P ： 0. 0 5 %以下、 c .
. U . υ £Γ ΟΛ / ~ 合右 1し 、 り V 、
Λ INΤ D . - υ . υ リ 。 〜 U · 丄 /0、
T a ： 0 . 0 0 5〜 0. 1 %、
V ： 0 . 0 0 5〜 0. 1 %、
T i ： 0 . 0 0 5〜 0. 1 %、
W ： 0 . 0 5〜 1 %
のうちの 1種または 2種以上を含有し、 残部が F eおよび不可避的 不純物からなる母材と、
質量％で、
C ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、
S i ： 0. 0 1〜 2. 5 %、
M n ： 0. 1〜 2 %、
C u ： 0. 1〜 1 %、
M o ： 0. 0 0 1〜 0. 5 %、
S b ： 0. 0 1〜 0. 2 %
P ： 0. 0 3 %以下、
S ： 0. 0 3 %以下
を含有し、 さらに、
N b ： 0. 0 0 5〜 0. 1 %、
T a ： 0. 0 0 5〜 0. 1 %、
V : 0. 0 0 5〜 0. 1 %、
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 1 %、
W ： 0. 0 5〜 1 %
のうちの 1種または 2種以上を含有し、 残部 F eおよび不可避的不 純物からなる溶接金属とからなり、 かつ、 前記母材および溶接金属 の下記く 2 >式で求められる耐酸腐食性指数 E I 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 の溶接継手。
E I / 1 0 0 0 0 = 0. 0 0 0 5 + 0. 0 4 5 X S b % - C % X M o eq < 2 >
ただし、 上記 「％」 は 「質量％」 を示し、 上記 M o eq (質量％ ) は、
M o eq =M o + 5. I X ( N b % + T a % ) + 4. 2 X V % + 9 . 3 X T i % + 0. 5 XWを示す。
1 5. 前記母材と溶接金属の耐酸腐食性指数 E I の差分絶対値 I Δ Ε Ι 1が 2 0以下であることを特徴とする請求の範囲第 1 4項に 記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継 手。
ただし、 I Δ Ε I = I E I (母材） 一 E I (溶接金属） I
1 6. 前記母材が、 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 % を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 1 4項に記載の耐塩 酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
1 7. 前記母材が、 質量％で、 S ： 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 5 % を含有し、 前記溶接金属が質量％で、 S : 0. 0 0 5超〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 1 5項に記載の耐塩酸 腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
1 8. 前記母材が、 質量0 /0で、 さ らに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さらに N ： 0. 0 0 ；!〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 1 4項に 記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継 手。
1 9. 前記母材が、 質量％で、 さらに、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 O 03/044236
0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 1 5項に 記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継 手。
2 0. 前記母材が、 質量％で、 さらに、 M : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 1 6項に 記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継 手。
2 1 . 前記母材が、 質量％で、 さ らに、 N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 0 7 %を含有し、 前記溶接金属が、 質量％で、 さ らに N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %を含有することを特徴とする請求の範囲第 1 7項に 記載の耐塩酸腐食性および耐硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継 手。
2 2. 前記母材および溶接金属が、 質量％で、 さらに、
C r ： 0. 1〜 0. 5 %、
N i ： 0. 1〜： L %、
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 1 %、
C a ： 0. 0 0 0 2 ~ 0. 0 1 %、
M g ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
R EM : 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
B : 0. 0 0 0 2〜 0. 0 0 5 %、
L a ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %、
C e ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %
S n ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
P b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
S e ： 0. 0 ◦ 1〜 0. 1 %、 O 03/044236
T e ： 0. 0 0 1〜 0. 1 %、
B i : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、
A g : 0. 0 0 1〜 0. 5 %、
P d : 0. 0 0 1〜 0. 1 %
のうちの 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求の範 囲第 6項〜第 2 1項のいずれか 1項に記載の耐塩酸腐食性および耐 硫酸腐食性に優れた低合金鋼の溶接継手。
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