ES2222598T3 - Procedimiento de fabricacion de una placa de acero inoxidable ferritica con una gran capacidad de embuticion profunda y una gran resistencia a la formacion de estrias. - Google Patents
Procedimiento de fabricacion de una placa de acero inoxidable ferritica con una gran capacidad de embuticion profunda y una gran resistencia a la formacion de estrias.Info
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Abstract
LA PRESENTE INVENCION PROPORCIONA UNA PLACA DE ACERO INOXIDABLE FERRITICO, MEJORADA EN CUANTO A SU ELEVADA EMBUTILIDAD PROFUNDA Y A SUS PROPIEDADES ANTI-ACANALADURA CON UN TRABAJO DE EMBUTIDO PROFUNDO, ASI COMO LA TECNICA DE PRODUCCION DE LA MISMA. LA CONSTRUCCION PRACTICA DE LA PRESENTE INVENCION ES UNA PLACA DE ACERO INOXIDABLE FERRITICO, QUE CONTIENE DE 0,001 A 0,015 % EN PESO DE C; NO MAS DEL 1,0 % EN PESO DE SI; NO MAS DEL 1,0 % EN PESO DE MN; NO MAS DEL 0,05 % EN PESO DE P; NO MAS DEL 0,010 % EN PESO DE S; DEL 8 AL 30 % EN PESO DE CR; NO MAS DEL 0,08 % EN PESO DE AL; DEL 0,005 AL 0,015 % EN PESO DE N; NO MAS DEL 0,0030 % EN PESO DE O; NO MAS DEL 0,25 % EN PESO DE TI, SIENDO TI/N >= 12; Y DEL 0,05 AL 0,10 % EN PESO (NB + V), SIENDO V/NB DE 2 A 5, Y, SI ES NECESARIO, CONTENIENDO ADEMAS UNA O MAS DE LAS SIGUIENTES SUSTANCIAS, SELECCIONADAS A PARTIR DE NO MAS DEL 2,0 % EN PESO DE MO; NO MAS DEL 1,0 % EN PESO DE NI; Y NO MAS DEL 1,0 % EN PESO DE CU, JUNTO CON UNA O MAS SUSTANCIAS SELECCIONADAS A PARTIR DE 0,0005 A 0,0030 % EN PESO DE B, 0,0007 A 0,0030 % EN PESO DE CA Y 0,0005 A 0,0030 % EN PESO DE MG. ADEMAS, EN EL PROCEDIMIENTO DE PRODUCCION DE LA PRESENTE INVENCION, LA PLACA DE ACERO INOXIDABLE FERRITICO ANTERIORMENTE DESCRITA SE PRODUCE CALENTANDO EL DESBASTE DE ACERO HECHO DE LOS COMPONENTES DESCRITOS ANTERIORMENTE, HASTA UN AMBITO DE TEMPERATURAS DE 1170 °C O INFERIOR, ACABANDO CON UN LAMINADO BASTO DEL DESBASTE EN UN AMBITO DE TEMPERATURAS DE 950 °C O SUPERIOR, LLEVANDO A CABO A CONTINUACION UN LAMINADO DE ACABADO EN CALIENTE.
Description
Procedimiento de fabricación de una placa de
acero inoxidable ferrítica con una gran capacidad de embutición
profunda y una gran resistencia a la formación de las estrías.
La presente invención se refiere a un método de
producción de una placa de acero inoxidable ferrítica
particularmente excelente para capacidad de embutición profunda y
propiedad de anti-formación de estrías en las placas
de acero inoxidable ferríticas.
El acero inoxidable ferrítico ha sido utilizado
ampliamente en varios campos industriales, tales como en almacenes,
piezas de automóviles, etc., como un material excelente en la
resistencia a la corrosión y en la resistencia al calor.
El acero inoxidable ferrítico no es costoso, en
comparación con un acero inoxidable austenítico que contiene una
gran cantidad de Ni, pero en general, es inferior en capacidad de
trabajo y, por ejemplo, cuando el trabajo de prensa es aplicado a un
acero inoxidable ferrítico, es posible que se produzca un defecto
superficial denominado formación de estrías, de este modo el acero
inoxidable ferrítico es inadecuado para uso cuando se aplica con un
trabajo fuerte, tal como un trabajo de embutición profunda, etc.
