ES2924685T3 - Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, y método para fabricar la misma - Google Patents

Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, y método para fabricar la misma Download PDF

Info

Publication number
ES2924685T3
ES2924685T3 ES18790531T ES18790531T ES2924685T3 ES 2924685 T3 ES2924685 T3 ES 2924685T3 ES 18790531 T ES18790531 T ES 18790531T ES 18790531 T ES18790531 T ES 18790531T ES 2924685 T3 ES2924685 T3 ES 2924685T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
rolling
hot
rolled
steel sheet
final
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES18790531T
Other languages
English (en)
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of ES2924685T3 publication Critical patent/ES2924685T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

La presente invención proporciona una lámina de acero inoxidable ferrítico recocido y laminado en caliente que tiene suficiente resistencia a la corrosión y en la que se pueden evitar las grietas durante el troquelado en una pestaña gruesa, y un método para fabricar la misma. Una lámina de acero inoxidable ferrítico recocido y laminado en caliente tiene una composición química que contiene, en porcentaje en masa, C: 0,001 % a 0,020 %, Si: 0,05 % a 1,00 %, Mn: 0,05 % a 1,00 %, P: 0,04 % o menos, S: 0,01 % o menos, Al: 0,001 % a 0,100 %, Cr: 10,0 % a 19,0 %, Ni: 0,65 % a 1,50 %, Ti: 0,10 % a 0,40 % y N: 0,001 % a 0,020 %, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y tiene un factor KIC de intensidad de tensión umbral de 35 MPa·m ^{1/2} o más. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN
Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, y método para fabricar la misma
Campo técnico
La presente invención se refiere a una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida que tiene una excelente trabajabilidad y que es adecuada para su uso en bridas y similares y un método para fabricar la misma.
Antecedentes de la técnica
En los últimos años, ha habido un endurecimiento cada vez mayor de las regulaciones sobre los gases de escape en los automóviles y ha habido una necesidad urgente de mejorar la eficiencia del combustible. En consecuencia, se ha usado cada vez más un sistema de recirculación de gases de escape (EGR), en el que los gases de escape de un motor de automóvil se usan de nuevo como aire de admisión del motor. El gas de escape del motor se hace pasar a través de un enfriador de EGR para bajar la temperatura del gas y luego se suministra de nuevo al motor. Al hacer circular los gases de escape, cada uno de los componentes del sistema de escape se une con una brida para evitar fugas de gas. Se requiere que la brida usada para un componente del sistema de escape de este tipo tenga suficiente rigidez. Por tanto, para un componente del sistema de escape de este tipo, se usa una brida gruesa (por ejemplo, con un grosor de lámina de 5 mm o más).
Hasta ahora se han usado aceros ordinarios para producir bridas gruesas. Sin embargo, las bridas usadas para los componentes a través de los cuales pasan los gases de escape a alta temperatura, como los de los sistemas de EGR, deben tener suficiente resistencia a la corrosión. Por tanto, se han realizado estudios sobre el uso de acero inoxidable que tiene mejor resistencia a la corrosión que los aceros ordinarios, en particular, el acero inoxidable ferrítico, que tiene un coeficiente de expansión térmica relativamente bajo y en el que es poco probable que se produzca tensión térmica, y ha habido una fuerte demanda de una lámina de acero inoxidable ferrítico que tenga un gran grosor (por ejemplo, un grosor de lámina de 5 mm o más) que pueda usarse para producir bridas gruesas.
En respuesta a la demanda del mercado, por ejemplo, el documento de patente 1 divulga una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente que contiene, en porcentaje en masa, C: el 0,015% o menos, Si: del 0,01% al 0,4%, Mn: del 0,01% al 0,8%, P: el 0,04% o menos, S: el 0,01% o menos, Cr: del 14,0% a menos del 18,0%, Ni: del 0,05% al 1%, Nb: del 0,3% al 0,6%, Ti: el 0,05% o menos, N: el 0,020% o menos, Al: el 0,10% o menos y B: del 0,0002% al 0,0020%, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, en la que el contenido de Nb, C y N satisface la fórmula: Nb/(C N) > 16, y la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente tiene un valor de impacto de Charpy a 0°C de 10 J/cm2 o más y un grosor de lámina de 5,0 a 9,0 mm.
El documento de patente 2 se refiere a un material de acero inoxidable ferrítico laminado que contiene, en % en masa, C: del 0,001 al 0,08%, Si: del 0,01 al 1,0%, Mn: del 0,01 al 1,0%, P: del 0,01 al 0,05%, S: del 0,0002 al 0,01%, Cr: del 10,0 al 25,0% y N: del 0,001 al 0,05%, y siendo el resto Fe e impurezas inevitables.
Lista de referencias
Bibliografía de patentes
Documento PTL 1: publicación internacional n.° 2014/157576
Sumario de la invención
Documento PTL 2: documento EP 3124635 A1
Problema técnico
Sin embargo, cuando los presentes inventores intentaron trabajar la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente descrita en el documento de patente 1 para dar una forma de una brida gruesa que tenía una parte sometida a trabajo de desbarbado, a pesar de que la lámina de acero tenía un valor de impacto de Charpy suficiente, en algunos casos, se produjeron grietas en la parte sometida a trabajo de desbarbado, en particular, en la parte central en la dirección del grosor de lámina, y no fue posible obtener una forma de brida predeterminada, revelando que la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente no era suficiente para su uso como una brida gruesa.
Es un objeto de la presente invención resolver el problema descrito anteriormente y proporcionar una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida que tenga suficiente resistencia a la corrosión y en la que puedan prevenirse las grietas durante el punzonado previo para dar una brida gruesa, y un método para fabricar la misma.
Solución al problema
Con el fin de resolver el problema, los presentes inventores han llevado a cabo estudios detallados y, como resultado, han hallado que al aumentar un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic de una lámina de acero, la lámina de acero puede trabajarse para dar una brida gruesa que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado sin que se produzcan grietas. Específicamente, se ha hallado que, fijando el factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci a 35 M Pam 1/2 o más, cuando una lámina de acero se trabaja para dar una brida gruesa que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado, la aparición de grietas en la parte sometida a trabajo de desbarbado puede prevenirse de manera eficaz, y la lámina de acero puede ponerse suficientemente en uso práctico para dar una brida gruesa que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado.
También se ha hallado que, realizando el recocido de láminas laminadas en caliente a una temperatura apropiada en una lámina de acero laminada en caliente obtenida sometiendo acero inoxidable ferrítico que tiene una composición química apropiada para laminación en caliente de acabado con múltiples pasadas, incluyendo tres o más pasadas, mientras se controla de manera apropiada la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales (= 100 - (grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[%]), se mejora el factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci. La presente invención se ha realizado sobre la base de los hallazgos descritos anteriormente y se define en las reivindicaciones.
En este caso, el término “factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic” se refiere a un factor de intensidad del esfuerzo obtenido tomando una probeta CT según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de tal manera que se introduce una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo está en una dirección paralela a la dirección de laminación y realizando una prueba según la norma As Tm E399.
Efectos ventajosos de la invención
Según la presente invención, es posible obtener una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida que tenga suficiente resistencia a la corrosión y una excelente tenacidad de tal manera que puedan prevenirse las grietas durante el punzonado previo para dar una brida gruesa.
En la presente invención, el término “suficiente resistencia a la corrosión” significa que, cuando se somete una lámina de acero, cuya superficie se somete a acabado por pulido con papel de lija #600 y cuyas superficies de borde se sellan entonces, a una prueba cíclica con niebla salina especificada en la norma JIS H 8502 durante cinco ciclos (incluyendo cada ciclo pulverización salina (NaCl al 5% en masa, 35°C, pulverización durante 2 horas) ^ secado (60°C, 4 horas, humedad relativa: 40%) ^ humectación (50°C, 2 horas, humedad relativa > 95%)), la razón de área de óxido (= área de óxido/área total de la lámina de acero * 100[%]) en la superficie de la lámina de acero es del 25% o menos.
