(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．１％以下（０は除く）、Ｓｉ：０．１％未満（０は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０３超過〜０．１５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、Ｃｏ：０．０３〜０．１％、Ｓｂ：０．０５〜０．１５％、残部Ｆｅ及びその他不可避不純物からなり、下記関係式で示されるＱが４．０〜７．０であり、Ｄが０．４〜０．６であり、表面直下に厚さ１００〜３００ｎｍのＣｕ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＳｂからなる群より選択された１種以上の単独または複合濃化層が形成され、腐食減量が３ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒ以下である、耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板。
Ｑ＝６−３×Ｃｕ−０．３×Ｓｉ−５×Ｓｂ＋４５×Ｐ−４５×Ｃｏ
Ｄ＝Ｎｉ／（（６−０．３×Ｓｉ−５×Ｓｂ＋４５×Ｐ−４５×Ｃｏ−Ｑ）／３）
【請求項２】
前記Ｐは０．０５１〜０．１５％である、請求項１に記載の耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板。
【請求項３】
前記Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＳｂからなる群より選択された１種以上は硫酸及び塩酸による腐食環境下で単独または複合濃化層として存在するか、単独または複合酸化皮膜として存在する、請求項１または２に記載の耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板。
【請求項４】
重量％で、Ｃ：０．１％以下（０は除く）、Ｓｉ：０．１％未満（０は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０３超過〜０．１５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、Ｃｏ：０．０３〜０．１％、Ｓｂ：０．０５〜０．１５％、残部Ｆｅ及びその他不可避不純物からなり、下記関係式で示されるＱが４．０〜７．０であり、Ｄが０．４〜０．６である鋼スラブを１１００〜１３００℃で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを８５０〜９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を６０〜１００℃／ｓｅｃで冷却する段階と、
前記冷却された鋼板を６５０〜７５０℃で巻取する段階と、
前記巻取された鋼板を５０〜１００℃／Ｈｒで３００℃以下まで冷却する段階と、を含み、
前記鋼板は、表面直下に厚さ１００〜３００ｎｍのＣｕ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＳｂからなる群より選択された１種以上の単独または複合濃化層が形成され、腐食減量が３ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒ以下である、耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板の製造方法。
Ｑ＝６−３×Ｃｕ−０．３×Ｓｉ−５×Ｓｂ＋４５×Ｐ−４５×Ｃｏ
Ｄ＝Ｎｉ／（（６−０．３×Ｓｉ−５×Ｓｂ＋４５×Ｐ−４５×Ｃｏ−Ｑ）／３）
【請求項５】
前記Ｐは０．０５１〜０．１５％である、請求項４に記載の耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記巻取時に前記鋼板の表面に復熱現象が起こる、請求項４または５に記載の耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板及びその製造方法に関する。より詳細には、火力発電所の脱硫または脱窒設備の排煙設備などとして用いることができる耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
石炭を燃料として用いる発電所では、排煙過程で石炭材が配管などに衝突して発生する浸食も非常に深刻であるため、配管または構造物の寿命に大きな影響を与える因子になる。特に石炭材が衝突した部位は、浸食もさることながら、その部位の表面積が広がり他の部位よりさらに速く腐食するという問題点がある。このような石炭材の衝突による浸食は耐摩耗性を向上させることにより防止することができる。耐摩耗性は、強度に比例する物性であり、鋼板の強度を向上させることにより改善させることができる。鋼板を強化させるための代表的な方法には固溶強化があるが、代表的な固溶強化元素としてはＳｉ、Ｐなどを挙げることができる。しかし、一般的に、Ｓｉは赤スケールを発生させるという問題があり、Ｐは強化効果が最も高く安いという長所があるが、耐食性を低下させるという問題があると知られている。
