KR100946148B1

KR100946148B1 - 황산 내식성이 우수한 내황산 부식강과 그 제조방법

Info

Publication number: KR100946148B1
Application number: KR1020070118472A
Authority: KR
Inventors: 이수희; 정기조; 김교성; 김재익; 김성환
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-11-21
Filing date: 2007-11-20
Publication date: 2010-03-10
Also published as: KR20080046114A; JP5239089B2; JP2010510391A; CN101542006A; WO2008062984A1

Abstract

황산 응축에 의한 부식특성이 뛰어난 강과 그 제조방법이 제공된다.

내황산 부식강은, 중량%로, C: 0.15%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), Mn: 2.0%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하, P: 0.02%이하, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.2~1.0%, Co: 0.02~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 이 강은 폴리고날 페라이트의 조직을 갖을 수 있으며, 또는 엑시쿨러 페라이트(accicular ferrite), 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 베이나이트(bainite)의 저온조직에서 선택되는 적어도 1종이 포함될 수 있다. 저온조직이 포함되는 경우에 상온에서부터 500℃까지의 다양한 온도영역에서 우수한 기계적 성질을 발휘한다.

내황산부식강, 저온조직, 고온강도

Description

황산 내식성이 우수한 내황산 부식강과 그 제조방법{STEEL EXCELLENT IN RESISTANCE TO CORROSION BY SULFURIC ACID AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 발전소 보일러의 덕트, 공기 예열기, 보일러 배관 및 주변부품의 소재로 사용되는 내황산 부식강과 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 저온-저황산 농도 구간에서는 황산 내식성을 향상시켜 설비의 수명을 연장시킬 수 있는 내황산 부식강과 그 제조방법에 관한 것이다.

황을 함유하는 연료를 연소시키면 배기 가스중에 SOx가 형성되어 배기가스중의 수분과 화학적 결합을 통해 황산이 생긴다. 배기가스의 온도가 내려가 약 160℃도 정도의 황산 이슬점에 도달하면, 강표면에 응축되는 황산에 의해 심한 부식환경이 조성된다. 화력발전소의 설비중 200℃ 이하의 저온부에 사용되는 소재는 뛰어난 황산 응축 부식특성 요구되지만, 기계적 성질은 통상적인 저합금강의 수준을 만족하면 적용이 가능하다. 하지만, 200℃이상의 온도에서 운전되는 보일러 덕트나 공기 예열기의 경우, 황산 내식성과 더불어 우수한 고온 인장특성 또한 필요시 되고 있다.

일반적으로는 강중에 Cu와 더불어 다른 내식성 합금원소를 복합첨가 하여 내식성을 확보하는 강종이 개발되어 왔고, 그 대표적인 종래의 기술로는 한국 공개특허공보 2001-010931, 2003-0047470, 2003-0047469, 일본 공개특허공보 2002-327236호 등이 있다.

한국 공개특허공보 2001-010931호에서는 Cu-Co 복합첨가로 내황산 부식특성을 개선하는 기술이다. 2003-0047470호에서는 Cu-Co계 부식강에서 내식성 측면에서 Cr를 표면결함측면에서 Ni를 첨가하는 기술이며, 2003-0047469호에서는 Cu-Co계에서 Nb를 첨가하여 강도를 확보하는 기술이다. 이들은 Cu-Co계에서 내황산 부식특성을 개선하고 있다. 그런데, 저온-저농도의 구간에서 내황산 부식특성이 요구되는 실정이어서 그 특성의 개선이 필요하다. 또한, 소재의 기계적 성질이 고온환경에 적용하기에는 미흡하여 보일러 덕트나 공기 예열기 등의 설비에는 적합하지 않다.

일본 공개특허공보 2002-327236 특허의 경우, Cu-Cr-(Ti, Nb, V, Mo, W)등의 합금성분을 첨가하여 고온설비에 적합한 기계적 성질을 나타내지만, 저온-저황산 농도 구간에서의 내식 특성은 열위한 결과를 보이는 문제점이 있다.