Además, la expresión “excelente tenacidad de tal manera que puedan prevenirse las grietas durante el punzonado previo para dar una brida gruesa” significa que un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic es de 35 M Pam 1/2 o más, obteniéndose el factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic tomando una probeta CT según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de tal manera que se introduce una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo está en una dirección paralela a la dirección de laminación y realizando una prueba según la norma ASTM E399.
Descripción de las realizaciones
Las realizaciones de la presente invención se describirán a continuación. Obsérvese que la presente invención no está limitada a las realizaciones descritas a continuación.
Una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención tiene una composición química que contiene, en porcentaje en masa, C: del 0,001% al 0,020%, Si: del 0,05% al 1,00%, Mn: del 0,05% al 1,00%, P: el 0,04% o menos, S: el 0,01% o menos, Al: del 0,001% al 0,100%, Cr: del 10,0% al 19,0%, Ni: del 0,65% al 1,50%, Ti: del 0,10% al 0,40% y del N: 0,001% al 0,020%, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y tiene un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic de 35 MPa m1/2 o más.
El término “factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic” se refiere a un factor de intensidad del esfuerzo obtenido tomando una probeta CT según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de tal manera que se introduce una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo está en una dirección paralela a la dirección de laminación y realizando una prueba según la norma As TM E399.
La presente invención se describirá con detalle a continuación.
Los presentes inventores han investigado con detalle el motivo de la aparición de grietas cuando se conforman cada una de diversas láminas de acero inoxidable ferrítico con un grosor de lámina de 5,0 mm para dar una brida que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado en la que el orificio de brida (^ 30 mm) se eleva en 10 mm desde la superficie de la lámina de acero tal como se sometió a punzonado previo. Como resultado, se ha hallado que en las láminas de acero en las que se producen grietas, las microgrietas generadas en la proximidad de la parte central en la dirección del grosor de lámina de la superficie de borde sometida a punzonado previo se propagaron de manera marcada durante el desbarbado, dando como resultado grietas.
Los presentes inventores han investigado con detalle la relación entre la marcada propagación de microgrietas y las características del material. Como resultado, se ha hallado que la propagación de microgrietas tiende a producirse a medida que disminuye el factor intensidad del esfuerzo umbral de la lámina de acero. Por consiguiente, se ha probado la formación de la brida usando diversas láminas de acero inoxidable ferrítico laminadas en caliente y recocidas (grosor de lámina de 5,0 mm). Como resultado, se ha hallado que las grietas debidas a la propagación de microgrietas tienden a producirse en particular en una lámina de acero en la que el factor de intensidad del esfuerzo umbral determinado por un método de medición predeterminado es de menos de 35 MPa m1/2
Además, para aclarar por qué la lámina de acero en la que se producen grietas durante la formación de la brida tiene un factor de intensidad del esfuerzo umbral pequeño, los presentes inventores han examinado con detalle las partes agrietadas de la lámina de acero. Como resultado, se ha hallado que en la lámina de acero en la que se producen grietas, las grietas generadas en la proximidad de la parte central en la dirección del grosor de lámina de la superficie de borde sometida a punzonado previo se propagan de manera marcada en los límites de granos en la proximidad de la parte central en la dirección del grosor de lámina.
A partir de los resultados del examen y análisis de la microestructura de la lámina de acero mediante un método de SEM/EBSD, se ha hallado que, con respecto a los granos de cristal en una porción en la que las grietas se propagan de manera marcada, aunque son granos de cristal independientes, los granos de cristal adyacentes tienen sustancialmente la misma orientación de cristal, es decir, los granos de cristal forman colonias (grupos de granos de cristal que tienen orientaciones de cristal similares). En general, un grano de cristal tiene una orientación de cristal diferente de las de sus granos de cristal adyacentes, y cuando las grietas se propagan a lo largo de los límites de granos, los límites de granos que tienen diferentes orientaciones funcionan como obstáculos para la propagación de las grietas. Sin embargo, en una colonia, dado que los granos de cristal adyacentes tienen sustancialmente la misma orientación de cristal, se reduce el efecto de suprimir la propagación de grietas debido a los límites de granos entre los granos de cristal individuales dentro de la colonia. Se ha hallado que debido a esto, en una lámina de acero en la que se forman colonias, el factor de intensidad del esfuerzo umbral disminuye y se producen grietas durante la formación de la brida.
Por consiguiente, los presentes inventores han realizado estudios exhaustivos sobre la técnica de mejora del factor de intensidad del esfuerzo umbral en una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida. Como resultado, se ha hallado que al someter el acero inoxidable ferrítico que tiene una composición química apropiada a laminación en caliente en las condiciones en que la temperatura de las tres pasadas finales de la laminación de acabado con múltiples pasadas se establece en de 800°C a 1.100°C, y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales (= 100 -(grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[%]) se establece en el 25% o más, y al realizar el recocido de láminas laminadas en caliente a una temperatura de 600°C a 1.100°C en la lámina de acero laminada en caliente resultante, las colonias se destruyen eficazmente y puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci de 35 M Pam 1/2 o más.
El grosor de lámina de la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención no está particularmente limitado, pero es deseablemente un grosor de lámina que puede usarse para dar una brida gruesa. El límite inferior del grosor de lámina es preferiblemente de 5,0 mm o más, y más preferiblemente 9.0 mm o más. El límite superior del grosor de lámina es preferiblemente de 15,0 mm o menos, y más preferiblemente 10.0 mm o menos.
El motivo por el que la técnica descrita anteriormente promueve la destrucción de colonias se describirá a continuación.
En la parte central en la dirección del grosor de una losa de acero inoxidable ferrítico antes de someterse a laminación en caliente, se distribuyen colonias gruesas y alargadas (grupos de granos de cristal que tienen orientaciones de cristal similares) de manera que se extienden en la dirección de colada. Por otro lado, cuando se lamina una lámina de acero, la lámina de acero se deforma y se alarga a partir de la porción de la capa superficial de la misma. Por tanto, en el caso de que la reducción por laminación sea pequeña, la cantidad de deformación en la parte central en la dirección del grosor de lámina es pequeña, y casi no se introduce deformación por laminación en la parte central en la dirección del grosor de lámina. En consecuencia, en la laminación en caliente según las técnicas existentes, la deformación por laminación no se introduce lo suficiente en los granos alargados en la parte central en la dirección del grosor de lámina de la lamina de acero, los sitios de recristalización en el recocido de láminas laminadas en caliente posterior se vuelven insuficientes, y aunque se produce la recristalización en la proximidad del centro en la dirección del grosor de lámina durante el recocido de láminas laminadas en caliente, las colonias tienden a permanecer sin romperse. Por tanto, no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci de 35 MPa m1/2o más requerido en la presente invención.
Además, en el acero inoxidable ferrítico, la recristalización dinámica apenas se produce durante la laminación en caliente, y la recuperación de la deformación debida al trabajo tiende a producirse durante la laminación en caliente.
Por tanto, en la laminación en caliente según las técnicas existentes, se produce una recuperación excesiva de la deformación debida al trabajo introducida por la laminación, y la deformación debida al trabajo no puede mantenerse de manera eficaz después de la laminación en caliente. Por consiguiente, los sitios de recristalización se vuelven insuficientes, las colonias no se destruyen de manera eficaz en la posterior etapa de recocido de láminas laminadas en caliente y un no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci predeterminado.
En vista de lo anterior, los presentes inventores han realizado estudios exhaustivos sobre la técnica eficaz para disminuir las colonias que quedan después del recocido de láminas laminadas en caliente desde el punto de vista tanto de la composición del acero como del método de laminación en caliente. Como resultado, se ha hallado que es eficaz formar una cantidad predeterminada de una fase de austenita en la etapa de laminación en caliente controlando la composición del acero, en particular, el contenido de Cr y Ni, en intervalos apropiados y realizar laminación con una gran reducción por laminación acumulada mientras se controla la temperatura de las tres pasadas finales de laminación en caliente de acabado en la etapa de laminación en caliente a un intervalo apropiado.