【０００３】
一般的に、硫酸／塩酸複合耐食鋼は、硫酸及び塩酸雰囲気で腐食を遅らせるために鋼中にＣｕを多量添加することで知られている。Ｃｕは他の添加元素に比べて硫酸の腐食速度を大きく遅らせるという効果が遥かに高いが、添加しすぎると、熱間圧延時にクッラク発生などの問題が生じる。また、Ｃｕは融点が比較的低いため、多量添加する場合はＣｕが晶出されてスラブのコーナーなどにクラックを発生させて熱間圧延後には表面欠陥として残存するようになる。このような表面欠陥は、腐食環境に露出すると他の部位より先に腐食するか、加工時にその部位が破断されるなどという問題がある。これにより、特許文献１〜３のように、Ｃｕを適当量添加し、他の元素を複合添加する鋼が開発されているが、Ｃｕの含量が低くなるにつれて耐食性が低下するという問題がある。
【０００４】
一方、スラブを熱間圧延するために再加熱する過程で表面に厚いスケールが生成されるが、このスケールは粗圧延前後に高圧水の噴射によって大部分が除去される。しかし、ファヤライト（鉄かんらん石、Ｆｅ２ＳｉＯ４）成分のスケールが多く生成されると高圧水の噴射でも完全に脱落しないため熱間圧延後に赤スケールが生成され、表面に斑紋が残って外観が非常に悪くなり、表面状態が均一ではないため腐食環境でも均一に腐食せずさらに他の問題をもたらす可能性がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】日本公開特許公報特開１９９７−０２５５３６号公報
【特許文献２】日本公開特許公報特開１９９８−１１０２３７号公報
【特許文献３】韓国公開特許公報第２００９−００７０２４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、上述の問題点を解決するために、成分系及び工程条件を適切に制御することにより、優れた耐摩耗性を確保して石炭材によって発生する浸食に対する抵抗性を向上させて寿命を増加させ、硫酸及び塩酸が複合的に存在する腐食環境でも優れた耐食性を確保するとともに表面品質も優れた鋼板、及びその製造方法を提供することを一目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５％以下（０は除く）、Ｓｉ：０．１％未満（０は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０３超過〜０．１５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、Ｃｏ：０．０３〜０．１％、Ｓｂ：０．０５〜０．１５％、残部Ｆｅ及びその他不可避不純物を含み、表面直下に厚さ１００〜３００ｎｍのＣｕ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＳｂからなる群より選択された１種以上の単独または複合濃化層が形成される、耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板を提供する。
【０００８】
本発明の他の側面は、重量％で、Ｃ：０．１５％以下（０は除く）、Ｓｉ：０．１％未満（０は除く）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０３超過〜０．１５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、Ｃｏ：０．０３〜０．１％、Ｓｂ：０．０５〜０．１５％、残部Ｆｅ及びその他不可避不純物を含む鋼スラブを１１００〜１３００℃で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを８５０〜９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を６０〜１００℃／ｓｅｃで冷却する段階と、上記冷却された鋼板を６５０〜７５０℃で巻取する段階と、上記巻取された鋼板を５０〜１００℃／ｈｒで３００℃以下まで冷却する段階と、を含む、耐磨耗性及び表面品質に優れた硫酸及び塩酸複合耐食用鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によると、強度の向上によって耐摩耗性を向上させることにより、寿命が大きくのびるだけでなく、濃化層の形成を通じて腐食環境で腐食が容易に生じない耐食層が形成されるようにして、硫酸及び塩酸が複合的に存在する環境でも優れた耐食性を有し、脱落しにくいスケールが生成されないため、表面品質に優れた鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】本発明の一実施例による試片のＱ値と腐食減量との関係を示すグラフである。