Además, un acero inoxidable ferrítico tiene los
problemas de que la anistropía (\Deltar) de una relación de
deformación plástica es grande y una deformación no uniforme es
capaz de provocar un trabajo de embutición profunda.
Se han realizado hasta ahora muchos intentos para
resolver los problemas descritos anteriormente. En primer lugar,
varias mejoras de una propiedad anti-formación de
estrías se proponen en (a) Publicación de Patente (no examinada) Nº
52-24913, (b) Publicación de Patente (no examinada)
Nº 56-123356, (c) Publicación de Patente (no
examinada) Nº 7.18385, (d) Publicación de Patente (no examinada) Nº
9-53155, etc.
El acero inoxidable del documento (a) descrito
anteriormente contiene de 0,03 a 0,08% en peso de C, no más de 0,01%
en peso de% N, no más de 0,008% en peso de S, no más de 0,03% en
peso de P, no más de 0,4% en peso de Si, no más de 0,5% en peso de
Mn, no más de 0,3% en peso de Ni, de 15 a 20% en peso de Cr, y de 2
x N a 0,2% en peso de Al.
El acero inoxidable del documento (b) descrito
anteriormente contiene no más de 0,1% en peso de C, no más de 1,0%
en peso de Si, no más de 0,75% en peso de Mn, de 10 a 30% en peso de
Cr, no más de 0,5% en peso de Ni, no más de 0,025% en peso de N, y
de 2 a 30 ppm de B o que contiene adicionalmente uno o más tipos de
0,005 a 0,4% en peso de Al, de 0,005 a 0,6% en peso de Ti, de 0,005
a 0,4% en peso de Nb, de 0,005 a 0,4% en peso de V, de 0,005 a 0,4%
en peso de Zr, de 0,02 a 0,5% en peso de Cu, no más de 0,05% en peso
de Ca, y no más de 0,05% en peso de Ce.
En el acero inoxidable del documento (c) descrito
anteriormente, el contenido de Cr es de 3 a 60% en peso, los
contenidos de C, S y O son reducidos, y el contenido de N es de 0,03
a 0,5% en peso.
El acero inoxidable del documento (d) descrito
anteriormente contiene no más de 0,01% en peso de C, no más de 1,0%
en peso de Si, no más de 1,0% en peso de Mn, no más de 0,01% en peso
de S, de 9 a 50% en peso de Cr, no más de 0,07% en peso de Al, no
más de 0,02% en peso de N, no más de 0,01% en peso de O, y C y N en
las condiciones que satisfacen N(% en peso)/C(% en peso) > 2 y
0,006 < [C (% en peso) + N(% en peso)] < 0,025, y
adicionalmente Ti en las condiciones que satisfacen {Ti (% en peso)
- 2 x S(% en peso) - 3 x O(% en peso)}/[C(% en peso) + N(% en peso)]
> 4 y [Ti (% en peso)] x [N(% en peso) < 30 x 10^{-4}.
No obstante, en estas técnicas, cuando se lleva a
cabo un trabajo de embutición profunda severo, se produce formación
de estrías y por tanto no puede decirse que son técnicas
suficientes. Además, existe un problema de que no se mejora la
deformación no uniforme en un trabajo de embutición.
Por otro lado, como una técnica de mejora de la
anisotropía de la relación de deformación de plástico, un acero
inoxidable ferrítico que contiene no más de 0,03% en peso de C, no
más de 1,0% en peso de Si, no más de 1,0% en peso de Mn, no más de
0,05% en peso de P, no más de 0,015% en peso de S, no más de 0,1% en
peso de Al, no más de 0,02 % en peso de N, de 5 a 60% en peso de Cr,
de 4 x (C+N) a 0,5 % en peso de Ti, de 0,003 a 0,02% en peso de Nb,
y de 0,0002 a 0,005% en peso de B o adicionalmente que contiene al
menos un tipo de 0,0005 a 0,01% en peso de Ca y de 0,1 a 5,0% en
peso de Mo, se describe en la Publicación de Patente (e) (no
examinada) Nº 8-20843.
Por la técnica, ciertamente, \Deltar es
aproximadamente 0,15 o inferior y se mejora la anisotropía, pero es
insuficiente la propiedad de anti-formación de
estrías.