De esta manera, las colonias formadas durante la colada pueden destruirse mediante la formación de la fase de austenita, y en la laminación en caliente, mientras se suprime la recuperación de la deformación por laminación, la deformación por laminación puede introducirse suficiente y eficazmente en la parte central en la dirección del grosor de lámina. De este modo, es posible obtener una microestructura de lámina laminada en caliente en la que el número de colonias formadas durante la colada que quedan después de la laminación en caliente es marcadamente pequeño en comparación con las técnicas existentes, y la deformación por laminación que actúa como sitios de recristalización en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente permanece suficientemente. Por consiguiente, las colonias se eliminan de forma más eficaz en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente, y puede obtenerse un excelente factor de intensidad del esfuerzo umbral.
Específicamente, se ha inventado, respecto a un acero en el que el contenido de Cr se establece en del 10,0% al 19,0% y el contenido de Ni se establece en del 0,65% al 1,50% de tal manera que se forma una fase de austenita durante el calentamiento antes de la laminación en caliente, la realización de laminación en caliente mediante un control apropiado de manera que la temperatura de las tres pasadas finales de la laminación en caliente de acabado con tres o más pasadas se establezca a de 800°C a 1.100°C, y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales (= 100 -(grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[%]) se establezca en el 25% o más.
Además, los presentes inventores han realizado estudios exhaustivos sobre las condiciones adecuadas para la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente. La etapa de recocido de láminas laminadas en caliente es una etapa de recristalización de la microestructura deformada formada mediante laminación en caliente. Por tanto, es necesario realizar recocido a una temperatura en la que se produzca recristalización suficiente. Sin embargo, cuando se realiza recocido de láminas laminadas en caliente a una temperatura excesivamente alta, aunque se produzca recristalización, los granos recristalizados se engrosan de manera marcada. Los granos recristalizados marcadamente gruesos son granos de cristal individuales independientes, pero la longitud de límite de granos aumenta de manera marcada. Por tanto, se ha hallado que, como en el caso en el que están presentes colonias, se disminuye el efecto de suprimir la propagación de grietas debido a los límites de granos que tienen diferentes orientaciones, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.
Por consiguiente, los presentes inventores han investigado con detalle la relación entre el tamaño de grano de los granos recristalizados y la temperatura de recocido. Como resultado, se ha hallado que controlando la temperatura de recocido de láminas laminadas en caliente hasta 1.100°C o menor, se previene la formación de granos recristalizados gruesos, haciendo de ese modo posible obtener un buen factor de intensidad del esfuerzo umbral.
La composición química de la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención se describirá a continuación. A continuación en el presente documento, a menos que se indique lo contrario, “%”, que es la unidad de medida para el contenido de cada elemento, significa “porcentaje en masa”.
C: del 0,001% al 0,020%
Cuando el contenido de C supera el 0,020%, la trabajabilidad y la resistencia a la corrosión en la zona de soldadura se deterioran notablemente. Un contenido de C más bajo es más deseable desde el punto de vista de la resistencia a la corrosión y la trabajabilidad. Sin embargo, para establecer el contenido de C a menos del 0,001%, se necesita mucho tiempo para realizar el refino, lo que no es deseable en cuanto a la fabricación. Por tanto, el contenido de C se establece en un intervalo del 0,001% al 0,020%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,003% o más, y más preferiblemente el 0,004% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,015% o menos, y más preferiblemente el 0,012% o menos.
Si: del 0,05% al 1,00%
El Si es un elemento que tiene el efecto de mejorar la resistencia a la corrosión de la zona de soldadura concentrándose en una capa de óxido formada durante la soldadura y también es eficaz como elemento desoxidante en el procedimiento de fabricación de acero. Estos efectos se obtienen cuando el contenido de Si es del 0,05% o más, y aumentan al aumentar el contenido de Si. Sin embargo, cuando el contenido de Si supera el 1,00%, se producen un aumento en la carga de laminación y la formación marcada de escamas en la etapa de laminación en caliente, y se produce el deterioro en la propiedad de decapado debido a la formación de una capa de concentración de Si en la capa superficial de la lámina de acero en la etapa de recocido, lo que induce un aumento en los defectos de superficie y un aumento en los costes de producción, todos ellos indeseables. Por tanto, el contenido de Si se establece en del 0,05% al 1,00%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,15% o más, y más preferiblemente el 0,20% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,60% o menos, y más preferiblemente el 0,40% o menos.
Mn: del 0,05% al 1,00%
El Mn tiene el efecto de aumentar la resistencia mecánica del acero y también actúa como desoxidante. Para obtener tales efectos, es necesario un contenido de Mn del 0,05% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Mn supera el 1,00%, se promueve la precipitación de MnS, que se convierte en un punto de partida de la corrosión, lo que da como resultado el deterioro de la resistencia a la corrosión. Por tanto, el contenido de Mn se establece en del 0,05% al 1,00%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,10% o más, y más preferiblemente el 0,20% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,60% o menos, y más preferiblemente el 0,40% o menos.
P: el 0,04% o menos
El P es un elemento que está contenido inevitablemente en el acero. Dado que el P es un elemento dañino para la resistencia a la corrosión y la trabajabilidad, es deseable disminuir la cantidad de P tanto como sea posible. En particular, cuando el contenido de P supera el 0,04%, la trabajabilidad se deteriora de manera marcada por el endurecimiento de la disolución sólida. Por tanto, el contenido de P se establece en el 0,04% o menos. Preferiblemente, el contenido de P es del 0,03% o menos. Dado que una reducción excesiva del contenido de P requiere costes de producción excesivos, el contenido de P es preferiblemente del 0,01% o más teniendo en cuenta los costes de producción.
S: el 0,01% o menos
Como el P, el S también es un elemento que está contenido inevitablemente en el acero. Dado que el S es un elemento dañino para la resistencia a la corrosión y la trabajabilidad, es deseable disminuir la cantidad de S tanto como sea posible. En particular, cuando el contenido de S supera el 0,01%, la resistencia a la corrosión se deteriora de manera marcada. Por tanto, el contenido de S se establece en el 0,01% o menos. Preferiblemente, el contenido de S es del 0,008% o menos. Más preferiblemente, el contenido de S es del 0,003% o menos. Dado que una reducción excesiva del contenido de S requiere costes de producción excesivos, el contenido de S es preferiblemente del 0,001% o más teniendo en cuenta los costes de producción.
Al: del 0,001% al 0,100%
El Al es un desoxidante eficaz. Además, dado que el Al tiene mayor afinidad por el nitrógeno que el Cr, en el caso de que el nitrógeno entre en una zona de soldadura, al precipitar el nitrógeno como nitruros de Al en lugar de nitruros de Cr, el Al tiene el efecto de suprimir la sensibilización. Estos efectos pueden obtenerse con un contenido de Al del 0,001% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Al supera el 0,100%, dado que se deterioran las características de penetración para la soldadura, se deteriora la trabajabilidad de soldadura, lo que no es deseable. Por tanto, el contenido de Al se establece en un intervalo del 0,001% al 0,100%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,010% o más, y más preferiblemente el 0,020% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,080% o menos, y más preferiblemente el 0,060% o menos.
Cr: del 10,0% al 19,0%
El Cr es el elemento más importante para garantizar la resistencia a la corrosión del acero inoxidable. Cuando el contenido de Cr es de menos del 10,0%, no puede obtenerse suficiente resistencia a la corrosión en una atmósfera de gases de escape de automóviles. Por otro lado, cuando el contenido de Cr supera el 19,0%, incluso si contiene una cantidad predeterminada de Ni, no se forma una cantidad predeterminada de fase de austenita durante el calentamiento en la etapa de laminación en caliente. Por consiguiente, no puede obtenerse un efecto suficiente de destrucción de colonias, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, el contenido de Cr se establece en un intervalo del 10,0% al 19,0%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 10,5% o más, y más preferiblemente el 11,0% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 16,5% o menos, más preferiblemente el 12,5% o menos, y todavía más preferiblemente el 11,5% o menos.