【図２】本発明の一実施例による試片の引張強さと摩耗深さとの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、上述の問題点を解決するために研究を行う間、Ｐを添加することにより耐摩耗性を大きく向上させ、Ｐの添加による耐食性の低下の問題を解決するために成分系をより積極的に制御するとともに、熱間圧延工程で工程条件を制御することにより、腐食環境下で優れた耐食性を有する耐食層が形成されるようにすることで、硫酸及び塩酸が複合的に存在する腐食環境で非常に優れた耐食性を確保することができるという知見下で本発明を完成させた。
【００１２】
以下、本発明を説明する。
【００１３】
Ｃ：０．１重量％以下（０は除く）
Ｃは強度を向上させるために添加する元素であるが、０．１５％を超えると溶接性が非常に低下して溶接適用時に欠陥が発生する可能性が高く、耐食性も大きく低下する。したがって、上記Ｃは０．１５重量％以下の範囲を有することが好ましく、より好ましくは０．１３重量％以下、より好ましくは０．１２重量％以下、一層好ましくは０．１重量％以下の範囲を有することが有利である。
【００１４】
Ｓｉ：０．１重量％未満（０は除く）
Ｓｉは硫酸／塩酸の耐食性の向上及び強度の向上を目的として添加する元素である。但し、上記Ｓｉが０．１重量％以上である場合は、高圧水でも容易に脱落されないファヤライトという成分のスケールが生成されて赤スケールの欠陥を誘発して鋼板の腐食が不均一に行われ、局部腐食につながる可能性がある。そのため、上記Ｓｉの含量は０．１重量％未満の範囲を有することが好ましく、より好ましくは０．０８重量％以下の範囲を有することが有利である。
【００１５】
Ｍｎ：０．５〜１．５重量％
Ｍｎは鋼中に固溶されている硫黄をマンガン硫化物として析出することにより上記固溶硫黄による赤熱脆性（Ｈｏｔ  ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防止する役割をし、固溶強化の効果を発現する元素である。上記Ｍｎが０．５重量％未満である場合は、ＭｎＳの析出量が少ないためＦｅＳの生成による赤熱脆性が生じる可能性があり、目標強度を確保することが困難であるという短所がある。また、Ｍｎ含量が１．５重量％を超えると、赤熱脆性が発生する確立が少ないだけでなく、添加量に対する強度上昇の効果が少ないため、上記Ｍｎの含量は０．５〜１．５重量％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎの下限は、より好ましくは０．６％であることが有利であり、上記Ｍｎの上限は、より好ましくは１．３重量％であることが有利である。
【００１６】
Ｓ：０．０２重量％以下
Ｓは製造工程上不可避に含有される不純物であるが、０．０２重量％を超えると、熱間脆性による欠陥が発生する可能性が高く、耐食性を低下させるため、上記Ｓの含量は０．０２重量％以下に制御することが好ましい。
【００１７】
Ｐ：０．０３超過〜０．１５重量％
Ｐは耐摩耗性を大きく向上させる元素であり、上記効果のために、０．０３重量％を超えて添加されることが好ましい。上記Ｐは添加量が増加するほど耐摩耗性を向上させるのに有利であるが、０．１５重量％を超えると、青熱脆性が発生するおそれがあるため、上記Ｐは０．０３超過〜０．１５重量％の範囲を有することが好ましく、上記Ｐは０．０５１〜０．１５重量％の範囲を有することがより好ましい。
【００１８】
Ａｌ：０．０５重量％未満
Ａｌはアルミニウムキルド鋼の製造時に不可避に添加される元素であるが、上記Ａｌが０．０５％以上含有される場合は溶接性が大きく低下するため、上記Ａｌの含量は０．０５重量％未満の範囲で制御されることが好ましい。
【００１９】
Ｃｕ：０．１〜１．０重量％
Ｃｕは硫酸／塩酸の腐食環境で腐食が生じることを遅らせる役割をする元素で、上記効果のために、０．１重量％以上添加されることが好ましい。但し、上記Ｃｕが１．０重量％を超えると、鋳造されたスラブにクラックが発生して圧延後には表面欠陥が発生するという短所があるため、上記Ｃｕは０．１〜１．０重量％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｕの下限は、より好ましくは０．２重量％であることが有利であり、上記Ｃｕの上限は、より好ましくは０．８重量％であることが有利である。
【００２０】
Ｎｉ：０．１〜０．４重量％