따라서, 본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위한 것으로, 저온-저농도의 구간에서 내황산 부식특성이 보다 개선되면서 강도가 우수한 강을 제공하는데, 그 목적이 있다.

나아가, 상온~ 500℃ 이하의 온도영역에서 우수한 기계적 성질을 보이는 고온보증용 고강도 강과 그 제조방법을 제공하는데도 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 저온-저농도 구간에서 내황산 부식특성이 우수한 강은, 중량%로, C: 0.15%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), Mn: 2.0%이(0%는 제외)하, S: 0.03%이하, P: 0.02%이하, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.2~1.0%, Co: 0.02~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것이다.

또한, 고온보증용 고강도 내황산 부식강은, 중량%로, C: 0.15%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), Mn: 2.0%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하, P: 0.02%이하, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.2~1.0%, Co: 0.02~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 엑시쿨러 페라이트(accicular ferrite), 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 베이나이트(bainite)의 저온조직에서 선택되는 적어도 1종이 포함되는 것이다.

상기 본 발명의 고온보증용 고강도 내황산 부식강은, 중량%로, C: 0.15%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), Mn: 2.0%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하, P: 0.02%이하, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.2~1.0%, Co: 0.02~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 열간압연 후 가속냉각하여 500~660℃의 온도로 권취하는 것을 포함하여 이루어진다.

본 발명의 강에서 Mn의 함량은 1.51-2.0%가 가장 바람직하다. 또한, 상기 내황산부식강에는 V이 추가로 포함될 수 있다.

본 발명의 고온강도 보증용 내황산 부식강은, 엑시쿨러 페라이트(accicular ferrite), 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 베이나이트(bainite)의 저온조직에서 선택되는 적어도 1종이 20%이상 포함되는 것이다.

본 발명의 강에서 상기 Mn, Cr, Ni, Nb은 다음의 관계,

를 만족하는 것이 바람직하다.

본 발명에 따르면 저온-저황산 농도구간에서 내식특성이 개선되면서 또한 상 온강도와 고온강도가 개선되는 유용한 효과가 있는 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명은 저온-저황산 농도 부식구간에서의 내식특성과 강도특성을 개선하기 위하여, Cu-Co성분계에서 최적의 성분설계를 도출하는 연구과정에서 도출된 것이다. 본 발명에서는 Cu-Co계 내황산강에서 강도특성을 개선하기 위하여, Mn을 2.0%수준까지 상향화고 Nb를 첨가하면서 그에 따른 내식성의 저하는 Ni의 상한을 0.1%이하(0%는 제외)로 관리하고 Cr을 0.1-1.0%의 범위로 조절하는 것이다. 이와 같이, 본 발명에서는 지금까지 알려진 Cu-Co계 내황산 부식강과는 달리, 본 발명에서는 Mn, Nb, Cr, Ni의 성분의 유기적 관리에 의하여 저온-저황산 농도 부식구간에서의 내식특성과 강도특성을 함께 개선하고 있는 것이다. Cu-Co계에서 Cu의 첨가에 따른 표면결함의 문제를 해결하기 위해서는 Ni를 0.1%이상 첨가하는 것이 필수적이나, 본 발명에 따라 Nb-Cr첨가강에서 표면결함의 문제는 발생하지 않고 Ni을 0.1%이하(0%는 제외)로 하면 내식성은 더욱 개선되는 것이다.

나아가, 이와 같이 성분설계된 강에서 가속냉각-저온권취의 프로세스에 의해 고온에서의 강도를 더욱 개선하는 것에도 본 발명의 특징이 있다. 즉, 석출강화 효과와 더불어 저온조직을 형성하는 것에 의해 고온강도를 개선하는 것이다.

C의 함량은 0.15%이하(0%는 제외)가 바람직하다.

C의 함량이 0.15%보다 많을 경우 황산 내식성과 용접특성이 크게 저하되어 결함 발생 가능성과 더불어 본 발명이 적용된 설비의 수명이 단축되는 결과가 초래되기 때문에 0.15% 이하(0%는 제외)로 첨가하는 것이 바람직하다.