Ni: del 0,65% al 1,50%
El Ni es un elemento formador de austenita y tiene el efecto de aumentar la cantidad de austenita formada durante el calentamiento antes de la laminación en la etapa de laminación en caliente. En la presente invención, controlando el contenido de Cr y Ni a valores predeterminados, se forma una fase de austenita durante el calentamiento en la etapa de laminación en caliente. Debido a la formación de la fase de austenita, se destruyen las colonias de la fase de ferrita formadas durante la colada. Además, a la temperatura de calentamiento antes de la laminación en caliente, la microestructura metálica se forma en una estructura bifásica de fase de ferrita fase de austenita. En el caso de que la microestructura metálica se forme en una estructura bifásica de fase de ferrita fase de austenita, la interfase entre diferentes fases, es decir, entre la fase de ferrita existente antes del calentamiento y la fase de austenita formada durante el calentamiento, funciona como un obstáculo para el crecimiento de granos de cristal y, por tanto, se refina la microestructura metálica antes de la laminación en caliente. Como resultado, se refina la microestructura metálica después de la laminación en caliente y también se refina después de la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente. Por tanto, se hace posible presentar un mejor efecto de mejora de la tenacidad. Dependiendo de la composición del acero, puede haber un caso en el que, a la temperatura de calentamiento antes de la laminación en caliente, la microestructura metálica se forme en una fase única de austenita. Incluso en el caso de que la microestructura metálica a la temperatura de calentamiento se forme en una estructura monofásica de austenita, como en el caso anterior, puede obtenerse el efecto de destrucción de colonias debido a la formación de la fase de austenita. Además, en la fase de austenita, dado que el engrosamiento de los granos de cristal apenas se produce en el intervalo de temperatura de calentamiento de la losa antes de la laminación en caliente, la microestructura metálica antes de la laminación en caliente es más fina que la del acero inoxidable ferrítico según las técnicas existentes y, como en el caso anterior, puede obtenerse el efecto de mejorar la tenacidad debido al afino de los granos de cristal. Estos efectos pueden obtenerse con un contenido de Ni del 0,65% o más. Cuando el contenido de Ni es del 0,65% o más, debido a estos efectos, puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral de 35 M Pam 1/2o más. Por otro lado, cuando el contenido de Ni supera el 1,50%, se satura el efecto de mejorar el factor de intensidad del esfuerzo umbral y se deteriora la trabajabilidad. Además, se produce fácilmente el agrietamiento por esfuerzo y corrosión. Por tanto, el contenido de Ni se establece en del 0,65% al 1,50%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,70% o más, y más preferiblemente el 0,75% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 1,00% o menos, y más preferiblemente, el contenido de Ni es del 0,90% o menos.
Ti: del 0,10% al 0,40%
En la presente invención, el Ti es un elemento muy importante. Dado que el Ti se combina preferiblemente con C y N, lo que suprime la precipitación de carbonitruros de Cr y reduce la temperatura de recristalización, el Ti tiene el efecto de suprimir el deterioro de la resistencia a la corrosión provocado por la sensibilización debida a la precipitación de carbonitruros de Cr. Para obtener estos efectos, es necesario un contenido de Ti del 0,10% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Ti supera el 0,40%, dado que la cantidad de Ti en el soluto aumenta excesivamente, la temperatura de recristalización más bien aumenta, y no puede usarse la técnica de la presente invención. Además, cuando el contenido de Ti supera el 0,40 %, se forman carbonitruros de Ti gruesos en la etapa de colada, lo que da como resultado defectos de superficie, lo que también es indeseable en cuanto a la fabricación. Por tanto, el contenido de Ti se establece en del 0,10% al 0,40%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,15% o más, más preferiblemente el 0,20% o más, y todavía más preferiblemente el 0,25% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,35% o menos, y más preferiblemente el 0,30% o menos. Desde el punto de vista de la resistencia a la corrosión de la zona de soldadura, el contenido de Ti se establece preferiblemente para satisfacer la fórmula: Ti/(C N) > 8, en la que Ti, C y N indican el contenido de los elementos individuales (porcentaje en masa).
N: del 0,001% al 0,020%
Cuando el contenido de N supera el 0,020%, la trabajabilidad y la resistencia a la corrosión en la zona de soldadura se deterioran notablemente. Un contenido de N más bajo es más deseable desde el punto de vista de la resistencia a la corrosión. Sin embargo, para disminuir el contenido de N a menos del 0,001%, es necesario realizar un refino durante mucho tiempo, lo que da como resultado un aumento en los costes de producción y una disminución en la productividad, que son indeseables. Por tanto, el contenido de N se establece en un intervalo del 0,001% al 0,020%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,005% o más, y más preferiblemente el 0,007% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,015% o menos, y más preferiblemente el 0,012% o menos.
La presente invención se refiere a un acero inoxidable ferrítico caracterizado por contener los elementos esenciales descritos anteriormente, siendo el resto Fe e impurezas inevitables. Además, según sea necesario, el acero inoxidable ferrítico puede contener uno o dos o más seleccionados de Cu, Mo, W y Co y/o uno o dos o más seleccionados de V, Nb, Zr, REM, B, Mg y Ca en los intervalos descritos a continuación. En el caso de que cualquier intervalo tenga un límite inferior, incluso si el elemento relevante está contenido en una cantidad menor que el límite inferior, los efectos ventajosos de la presente invención no se ven afectados. Por tanto, en el caso de que el elemento esté contenido en una cantidad inferior al límite inferior, el elemento se considera una impureza inevitable.
Cu: del 0,01% al 1,00%
El Cu es un elemento particularmente eficaz para mejorar la resistencia a la corrosión del metal base y la zona de soldadura en una disolución acuosa o cuando se adhieren al mismo gotas de agua débilmente ácidas. Este efecto se obtiene con un contenido de Cu del 0,01% o más y aumenta al aumentar el contenido de Cu. Sin embargo, cuando el contenido de Cu supera el 1,00%, la trabajabilidad en caliente se deteriora, lo que puede provocar defectos de superficie en algunos casos. Además, el desescamado después del recocido puede resultar difícil en algunos casos.
Por tanto, cuando está contenido Cu, el contenido de Cu se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 1,00%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,10% o más, y todavía más preferiblemente el 0,30% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,60% o menos, y todavía más preferiblemente el 0,45% o menos.
Mo: del 0,01% al 2,00%
El Mo es un elemento que mejora notablemente la resistencia a la corrosión del acero inoxidable. Este efecto se obtiene con un contenido de Mo del 0,01% o más y mejora al aumentar el contenido. Sin embargo, cuando el contenido de Mo supera el 2,00%, aumenta la carga de laminación durante la laminación en caliente, lo que puede deteriorar la productividad, y la resistencia mecánica de la lámina de acero puede aumentar excesivamente en algunos casos. Además, dado que Mo es un elemento caro, un gran contenido de Mo aumenta los costes de producción. Por tanto, cuando está contenido Mo, el contenido de Mo se establece preferiblemente en del 0,01% al 2,00%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,10% o más, y todavía más preferiblemente el 0,30% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 1,40% o menos, y todavía más preferiblemente el 0,90% o menos.
W: del 0,01% al 0,20%
El W tiene el efecto de mejorar la resistencia a la corrosión, de manera similar al Mo. Este efecto se obtiene con un contenido de W del 0,01% o más. Sin embargo, cuando el contenido de W supera el 0,20%, aumenta la resistencia mecánica, lo que puede provocar un deterioro de la productividad debido a un aumento de la carga de laminación y similares en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido W, el contenido de W se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 0,20%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,05% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,15% o menos.
Co: del 0,01% al 0,20%
El Co es un elemento que mejora la tenacidad. Este efecto se obtiene con un contenido de Co del 0,01% o más. Por otro lado, cuando el contenido de Co supera el 0,20%, la trabajabilidad puede verse deteriorada en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido Co, el contenido de Co se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 0,20%.
V: del 0,01% al 0,20%
Dado que V se combina con C y N como carbonitruros y suprime la precipitación de carbonitruros de Cr, V mejora la resistencia a la corrosión de la zona de soldadura. Este efecto se obtiene con un contenido de V del 0,01% o más. Por otro lado, cuando el contenido de V supera el 0,20%, la trabajabilidad y la tenacidad pueden deteriorarse de manera marcada en algunos casos. Por tanto, el contenido de V se establece preferiblemente en del 0,01% al 0,20%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,02% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,10% o menos.
