专利名称：耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢及其焊接接头的制作方法
技术领域：
本发明涉及耐酸腐蚀性优异的低合金钢以及焊接接头，详细地是涉及耐盐酸性以及耐硫酸性优异的低合金钢以及焊接接头，即主要涉及在锅炉和气化熔融炉的燃烧排放气体的气氛下产生的硫酸露点腐蚀、盐酸露点腐蚀的环境以及与硫酸和盐酸的水溶液相接的环境具有优异的耐蚀性的低合金钢以及焊接接头。
更详细地是涉及使“重油、煤炭等化石燃料、液化天然气等煤气燃料、城市垃圾等一般废弃物、木屑、纤维屑、废油、塑料、废轮胎、医疗废弃物等产业废弃物、以及下水污泥等”燃烧的锅炉的排烟设备即烟道导管、套管、热交换器、煤气-煤气加热器、湿式或干式的脱硫装置、电除尘器、诱导引送风机、旋转再生式空气预热器的筐篮材料以及传热元件板、降温塔、袋式滤(尘)器、以及烟囱等使用的低合金钢以及焊接接头。进一步详细地是涉及对排烟设备产生的硫酸以及盐酸露点腐蚀显示优异的耐蚀性、可能适用作为焊接结构用的、要求严格的冷加工性的热交换管的散热片材料与空气预热器的传热元件板、以及可能适用烟道的膨胀接头等的经济性良好的耐酸露点腐蚀低合金钢以及焊接接头，还涉及收集盐酸、硫酸等的单独的或混合的酸洗液的钢制电镀酸洗槽用的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢以及焊接接头。
背景技术：
火力发电站和城市焚烧设施以及产业废弃物焚烧设施的燃烧排放气体主要由水分、硫氧化物(二氧化硫、三氧化硫)、氯化氢、氮氧化物、二氧化碳、氮气、氧气等构成。尤其是燃烧排放气体中含有即使1ppm的三氧化硫时，排放气体的露点会达到100℃以上，产生所谓的硫酸露点腐蚀，作为这一对策可以使用所谓的耐硫酸露点腐蚀钢(例如特公昭43-14585号公报等)以及高耐蚀不锈钢(特开平7-316745号公报)。
对于烧煤的热力锅炉和一般的或者产业废弃物的焚烧设施的排烟系统，在燃烧气体中除了上述的三氧化硫以外还含有相当量的氯化氢，因此产生硫酸凝结和盐酸凝结。又，硫酸露点温度和盐酸露点温度随着燃烧排放气体的组成而波动。通常，硫酸露点温度在100～150℃左右，盐酸露点温度在50～80℃。故，在排烟系统中即便是同一装置，由于部位和结构的不同，所通过的燃烧气体温度即使几乎是一定的，由于壁面的温度的影响而产生硫酸露点腐蚀支配和盐酸露点腐蚀支配的部位，作为结构部件，对耐硫酸露点腐蚀性和耐盐酸露点腐蚀性二者优异的材料的开发成为课题。
对这一课题，在特公昭46-34772号公报曾经公开关于在超低碳(C≤0.03质量％)的基础上再添加Cu和Mo提高其耐硫酸性以及耐盐酸性的超低碳耐酸低合金钢的技术。
又，在特开平9-25536号公报曾经公开关于通过低硫化以及使其添加Sn和/或Sb在确保耐硫酸露点腐蚀性的同时改善耐盐酸露点腐蚀性的耐硫酸露点腐蚀钢的技术。又，在特开平10-110237号公报曾经公开在极低硫化(S≤0.005质量％)的含铜钢中添加Sn和/或Sb、并且为了改善因添加Sn/Sb产生的热加工性的降低而添加Mo和/或B的耐硫酸性和耐盐酸性以及热加工性优异的钢。
但是，特开昭46-34772号公报的技术由于被限定为超低C化，因此为了确保强度需要其它昂贵的合金元素，在抗拉强度不足400N/mm2下只能限于可能适用的空气加热器的传热元件板等的使用，作为焊接结构用钢存在使用困难的问题。再者，详情后文将要叙述，在该公报所公开的添加成分范围，如果过剩地添加Mo，硫酸浓度在10～40质量％时不仅存在耐硫酸性显著被损害这一问题，在耐盐酸性上根据不同条件也存在不如特公昭43-14585号公报以及S-TEN1钢(Cu-Sb系钢)(新日本制铁公司产品目录、耐硫酸露点腐蚀钢S-TEN，Cat.No.AC107，1981.6版)的问题。
而且，特开平7-316745号公报等公开的耐硫酸露点腐蚀不锈钢在盐酸露点腐蚀环境下出现露点腐蚀的同时还因氯化物的浓缩产生应力腐蚀裂纹和缝隙腐蚀，因此除了耐全面腐蚀性以外，有必要确保耐应力腐蚀裂纹性以及耐缝隙腐蚀性，所以不得不使其高合金化，与低合金钢相比明显地昂贵，并且成为高强度，因此存在难以兼顾耐酸性和冷加工性的问题。
又，特开平9-25536号公报所公开的钢的耐硫酸露点腐蚀性以及耐盐酸露点腐蚀性，存在与上述S-TEN1钢的耐盐酸露点腐蚀性同等或更低的问题。
又，特开平10-110237号公报所公开的钢必须是极低S化，因此第1，存在导致炼钢成本过分升高的问题。而第2，如后述那样，经本发明者的研究新发现，过分地低S化损害耐硫酸性。再者第3，在焊接结构用钢的场合，对于焊缝金属也要求达到同样水平的极低S化，但在履行焊接施工性的确保等诸多条件时，想达到它们是极其困难的，因此在焊接结构的使用即作为接头使用时，存在确保接头耐蚀性困难的问题。再者第4，Sn和/或Sb的添加是必须的，但如后述那样，过剩的Sn单独地或者Sn和/或Sb的复合添加会显著地损害钢板的韧性，因此作为导管和烟囱等的焊接结构用热轧钢板存在不实用的问题。
根据发明者的研究判明，到目前为止被开发的各种耐硫酸露点腐蚀钢中，以Cu-Sb系钢作为基本成分系的上述S-TEN1钢具有最优异的耐盐酸性。
但是，在焚烧聚氯乙烯和家庭生活垃圾的废弃物焚烧设施，根据设施的情况有时排放气体中的氯化氢浓度达到4000ppm，因此迫切需要在保持S-TEN1钢的耐硫酸性的同时使其飞跃性地提高耐盐酸性且作为焊接结构用钢时也能够制造作为冷加工性优异的冷轧钢板而且比耐盐酸性优异的高耐蚀不锈钢明显经济的新型的耐硫酸露点腐蚀钢。
又，这些低合金钢多数是被作为通常焊接结构件使用的。
通常，焊接结构件在腐蚀环境使用的场合，如果焊缝区和母材之间存在耐蚀性的差异，则耐蚀性较差的一方被选择性地腐蚀，结构件的寿命会显著地缩短。又，在焊缝区发生选择性地腐蚀时，在腐蚀孔产生应力集中，在极端的场合存在导致结构件的破坏的危险性。这样，对于焊接结构件的利用，在不能忽略腐蚀劣化的用途的场合，不仅母材，也有必要充分确保焊缝区的耐蚀性。
对于烧煤火力发电站和垃圾焚烧设施等的烟道、烟囱等排烟设备，由于排气中三氧化硫以及氯化氢的原因产生硫酸露点腐蚀和盐酸露点腐蚀。对于这样的环境，现在使用耐硫酸露点腐蚀钢(例如，新日本制铁公司，S-TEN产品目录、Cat.No.AC107、1981.6版)。作为焊接材料，使用软钢用的焊接材料和耐硫酸露点腐蚀钢专用的焊接材料(例如，日铁焊接工业公司ニツテツ溶接材料·機器ハンドブツク、p61，p164，p.208，p.291)。
耐硫酸露点腐蚀专用的焊接材料，作为耐蚀元素从前是单独含铜的材料以及含有Cu-Cr系的材料。使用这些原有的焊接材料得到的焊接接头，在专门燃烧重油的锅炉设备的排烟装置产生的硫酸露点腐蚀环境下充分显示优异的耐蚀性，但是在烧煤锅炉和垃圾焚烧或者垃圾气化熔融设施等同时产生硫酸露点腐蚀和盐酸露点腐蚀，因此焊缝区的焊缝金属的耐蚀性不充分，与母材相比存在耐蚀性差的焊缝金属被选择性地腐蚀的这一课题。
本发明是为了解决这样的课题而提出的，其目的在于提供耐酸露点腐蚀性优异的低合金钢以及焊接接头，详细地是提供耐盐酸性以及耐硫酸性优异的低合金钢以及焊接接头，即主要是提供对锅炉和气化熔融炉的燃烧排放气体的气氛下产生的对硫酸露点腐蚀以及盐酸露点腐蚀具有优异的耐蚀性的低合金钢以及焊接接头。更详细地是提供使重油、煤炭等化石燃料、液化天然气等煤气燃料、城市垃圾等一般废弃物、木屑、纤维屑、废油、塑料、废轮胎、医疗废弃物等产业废弃物、以及下水污泥等燃烧的锅炉的排烟设备即烟道导管、套管、热交换器、煤气-煤气加热器、湿式或干式的脱硫装置、电除尘器、诱导引送风机、旋转再生式空气预热器的筐篮材料以及传热元件板、降温塔、袋式滤(尘)器、烟囱等使用的低合金钢以及焊接接头。再详细地是在于经济地提供对排烟设备产生的硫酸以及盐酸露点腐蚀显示优异的耐蚀性、可能适用作为焊接结构用的、要求严格的冷加工性的热交换管的散热片材料以及空气预热器的传热元件板、烟道的膨胀接头等可能适用的经济性良好的耐酸露点腐蚀低合金钢以及焊接接头、或者收集盐酸、硫酸等的单独的或混合的酸洗液的钢制电镀酸洗槽用的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢以及焊接接头。
发明内容
本发明者详细探讨冶金因子对耐硫酸露点腐蚀性以及耐盐酸露点腐蚀性的影响，结果发现，通过对耐硫酸露点腐蚀钢S-TEN1(Cu-Sb系钢)在后述的耐酸腐蚀性指数AI值为正(0以上)的范围内添加极微量的Mo发现，不象从前那样将S量限定在极低量、在确保比上述S-TEN1钢优异的耐硫酸露点腐蚀性的同时能够大幅度提高耐盐酸露点腐蚀性。以下详细叙述本发明者对本发明的见解。以下成分添加量的％表示质量％。
从前，Mo被作为显著地损害钢以及含铜低合金钢的耐硫酸性的元素理解(例如，小若、諸石、室谷日本金属学会昭和41年度大会春期大会講演概要、p.84(1966)、寺前、門、乙黒、轟富士製鉄技報、17，p.103(1968))。但是，到目前为止在调查Mo的影响的研究中，本发明者注意到，都是添加量超过0.1％，现就0.1％以下的Mo的微量添加对Cu-Sb系钢的耐盐酸性、耐含有氯化物的酸腐蚀性、以及耐硫酸性的腐蚀行为的影响进行详细的调查。
其结果1)如图1所示那样可知，对于Cu-Sb系钢添加极微量的Mo(不足0.01％)，存在耐盐酸性飞跃性地提高的特异点。
2)再者，同样如从图2判别那样可知，对于Cu-Sb系钢，通过极微量添加被从前说成对耐硫酸性是损害元素的Mo，与从前知道的见解相反，却能够使耐硫酸性提高。
3)又从图2可知，如果添加特定量以上的过多的Mo时，会损害耐硫酸性。