Ｎｉは硫酸／塩酸の腐食環境で腐食が生じることを遅らせる役割をする元素であり、上記効果のために、０．１重量％以上添加されることが好ましい。但し、上記Ｎｉが０．４重量％を超えると、耐食性を確保する効果、またはＣｕの添加によって発生する可能性がある欠陥を抑制するという効果が飽和され、これにより、生産原価が増加するという短所があるため、上記Ｎｉは０．１〜０．４重量％の範囲を有することが好ましく、より好ましくは０．１〜０．３５重量％の範囲を有することが有利である。
【００２１】
Ｃｏ：０．０３〜０．１重量％
Ｃｏは腐食環境でＣｕを活性化して表面に腐食生成物の生成を容易にするか、腐食環境でＣｏ酸化物を生成して耐食性向上の作用をする元素であり、上記効果のために、０．０３重量％以上添加されることが好ましい。上記Ｃｏは添加量が増加するほど耐食性が向上するが、０．１重量％を超えると、添加量に比べて耐食性の向上効果が高くならないため、上記Ｃｏは０．０３〜０．１重量％の範囲を有することが好ましい。
【００２２】
Ｓｂ：０．０５〜０．１５重量％
Ｓｂは鋼中に添加されて複合腐食環境でＳｂ酸化物を生成して硫酸／塩酸の耐食性を大きく向上させる役割をし、上記効果のために、０．０５重量％含まれることが好ましい。上記Ｓｂは添加量が増加するほど耐食性が向上するが、０．１５重量％を超えると、添加量に比べて耐食性向上の効果が高くならないため、上記Ｓｂは０．０５〜０．１５重量％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｂの下限は、より好ましくは０．０７重量％であることが有利であり、上記Ｓｂの上限は、より好ましくは０．１２重量％であることが有利である。
【００２３】
一方、本発明が提案する鋼板は、上述の成分系を満たすことが好ましく、耐食性及び表面品質の向上のために、以下に示されるＱ及びＤがそれぞれ４．０〜７．０及び０．４〜０．６の条件を満たすことがより好ましい。
【００２４】
４．０≦Ｑ＝６−３×Ｃｕ−０．３×Ｓｉ−５×Ｓｂ＋４５×Ｐ−４５×Ｃｏ≦７．０
上記Ｑは耐食性を向上させるための条件として本発明者らが導出した関係式であり、上記Ｑは４．０〜７．０の範囲を満たすことが好ましい。上記Ｑが７．０を超える場合は、本発明が目標とする３．０ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒ以下の腐食減量を確保することが困難であるため優れた耐食性を得ることが難しく、Ｑ値が低くなるほど耐食性は向上するが、４．０未満である場合は合金元素の添加量に比べて耐食性向上の効果が高くならない。そのため、上記Ｑは４．０〜７．０の範囲を満たすことが好ましい。
【００２５】
０．４≦Ｄ＝Ｎｉ／（（６−０．３×Ｓｉ−５×Ｓｂ＋４５×Ｐ−４５×Ｃｏ−Ｑ）／３）≦０．６
上記Ｄは表面品質を向上させるための条件として本発明者らが導出した関係式であり、上記Ｄは０．４〜０．６の範囲を満たすことが好ましい。上記Ｄ値が０．４未満である場合は、スラブのエッジクラックによる表面欠陥が発生するという問題点がある。これに対し、０．６を超えると、表面欠陥が発生する確率は非常に低くなるが、添加される合金量が多くなって費用が増加しすぎるという短所がある。
【００２６】
本発明が提案する鋼板は、その表面直下に厚さ１００〜３００ｎｍのＣｕ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＳｂからなる群より選択された１種以上の単独または複合濃化層が形成されることが好ましい。
上記Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｂは、鋼材の製造時には単独濃化層として存在するか、または（Ｃｕ，Ｓｂ）、（Ｃｕ，Ｃｏ）、（Ｃｕ，Ｎｉ）、（Ｃｏ，Ｓｂ）、（Ｃｏ，Ｎｉ）、（Ｓｂ，Ｎｉ）、（Ｃｕ，Ｓｂ，Ｃｏ）、（Ｃｕ，Ｓｂ，Ｎｉ）、（Ｃｕ，Ｃｏ，Ｎｉ）、（Ｓｂ，Ｃｏ，Ｎｉ）（Ｃｕ，Ｓｂ，Ｃｏ，Ｎｉ）のような複合濃化層として存在していて、硫酸及び塩酸による腐食環境下では単独または複合濃化層として存在するか、ＣｕｘＯ、ＣｏｘＯ、ＮｉｘＯ、ＳｂｘＯ、（Ｃｕ，Ｓｂ）ｘＯ、（Ｃｕ，Ｃｏ）ｘＯ、（Ｃｕ，Ｎｉ）ｘＯ、（Ｃｏ，Ｓｂ）ｘＯ、（Ｃｏ，Ｎｉ）ｘＯ、（Ｓｂ，Ｎｉ）ｘＯ、（Ｃｕ，Ｓｂ，Ｃｏ）ｘＯ、（Ｃｕ，Ｓｂ，Ｎｉ）ｘＯ、（Ｃｕ，Ｃｏ，Ｎｉ）ｘＯ、（Ｓｂ，Ｃｏ，Ｎｉ）ｘＯ、（Ｃｕ，Ｓｂ，Ｃｏ，Ｎｉ）ｘＯなどのような酸化物の形態で単独または複合酸化皮膜として存在して耐食性を非常に優れた水準に向上させる。
上記濃化層が１００ｎｍ未満である場合は、本発明が目標とする３．０ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒ以下の腐食減量を確保することが困難であるため優れた耐食性を得ることが難しい。
上記濃化層は厚くなるほど腐食減量が低くなるが、３００ｎｍを超えると多量の合金の添加に対する耐食性向上の効果が低くなるだけでなく、製造原価が上昇しすぎるという問題があるため、上記濃化層は１００〜３００ｎｍの厚さを有することが好ましい。
【００２７】