Nb: del 0,01% al 0,10%
El Nb tiene el efecto de refinar los granos de cristal y el efecto de mejorar la tenacidad de la lámina de acero al disolverse en la fase matriz. Estos efectos se obtienen con un contenido de Nb del 0,01% o más. Por otro lado, el Nb también tiene el efecto de aumentar la temperatura de recristalización. Cuando el contenido de Nb supera el 0,10%, puede haber un caso en el que la temperatura de recocido requerida para provocar una recristalización suficiente en el recocido de láminas laminadas en caliente sea excesivamente alta, los granos recristalizados se engrosen de manera marcada durante el recocido, de tal manera que el tamaño de grano del cristal sea de 300 |im o más al máximo, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, cuando está contenido Nb, el contenido de Nb se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 0,10%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,02% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,08% o menos.
Zr: del 0,01% al 0,20%
Dado que el Zr se combina con C y N como carbonitruros y suprime la precipitación de carbonitruros de Cr, el Zr mejora la resistencia a la corrosión de la zona de soldadura. Este efecto se obtiene con un contenido de Zr del 0,01% o más. Por otro lado, cuando el contenido de Zr supera el 0,20%, la trabajabilidad puede deteriorarse de manera marcada en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido Zr, el contenido de Zr se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 0,20%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,03% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,10% o menos.
REM: del 0,001% al 0,100%
Dado que REM (metales de tierras raras) tiene el efecto de mejorar la resistencia a la oxidación, lo que suprime la formación de una capa de óxido (color de revenido por soldadura) en la zona de soldadura y la formación de una región empobrecida en Cr inmediatamente debajo de la capa de óxido, REM mejora la resistencia a la corrosión de zona de soldadura. Este efecto se obtiene con un contenido de REM del 0,001% o más. Por otro lado, cuando el contenido de REM supera el 0,100%, la productividad, tal como la capacidad de decapado, durante el recocido laminado en frío puede deteriorarse en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido REM, el contenido de REM se establece preferiblemente en un intervalo del 0,001% al 0,100%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,005% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,050% o menos.
B: del 0,0002% al 0,0025%
El B es un elemento eficaz para mejorar la resistencia a la fragilidad por trabajo secundaria después de la embutición profunda. Este efecto se obtiene con un contenido de B del 0,0002% o más. Por otro lado, cuando el contenido de B supera el 0,0025%, la trabajabilidad y la tenacidad pueden deteriorarse en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido B, el contenido de B se establece preferiblemente en un intervalo del 0,0002% al 0,0025%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,0003% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,0006% o menos.
Mg: del 0,0005% al 0,0030%
El Mg aumenta la razón de cristales equiaxiales de una losa y es un elemento eficaz para mejorar la trabajabilidad y la tenacidad. Además, el Mg tiene el efecto de suprimir el engrosamiento de los carbonitruros de Ti; en el acero que contiene Ti como en la presente invención, cuando se engrosan los carbonitruros de Ti, se deteriora la tenacidad. Estos efectos se obtienen con un contenido de Mg del 0,0005% o más. Por otro lado, cuando el contenido de Mg supera el 0,0030%, las propiedades superficiales del acero pueden deteriorarse en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido Mg, el contenido de Mg se establece preferiblemente en un intervalo del 0,0005% al 0,0030%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,0010% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,0020% o menos.
Ca: del 0,0003% al 0,0030%
El Ca es un elemento eficaz para prevenir el bloqueo de las boquillas debido a la cristalización de las inclusiones a base de Ti que tiende a producirse durante la colada continua. El efecto se obtiene con un contenido de Ca del 0,0003% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Ca supera el 0,0030%, la resistencia a la corrosión puede deteriorarse por la formación de CaS en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido Ca, el contenido de Ca se establece preferiblemente en un intervalo del 0,0003% al 0,0030%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,0005% o más, y todavía más preferiblemente el 0,0006% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,0015% o menos, y todavía más preferiblemente el 0,0010% o menos.
A continuación, se describirá un método para fabricar una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención.
Se obtiene una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención sometiendo una losa de acero que tiene la composición química descrita anteriormente a laminación en caliente que incluye laminación de desbaste y laminación de acabado con tres o más pasadas, en las condiciones en las que la temperatura de las tres pasadas finales de la laminación de acabado se establece en de 800°C a 1.100°C, y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales se establece en el 25% o más, para obtener una lámina de acero laminada en caliente, y realizando adicionalmente recocido de láminas laminadas en caliente en la lámina de acero laminada en caliente a de 600°C a 1.100°C.
En primer lugar, se produce un acero fundido que tiene la composición química descrita anteriormente mediante un método conocido usando un convertidor, un horno eléctrico, un horno de fusión a vacío, o similares y se conforma para dar un acero (losa) mediante un procedimiento de colada continuo o un procedimiento de formación de losa-de colada en lingotes.
Se somete a laminación en caliente la losa, después de calentarse a de 1.050°C a 1.250°C durante de 1 a 24 horas, o sin calentarse, directamente tal como se cuela. En la presente invención, la laminación de desbaste no está particularmente limitada, sin embargo, en el caso en el que la estructura de colada se destruye de manera eficaz antes de la laminación en caliente de acabado, esto es ventajoso para refinar los granos de cristal en la laminación en caliente de acabado posterior. Por tanto, la reducción por laminación acumulada en la laminación de desbaste se establece preferiblemente en el 65% o más. Luego, se realiza laminación en caliente de acabado hasta que se alcanza un grosor de lámina predeterminado, en la que la temperatura de las tres pasadas finales de la laminación de acabado se establece en un intervalo de 800°C a 1.100°C, y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales se establece en el 25% o más.
Intervalo de temperatura de laminación de las tres pasadas finales: de 800°C a 1.100°C
Reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales: el 25% o más
Aunque la estructura de colada gruesa se destruye en la laminación de desbaste antes de la laminación de acabado, los granos de cristal en la estructura resultante son todavía marcadamente gruesos. Para obtener un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado después del recocido de láminas laminadas en caliente, es necesario introducir de manera eficaz la deformación por laminación, en particular, en la parte central en la dirección del grosor de lámina mientras se suprime la recuperación de la deformación durante la laminación controlando de manera apropiada la temperatura de laminación y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales.
El motivo por el que es necesario introducir de manera eficaz una deformación por laminación en la parte central en la dirección del grosor de lámina es el siguiente. En la laminación, sometiendo una lámina de acero a deformación por cizalladura, se reduce el grosor de la lámina de acero. La cantidad de deformación por cizalladura en la laminación (a continuación en el presente documento, expresada como “deformación por laminación”) disminuye desde la capa superficial hacia la parte central en la dirección del grosor de lámina. Por consiguiente, cuando la reducción por laminación es pequeña, aunque se introduce una gran cantidad de deformación por laminación a la capa superficial y su proximidad de la lámina de acero, la cantidad de deformación por laminación introducida en la parte central en la dirección del grosor de lámina es pequeña. La deformación por laminación actúa como sitios de recristalización en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente. Sin embargo, en el caso en el que la cantidad de deformación por laminación introducida en la parte central en la dirección del grosor de lámina es pequeña, la recristalización en la parte central en la dirección del grosor de lámina se vuelve insuficiente durante el recocido de láminas laminadas en caliente, la microestructura metálica de la lámina de acero laminada en caliente recocida se vuelve no uniforme en la dirección del grosor de lámina, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, para introducir de manera eficaz deformación por laminación en la parte central en la dirección del grosor de lámina, es necesario realizar la laminación con una determinada reducción por laminación o más y en el momento en el que se produce la recuperación de la deformación por laminación.
Con el fin de introducir un número suficiente de sitios de recristalización para que pueda obtenerse una microestructura metálica predeterminada en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente, es necesario introducir de manera eficaz la deformación por laminación en la parte central en la dirección del grosor de lámina estableciendo la temperatura de laminación de las tres pasadas finales en un intervalo de 800°C a 1.100°C y estableciendo la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales (= 100 -(grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[ %]) al 25% o más, al mismo tiempo que evita la eliminación de la deformación por laminación introducida por las tres pasadas finales debido a la recuperación.