在此，将不损害耐硫酸性的Mo的添加量(以下记为“耐硫酸性极限Mo量”)作如下那样的定义。即，Mo以外的组成相同、将含有Mo的钢与不含有Mo的钢的耐硫酸性作比较，在含有Mo时使耐硫酸性降低时的Mo含量的上限值定义为“耐硫酸性极限Mo量”。
耐硫酸性极限Mo量与钢中的C、Sb量有极其明确的关系，对由下式<1>定义的AI值(耐硫酸-盐酸腐蚀性指标)满足AI＝0。
AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Mo％<1>
其中“％”表示“质量％”。
对于本发明钢，如图1和图2所示那样，随着Mo的添加量增加耐盐酸腐蚀性提高，但是添加规定量以上的过多的Mo会显著损害耐硫酸腐蚀性，能够维持耐硫酸腐蚀性的极限Mo量相当于上述<1>式求得的AI为0时的Mo量。
在AI＜0的场合，能够维持优异的耐盐酸性，但是如从前的报道那样，使耐硫酸性降低；另一方面，在满足AI≥0的场合，耐硫酸性和耐盐酸性均都提高。
图3是说明对于C-Cu-Mo系钢的Mo-C平衡图满足AI＝0时的耐硫酸性极限Mo量线与耐硫酸性的关系的图。耐硫酸性极限Mo量线的左侧是满足AI≥0的场合，使耐硫酸性和耐盐酸性提高。另一方面，在耐硫酸性极限Mo量线的右侧是满足AI＜0的场合，尽管能够维持优异的耐盐酸性，但是使耐硫酸性降低。
从AI值可以知道，在C量一定的场合，Sb的添加具有使耐硫酸性极限Mo量增加的作用。这一见解在工业上意义极大。以下，对其意义进行说明。
对不含有Sb的Cu-Mo系钢和Cu-Sb-Mo系钢，进行与上述同样的研讨。其结果，Cu-Mo系钢不能得到Cu-Sb-Mo系钢那样的优异的耐盐酸性，Mo作为耐硫酸性起着损害元素作用的耐硫酸性极限Mo量以C％×Mo％＝0.0005给出。
图4是表示Sb的添加的效果，表示出Cu-Mo系钢(不添加Sb)和Cu-Sb-Mo系钢(添加0.1％Sb、0.15％Sb)的耐硫酸性极限Mo量线。对于Cu-Mo系钢(不添加Sb)在0.1C％的场合耐硫酸性极限Mo量为0.005％(图4中之1)。故，作为焊接结构用钢为了确保强度在需要使C含有0.1％左右的场合，对于不含Sb的Cu-Mo系钢，为了确保优异的耐硫酸性以及耐盐酸性，需要将Mo管理在0.005％以下，但是如图4中之4所示那样，钢中Mo量的工业管理幅度仅为±0.02％左右，所以在工业上将钢中Mo量管理在0.005％以下的范围是极其困难的。
另一方面，对于Cu-Mo-0.1％Sb系钢在0.1C％的场合，耐硫酸性极限Mo量给出0.05％(图4中之2)，在0.05％以下有效地添加即可，而在Cu-Mo-0.15％Sb系钢于0.1C％的场合，耐硫酸性极限Mo量给出0.075％(图4中之3)，在0.075％以下添加即可，因此在工业的钢中Mo的管理幅度的±0.02％(图4中之4)的范围内能够容易地管理。
对于上述的Cu-Mo系钢和Cu-Mo-Sb系钢的耐硫酸性以及耐盐酸性进行详细调查得到的见解归纳如下1)Cu-Mo-Sb系钢与Cu-Mo系钢和Cu-Sb系钢相比较，耐盐酸性飞跃性地优异；2)Cu-Mo-Sb系钢以及Cu-Mo系钢，Mo在某上限值的范围内即在耐硫酸性极限Mo量以下添加时，从前被说成有害的Mo起着使耐硫酸性提高的作用；3)耐硫酸性极限Mo量的上限值能够由与钢中C以及Sb量的明了的关系来表示，在Cu-Mo-Sb系钢的场合，能够以C％×Mo％≤0.0005+0.045×Sb％给出；在Cu-Mo系钢的场合，能够以C％×Mo％≤0.0005给出。以这一关系作为指标进行表示，上述的AI即AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Mo％，在AI≥0时耐盐酸性以及耐硫酸性均极其优异。
本发明者还对上述那样的耐盐酸腐蚀性和耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢作为焊接结构件使用的场合对焊接接头的耐盐酸腐蚀性和耐硫酸腐蚀性的影响的冶金因数进行研究，其结果，通过将母材作为上述那样的组成的低合金钢、并且根据提高母材的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性的见解将焊缝金属(或称为焊接金属)作成特定的组成，即通过将1)焊缝金属的组成作成Cu-Mo-Sb系、2)将AI值确定在特定的范围，能够得到耐盐酸腐蚀性和耐硫酸腐蚀性优异的焊接接头。又，最好通过将母材的AI值以及焊缝金属的AI值之差确定在特定的范围，得到能够获得更加优异的焊接接头的这一见解。
本发明是基于上述的见解而作出的，其要点如下(1)一种耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计含有C0.001～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成、并且用下列公式<1>求得的耐酸腐蚀性指数AI在0以上。
AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Mo％<1>
其中上述的“％”表示“质量％”。
(2)一种耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计含有C0.001～0.2％、
Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下并且还含有Nb0.005～0.1％、Ta0.005～0.1％、V0.005～0.1％、Ti0.005～0.1％、W0.05～1％之中的1种或2种以上以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且用下列公式<2>求得的耐酸腐蚀性指数EI在0以上。
EI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Moeq<2>
其中上述的“％”表示“质量％”，上述Moeq(质量％)表示为Moeq＝Mo+5.1×(Nb％+Ta％)+4.2×V％+9.3×Ti％+0.5×W(3)根据(1)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S。
(4)根据(2)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S。
(5)根据(1)～(4)项中任何一项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计还含有Cr0.1～0.5％、Ni01～1％、
N0.001～0.007％、Al0.005～0.1％、Ca0.0002～0.01％、Mg0.0002～0.01％、REM0.0002～0.01％、B0.0002～0.005％、La0.0002～0.01％、Ce0.0002～0.01％、Sn0.01～0.3％、Pb0.01～0.3％、Se0.001～0.1％、Te0.001～0.1％、Bi0.001～0.1％、Ag0.001～0.5％、Pd0.001～0.1％之中的1种或2种以上。
(6)一种耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，该焊接接头包含以质量％计含有C0.001～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成的母材、和以质量％计含有C0.005～0.2％、
Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～0.5％、Sb0.01～0.2％、P0.03％以下、S0.03％以下以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成的焊缝金属，并且上述母材以及焊缝金属由下列公式<1>求出的耐酸腐蚀性指数AI在0以上。
AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Mo％<1>
其中上述的“％”表示“质量％”。
(7)根据(6)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材和焊缝金属的耐酸腐蚀性指数AI的差分绝对值|ΔAI|在20以下。
其中，|ΔAI|＝|AI(母材)-AI(焊缝金属)|(8)根据(6)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S、上述焊缝金属以质量％计含有高于0.005％但不超过0.02％的S。
(9)根据(7)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S、上述焊缝金属以质量％计含有高于0.005％但不超过0.02％的S。
(10)根据(6)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、上述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
(11)根据(7)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、上述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