Si의 함량은 1.0%이하(0%는 제외)가 바람직하다.

Si은 주로 강도를 향상시키기 위해 첨가하는 원소이지만, 그 함량이 1.0%보다 높을 경우에는 저온-저황산 농도구간에서 부식특성이 크게 나빠지기 때문에 1.0% 이하(0%는 제외)로 첨가하는 것이 바람직하다.

Mn의 함량은 2.0%이하(0%는 제외)가 바람직하다.

Mn은 통상 강중 고용 S를 망간황화물로 석출하여 고용 황에 의한 적열취성을 방지하기 위해 첨가하는것으로, 본 발명에서도 적열취성 방지와 또한, 상온과 고온에서의 강도 향상을 위해 첨가한다. Mn의 함량이 2.0% 초과할 경우 강도 향상 효과 대비 내황산 부식특성이 저해되어 상한을 2.0%로 하는 것이 바람직하다. 상온과 고온에서의 강도 향상을 위해서는 Mn의 함량이 1.51-2.0%로 하는 것이 바람직하다. 이 범위에서는 강도향상을 도모하면서 인성의 저하가 없다. 물론, 원하는 강도에 따라 Mn의 함량이 적절히 선택될 수 있으며, 필요에 따라 Mn의 함량을 0.5-1.50%로 할 수 있다.

S의 함량은 0.03%이하가 바람직하다.

상기 S는 가능한 낮게 첨가하는 것이 바람직하며, 0.03%초과할 경우 열간취성에 의한 결함발생 가능성이 높기 때문에 상한 값을 0.03%로 하는 것이 바람직하다.

P의 함량은 0.02%이하가 바람직하다.

P는 0.02%초과할 경우 강도 상승효과는 기대할 수 있지만, 내황산 부식성이 크게 저하되므로 상한값을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al의 함량은 0.01-0.1%가 바람직하다.

Al은 정련 과정에서 탈산 목적으로 첨가되는 원소로서, 0.01%미만에서는 탈산 효과가 적고, 0.1%초과의 경우 Al 산화물의 증가로 표면 결함 발생 확률이 높아진다.

Cu의 함량은 0.2-1.0%가 바람직하다.

Cu는 내황산 부식특성을 고려할 때 반드시 첨가해야 하는 원소로서, 그 함량이 0.2% 이상 되어야 내식특성의 효과가 크게 나타난다. Cu의 함량이 1.0%초과할 경우 첨가량의 증가에 비해 내식성 향상효과는 적으므로 그 상한을 1.0%로 하는 것이 바람직하다.

Co의 함량은 0.02-0.1%가 바람직하다.

Co는 Cu와 더불어 내황산강의 특징적인 원소로, Co가 첨가되었을 경우 Cu 단독첨가의 효과보다 훨신 더 월등한 내식성 확보가 가능하다. Co 함량이 0.02% 미만인 경우 그 효과가 적고, 0.1%보다 많을 경우 첨가량 대비 내식성 향상이 미비할 뿐 아니라, 제강원가를 크게 높이는 단점도 있다.

Cr의 함량은 0.1-1.0%가 바람직하다.

Cr은 고온에서 Cr계 산화물을 표면에 생성하게 하여 내식성을 향상시키기 위해 첨가한 것으로 첨가량 0.1% 미만에서는 방식피막이 거의 생성되지 않는다. Cr의 첨가량이 증가할수록 방식피막의 발달이 용이하여 방식 효과가 크지만, 1.0%초과할 경우 첨가량의 증가분에 따른 효과가 거의 없다.

Ni의 함량은 0.1%이하(0%는 제외)가 바람직하다.

Ni은 황산 내식성을 현저히 저해시키는 원소로써, 과거에는 Cu 첨가강의 연속주조 또는 열간압연중에 발생할수 있는 표면결함을 방지하기 위해 첨가하는 원소였다. 그러나, 0.1% 이하(0%는 제외)의 Ni이 첨가되었을 경우에도 표면이 양호하고, 동시에 내식성이 향상되는 결과를 보였다. 또한 제조 원가도 절약할 수 있다.