Cuando la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales es de menos del 25%, dado que la deformación por laminación no se introduce de manera eficaz en la parte central en la dirección del grosor de lámina, las colonias permanecen en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales se establece en el 25% o más. La reducción por laminación acumulada es preferiblemente del 30% o más, y más preferiblemente del 35% o más. El límite superior de la reducción por laminación acumulada no está particularmente limitado. Sin embargo, cuando la reducción por laminación acumulada aumenta excesivamente, la carga de laminación aumenta, lo que da como resultado un deterioro de la productividad y, en algunos casos, puede producirse el raspado de la superficie después de la laminación. Por tanto, el límite superior de la reducción por laminación acumulada se establece preferiblemente en el 60% o menos.
Cuando la temperatura de laminación de las tres pasadas finales se establece en menos de 800°C, la carga de laminación aumenta de manera marcada con una disminución en la temperatura de la lámina de acero, lo que no es deseable en cuanto a la producción. Además, una laminación a baja temperatura puede provocar el raspado de la superficie en la lámina de acero, lo que da como resultado el deterioro de la calidad de la superficie en algunos casos. Por otro lado, cuando la temperatura de laminación de las tres pasadas finales supera 1.100°C, se produce la recuperación de la deformación introducida mediante laminación, y el número de sitios de recristalización después de la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente se vuelve insuficiente. Por consiguiente, las colonias permanecen después del recocido de láminas laminadas en caliente, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, las temperaturas de laminación de las tres pasadas finales se establecen en un intervalo de 800°C a 1100°C. El límite inferior del mismo es preferiblemente de 850°C o mayor. El límite superior del mismo es preferiblemente de 1.050°C o menor, y más preferiblemente 1.000°C o menor. En cuanto a las temperaturas de laminación de las tres pasadas finales, la temperatura de laminación de la pasada final significa la temperatura final de laminación, y las temperaturas de laminación de las otras pasadas significan las respectivas temperaturas de comienzo de laminación.
Además, para impedir que se aplique una carga de laminación excesiva en una pasada específica en las tres pasadas finales, preferiblemente, la temperatura de laminación en la primera pasada, entre las tres pasadas finales, se establece en el intervalo de 950°C a 1100°C, la temperatura de laminación en la segunda pasada realizada después de la primera pasada se establece en el intervalo de 925°C a 1.075°C, y la temperatura de laminación en la tercera pasada realizada después de la segunda pasada se establece en el intervalo de 875°C a 1.050°C.
Además, el método para fabricar una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención se caracteriza por controlar el intervalo de temperatura y aplicar una gran reducción en las tres pasadas finales de la laminación en caliente de acabado con tres o más pasadas. Cuando se realiza una laminación que aplica una gran reducción en las cuatro o más pasadas finales, incluso con la misma reducción por laminación acumulada que en el caso de aplicar una gran reducción sólo en las tres pasadas finales, debido a que la reducción por laminación se distribuye entre las pasadas individuales, se introduce insuficientemente deformación en la parte central en la dirección del grosor de lámina. Además, debido a que aumenta el tiempo de transferencia acumulado para todas las pasadas, se promueve la recuperación durante el periodo de transferencia entre las pasadas individuales, y se disminuye el efecto de aplicar deformación. Además, cuando la temperatura de laminación y la reducción por laminación acumulada de la laminación de acabado se controlan sólo para las dos pasadas finales o menos, debido a que se realiza una gran reducción con una reducción por laminación acumulada del 25% o más en dos pasadas, se aumenta de manera marcada la carga de laminación, y puede deteriorarse la productividad en algunos casos, lo que no es deseable. Por tanto, en el método para fabricar la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente según la presente invención, se controlan la temperatura de laminación y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales de la laminación de acabado.
En el método para fabricar la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente según la presente invención, es importante controlar la temperatura de laminación y la reducción por laminación acumulada de tres pasadas finales, y siempre que la laminación de acabado incluya tres o más pasadas, la laminación de acabado puede realizarse con cualquier número de pasadas. Sin embargo, cuando el número máximo de pasadas supera 15, la temperatura de la lámina de acero tiende a disminuir debido a un número aumentado de contactos con los rodillos en el tren de laminación, lo que conduce a un deterioro en la productividad o un aumento en los costes de producción, por ejemplo, la necesidad de realizar calentamiento desde fuera para mantener la temperatura de la lámina de acero dentro de un intervalo de temperatura predeterminado. Por tanto, el número máximo de pasadas es preferiblemente de 15 o menos, y más preferiblemente 10 o menos.
Después de la laminación en caliente de acabado, se enfría la lámina de acero, y luego se enrolla para obtener una tira de acero laminada en caliente. En la presente invención, la temperatura de enrollamiento no está particularmente limitada. Sin embargo, cuando la temperatura de enrollamiento se establece a más de 450°C y menos de 500°C, puede producirse fragilidad debido a la fragilidad a 475°C en algunos casos. Por tanto, la temperatura de enrollamiento se establece preferiblemente en 450°C o menor o 500°C o mayor.
Temperatura de recocido de láminas laminadas en caliente: de 600°C a 1.100°C
En la presente invención, después de finalizarse la etapa de laminación en caliente, se realiza el recocido de láminas laminadas en caliente. En el recocido de láminas laminadas en caliente, se recristaliza la microestructura deformada por los rodillos formada en la etapa de laminación en caliente. En la presente invención, mediante la introducción de manera eficaz de la deformación por laminación en la etapa de laminación en caliente de tal manera que se aumenta el número de sitios de recristalización, se promueve la destrucción de colonias en el recocido de láminas laminadas en caliente. Para obtener este efecto, es necesario realizar el recocido de láminas laminadas en caliente a una temperatura en el intervalo de 600°C a 1.100°C. Cuando la temperatura de recocido es menor de 600°C, la recristalización se vuelve insuficiente, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por otro lado, cuando la temperatura de recocido supera 1.100°C, los granos recristalizados se engrosan de manera marcada de tal manera que el tamaño de grano de cristal es de 300 |im o más como máximo, y o no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, la temperatura de recocido de láminas laminadas en caliente se establece en el intervalo de 600°C a 1.100°C. El límite inferior del mismo es preferiblemente de 650°C o mayor, y más preferiblemente 700°C o mayor. El límite superior del mismo es preferiblemente de 1.050°C o menor, y más preferiblemente 900°C o menor. Obsérvese que el tiempo de espera y la técnica de recocido de láminas laminadas en caliente no están particularmente limitados, y puede realizarse o bien recocido en caja (recocido discontinuo) o recocido continuo.
La lámina de acero laminada en caliente y recocida resultante puede someterse, si es necesario, a un tratamiento de desescamado mediante limpieza con chorro de granalla o decapado. Además, para mejorar las propiedades de la superficie, la lámina de acero puede someterse a esmerilado, pulido, o similares. Además, la lámina de acero laminada en caliente y recocida proporcionada por la presente invención puede someterse adicionalmente a laminación en frío y recocido de láminas laminadas en frío.
Ejemplos
La presente invención se describirá con más detalle a continuación a base de los ejemplos.
Se fundieron y refinaron los aceros inoxidables fundidos que tenían las composiciones químicas que se muestran en la tabla 1 en un convertidor con una capacidad de 150 toneladas mediante un fuerte procedimiento de descarburación con oxígeno a vacío (SS-VOD), y se formó una losa de acero con una anchura de 1.000 mm y un grosor de 200 mm mediante colada continua. Excepto para el n.° 36, se calentó cada uno de las losas a 1150°C durante una hora y luego se sometió a laminación de desbaste, como laminación en caliente, usando un laminador reversible de tres cajas para formar una lámina de acero con un grosor de aproximadamente 40 mm. Posteriormente, sometiendo la lámina de acero a laminación de acabado con siete pasadas, en las que se realizaron tres pasadas finales (5a pasada, 6a pasada y 7a pasada) en las condiciones mostradas en la tabla 2, se obtuvo una lámina de acero laminada en caliente. Con respecto al n.° 36, se calentó la losa a 1.300°C durante una hora y luego se sometió a laminación en caliente. Se sometieron las láminas de acero laminadas en caliente resultantes a un recocido de láminas laminadas en caliente mediante un procedimiento de recocido en caja en las condiciones también mostradas en la tabla 2, y así se obtuvieron láminas laminadas en caliente y recocidas. Obsérvese que el grosor final de la séptima pasada corresponde al grosor de la lámina de acero laminada en caliente. Se realizaron las siguientes evaluaciones sobre las láminas de acero laminadas en caliente y recocidas resultantes.