(12)根据(8)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、上述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
(13)根据(9)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、上述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
(14)一种耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，该焊接接头含有以质量％计含有C0.001～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下并且还含有Nb0.005～0.1％、Ta0.005～0.1％、V0.005～0.1％、Ti0.005～0.1％、W0.05～1％之中的1种或2种以上以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成的母材、和以质量％计含有C0.005～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、
Cu0.1～1％、Mo0.001～0.5％、Sb0.01～0.2％、P0.03％以下、S0.03％以下还含有Nb0.005～0.1％、Ta0.005～0.1％、V0.005～0.1％、Ti0.005～0.1％、W0.05～1％之中的1种或2种以上以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成的焊缝金属，并且上述母材以及焊缝金属由下列公式<2>求出的耐酸腐蚀性指数EI在0以上。
EI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Moeq<2>
其中上述的“％”表示“质量％”，上述Moeq(质量％)表示为Moeq＝Mo+5.1×(Nb％+Ta％)+4.2×V％+9.3×Ti％+0.5×W(15)根据(14)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材和焊缝金属的耐酸腐蚀性指数EI的差分绝对值|ΔEI|在20以下。
其中，|ΔEI|＝|EI(母材)-EI(焊缝金属)|(16)根据(14)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材含有以质量％计高于0.005％但不超过0.025％的S、上述焊缝金属含有以质量％计高于0.005％但不超过0.02％的S。
(17)根据(15)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材含有以质量％计高于0.005％但不超过0.025％的S、上述焊缝金属含有以质量％计高于0.005％但不超过0.02％的S。
(18)根据(14)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、上述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
(19)根据(15)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、上述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
(20)根据(16)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、上述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
(21)根据(17)项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、上述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
(22)根据(6)～(21)项中任何一项记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，上述母材以及焊缝金属以质量％计还含有Cr0.1～0.5％、Ni0.1～1％、Al0.005～0.1％、Ca0.0002～0.01％、Mg0.0002～0.01％、REM0.0002～0.01％、B0.0002～0.005％、La0.0002～0.01％、Ce0.0002～0.01％、Sn0.01～0.3％、Pb0.01～0.3％、Se0.0001～0.1％、
Te0.001～0.1％、Bi0.001～0.1％、Ag0.001～0.5％、Pd0.001～0.1％之中的1种或2种以上。
图1是表示Mo的添加量对Cu-Sb系钢的耐盐酸性的影响的图。
图2是表示Mo的添加量对Cu-Sb系钢的耐硫酸性的影响的图。
图3是表示C、Mo的添加量对C-Cu-Mo系钢的耐硫酸性的影响的图。
图4是表示Sb量对Cu-Mo系钢的耐硫酸性极限Mo量线的影响的图。
图5是表示S的添加量对Cu-Mo-Sb系钢的耐盐酸性的影响的图。
图6是表示Cu-Mo-Sb系钢的AI值与硫酸中腐蚀速度的关系的图。
图7是表示Cu-Mo-Sb系钢的EI值与硫酸中腐蚀速度的关系的图。
图8是表示本发明钢以及比较钢在盐酸酸洗槽中的板厚减少量随时间的变化的图。
图9是表示本发明钢以及比较钢在废弃物焚烧设施的排烟装置中的腐蚀速度的图。
图10是表示本发明的焊接接头的|ΔAI|与母材以及焊缝金属在硫酸中的腐蚀速度的关系的图。
图11是表示本发明的焊接接头的|ΔEI|与母材以及焊缝金属在硫酸中的腐蚀速度的关系的图。
图12(a)是表示为了判定焊缝金属的耐蚀性的腐蚀试验片的取样要领的图。
图12(b)是表示为了判定焊缝金属的耐蚀性的腐蚀试验片的取样要领的图12(a)的x-x’剖面图。
图13是表示为了判定焊接接头区的耐蚀性的腐蚀试验片的取样要领的图。
具体实施例方式
就本发明进行详细说明。首先，就有关本发明的低合金钢和焊接接头的母材(以下称它们为“本发明钢”)、以及焊接接头的焊缝金属的成分元素及其添加量进行说明。又，成分添加量的％是指质量％。
(1)本发明钢(低合金钢、焊接接头母材)C减低到不足0.001％则在工业上显著地损害经济性，因此添加0.001％以上，但是为了确保强度，添加0.002％以上较为理想。从前C被说成是使耐硫酸露点腐蚀性以及耐盐酸露点腐蚀性略微降低的元素，但是根据本发明，在Cu-Mo-Sb系钢的场合，C在0.06％以下的场合对耐盐酸性的损害作用很微小。又，对于耐硫酸性，在满足C％×Mo％≤0.0005+0.045×Sb％的场合不损害耐硫酸性，但是在添加超过该公式的C量的场合，耐硫酸性急剧降低。在更重视耐盐酸性的用途的场合，则不要求上述限定，添加0.005％以上的C较为理想。另一方面，在C超过0.2％时焊接性、耐硫酸性以及耐盐酸性降低，因此C的限定范围确定在0.001～0.2％。尤其对烟囱、导管等的焊接结构用途确定在0.02～0.15％、对冷加工用途确定在0.002～0.03％较为理想。
Si为了脱氧添加0.01％以上。过量地添加，在热轧钢板的场合导致热轧氧化皮的固着(除鳞效果降低)，被称为蔓藤花纹图案和麻点的氧化皮缺陷急剧地增加，因此上限确定在2.5％。Si具有与添加量大致成比例地使耐硫酸性提高的效果，但是很难看到对耐盐酸性的效果。故，在重视耐盐酸性的场合，Si确定在0.55％～1.2％为宜。在考虑作为焊接结构用钢的焊接性和焊缝区(即焊接部分)的韧性以及加工性的场合，Si确定在0.1～0.55％较为理想。又，考虑热轧钢板在加工时生成的氧化皮缺陷的生成率，Si确定在0.2％～0.35％最为理想。
Mn为了钢的强度调整，添加0.1％以上，其上限在2％则足够，因此将0.1～2％作为限定范围。又，Mn的添加量增加则显示使耐硫酸性略微降低的倾向，但并不显著地损害本发明的Cu-Mo-Sb系钢的优异的耐硫酸性，因此作为焊接结构用钢按照必要的机械特性的C-Mn的平衡添加即可。欲最大限度地得到耐蚀性的场合，确定在0.1～0.7％的范围较为理想。
Cu为了确保耐硫酸性以及耐盐酸性，添加0.1％以上是必须的，另一方面，即使添加量超过1％，这些效果也趋于饱和、导致过分的强度升高以及加工性的降低，因此限定范围在0.1～1％。理想地是添加0.2～0.4％，由于耐蚀性与加工性的平衡而更加优异。
Mo在Cu-Sb系钢中添加0.001％以上时是显著使耐蚀性提高的必要元素。例如在300吨转炉炼钢的场合，投入30kg以上的Mo氧化物或Mo金属时，即使钢中的Mo量不到发射光谱分析(本底计数)的下限值(0.003％)，仍发现其效果，因此在工业上Mo合金往钢液中的投入不用确认Mo在钢液中的收得率即可。又，在满足C％×Mo％≤0.0005+0.045×Sb％的范围内Mo作为使耐硫酸性提高的元素而起作用，在提高上述耐盐酸性的同时提高耐硫酸性。如上所述，不损害耐硫酸性的耐硫酸性极限Mo量，越是低C或高Sb时则越宽松(增加)。考虑对机械性能的影响，Mo量的上限确定在1％。
Sb为了得到耐硫酸性、耐盐酸性以及耐含有氯化物的酸腐蚀性，必须添加0.01％以上。Sb量越多则耐硫酸性越提高，但是在0.1％基本上饱和，如果添加量超过0.2％，则热加工性、钢板以及焊接接头的韧性降低，因此确定在0.01～0.2％。在考虑耐蚀性、热加工性以及机械特性的平衡时，确定在0.05～0.15％较为理想。