Nb의 함량은 0.02-0.1%가 바람직히다.

Nb은 미세한 NbC 석출물의 효과로 상온 및 고온강도를 향상시킴에 있어 크게 기여하는 원소이다. Nb의 첨가량이 0.02%이상 되어야 목표로 하는 강도를 확보할 수 있으며, 첨가량이 증가할수록 강도는 증가한다. 그러나, Nb의 첨가량이 0.1% 초과할 경우 연성이 크게 감소할 뿐만 아니라, 고용 C의 고갈로 NbC 석출효과를 기대할 수 없게 되기 때문에 상한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다. Nb의 경우, 다른 합금성분과 비교할 때, 강도를 효과적으로 향상시키면서 내식성을 저하시키지 않는 최적의 원소이기 때문에 가장 적합하다.

상기한 성분을 만족하는 강에는 필요에 따라 합금성분이 첨가될 수 있다. 그 대표적인 예로서 강도 상승을 위해 V의 첨가가 고려될 수 있다.

V의 함량은 0.02-0.1%가 바람직히다.

V의 함량이 0.02%미만으로 첨가될 경우에 강도 상승효과가 미비하고, 0.1%를 초과할 경우에는 내식성이 저하되는 경향이 있다.

상기한 성분계를 만족하는 강은 폴리고날 페라이트 단상 조직을 갖을 수 있다. 이 경우에는 저온-저농도 구간에서의 내식특성과 함께 강도 특성이 좋다. 나아가, 가속냉각을 통해 저온조직을 포함하도록 하는 경우에는 고온인장특성이 보다 개선된다. 본 발명에서 저온조직은 엑시쿨러 페라이트(accicular ferrite), 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 베이나이트(bainite)으로, 적어도 이들의 1종이 포함되는 것이다. 저온조직의 비율은 20-100%가 가장 바람직하다.

*본 발명의 성분계를 만족하는 강에서 Mn, Nb, Ni, Cr의 성분을 아래와 같은 관계로 유기적으로 제어할 때, 내식특성과 함께 강도특성이 최적화된다. 그러나, 본 발명이 여기에 제한되는 것은 아니다.

이하, 본 발명의 강의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명에서는 상기 조성의 강을 통상의 방법으로 슬래브 재가열을 실시하고 열간압연하여 열연판을 제조하거나 또는 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조할 수 있다.

본 발명의 강은 폴리고날 페라이트 단상 조직을 갖을 수 있다. 이 경우에는 저온-저농도 구간에서의 내식특성과 함께 강도 특성이 좋다. 나아가, 가속냉각을 통해 저온조직을 포함하도록 하는 경우에는 고온인장특성이 보다 개선된다. 본 발명에서 저온조직은 엑시쿨러 페라이트(accicular ferrite), 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 베이나이트(bainite)의 그룹에서 선택된 적어도 1종이 포함되는 것이다.

폴리고날 페라이트의 단상 조직을 갖는 강의 제조방법은 특별한 방법이 아니라 통상의 방법에 따라 제조하는 것이다. 즉, 가속냉각과 저온권취가 적용되지 않는 것이다. 따라서, 본 발명에 따라 가속냉각을 통해 저온조직을 포함하는 강의 제 조방법에 대하여 보다 구체적으로 설명하고자 한다.

먼저, 본 발명의 성분계를 만족하는 강을 열간압연한 후에 가속냉각하고 500~660℃의 온도로 권취한다. 이러한 제조조건은 저온조직을 얻기 위한 것이다. 바람직한 가속냉각은 평균적으로 30℃/s의 이상의 속도로 하는 것이며 보다 바람직한 조건은 30-50℃/s 하는 것이다. 본 발명에서 가속냉각조건은 상기한 권취온도에서 저온조직을 얻을 수 있는 조건이면 충분한 바, 상기한 가속냉각속도에 반드시 제한되는 것은 아니다.