(1) Evaluación del factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic
Se tomó una probeta CT (tensión compacta) según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de cada una de las láminas de acero laminadas en caliente y recocidas de tal manera que se introdujo una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo estaba en una dirección paralela a la dirección de laminación. Se sometieron a prueba las probetas según la norma ASTM E399 para obtener un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic. Las probetas con un factor de intensidad del esfuerzo umbral de 35 MPa m1/2 o más se evaluaron como “pasa”, y las probetas con un factor de intensidad del esfuerzo umbral de menos de 35 MPa m1/2 se evaluaron como “rechazo”.
(2) Evaluación de la resistencia a la corrosión
Se tomó una probeta de 60 * 100 mm de cada una de las láminas de acero laminadas en caliente y recocidas. Después de someter una superficie que iba a evaluarse de la probeta a acabado por pulido con papel de lija #600, se sellaron las superficies de borde y la superficie posterior de la probeta para eliminar las influencias de las superficies de borde y la superficie posterior. Luego, se sometió la probeta a una prueba cíclica con niebla salina especificada en la norma JlS H 8502. En la prueba cíclica con niebla salina, se realizaron cinco ciclos, incluyendo cada ciclo pulverización salina (NaCl al 5% en masa, 35°C, pulverización durante 2 horas) ^ secado (60°C, 4 horas, humedad relativa: 40%) ^ humectación (50°C, 2 horas, humedad relativa > 95%). Después de realizarse la prueba cíclica con niebla salina durante cinco ciclos, se tomaron fotografías de la superficie que iba a evaluarse de la probeta, y se midió el área de óxido en la superficie de la probeta mediante análisis de imágenes. A partir de la razón del área de óxido con respecto al área total de la probeta, se calculó la razón de área de óxido ((área de óxido en la probeta/área total de la probeta) * 100[%]). Las probetas con una razón de área de óxido del 10% o menos se evaluaron como “pasa” (O) con una resistencia a la corrosión particularmente excelente, las probetas con una razón de área de óxido de más del 10% y el 25% o menos se evaluaron como “pasa” (o), y las probetas con una razón de área de óxido de más del 25% se evaluaron como “rechazo” (*).
Los resultados de las pruebas junto con las condiciones de la laminación en caliente y el recocido de láminas laminadas en caliente se muestran en la tabla 2.
Figure imgf000013_0001
Figure imgf000014_0002
Figure imgf000014_0001
Figure imgf000014_0003
Figure imgf000015_0001
Figure imgf000016_0001
En los n.os 1 a 31 y los n.os 45 a 49 de la tabla 2 en los que la composición de acero, condiciones de laminación en caliente y las condiciones de recocido de láminas laminadas en caliente están dentro de los intervalos de la presente invención, se destruyeron de manera eficaz las colonias mediante laminación en caliente y recocido de láminas laminadas en caliente predeterminadas y, por consiguiente, se obtuvieron los valores deseados de los factores de intensidad del esfuerzo umbral. Además, como resultado de la evaluación de resistencia a la corrosión de las láminas laminadas en caliente y recocidas resultantes, se confirmó que las láminas laminadas en caliente y recocidas tienen, cada una, una razón de área de óxido del 25% o menos, lo que indica una resistencia a la corrosión suficiente.
En particular, en los n.os 7, 9 y 14 que se usaron aceros A7, A9 y A14 con un contenido de Cr de más del 17%, en el n.° 17 que usó acero A17 que contenía Cu, y en el n.° 18 que usó acero A18 que contenía Mo, la razón de área de óxido era del 10% o menos, lo que indica una resistencia a la corrosión particularmente excelente.
En el n° 32 en el que la temperatura de laminación de las tres pasadas finales era mayor que el intervalo de la presente invención, aunque se realizó laminación con una reducción por laminación acumulada predeterminada, debido a que la temperatura de laminación era excesivamente alta, se produjo recuperación de la deformación debida al trabajo y la introducción de sitios de recristalización era insuficiente. Por tanto, el efecto de destrucción de colonias en el recocido de láminas laminadas en caliente era insuficiente. Por consiguiente, quedaron muchas colonias incluso después del recocido de láminas laminadas en caliente, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral deseado.
En el n.° 33 en el que la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales era menos que el intervalo de la presente invención, el efecto de destrucción de colonias en la etapa de recocido de láminas laminadas en caliente no se obtuvo suficientemente. Por consiguiente, quedaron muchas colonias en la parte central en la dirección del grosor de lámina incluso después del recocido de láminas laminadas en caliente, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.
En el n.° 34 en el que la temperatura del recocido de láminas laminadas en caliente era mayor que el intervalo de la presente invención, los granos recristalizados formados se engrosaron de manera marcada y, por consiguiente, no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.
El n.° 36 es un ejemplo en el que se calentó la losa a 1.300°C durante una hora, y luego se sometió a laminación en caliente, en la que los intervalos de temperatura de laminación en las tres pasadas finales de la laminación en caliente de acabado superaron, cada uno, 1.100°C. En el n.° 36, se produjo la recuperación de la deformación debida al trabajo durante la laminación de las tres pasadas finales, y la introducción de sitios de recristalización se volvió insuficiente. Por tanto, el efecto de destrucción de colonias mediante recocido de láminas laminadas en caliente fue insuficiente. Por consiguiente, no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.
En el n.° 37 en el que los intervalos de temperatura de laminación de las tres pasadas finales eran, cada uno, menores que el intervalo de la presente invención, se aumentó de manera marcada la carga de laminación, y durante la laminación en la tercera pasada final, la carga superó el intervalo permisible del dispositivo. Por tanto, no fue posible completar la laminación, y no fueron posibles las evaluaciones predeterminadas.
En los n.os 38 a 41 que usaron aceros B1 a B4 con un contenido de Ni menor que el intervalo de la presente invención, aunque se realizaron la laminación en caliente y el recocido de láminas laminadas en caliente predeterminados, como resultado de la disminución en la capacidad de formación de fase de austenita, el efecto de destrucción de colonias en la etapa de laminación en caliente fue insuficiente, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.
En el n.° 42 que usó acero B5 con un contenido de Cr mayor que el intervalo de la presente invención, aunque estaba contenida una cantidad predeterminada de Ni, debido al contenido excesivo de Cr, se disminuyó la capacidad de formación de fase de austenita. Como resultado, el efecto de destrucción de colonias en la etapa de laminación en caliente fue insuficiente, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.
En el n.° 43 que usó acero B6 con un contenido de Ti menor que el intervalo de la presente invención, se produjo sensibilización debido a la precipitación de una gran cantidad de carbonitruros de Cr durante el recocido de láminas laminadas en caliente, y no fue posible obtener una resistencia a la corrosión predeterminada. Por otro lado, en el n.° 44 que usó acero B7 con un contenido de Ti mayor que el intervalo de la presente invención, se aumentó la temperatura de recristalización debido al contenido excesivo de Ti, e incluso cuando se realizó el recocido de láminas laminadas en caliente predeterminado, quedaron colonias debido a que no se produjo suficiente recristalización. Como resultado, no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.
En el n.° 50 en el que la temperatura del recocido de láminas laminadas en caliente era menor que el intervalo de la presente invención, debido a la insuficiente recristalización, no se obtuvo un efecto suficiente de destrucción de colonias, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.
Aplicabilidad industrial
La lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida obtenida en la presente invención es adecuada para la aplicación que requiere alta trabajabilidad y resistencia a la corrosión, por ejemplo, particularmente adecuada para su uso en una brida que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado o similar.