P是不可避免的杂质元素，显著地损害耐硫酸露点腐蚀性以及耐盐酸露点腐蚀性，因此其范围确定在0.05％以下。更优选限定在0.01％以下时，耐硫酸露点腐蚀性以及耐盐酸露点腐蚀性显著地改善。考虑到脱S工序的负荷以及经济性，最好限定在0.005～0.01％。
S与P一样是不可避免的杂质元素，在超过0.05％时热加工性能以及机械性能受到损害，因此上限确定在0.05％。但是，如图5所示那样，对于本发明的Cu-Mo-Sb系钢，在使S以高于0.005％的适量含有时，耐硫酸性以及耐盐酸性显著地提高，因此使其以高于0.005％的含有较为理想。但是，即便使其高于0.025％含有时其效果达到饱和，因此使其高于0.005％而不超过0.025％较为理想。尤其是考虑到耐盐酸性、耐硫酸性、机械性能(耐层状撕裂等)、以及热加工性时，确定在0.01～0.025％最为理想。
对于本发明钢，以下式<1>定义的耐酸腐蚀性指数AI，在满足AI≥0的场合，能够得到极其优异的耐盐酸性以及耐硫酸性。
AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Mo％ <1>
即，图6表示AI值与硫酸腐蚀速度的关系，如该图所示那样，耐酸腐蚀性指数AI在0以上的场合，判断耐硫酸性显著提高。因此，在本发明中添加Sb、C、Mo，使上述<1>式求得的耐酸腐蚀性指数AI在0以上。
在满足AI≥0的场合，即在满足C％×Mo％≤0.0005+0.045×Sb％的场合，例如在需要优异的加工性的冷轧钢板的场合，C量在0.01％以下的低C系较为理想，因此，此时如果添加0.1％Sb，再添加0.5％以下的Mo，则能够同时得到优异的耐硫酸性以及耐盐酸性。
又，在上述AI值超过75的场合，即Sb过剩的场合，耐硫酸性以及耐盐酸性的提高效果不但几乎饱和，而且热加工性能下降，因此其上限确定在75为宜。
又，本发明钢，以改善钢板的强度、韧性、焊接性、高温特性等为目的，根据需要添加Nb、Ta、V、Ti以及W。
Nb、Ta、V、Ti分别添加0.005％以上，是对晶粒细化引起的强度和韧性提高、以及高温强度的提高有效果的元素，对冷加工性的提高也有效果。但是，在超过0.1％时其效果达到饱和。故，它们的限定范围分别为0.005～0.1％。
W在添加0.05％以上时对高温强度以及耐盐酸性的提高有效果，这些效果在1％时达到饱和，因此其范围确定在0.05～1％。
又，在过剩添加Nb、Ta、V、Ti、W等碳氮化物形成元素组时，本发明钢的耐硫酸腐蚀性受到损害。即这些元素具有使耐硫酸性极限Mo量降低的作用，其程度能够以下述的Mo当量(Moeq)加以整理。
Moeq(质量％)＝Mo％+5.1×(Nb％+Ta％)+4.2×V％+9.3×Ti％+0.5×W％在添加Nb、Ta、V、Ti、W的场合，不损害耐硫酸性的极限的成分平衡，代替上述的AI，能够以扩张耐酸腐蚀性指数EI给出。EI是Sb、C、Moeq(质量％)的函数，由下列公式<2>给出。
EI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Moeq％<2>
为了所要求的目的，在复合添加Nb、Ta、V、Ti、W的场合，在满足EI≥0时能够同时得到极其优异的耐盐酸性以及耐硫酸性。
即，图7是表示EI值与硫酸腐蚀速度的关系的图，如该图所示那样，扩张耐酸腐蚀性指数EI在0以上的场合，判断耐硫酸性显著提高。因此，对于本发明钢添加Sb、C、Mo，使上述公式<2>所求得的扩张耐酸腐蚀性指数EI在0以上。
又，在上述EI值超过75的场合即Sb过剩的场合，耐硫酸性以及耐盐酸性的提高效果不仅趋于饱和，其热加工性降低，因此其上限确定在75较为理想。
Cr为了使耐候性等提高，根据需要添加0.1％以上。但是超过0.5％添加时，尤其本发明钢的耐硫酸性显著降低，因此根据需要添加时0.5％作为上限。从进一步使耐硫酸性以及耐盐酸性提高的观点，Cr含量限定在0.1％以下较为理想，最好不添加。
Ni是具有使耐盐酸性提高的作用的元素，以防止本发明钢中Cu和Sb的添加产生的热加工时的表面裂纹为目的，根据需要添加0.1％以上，即使添加超过1％时这些效果也达到饱和，因此确定0.1～1％作为限定范围，在0.1％～Cu％×0.5的范围特别好。
N是具有使耐盐酸性提高的作用的不可避免的杂质元素。根据需要添加0.001％以上，超过0.007％的过多添加则成为板坯铸造时的表面裂纹的原因，因此将0.001～0.007％作为限定范围。
Al通常作为脱氧元素而添加。对于本发明钢，根据需要添加0.005％以上，但是超过0.1％添加时则损失耐盐酸露点腐蚀性以及热加工性，因此其范围确定在0.005～0.1％。
又，本发明钢根据需要添加Ca、Mg、Ce、La、REM、B。
Ca、Mg、REM、B由于提高纯净度和使晶粒微细化而对钢的韧性有利，在上限以下的添加对耐蚀性没有影响，因此根据需要分别添加0.0002％以上，其效果是，Ca、Mg、Ce、La、REM在高于0.01％、B在高于0.005％时才开始出现对耐蚀性的不利影响，因此Ca、Mg、Ce、La、REM的限定范围在0.0002～0.01％、B的限定范围在0.0002～0.005％。
又，本发明钢根据需要添加Sn、Pb、Se、Te、Bi。
Sn、Pb具有使易切削性提高的作用，为了得到其效果，需要添加0.01％以上，但含量超过0.3％时热加工性降低，因此其含量的上限确定在0.3％。
Se、Te、Bi具有使耐酸性进一步提高的作用，为了得到其效果有必要分别添加0.001％以上，但在各自的含量超过0.1％时导致生产率降低和制造成本的增加，因此它们的各自含量的上限确定在0.1％。
又，本发明钢根据需要添加Ag和Pd。
Ag和Pd具有在高温高浓度硫酸环境下使耐蚀性提高的作用，为了得到其效果有必要分别添加0.001％以上，但在各自的含量分别超过0.5％和0.1％时不仅制造成本增加，热加工性也降低，因此其含量的上限分别确定在0.5％和0.1％。
(2)焊缝金属C作为焊接结构用钢的焊接接头为了确保强度而添加，在超过0.2％添加时焊接性和耐硫酸性降低，因此限定在0.2％以下。从耐硫酸性以及耐盐酸性的观点C的含量越少越好，但考虑到强度和经济性，C的含量确定在0.005～0.2％。尤其在与Mo共存的场合，超过0.2％的C的添加使耐硫酸性显著地降低。在需要考虑耐盐酸性和耐硫酸性的平衡的场合，确定在0.05％以下较为理想。
Si在焊缝金属中含有0.01％以上时与Cu共存使耐硫酸性以及耐盐酸性提高，因此下限确定在0.01％。但是在超过2.5％时却看不到耐蚀性的提高、焊缝金属的韧性显著地降低，因此上限确定在2.5％。在更加重视焊接施工性以及焊缝区的韧性的场合，在0.1～1％较为理想。
Mn为了脱氧和调整强度添加0.1％以上，其上限在2％已经足够，因此将0.1～2％作为限定范围。
Cu为了确保耐硫酸性以及耐盐酸性添加0.1％以上是必要的。即使超过1％添加，耐蚀性也几乎饱和，导致过分地强度升高以及凝固裂纹，因此将0.1～1％作为限定范围。理想地是添加0.25～0.75％，由于耐蚀性以及加工性的平衡而更加优异。
Mo对于Cu-Sb系的焊缝金属添加0.001％以上时是使耐盐酸性显著提高的必要元素。又，在满足C％×Mo％≤0.0005+0.045×Sb％的范围内Mo作为使耐硫酸性提高的元素而起作用，在上述耐盐酸性的同时耐硫酸性提高。考虑对焊缝金属的机械性能的影响，Mo量的上限确定在0.5％。
Sb在添加0.01％以上时，与Cu一起共存是进一步使耐硫酸性以及耐盐酸性提高的元素，将0.01％作为下限。为了得到充分的耐蚀性，添加0.05％以上较为理想。另一方面，在添加0.2％其效果几乎饱和，因此限定在0.01～0.2％。焊缝金属中的Sb在超过0.15％时焊接施工性降低，因此0.05～0.15％更为理想。
P是不可避免的杂质元素，显著地损害耐硫酸性以及耐盐酸性，因此其范围确定在0.03％以下。较为理想是限定在0.01％以下，此时耐硫酸性以及耐盐酸性显著地改善。在0.005～0.01％更为理想，在0.005％以下最为理想。
S与P一样是不可避免的杂质元素，在超过0.03％时耐硫酸性显著地降低，因此为了确保耐硫酸性以及耐盐酸性有必要将上限限定在0.03％。但是，如图5所示那样，对于本发明的Cu-Mo-Sb系钢，使S超过0.005％而适量含有时在耐硫酸腐蚀性的同时耐盐酸腐蚀性也显著地提高。因此，在焊缝金属使其超过0.005％较为理想。但是，在超过0.02％使其含有时效果饱和，在考虑确保焊缝金属的韧性时在0.02％以下较为理想。尤其考虑耐盐酸性、耐硫酸性以及机械性能时，高于0.005％而不超过0.02％最为理想。
对于本发明的焊接接头，母材以及焊缝金属在下列公式<1>定义的耐酸腐蚀性指数AI在满足AI≥0的场合能够得到极优异的耐盐酸性以及耐硫酸性。
AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Mo％<1>
图6表示AI值与硫酸腐蚀速度的关系，如该图所示那样，在耐酸腐蚀性指数AI为0以上的场合，耐硫酸性显著地提高，因此在本发明中对于焊缝金属也添加Sb、C、Mo，使上述公式<1>求得的耐酸腐蚀性指数AI在0以上。
在满足AI≥0的场合即满足C％×Mo％≤0.0005+0.045×Sb％的场合，例如焊缝金属的C量在0.01％以下的场合如果添加0.1％Sb再添加0.5％以下的Mo，则能够得到优异的耐硫酸性和耐盐酸性以及耐含有氯化物的酸腐蚀性。
又，上述AI值在超过75的场合，即Sb过剩的场合，则耐硫酸性和耐盐酸性以及耐含有氯化物的酸腐蚀性的提高效果不仅几乎饱和，而且热加工性降低，因此其上限确定在75较为理想。
又，对于本发明的焊接接头，将焊接接头的耐选择腐蚀性指数|ΔAI|确定为适宜的值较为理想。