Además, las técnicas de mejora de la capacidad de
embutición profunda se describen en (f) Publicación de Patente (no
examinada) Nº 8-260206 y (g) Publicación de Patente
8-26436.
En el documento (f) descrito anteriormente,
añadiendo una ligera cantidad de Nb, \Deltar se reduce y
adicionalmente añadiendo V, la relación de producción es reducida y
en el documento (g) descrito anteriormente, haciendo adecuadas las
cantidades de adición de Ti, Nb, y B, se mejoran la capacidad de
embutición y las características superfi-
ciales.
ciales.
El documento
JP-A-8260106 describe un acero para
capacidad de embutición profunda con una composición que se solapa
con la composición utilizada en la presente invención.
No obstante, es difícil decir que ambas técnicas
son las técnicas para satisfacer suficientemente la capacidad de
trabajo y adicionalmente, en las porciones sometidas a un trabajo de
embutición profunda, el problema de la generación de formación de
estrías no se mejora suficientemente.
Como se describe anteriormente, en los aceros
inoxidables ferríticos por las técnicas convencionales, la capacidad
de embutición profunda y la propiedad anti-formación
de estrías no se han mejorado a un nivel suficiente y
particularmente, cuando se aplica un trabajo de embutición profunda
severa, se produce un problema de formación de estrías.
En vista de las circunstancias de las técnicas
convencionales, un objeto de la presente invención es proporcionar
un método de fabricación de una placa de acero inoxidable ferrítica
que tiene tanto capacidad de embutición profunda mejorada como la
propiedad anti-formación de estrías mejorada en un
trabajo de embutición profunda.
Además, otro objeto de la presente invención es
proporcionar un método de fabricación de una placa de acero
inoxidable ferrítico que tiene la capacidad de embutición profunda
que satisface las características del valor r de no menos de 1,8 y
\Deltar de no más de 0,15 y que tiene la propiedad
anti-formación de estrías excelente.
Como resultado de las varias investigaciones de
producción de una placa de acero inoxidable ferrítica capaz de
aplicarse con un trabajo de embutición profunda severo y provocando
escasamente también formación de estrías incluso en el caso, los
técnicos de la presente invención han descubierto que combinando
adecuadamente la composición del componente y la condición de
laminación en caliente, pueden alcanzarse objetos descritos
anteriormente y han alcanzado la presente invención. Es decir, la
presente invención es como sigue. La invención se define en la
reivindicación 1 con las reivindicaciones dependientes que cubren
las formas de realización preferidas.
La figura 1 es un gráfico que muestra la
influencia de Ti/N sobre el índice de formación de estrías.
La figura 2 es un gráfico que muestra la
influencia de (Nb + V) sobre el valor r y \Deltar.
La figura 3 es un gráfico que muestra la
influencia de (Nb + V) sobre el aspecto brillante.
La figura 4 es un gráfico que muestra la
influencia de V/Nb sobre la formación de estrías que genera la
altura de embutición límite.
La figura 5 es un gráfico que muestra la
influencia de V/Nb sobre el valor r y \Deltar.
La figura 6 es un gráfico que muestra la relación
de obstrucción del bloque de tobera de inmersión y las cantidades de
adición de B, Ca, y Mg, y
La figura 7 es un gráfico que muestra la relación
de la generación de formación de estrías y la condición de
laminación en caliente.
Entonces, se describió el experimento que fue el
fondo de la presente invención.
Experimento
1
Los aceros que contienen de 0,004 a 0,008% en
peso de C, de 0,12 a 0,27% en peso de Si, de 0,27 a 0,35% en peso de
Mn de 0,021 a 0,037% en peso de P, de 0,001 a 0,006% en peso de S,
de 16, 4 a 16,8% en peso de Cr, de 0,002 a 0,057% en peso de Al, de
0,006 a 0,010% en peso de N, de 0,0027 a 0,0056% en peso de O, y de
0,06 a 0,07% en peso (Nb + V) con V/Nb = 2,4 a 2,8 junto con una
cantidad cambiada de Ti fueron fundidos experimentalmente y
aplicando laminación en caliente, recocido, laminación en frío, y
después se produjo el recocido de acabado, cada placa de acero de
0,7 mm en espesor.