이하, 본 발명을 실시예를 통해 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예]

하기 표 1과 같은 조성을 만족하도록 용해하여 제조한 강괴를 1250℃ 가열로에서 1시간 재가열을 실시한 후, 열간압연 하였다. 열간압연 마무리 온도는 870 ~ 890℃, 그리고 권취온도는 각 조성을 560℃와 660℃ 두가지 조건으로 구분하여 설정하였고, 최종두께는 고객사 사용두께를 고려하여 6.0mm를 목표로 하였다. 열간압연된 시편은 저온-저농도 조건에서 내황산 부식특성을 평가하기 위해 70℃-50%황산용액에 시편을 3시간 침적시켜 부식감량을 측정하였고, 상온/고온(500℃) 인장시험을 통하여 기계적 성질을 평가하였으며, 그 결과를 표 2에 나타내었다. 고온 인장시험 진행시에는 인장시편을 목표온도까지 가열하여 30분 유지시킴으로써 온도 편차를 최소화하고자 하였다. 표 1에서 A1-A12의 강종에서 Al의 함량은 0.03%이다.

구분	화학성분(중량%)
구분	C	Mn	Si	P	S	Cu	Co	Cr	Ni	Nb	V	Ti	(Mn+Cr+Nb)/Ni
A1	0.07	0.5	0.2	0.015	0.012	0.35	0.1		0.25				2
A2	0.1	0.7	0.25	0.015	0.012	0.35		0.6				0.04	-
A3	0.07	1.53	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05	0.5	0.05		0.04		40
A4	0.07	1.53	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05	0.5	0.05	0.02			40.4
A5	0.07	1.53	0.2	0.055	0.012	0.35	0.05	0.5	0.25	0.02			6.08
A6	0.07	1.53	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05		0.25		0.04		6
A7	0.07	1.53	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05	0.1	0.05	0.04			32.8
A8	0.07	1.53	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05	0.5	0.05	0.04			40.8
A9	0.07	1.80	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05	0.5	0.05	0.04			46.8
A10	0.07	0.8	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05	0.5	0.05	0.03			26.6
A11	0.07	1.0	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05	0.5	0.05	0.03			30.6
A12	0.07	1.2	0.2	0.015	0.012	0.35	0.05	0.5	0.05	0.03			34.6

구분	열연 권취 온도	평균 냉각 속도 (℃/s)	기계적 성질: 상온 (Mpa, %)			기계적 성질: 500℃ (Mpa, %)			부식속도	비고
구분	열연 권취 온도	평균 냉각 속도 (℃/s)	YS	TS	El	YS	TS	El	Mg/cm2/hr	비고
목표재질			≥400	≥500	≥15	≥250	≥310	≥15	≤40
A1	560	40	326	437	33.8	186	228	41.1	39.1	비교재1
A1	660	25	295	414	40.9	167	216	41.7	39.6	비교재2
A2	560	40	487	572	20.9	340	395	40.3	55.4	비교재3
A2	660	25	401	497	24.4	215	287	46.0	56.8	비교재4
A3	560	40	496	569	24.9	339	389	23.5	42.5	비교재5
A3	660	25	323	432	32.2	195	307	27.0	48.2	비교재6
A4	560	40	546	643	20.4	413	470	15.3	31.7	발명재1
A4	660	25	407	504	25.3	269	368	28.0	36.1	발명재8
A5	560	40	518	613	21.4	376	441	18.0	57.9	비교재7
A5	660	25	426	527	29.0	267	327	32.8	76.3	비교재8
A6	560	40	489	549	14.6	328	378	16.5	49.2	비교재9
A6	660	25	319	421	34.6	183	282	32.8	51.9	비교재10
A7	560	40	541	617	18.6	384	426	19.6	36.3	발명재2
A7	660	25	431	511	27.6	288	378	26.1	39.4	발명재9
A8	560	40	549	671	18.3	420	472	16.9	34.3	발명재3
A8	660	25	441	529	25.5	257	358	28.0	38.2	발명재10
A9	560	40	558	667	21.1	439	502	20.8	39.4	발명재4
A9	660	25	434	529	24.7	291	398	26.7	39.6	발명재11
A10	560	40	534.3	605.3	24.9	343.0	375.7	25.6	36.23	발명재5
A10	660	25	446.2	517.9	25.3	279.3	307.3	21.5	34.19	발명재12
A11	560	40	537.6	617.4	24.3	357.7	393.0	24.3	35.31	발명재6
A11	660	25	456.4	532.8	32.4	269.0	319.3	33.3	32.07	발명재13
A12	560	40	545.8	635.8	23.6	386.0	421.3	20.0	33.49	발명재7
A12	660	25	485.7	553.6	32.6	262.7	317.0	33.9	31.78	발명재14