焊接接头的耐选择腐蚀性指数|ΔAI|由母材的耐酸腐蚀性指数AI(母材)以及焊缝金属的耐酸腐蚀性指数AI(焊缝金属)的下述公式<3>加以规定。
|ΔAI|＝|AI(母材)|-|AI(焊缝金属)|<3>
图10是表示|ΔAI|与母材以及焊缝金属的硫酸腐蚀速度的关系的图，如图10所示那样，在|ΔAI|超过20时，则母材或焊缝金属的任一中的AI值较小的一方的腐蚀速度增加，在硫酸环境下产生选择性的加速腐蚀。因此，为了防止这样的焊接接头的选择性的加速腐蚀，将|ΔAI|设定在20以下。
又，对于本发明的焊接接头，以焊接接头的强度、韧性、高温特性等的改善为目的，根据需要对焊接接头的焊缝金属添加Nb、Ta、V、Ti、W的一种以上。
Nb、Ta、V、Ti分别添加0.005％以上是对基于晶粒细化的强度韧性的提高以及高温强度的提高有效的元素。但是，在超过0.1％时其效果饱和。故，分别将0.005～0.1％作为限定范围。
W添加0.05％以上时对高温强度以及耐盐酸性的提高有效果，这些效果在1％趋于饱和，因此将范围确定在0.05～1％。
又，在焊缝金属中过剩添加Nb、Ta、V、Ti、W等碳氮化物形成元素组时，本发明的焊接接头的耐硫酸腐蚀性遭到损害。即这些元素具有使耐硫酸性极限Mo量降低的作用，其程度能够以下述的Mo当量(Moeq)加以整理。
Moeq(质量％)＝Mo％+5.1×(Nb％+Ta％)+4.2×V％+9.3×Ti％+0.5×W％在Nb、Ta、V、Ti、W等被添加的场合，不损害耐硫酸性的极限的成分平衡，代替上述的AI，能够以扩张耐酸腐蚀性指数EI给出。EI是Sb、C、Moeq(质量％)的函数，由下列公式<2>给出。
EI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Moeq％<2>
为了所要求的目的，在复合添加Nb、Ta、V、Ti、W的场合，在满足EI≥0时能够同时得到极其优异的耐盐酸性以及耐硫酸性。
即，图7是表示EI值与硫酸腐蚀速度的关系的图，如该图所示那样，扩张耐酸腐蚀性指数EI在0以上的场合，判断耐硫酸性显著提高。因此，对于本发明的焊接接头的焊缝金属添加Sb、C、Mo，使上述公式<2>所求得的扩张耐酸腐蚀性指数EI在0以上。
又，在Nb、Ta、V、Ti、W的一种以上被添加的场合，焊接接头的耐选择腐蚀性指数使用扩张耐酸腐蚀性指数EI替换上述的AI，通过进行评估能够作成更加优异的焊接接头。
焊接接头的扩张耐选择腐蚀性指数|ΔEI|根据母材的扩张耐酸腐蚀性指数EI(母材)以及焊缝金属的扩张耐酸腐蚀性指数EI(焊缝金属)由以下的公式<4>加以规定。
|ΔEI|＝|EI(母材)-EI(焊缝金属)|<4>
图11是表示|ΔEI|与母材以及焊缝金属的硫酸腐蚀速度的关系的图，如图11所示那样，在|ΔEI|超过20时，则母材或焊缝金属的其中EI值较小的一方的腐蚀速度增加，在硫酸环境下产生选择性的加速腐蚀。因此，为了防止这样的焊接接头的选择性的加速腐蚀，将|ΔEI|确定在20以下较为理想。
本发明的焊接接头的焊缝金属根据需要还能够添加Cr、N、Ni、Al。
Cr为了使耐候性等提高，根据需要添加0.1％以上。但是超过0.5％添加时，尤其本发明钢的耐硫酸性显著降低，因此根据需要添加时将0.5％作为上限。从进一步使耐硫酸性以及耐盐酸性提高的观点，Cr含量限定在0.1％以下较为理想，最好不添加。
Ni是具有使耐盐酸性提高的作用的元素，以防止本发明钢中因Cu和Sb的添加产生的焊缝金属的高温裂纹为目的，根据需要添加0.1％以上，即使添加超过1％时这些效果也趋于饱和，因此将0.1～1％作为限定范围。确定在0.1％～Cu％×0.5的范围特别好。
N是具有使耐盐酸性提高的作用的不可避免的杂质元素。根据其需要添加0.001％以上，但超过0.02％的过多添加则成为焊缝金属的气孔的发生和焊缝金属的韧性降低的原因，因此将0.001～0.02％作为限定范围。
Al根据需要添加0.005％以上，但是超过0.1％添加时则损失耐盐酸性以及焊接接头的韧性，因此其范围确定在0.005～0.1％。
又，本发明的焊接接头的焊缝金属根据需要添加Ca、Mg、Ce、La、REM、B。
Ca、Mg、REM、B由于提高纯净度和使晶粒微细化而对焊接接头的焊缝金属的韧性有利，在上限以下的添加对耐蚀性没有影响，因此根据需要分别添加0.0002％以上，其效果，Ca、Mg、Ce、La、REM在高于0.01％、B在高于0.005％时才开始出现对耐蚀性的不利影响，因此Ca、Mg、Ce、La、REM的限定范围在0.0002～0.01％，B的限定范围在0.0002～0.005％。
又，本发明的焊接接头的焊缝金属根据需要添加Sn、Pb、Se、Te、Bi。
Sn、Pb具有使焊道的砂轮修磨性提高的作用，为了得到其效果，需要添加0.01％以上，但含量超过0.3％时焊缝金属的韧性降低，因此其含量的上限确定在0.3％。
Se、Te、Bi具有使耐酸性进一步提高的作用，为了得到其效果分别添加0.001％以上是必要的，但在各自的含量超过0.1％时导致焊缝金属的韧性降低，因此各自含量的上限确定在0.1％。
又，本发明钢根据需要添加Ag和Pd。
Ag和Pd具有在高温高浓度硫酸环境下使焊接接头的焊缝金属的耐蚀性提高的作用，为了得到其效果分别添加0.001％以上是必要的，但在各自的含量分别超过0.5％和0.1％时成本增加且焊接施工性降低，因此其含量的上限分别确定在0.5％和0.1％。
其次，就有关本发明的钢的适宜的制造方法加以叙述。
经过连铸或者初轧后的再加热温度，从轧制负荷的观点在1000℃以上较为理想，进行超过1300℃的再加热时晶粒的粗大化、脱碳以及氧化铁皮的增多显著，因此其范围确定在1000～1300℃即可。
热轧的终轧温度低于800℃时则不可避免地出现晶粒不均，另一方面，在超过1000℃时晶粒粗大化，因此其终轧温度范围确定在800～1000℃较为理想。然后，为了使显微组织以铁素体为主体，进行空冷。但是，在所谓的薄板的热轧时担心冷却速度过快，因此在600～750℃卷取后进行空冷或炉冷。又，在制造冷轧钢板的场合，于700～900℃进行连续退火或箱式退火较为理想。
本发明钢在使用时，例如作为钢锭制造后通过热轧、锻造、冷轧、拔丝等作成钢板、棒线材、型钢以及钢板桩等任意形状使用都可以。进一步将它们用压力机等成形为规定形状后使用也可以。又，将钢板例如作为电焊钢管等首先制成钢管形状然后通过2次加工以及焊接等使用其制品也可以。又，包括其它的工艺在内由于成本和现有设备的制约等能够选择最佳的产品制造工序，无论选择哪一种制造工序只要能够制造本发明钢都可以。
又，本发明的焊接接头，在以各种焊接方法使用上述的本发明钢的场合，能够得到优异的耐硫酸腐蚀性以及耐盐酸腐蚀性，是极其适合的。如上述那样，本发明的焊接接头，通过将成形为各种形状的钢材，或者通过加工将其制成规定形状的钢材由各种焊接方法通过焊接而获得。通常，将上述的钢材根据要求制成适宜的坡口后，可以使用在大气下或者使用保护气体的气氛下的电弧焊、埋弧焊接等的电弧焊、等离子焊接、以及电子束焊接等各种焊接方法进行焊接。此时，通过选择焊条的焊芯、焊丝的组成或者焊条的包剂、焊剂的组成、以及焊接气氛等，调整焊缝金属的组成，制作本发明的焊接接头。
又，本发明钢以及焊接接头，用电镀法和包合法等方法使适宜组成的合金表面上粘附含有必要元素的合金，通过热处理等适宜地处理使元素扩散，制成具有权利要求所记载的化学组成的表面的钢材也可以。又，本发明钢以及焊接接头在使用时都不妨碍表面处理、涂层、电防腐蚀并用、以及投入腐蚀抑制剂等任何防蚀方法的使用，这些防蚀方法的使用均不脱离本发明的范围。
实施例1在50kg真空熔炼炉中熔炼表1、表2(表1的续表1)、表3(表1的续表2)、表4(表1的续表3)所示的化学组成的钢，将钢锭加工成钢坯，将其重新加热后于终轧温度800℃～900℃的范围热轧成板厚6mm后进行空冷。从该热轧板上切取腐蚀试验片以及拉伸试验片。又，对一部分试验用钢，将热轧板酸洗后冷轧至1.2mm厚，然后于700℃进行60秒钟盐浴退火，制作试验用冷轧钢板，切取拉伸试验片。
表1供试材的化学成分 (质量％)
下有横线数字在本发明的范围外-表示无添加表2供试材的化学成分(表1的续表1)(质量％)
下有横线数字在本发明的范围外-表示无添加表3供试材的化学成分(表1的续表2)(质量％)
下有横线数字在本发明的范围外-表示无添加表4供试材的化学成分(表1的续表3)(质量％)
下有横线数字在本发明的范围外-表示无添加用上述拉伸试验片调查机械性能(抗拉强度、延伸率)。
然后，用上述腐蚀试验片对耐盐酸性以及耐硫酸性的各种耐蚀性进行评估试验。关于耐盐酸性试验，在3M(摩尔/升)盐酸水溶液中于60℃浸渍6小时，由腐蚀减量进行评估。
关于耐硫酸性试验，在40％的硫酸水溶液中于60℃浸渍6小时，由腐蚀减量进行评估。另外，本发明不仅限于实施例所使用的各种条件。
表5、表6(表5的续表1)、表7(表5的续表2)、以及表8(表5的续表3)表示出上述试验片的材质评估结果。
表5材质评估试验结果
下有横线数字在本发明的范围外耐盐酸性、耐硫酸性的栏(以比较例A2为基准的评定)×很差；△较差；-同等；○好；◎大幅度地优异碳当量＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
表6材质评估试验结果(表5的续表1)
下有横线数字在本发明的范围外耐盐酸性、耐硫酸性的栏(以比较例A2为基准的评定)；×很差；△较差；-同等；○好；◎大幅度地优异碳当量＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