Claims (1)

  1. REIVINDICACIONES
    Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida que tiene una composición química que contiene, en porcentaje en masa,
    C: del 0,001% al 0,020%,
    Si: del 0,05% al 1,00%,
    Mn: del 0,05% al 1,00%,
    P: el 0,04% o menos,
    S: el 0,01% o menos,
    Al: del 0,001% al 0,100%,
    Cr: del 10,0% al 19,0%,
    Ni: del 0,65% al 1,50%,
    Ti: del 0,10% al 0,40%,
    N: del 0,001% al 0,020%,
    opcionalmente uno o dos o más seleccionados de
    Cu: del 0,01% al 1,00%,
    Mo: del 0,01% al 2,00%,
    W: del 0,01% al 0,20%, y
    Co: del 0,01% al 0,20%,
    y opcionalmente uno o dos o más seleccionados de
    V: del 0,01% al 0,20%,
    Nb: del 0,01% al 0,10%,
    Zr: del 0,01% al 0,20%,
    REM: del 0,001% al 0,100%,
    B: del 0,0002% al 0,0025%,
    Mg: del 0,0005% al 0,0030%, y
    Ca: del 0,0003% al 0,0030%,
    siendo el resto Fe e impurezas inevitables; y
    que tiene un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic de 35 M Pam 1/2 o más, en la que el factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic es un factor de intensidad del esfuerzo obtenido tomando una probeta CT según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de tal manera que se introduce una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo está en una dirección paralela a la dirección de laminación y realizando una prueba según la norma ASTM E399.
    Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la reivindicación 1, en la que la composición química contiene, en porcentaje en masa, uno o dos o más seleccionados de
    Cu: del 0,01% al 1,00%,
    Mo: del 0,01% al 2,00%,
    W: del 0,01% al 0,20%, y
    Co: del 0,01% al 0,20%.
    Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la reivindicación 1 ó 2, en la que la composición química contiene, en porcentaje en masa, uno o dos o más seleccionados de
    V: del 0,01% al 0,20%,
    Nb: del 0,01% al 0,10%,
    Zr: del 0,01% al 0,20%,
    REM: del 0,001% al 0,100%,
    B: del 0,0002% al 0,0025%,
    Mg: del 0,0005% al 0,0030%, y
    Ca: del 0,0003% al 0,0030%.
    Método para fabricar la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que comprende:
    someter una losa de acero que tiene la composición química descrita en una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3 a una etapa de laminación en caliente de realizar laminación de acabado con tres o más pasadas; y
    una etapa de recocido de láminas laminadas en caliente de realizar recocido de láminas laminadas en caliente a de 600°C a 1.100°C en una lámina de acero laminada en caliente obtenida en la etapa de laminación en caliente,
    en el que, en la etapa de laminación en caliente, la temperatura de tres pasadas finales de laminación de acabado se establece en de 800°C a 1.100°C, en el que, con respecto a las temperaturas de laminación de las tres pasadas finales, la temperatura de laminación de la pasada final significa la temperatura final de laminación, y las temperaturas de laminación de las otras pasadas significan las respectivas temperaturas de comienzo de laminación,
    y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales, calculada como 100 -(grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[%], se establece en el 25% o más.
ES18790531T 2017-04-27 2018-04-24 Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, y método para fabricar la misma Active ES2924685T3 (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017087756 2017-04-27
PCT/JP2018/016545 WO2018199062A1 (ja) 2017-04-27 2018-04-24 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2924685T3 true ES2924685T3 (es) 2022-10-10

Family

ID=63919905

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES18790531T Active ES2924685T3 (es) 2017-04-27 2018-04-24 Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, y método para fabricar la misma

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20200385835A1 (es)
EP (1) EP3587610B1 (es)
JP (1) JP6432720B1 (es)
KR (1) KR20190131528A (es)
CN (1) CN110546294B (es)
ES (1) ES2924685T3 (es)
MX (1) MX2019012549A (es)
TW (1) TWI685574B (es)
WO (1) WO2018199062A1 (es)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111295458A (zh) * 2017-10-30 2020-06-16 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法
KR20210064281A (ko) * 2018-10-25 2021-06-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법
JP6892011B2 (ja) * 2018-12-11 2021-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
TWI703220B (zh) * 2020-01-06 2020-09-01 中國鋼鐵股份有限公司 汽車用鋼及其製造方法
CN112474792B (zh) * 2020-10-26 2023-03-24 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种工业纯铁开坯轧制生产方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5254184A (en) * 1992-06-05 1993-10-19 Carpenter Technology Corporation Corrosion resistant duplex stainless steel with improved galling resistance
JP3422871B2 (ja) * 1995-04-11 2003-06-30 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP4239257B2 (ja) * 1998-11-02 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐リジング性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP3446667B2 (ja) * 1999-07-07 2003-09-16 住友金属工業株式会社 加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼鋼塊及びその製造方法
JP2001181798A (ja) * 1999-12-20 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法
JP2001181742A (ja) * 1999-12-27 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法およびこの方法に用いるステンレス熱延鋼板
JP3448542B2 (ja) * 2000-04-13 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 成形性とリジング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP3680272B2 (ja) * 2001-01-18 2005-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3709833B2 (ja) * 2001-10-31 2005-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5258253B2 (ja) * 2006-11-21 2013-08-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 塩害耐食性および溶接部信頼性に優れた自動車用燃料タンク用および自動車燃料パイプ用表面処理ステンレス鋼板および拡管加工性に優れた自動車給油管用表面処理ステンレス鋼溶接管
JP2012167298A (ja) * 2011-02-09 2012-09-06 Nakayama Steel Works Ltd フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2014142302A1 (ja) * 2013-03-14 2014-09-18 新日鐵住金ステンレス株式会社 時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
KR101711317B1 (ko) * 2013-03-25 2017-02-28 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 펀칭 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
WO2014157576A1 (ja) 2013-03-27 2014-10-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板とその製造方法及び鋼帯
JP5908936B2 (ja) * 2014-03-26 2016-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
JP6542249B2 (ja) * 2014-10-31 2019-07-10 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法
WO2017013850A1 (ja) * 2015-07-17 2017-01-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法
EP3486347B1 (en) * 2016-10-17 2020-10-21 JFE Steel Corporation Hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet and method for producing same

Also Published As

Publication number Publication date
EP3587610A1 (en) 2020-01-01
MX2019012549A (es) 2019-12-02
KR20190131528A (ko) 2019-11-26
JP6432720B1 (ja) 2018-12-05
CN110546294B (zh) 2022-03-22
EP3587610B1 (en) 2022-07-06
US20200385835A1 (en) 2020-12-10
TWI685574B (zh) 2020-02-21
CN110546294A (zh) 2019-12-06
JPWO2018199062A1 (ja) 2019-06-27
WO2018199062A1 (ja) 2018-11-01
EP3587610A4 (en) 2020-03-04
TW201843316A (zh) 2018-12-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2831841T3 (es) Chapa de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida y método para producir la misma
KR102206415B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강
ES2924685T3 (es) Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, y método para fabricar la misma
ES2396221T3 (es) Chapa de acero inoxidable ferrítico para calentador de agua de excelente resistencia a la corrosión en una parte soldada y tenacidad de la chapa de acero
KR102337567B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강
KR102274976B1 (ko) 페라이트계 스테인리스 열연 강판 및 그 제조 방법
ES2879999T3 (es) Chapa de acero inoxidable ferrítico, bobina caliente y elemento de brida para sistema de escape de vehículos de motor
ES2883114T3 (es) Chapa de acero inoxidable ferrítico y método para fabricar la misma
ES2883551T3 (es) Lámina de acero inoxidable ferrítico, bobina caliente y miembro de brida para sistema de escape de vehículos de motor
KR20180017177A (ko) 페라이트계 스테인리스 열연 강판 및 열연 어닐링판, 그리고 그들의 제조 방법
JP7038799B2 (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
CN105408511A (zh) 焊接部的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢
KR101673218B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강
JP2025014954A (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法