上述のように提供される本発明の鋼板は、腐食減量が３ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒ以下であるため、非常に優れた耐食性を確保することができる。また、本発明の鋼板は、４５０ＭＰａ以上の優れた引張強さを確保することができるため腐食環境で耐食層が０．３ｍｍ以下に摩耗されて、優れた耐摩耗性を確保することができるだけでなく、表面欠陥も発生しないという長所がある。
【００２８】
以下、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
【００２９】
上述の通り、提案される成分系を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃で再加熱する。上記再加熱は、合金元素が鋼材内部のいたるところに十分に拡散れていずれか一つの領域に偏析されないようにすることにより、後の熱間圧延、冷却及び巻取工程で原子の移動が活発に行われるようにするための工程であり、このため、上記再加熱温度は１１００℃以上であることが好ましい。但し、上記再加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が成長しすぎて強度が低下する可能性があるため、上記再加熱温度は１１００〜１３００℃の範囲を有することが好ましい。
【００３０】
上記再加熱された鋼スラブを８５０〜９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ圧延温度が８５０℃未満である場合は、延伸された結晶粒の生成によって延伸率が大きく低下し、方向別の材質の偏差が激しくなるおそれがある。また、９５０℃を超えると、結晶粒が成長しすぎて強度が低下する可能性があるため、上記仕上げ熱間圧延温度は８５０〜９５０℃の範囲を有することが好ましい。
【００３１】
上記得られた熱延鋼板を鋼板の表面温度を基準に６０〜１００℃／ｓｅｃで冷却する。上記のような高い速度の冷却を通じて巻取後に耐食性に有利な合金元素が移動するのに必要な推進力を増加させることができる。但し、上記冷却速度が６０℃／ｓｅｃ未満である場合は、推進力が低いため原子の移動が困難となり、その結果、複合的な腐食環境で耐食層の形成量が少なくなるという短所がある。上記冷却速度が増加するほど原子の移動のための推進力が増加するが、１００℃／ｓｅｃを超えると、内部温度が低くなりすぎて復熱が活発に行われないため耐食層の形成に有利な合金元素の移動が円滑に行われない可能性がある。したがって、上記冷却速度は６０〜１００℃／ｓｅｃの範囲であることが好ましい。また、上記冷却速度は７０〜１００℃／ｓｅｃであることがより好ましい。
【００３２】
その後、上記鋼板を６５０〜７５０℃で巻取する。上記巻取温度が６５０℃未満である場合、巻取工程で原子の移動が容易ではないため腐食環境で耐食層の形成が困難となり得る。上記巻取温度が７５０℃を超えると、熱延鋼板の結晶粒が成長しすぎて強度が急激に低下する可能性があるため、上記巻取温度は６５０〜７５０℃の範囲を有することが好ましい。
【００３３】
一方、上記巻取時には上記鋼板の表面が復熱現象によって６５０℃以上になるようにすることが好ましい。上記冷却工程を通じて鋼板内部の温度が６５０〜７５０℃の範囲を有するようにしても、上記鋼板の表面は急冷によって上記温度範囲より低い温度を有するようになる。したがって、上記復熱過程を経ることにより耐食層の形成に有利な合金元素の移動を活発にし、これを通じて耐食層を十分な厚さで形成させることができる。上記効果を十分に得るためには、上記復熱を経た鋼板の表面温度が６５０℃以上であることが好ましい。但し、十分な復熱過程を経ても、鋼板の表面温度が７５０℃を超えることは困難である。
【００３４】
上記巻取された鋼板を５０〜１００℃／ｈｒの速度で３００℃以下までゆっくり冷却する。
上記冷却速度が速すぎる場合は、耐食層の形成が困難となり得るため、上記冷却速度は１００℃／ｈｒ以下の範囲を有することが好ましい。５０℃／ｈｒ未満である場合は、結晶粒のサイズが大きくなりすぎて強度が低くなる可能性があるため、上記冷却速度は５０〜１００℃／ｈｒの範囲を有することが好ましい。
上記冷却停止温度が３００℃を超えると、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｂのような耐食層の形成元素が表面に十分に拡散されることができず濃化層の形成が困難となり得るため、上記冷却停止温度は３００℃以下の範囲を有することが好ましいが、本発明では、上記条件を満たすものでさえあれば十分であるため、上記冷却停止温度の下限に対しては特に限定しない。
したがって、上記冷却速度は５０〜１００℃／ｈｒの範囲であることが好ましい。また、上記冷却速度は５０〜９０℃／ｈｒであることがより好ましい。
【実施例】
【００３５】