表7材质评估试验结果(表5的续表2)
下有横线数字在本发明的范围外耐盐酸性、耐硫酸性的栏(以比较例A2为基准的评定)×很差；△较差；-同等；○好；◎大幅度地优异碳当量＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
表8材质评估试验结果(表5的续表3)
下有横线数字在本发明的范围外耐盐酸性、耐硫酸性的栏(以比较例A2为基准的评定)×很差；△较差；-同等；○好；◎大幅度地优异碳当量＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
C1～C48是本发明例的钢(以下称“本发明钢”)。另一方面，A1～A21以及B1～B14是比较例的钢(以下称“比较钢”)。A1为普通钢、A2～A8是从前的耐硫酸露点腐蚀钢。A15以及A16是特公昭46-34772号公报指出的钢成分的耐硫酸露点腐蚀钢。比较钢A17～A18是特开平10-110237号公报指出的钢成分的耐硫酸露点腐蚀钢。比较钢A21是特公昭46-34772号公报叙述的钢成分(该公报的实施例第1表中的钢种编号6)。上述钢种编号6在上述公报的实施例中AI值最高。比较例B1～B14是本发明者达到本发明钢的过程中得到的耐盐酸腐蚀性优异的低合金钢，但却是耐酸腐蚀性指数AI或扩张耐酸腐蚀性指数EI在本发明钢的范围外的钢。
表5～8的各种耐蚀性的评估是表示同比较钢A2即Cu-Sb系的耐硫酸露点腐蚀钢(S-TEN1钢)的耐蚀性的相对评估，◎表示比比较钢A2钢大幅度地优异、○表示比比较钢A2钢良好、-表示对A2钢同等、△表示较差、×表示很差。又，比较钢A2在A2～A8的从前的耐硫酸露点腐蚀钢中属于Cu-Sb系钢，没有添加Mo，如表5所示那样，耐盐酸性和耐硫酸性均优异。因此，以比较钢A2为基准进行本发明钢的耐蚀性的评估。
首先，对比较钢A1～A21和B1～B14、以及本发明钢C1～C48的耐盐酸性和耐硫酸性加以说明。
比较钢A1，如上所述，是普通钢，Cu、Ni、Mo、Sb等的添加量在本发明钢的范围外，耐盐酸性和耐硫酸性与本发明钢相比大幅度地低。
比较钢A2，如上所述，是Cu-Sb系的耐硫酸露点腐蚀钢。由于没有添加Mo，尽管耐盐酸性在比较钢A2～A8中是最好的，但与本发明钢C1～C48相比，耐盐酸性大幅度地差。
比较钢A3～A6，都属于Cu-Cr的耐硫酸露点腐蚀钢。
由于比较钢A3其Cr超过本发明的上限、没有添加Mo和Sb等方面在本发明的范围外，因此与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性差。
由于比较钢A4其Cr超过本发明的上限、没有添加Mo等方面在本发明的范围外，因此与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性差。
由于比较钢A5其Cr超过本发明的上限、AI＜0等方面在本发明的范围外，因此与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性差。
由于比较钢A6其Cr超过本发明的上限、没有添加Sb、AI＜0等方面在本发明的范围外，因此与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性差。
由于比较钢A7没有添加Mo这方面在本发明的范围外，因此耐盐酸性和耐硫酸性比本发明钢差。
由于比较钢A8没有添加Mo，Cr、Ni以及Sb的含量在本发明的范围外，因此耐盐酸性和耐硫酸性比本发明钢差。
由于比较钢A9其P超过本发明范围的上限，因此与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性差。
比较钢A11其耐盐酸性和耐硫酸性与本发明钢几乎相同，由于S超过本发明范围的上限，因此在热加工时于钢板表面发生许多细小的裂纹。
由于比较钢A12其Cu添加量低于本发明范围的下限、AI＜0，因此与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性差。
由于比较钢A13其Mo添加量超过本发明范围的上限、AI＜0，因此与本发明钢相比，耐硫酸性差。
比较钢A14是比较钢A2的超低C系(0.003％)的耐硫酸露点腐蚀钢。由于没有添加Mo，因此耐盐酸性和耐硫酸性与比较钢A2相同，与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性差。
比较钢A15没有添加Sb且AI＜0，耐盐酸性与比较钢A2大致相同，但耐硫酸性却不如比较钢A2。即与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性均差。
比较钢A16尽管满足AI≥0，但是没有添加本发明的必须元素Sb，耐盐酸性和耐硫酸性与比较钢A2相同。即与本发明钢相比，耐盐酸性和耐硫酸性差。
比较钢A17以及A18其AI＜0，在本发明的范围外，耐盐酸性比比较钢A2优异，耐硫酸性却比比较钢A2差。即，与本发明钢相比，耐盐酸性相同，耐硫酸性差。
比较钢A21没有添加Sb，Ni的添加量也在本发明的范围外，并且AI值也是AI＜0，耐盐酸性与比较钢A2相同，但耐硫酸性却比比较钢2差。即，与本发明钢相比，耐盐酸性以及耐硫酸性均差。
其次，就比较钢B1～B14的耐盐酸性以及耐硫酸性加以说明。
比较钢B1～B14是直到获得本发明的过程中本发明者发现的耐盐酸性优异的钢，对于本发明的钢组成任何限定的元素都满足，但是AI＜0或EI＜0，AI值或EI值在本发明的范围外。因此，其耐盐酸性与本发明钢C1～C48相比同样优异，但耐硫酸性差。
其次，就本发明钢C1～C48的耐硫酸性以及耐盐酸性加以说明。
本发明钢C1～C48是满足本发明的钢成分且满足AI≥0或EI≥0那样的成分设计的显示极其优异的耐盐酸性以及耐硫酸性的钢。
C1～C10、C13～C26、C28～C45是Cr作为杂质限定在0.1％以下的本发明钢。C11、C12、C27、C48是Cr在本发明的范围内作为选择元素添加的本发明钢。
Cr作为杂质限定在0.1％以下的本发明钢的耐盐酸性，与耐硫酸露点腐蚀钢的比较钢A2～A8中耐蚀性最优异的A2钢相比较，相当于5倍(表中评估为◎)；其耐硫酸性也很优异，相当于比较钢A2～A8中耐蚀性最优异的A2钢的2倍以上(表中评估为○)。
在本发明的范围内添加Cr的本发明钢，比不添加Cr的本发明钢的耐盐酸性以及耐硫酸性略微差一些，但与比较钢A2相比，十分优越。
本发明钢C13是S为0.003％的一例。C14是S为0.015％、除此以外的组成以及AI与C13相同的一例。C13与比较钢A2相比，耐盐酸性以及耐硫酸性优异，与C14相比，耐盐酸性以及耐硫酸性差。由此知道，添加高于0.005％的S时能够同时得到优异的耐硫酸性以及耐盐酸性。
如以上所述，本发明钢的耐硫酸性以及耐盐酸性优异是显而易见的。
其次，就本发明钢的机械性能加以说明。
如表5～表8所示那样，本发明钢的C1、C3、C4、C7、C13～C23、C32～C48，显示抗拉强度超过400MPa，可以得到抗拉强度400MPa级的焊接结构用钢(相当于JIS G3101)。又，如表5～表8所示那样，本发明钢的碳当量最高也只有0.32％，在0℃的焊接裂纹的试验结果中对本发明钢也都没发现裂纹，因此表明具有足够的焊接性。
故得知，这些上述的本发明钢是耐盐酸性以及耐硫酸性优异的焊接结构用钢。
又知道，C2、C5～C12、C24～C31，其冷轧板的延伸率都显示超过35％，是加工性十分优异的钢板。
又，将比较钢A1和A2以及本发明钢C3和C36浸渍在热镀锌操作者使用中的盐酸酸洗水槽(15质量％盐酸、30℃、添加缓蚀剂)中，由尖头千分尺作板厚减少量的测定，评估耐盐酸性。其结果示于图8。本发明钢C3和C36的板厚减少速度(腐蚀速度)显示为0.1mm/年。比较钢A1显示为1.2mm/年、比较钢A2显示为0.4mm/年。本发明钢的腐蚀速度与比较钢A1相比，为1/12；与比较钢A2相比，为1/4。因此可知，本发明钢在盐酸酸洗槽用途中具有优异的耐盐酸性。
又，将比较钢A1和A2、本发明钢C3、C13～C15、C17～C23、以及C36浸渍在热镀锌操作者使用中的硫酸酸洗水槽(20质量％硫酸、40℃、添加缓蚀剂)中，与在硫酸酸洗槽的试验一样以板厚减少速度实施耐硫酸性的评估。其结果，本发明钢提供试验材料的腐蚀速度与比较钢A1相比，最大只有1/16；与比较钢A2相比，最大只有1/2。因此可知，本发明钢在硫酸酸洗槽用途中具有优异的耐硫酸性。
又，将比较钢A1和A2、本发明钢C3、C14～C18、以及C36的试验片粘贴在硫酸露点腐蚀和盐酸露点腐蚀同时产生的废弃物焚烧设施的袋式滤(尘)器的入口侧以及烟囱中段的人孔部位，实施1年时间的暴露试验。在袋式滤(尘)器的入口侧是含有较多量的飞灰和氯化氢的排放气体环境、烟囱中段的人孔是排烟处理后的灰尘和氯化氢较少的排放气体环境。以腐蚀减量评估耐硫酸露点腐蚀性以及耐盐酸露点腐蚀性的结果示于图9。本发明钢的腐蚀减量与比较钢A1相比，在1/10以下、与比较钢A2相比为1/4。因此可知，本发明钢在硫酸露点腐蚀和盐酸露点腐蚀同时产生的废弃物焚烧设施的排烟环境具有优异的耐蚀性。
实施例2表9表示供试验用焊丝(焊芯)成分，表10～表11(表10的续表)表示出本发明试制的供试验用的包覆电弧焊焊条(焊条直径4.0mm)的化学组成。
表9供试验用焊芯成分 (质量％)
表10供试验用焊条的构成
*其它粘合剂中的SiO2、Na2O、K2O以及Al2O3等。
下划横线数字在本发明的范围外表11供试验用焊条的构成(表10的续表)