표 2의 결과에서도 볼 수 있듯이, 본 발명의 강성분계를 만족하는 A4, A7, A8, A9, A10, A11, A12의 경우에는 고온권취 또는 가속냉각-저온권취하더라도 목표재질을 확보하고 있다. 특히, 가속냉각-저온권취를 하는 경우에는 상온 및 고온에서의 강도 크게 개선되고 있다. 도 1은 A4의 강을 고온귄취와 가속냉각-저온귄취의 제조조건에 따른 미세조직변화를 나타낸 것이다. 도 1b를 보면, 저온조직이 분포되는 것을 확인할 수 있다.

A2는 Ti첨가강으로 재질수준은 만족스러우나 황산 내식성은 열위하였다. Ti가 내식성을 고려했을 때 최적의 합금첨가 원소는 아님을 증명해 주고 있다. A5는 P첨가강으로 강도 상승효과는 만족스러우나, 내식성 측면에서는 유해한 원소임을 알 수 있다.

도 1은 발명강의 권취온도에 따른 미세조직을 나타내는 사진으로

도 1a는 고온권취한 경우이며

도 1b는 저온권취한 경우이다.

Claims

중량%로, C: 0.15%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), Mn: 2.0%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하, P: 0.02%이하, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.2~1.0%, Co: 0.02~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강.
제 1항에 있어서, 중량 %로 상기 Mn, Cr, Ni, Nb은 다음의 관계,
를 만족하는 것을 특징으로 하는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강.
중량%로, C: 0.15%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), Mn: 2.0%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하, P: 0.02%이하, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.2~1.0%, Co: 0.02~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 엑시쿨러 페라이트(accicular ferrite), 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 베이나이트(bainite)의 저온조직에서 선택되는 적어도 1종이 포함되는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강.
제 1항 또는 제 3항에 있어서, 상기 Mn의 함량은 1.51-2.0%임을 특징으로 하 는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강.
제 1항 또는 제 3항에 있어서, 상기 Mn의 함량은 0.5-1.50%임을 특징으로 하는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강.
제 1항 또는 제 3항에 있어서, 상기 내황산부식강에는 V이 0.02-0.1% 함량으로 포함되는 것을 특징으로 하는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강.
제 3항에 있어서, 상기 엑시쿨러 페라이트(accicular ferrite), 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite), 베이나이트(bainite)에서 선택되는 적어도 1종은 20%이상임을 특징으로 하는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강.
중량%로, C: 0.15%이하(0%는 제외), Si: 1.0%이하(0%는 제외), Mn: 2.0%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하, P: 0.02%이하, Al: 0.01~0.1%, Cu: 0.2~1.0%, Co: 0.02~0.1%, Cr: 0.1~1.0%, Ni: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 열간압연후 가속냉각하여 500~660℃의 온도로 권취하여 저온조직을 갖는 것을 포함하여 이루어지는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 가속냉각은 30~50℃/s의 평균 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 Mn의 함량은 1.51-2.0%임을 특징으로 하는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 Mn의 함량은 0.5-1.50%임을 특징으로 하는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 내황산부식강에는 V이 0.02-0.1% 함량으로 포함되는 것을 특징으로 하는 황산 내식성이 우수한 내황산부식강의 제조방법.