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は本発明をより詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定しない。
【００３６】
下記表１に示す成分系を有する鋼塊を設けた後、１２００℃で再加熱してから１時間維持し、９００℃で熱間圧延を行って、厚さ４．５ｍｍの熱延鋼板の試片を製造した。上記熱延鋼板の試片をランアウトテーブルで６００℃（鋼板の表面温度基準）まで下記表２の条件に示す８０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却した。上記試片を巻取炉で下記表２に示す温度条件で巻取した後、巻取炉で６０℃／ｈｒの速度で冷却した。上記試片を巻取炉から抽出し、このとき、試片の温度は２５０℃であり、その後、常温まで空冷を行った。このように製造された試片に対して引張強さ及び表面欠陥の有無を測定し、硫酸−塩酸の複合腐食条件で腐食特性を調査するために、硫酸１６．９ｖｏｌ％＋塩酸０．３５ｖｏｌ％の混合溶液に６０℃で６時間入れて各試片の腐食減量を測定した。また、各試片の腐食減量を測定した後、試片の断面を切断して耐食層の厚さを測定した。さらに、２０ｍｍ×３０ｍｍのサイズの試片にスチールグリットを３０分間噴射して摩耗させた後、摩耗した試片の中央部分において最も多く摩耗された部分の厚さを測定して耐摩耗性を評価した。
【００３７】
【表１】
0006400107.tif 000002
【００３８】
【表２】
0006400107.tif 000003
【００３９】
上記表１及び表２から分かるように、本発明が提案する成分系及び製造条件を満たす発明例１〜４の場合は、硫酸及び塩酸による腐食環境下で腐食減量が３ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒ以下であるため非常に優れた耐食特性を有することが分かる。また、赤スケールまたはエッジクラックなどの表面欠陥が発生しないため非常に良好な表面品質を確保することが分かる。さらに、４５０ＭＰａ以上の優れた引張強さを確保することができるとともに、耐食層の摩耗深さが０．２５ｍｍ以下であるため非常に優れた耐摩耗特性を有することが確認できる。
【００４０】
しかし、比較例１の場合は、Ｓｉを添加しすぎたため赤スケールが発生し、引張強さは３５２ＭＰａと低いため耐摩耗性が低下することが分かる。
【００４１】
比較例２の場合は、強度は５２５ＭＰａと高い水準であるため耐摩耗性に優れるが、Ｎｉ及びＣｏが添加されなかったためＤ値及びＱ値が本発明の条件を外れてエッジクラックが発生したことが分かる。また、十分な厚さの耐食層が形成されず、腐食減量も６．３ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒであるため本発明例に比べて非常に劣位な水準であることが分かる。
【００４２】
比較例３の場合は、Ｓｉを添加しすぎて赤スケールが発生し、Ｑ値も本発明の条件から大きく外れることから、腐食減量が５．７ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒであるため本発明例に比べて非常に劣位な水準であることが分かる。
【００４３】
比較例４の場合は、表面欠陥は発生しなかったもののＱ値を満たしていないため、十分な厚さの耐食層が形成されることができず耐食特性が低い水準であることが分かる。
【００４４】
比較例５の場合は、発明例１とほぼ類似した成分系であるが、Ｄ値を満たしていないだけでなく、本発明の製造条件を満たしていないことから、腐食減量が４．２ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒであるため本発明例に比べて非常に低い耐食特性を有することが分かる。
【００４５】
図１は本発明の一実施例による試片のＱ値と腐食減量との関係を示すグラフである。図１から分かるように、Ｑ値が本発明の条件を満たす場合は、腐食減量が３．０ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒ以下であるため優れた耐食特性を有するのに対し、本発明の条件を外れた６．０以上である場合は、腐食減量が３．０ｍｇ／ｃｍ２／Ｈｒを超えるため耐食性が劣位である。
【００４６】
図２は本発明の一実施例による試片の引張強さと摩耗深さとの関係を示すグラフである。図２から分かるように、強度が高いほど摩耗深さは小さくなって耐摩耗性に優れるようになる。本発明の条件を満たす場合は、高い強度を有するため耐摩耗性を優れた水準に確保することができ、これにより、設備の寿命を延長させるという効果を得ることができる。
【図１】
0006400107.tif 000004
【図２】
0006400107.tif 000005