*其它粘合剂中的SiO2、Na2O、K2O以及Al2O3等。
下划横线数字在本发明的范围外表12、表13(表12的续表1)、表14(表12的续表2)、表15(表12的续表3)表示出根据表10～表11所示的包覆电弧焊焊条所形成的焊缝金属的化学组成和耐蚀性、焊缝区品质以及焊接施工性。又，图12(a)、图12(b)是表示为了判定焊缝金属的耐蚀性的腐蚀试验片的切取要领、图13表示为了判定焊接接头区的耐蚀性的腐蚀试验片的切取要领。如图12(a)、图12(b)所示那样，为了评估焊缝金属的耐蚀性评估试验的试验片1是基于JIS的焊缝金属的腐蚀试验片方法而制作的。即，为了不受母材成分的影响在普通钢母材3上用交流焊机以170A电流施焊6层的下堆焊(下盛)4后从焊缝金属2进行机械加工切取试验片1(4mm×25mm×25mm)。腐蚀试验则分别在80℃、10％盐酸以及在40℃、20％硫酸中进行24小时的浸渍腐蚀试验，求出腐蚀减量。
表12焊缝金属的化学组成、耐蚀性、焊接施工性、综合评估(质量％)
硫酸试验40℃、20％硫酸浸渍24小时盐酸试验80℃、10％盐酸浸渍24小时下划横线数字本发明的范围外表13焊缝金属的化学组成、耐蚀性、焊接施工性、综合评估(表12的续表1)
硫酸试验40℃、20％硫酸浸渍24小时盐酸试验80℃、10％盐酸浸渍24小时下划横线数字本发明的范围外表14焊缝金属的化学组成、耐蚀性、焊接施工性、综合评估(表12的续表2)(质量％)
硫酸试验40℃、20％硫酸浸渍24小时盐酸试验80℃、10％盐酸浸渍24小时下划横线数字本发明的范围外表15焊缝金属的化学组成、耐蚀性、焊接施工性、综合评估(表12的续表3)
硫酸试验40℃、20％硫酸浸渍24小时盐酸试验80℃、10％盐酸浸渍24小时下划横线数字本发明的范围外首先，对表12、表13(表12的续表1)、表14(表12的续表2)、表15(表12的续表3)所示的比较例的焊缝金属(以下称“比较焊缝金属”)W1～W18、本发明例的焊缝金属(以下称“本发明焊缝金属”)W21～W53的耐盐酸性以及耐硫酸性加以说明。
比较例W1是根据软钢用的焊接材料得到的焊缝金属，Cu、Ni、Sb在本发明的范围外，因此耐硫酸性以及耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53差。
比较例W2是根据从前的耐硫酸性钢用的焊接材料得到的焊缝金属，Sb、Ni在本发明的范围外，因此耐硫酸性以及耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53差。
比较例W3是根据Cu-Cr系的耐硫酸露点腐蚀钢用的焊接材料得到的焊缝金属，Sb、Ni以及Cr在本发明的范围外，因此耐硫酸性以及耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53差。
比较例W4其P在本发明的范围外而过剩含有，因此耐硫酸性以及耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53差。
比较例W5其S在本发明的范围外而过剩含有，尽管耐硫酸性以及耐盐酸性优异，但是焊缝金属产生裂纹，焊接施工性以及焊缝区的品质比本发明焊缝金属W21～W53明显地差。
比较例W6其Cu不足本发明的下限，因此耐硫酸性以及耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53差。
比较例W7其Ni、Sb不足本发明的下限，因此耐硫酸性以及耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53差。
比较例W8以及比较例W10其Sb不足本发明的下限，因此耐硫酸性以及耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53差。
比较例W9以及比较例W11其Sb超过本发明的上限，因此焊接施工性比本发明焊缝金属W21～W53明显地差。
比较例W12其耐酸性指数AI值为-19.0，在本发明的范围(AI≥0)外，因此耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53明显地差。
比较例W13其耐酸性指数AI值为-9.0，在本发明的范围(AI≥0)外，因此耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53明显地差。
比较例W14～18其耐酸性指数EI值在本发明的范围(AI≥0)外，因此耐盐酸性比本发明焊缝金属W21～W53明显地差。
如以上所述可知，本发明焊缝金属W21～W53其耐硫酸性、耐盐酸性以及焊接施工性均优异。
其次，使用表10～表11所示的本发明的焊接材料以及表16、表17所示的母材7(板厚16mm)以170A电流、17～19kJ/cm的焊接输入能量制作向下姿势(平焊位置)的对焊接头，从图13所示的位置以焊缝金属6与母材7的面积比为1∶2的比例切取焊接接头的腐蚀试验片5(4mm×25mm×60mm)，以上述同样的条件进行浸渍腐蚀实验，调查焊接接头区的耐蚀性。其结果示于表16和表17。
表16对焊焊接接头的焊缝金属的化学成分与耐蚀性(之一)
下划横线数字本发明的范围外表17对焊焊接接头的焊缝金属的化学成分与耐蚀性(之二)
以下说明表16、表17所示的比较例的焊接接头J1～J4以及本发明的焊接接头J11～J19的耐硫酸性、耐盐酸性。
比较例J1是软钢与软钢用焊接材料的焊接接头，母材以及焊缝金属的Cu、Ni、Sb在本发明的范围外，因此与本发明例J11～J19相比耐硫酸性以及耐盐酸性差，并且在哪一种条件下都显示焊缝区的选择腐蚀。
比较例J2是Cu-Cr系的耐硫酸性钢与Cu系的焊缝金属构成的焊接接头，母材以及焊缝金属的Ni、Sb在本发明的范围外，因此比本发明例J21～J29差。
比较例J3是比较钢A2与本发明的范围内的焊缝金属W31构成的焊接接头，母材中的Mo在本发明的范围外，因此母材区的耐盐酸性差，所以显示选择性地腐蚀。故比本发明例J11～J19差。
比较例J4是本发明钢C36与焊缝金属是比较例W2构成的焊接接头，焊缝金属的Ni、Sb在本发明的范围外，因此耐硫酸性以及耐盐酸性比本发明例J11～J19差，并且无论在哪一种酸中都显示选择性地腐蚀。
可以看出，本发明例的焊接接头J11～J19，母材与焊缝金属的化学成分都在本发明的范围内，并且母材与焊缝金属的AI或EI都在本发明的范围内，因此耐硫酸性以及耐盐酸性优异。
本发明例J11～J13，|ΔAI|或|ΔEI|都超过20，因此，腐蚀速度比比较例J1～J4的低，显示选择腐蚀的倾向。另一方面，本发明例J14～J19，其|ΔAI|或|ΔEI|都在20以下，没有发现选择性地腐蚀，比J11～J13更加优异。
本发明例J17～J19显示出焊接接头中Cr添加量的影响。与钢的场合一样，如果将Cr含量限定在0.1％以下，能够得到最优异的耐盐酸性以及耐硫酸性。又，添加接近本发明的Cr量的上限(0.5％)时，由于Cr的作用耐蚀性略微遭到损害，但与比较例J1～J4相比，显示优异的耐蚀性。
从这些实施例清楚表明，通过焊缝金属含有特定的Cu、Ni、Sb并限定杂质元素P、S，焊缝金属区的耐盐酸性以及焊接接头的耐盐酸性比软钢焊接材料改善10倍以上、与从前的耐硫酸性钢用的焊接材料相比较改善3倍以上、耐硫酸性也比软钢改善8倍以上，与从前的耐硫酸性钢用的焊接材料相比较，可以得到同等以上的优异的耐蚀性，且无损于焊接施工性。
即表明，本发明的焊接接头在产生硫酸露点腐蚀和/或盐酸露点腐蚀的低温腐蚀环境中具有优异的耐蚀性。
根据本发明，可以得到具有极其优异的耐盐酸露点腐蚀性以及耐含有氯化物的酸性且耐硫酸露点腐蚀性也优异的钢。因此，在火力发电站、自用发电设施、各种一般和产业废弃物处理设施中作为暴露在燃烧排放气体而产生强烈的盐酸和/或硫酸露点腐蚀的烟囱、烟道、热交换器、套管、膨胀用材料可能经济地提供其耐久性优异、能够延长装置寿命或减少维护管理的钢。
根据本发明，对使用盐酸和硫酸的酸洗设备的钢制浴槽用途可能经济地提供显示优异的耐蚀性的焊接结构用钢。
又，本发明可能容易且便宜地提供具有优异的耐盐酸性以及耐硫酸性的焊接接头。
权利要求
1.一种耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计含有C0.001～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成、并且用下列公式<1>求得的耐酸腐蚀性指数AI在0以上，AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Mo％<1>其中所述的“％”表示“质量％”。
2.一种耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计含有C0.001～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下、还含有Nb0.005～0.1％、Ta0.005～0.1％、V0.005～0.1％、Ti0.005～0.1％、W0.05～1％之中的1种或2种以上以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成、并且用下列公式<2>求得的耐酸腐蚀性指数EI在0以上，EI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Moeq<2>其中所述的“％”表示“质量％”，所述Moeq以质量％计表示为Moeq＝Mo+5.1×(Nb％+Ta％)+4.2×V％+9.3×Ti％+0.5×W。
3.根据权利要求1所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S。
4.根据权利要求2所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S。
5.根据权利要求1～4中任何一项所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢，其特征在于，该低合金钢以质量％计还含有Cr0.1～0.5％、Ni0.1～1％、N0.001～0.007％、Al0.005～0.1％、Ca0.0002～0.01％、Mg0.0002～0.01％、REM0.0002～0.01％、B0.0002～0.005％、La0.0002～0.01％、Ce0.0002～0.01％、Sn0.01～0.3％、Pb0.01～0.3％、Se0.001～0.1％、Te0.001～0.1％、Bi0.001～0.1％、Ag0.001～0.5％、Pd0.001～0.1％之中的1种或2种以上。
6.一种耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，该焊接接头包含以质量％计含有C0.001～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成的母材、和以质量％计含有C0.005～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～0.5％、Sb0.01～0.2％、P0.03％以下、S0.03％以下以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成的焊缝金属，并且所述母材以及焊缝金属由下列公式<1>求出的耐酸腐蚀性指数Al在0以上，AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Mo％<1>所述公式中的“％”表示“质量％”。
7.根据权利要求6所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材和焊缝金属的耐酸腐蚀性指数AI的差分绝对值|ΔAI|在20以下，其中，|ΔAI|＝|AI(母材)-AI(焊缝金属)|。
8.根据权利要求6所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钥的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S、所述焊缝金属以质量％计含有高于0.005％但不超过0.02％的S。
9.根据权利要求7所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S、所述焊缝金属以质量％计含有高于0.005％但不超过0.02％的S。
10.根据权利要求6所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、所述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
11.根据权利要求7所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钥的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、所述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
12.根据权利要求8所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钥的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、所述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
13.根据权利要求9所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、所述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
14.一种耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，该焊接接头包含以质量％计含有C0.001～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下并且还含有Nb0.005～0.1％、Ta0.005～0.1％、V0.005～0.1％、Ti0.005～0.1％、W0.05～1％之中的1种或2种以上以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成的母材、和以质量％计含有C0.005～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～0.5％、Sb0.01～0.2％、P0.03％以下、S0.03％以下并且还含有Nb0.005～0.1％、Ta0.005～0.1％、V0.005～0.1％、Ti0.005～0.1％、W0.05～1％之中的1种或2种以上以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成的焊缝金属，并且所述母材以及焊缝金属由下列公式<2>求出的耐酸腐蚀性指数EI在0以上，EI/10000＝0.0005+0.045×Sb％-C％×Moeq<2>其中所述的“％”表示“质量％”，所述Moeq以质量％表示为Moeq＝Mo+5.1×(Nb％+Ta％)+4.2×V％+9.3×Ti％+0.5×W。
15.根据权利要求14所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材和焊缝金属的耐酸腐蚀性指数EI的差分绝对值|ΔEI|在20以下，其中，|ΔEI|＝|EI(母材)-EI(焊缝金属)|。
16.根据权利要求14所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S、所述焊缝金属以质量％计含有高于0.005％但不超过0.02％的S。
17.根据权利要求15所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计含有高于0.005％但不超过0.025％的S、所述焊缝金属以质量％计含有高于0.005％但不超过0.02％的S。
18.根据权利要求14所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、所述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
19.根据权利要求15所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、所述焊缝金属以质量％计还含有0.00 1～0.02％的N。
20.根据权利要求16所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、所述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
21.根据权利要求17所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以质量％计还含有0.001～0.007％的N、所述焊缝金属以质量％计还含有0.001～0.02％的N。
22.根据权利要求6～21中任何一项所记载的耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢的焊接接头，其特征在于，所述母材以及焊缝金属以质量％计还含有Cr0.1～0.5％、Ni0.1～1％、Al0.005～0.1％、Ca0.0002～0.01％、Mg0.0002～0.01％、REM0.0002～0.01％、B0.0002～0.005％、La0.0002～0.01％、Ce0.0002～0.01％、Sn0.01～0.3％、Pb0.01～0.3％、Se0.001～0.1％、Te0.001～0.1％、Bi0.001～0.1％、Ag0.001～0.5％、Pd0.001～0.1％之中的1种或2种以上。
全文摘要
本发明提供耐盐酸腐蚀性以及耐硫酸腐蚀性优异的低合金钢以及焊接接头，所述低合金钢以质量％计含有C0.001～0.2％、Si0.01～2.5％、Mn0.1～2％、Cu0.1～1％、Mo0.001～1％、Sb0.01～0.2％、P0.05％以下、S0.05％以下以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且所述钢的耐酸腐蚀性指数AI是AI≥0。其中AI以质量％由以下公式给出AI/10000＝0.0005+0.045×Sb％－C％×Mo％。
文档编号B23K9/23GK1589333SQ0282300
公开日2005年3月2日 申请日期2002年11月15日 优先权日2001年11月19日
发明者宇佐见明, 坂本俊治, 西村哲, 奥岛基裕, 楠隆 申请人:新日本制铁株式会社