A partir de la dirección de laminación de cada
placa de acero obtenida, se muestreó una pieza de ensayo por
tracción de JIS Nº 5 y la propiedad anti-formación
de estrías de cada muestra se evaluó a partir de la extensión
generada de la formación de estrías en la aplicación de una
deformación por tracción de 25%. El de valor de evaluación más
pequeños significa que formación de estrías es menor. Los resultados
se muestran en la figura 1.
A partir de los resultados mostrados en la figura
1, puede observarse que cuando Ti/N es 12 o mayor, el índice de
formación de estrías es 1 y se produce escasa formación de
estrías.
Experimento
2
No obstante, en los sistemas de componentes
utilizados en el Experimento 1, con Ti/N de 12, 6 a 13,9, los aceros
fueron fundidos cambiando de forma variada los contenidos de (Nb +
V), y aplicando laminación en caliente, recocido, laminación en
frío, y recocido-acabado, se produjo cada placa de
acero de 0,7 mm de espesor.
Desde la dirección de laminación (dirección L) de
cada placa de acero obtenida, la dirección de 45º (dirección D) a la
dirección de laminación, y la dirección de 90º (dirección C) a la
dirección de laminación, fueron muestreadas las piezas de ensayo y
se obtuvieron el valor r y \Deltar por las siguientes
ecuaciones.
r = (rL + 2 \
rD +
rC)/4
\Delta r = (rL
+ rC)/2 -
rD
donde, rL, rD y rC muestran los
valores de r de la dirección L, la dirección D, y la dirección C,
respectivamente.
Los resultados obtenidos son reajustados con la
cantidad de (Nb + V) y se muestran en la Figura 2. A partir de los
resultados mostrados en la figura 2, puede observarse que cuando la
cantidad de (Nb + V) es 0,05% en peso o mayor, el valor r, que es el
índice de capacidad de embutición profunda, se incrementa a
aproximadamente 1,9, al mismo tiempo, el \Deltar, que es el índice
de la anisotropía, se reduce a aproximadamente 0,15, y se mejora
notablemente la capacidad de conformación.
Por otro lado, las placas de acero descritas
anteriormente fueron sometidas a un tratamiento de desoxidación por
una electrólisis en una solución de sal neutra, y sumergiendo en
ácidos mixtos y se midió el aspecto brillante de la superficie de
cada placa de acero de acuerdo con el método de JIS
Z-8741. Los resultados se
re-ajustaron con la cantidad de (Nb + V) y se
muestran en la figura 3. A partir de los resultados mostrados en la
figura 3, puede observarse que cuando la cantidad de (Nb + V) excede
0,1% en peso, el aspecto brillante (GS) después de la desoxidación
es reducido notablemente. Es decir, a partir del punto del aspecto
brillante, el límite superior de la cantidad de (Nb + V) se limita a
0,1% en peso.
Experimento
3
No obstante, en el sistema de la composición
utilizado en el Ejemplo 2 con (Nb + V) de 0,056 a 0,079% en peso,
los aceros fueron fundidos cambiando de forma variada Nb/V,
aplicando laminación en caliente, recocido, laminación en frío,
recocido-acabado, decapado con ácido, y 0,5% de
pasada de revestimiento para llevar a cabo la embutición a una
relación Rp/D del saliente del punzón rp con respecto al diámetro
del punzón D de 0,15 con varias alturas, se obtuvo la altura de
embutición de límite de generación de formación de estrías en la
porción trabajada.
La figura 4 muestra la relación ajustada de la
altura de embutición límite y V/Nb. A partir de los resultados
mostrados en la figura 4, puede verse que en el intervalo de V/Nb de
2 a 5, la altura de embutición límite es incrementada en gran medida
y se mejora la propiedad de anti-formación de
estrías.
La figura 5 es un gráfico que muestra las
relaciones ajustadas del valor r, el \Deltar, y V/Nb de estas
muestras y a partir de los resultados de la figura 5, puede
observarse que en el intervalo del valor de V/Nb de 2 o mayor, el
valor R es incrementa, el valor de \Deltar es más pequeño, y se
mejora la capacidad de conformación.
A partir de cada resultado experimental, puede
observarse que para la mejora de la capacidad de embutición
profunda, y la propiedad de anti-formación de
estrías en el caso de aplicación de un trabajo de embutición
profunda, severa, las condiciones de Ti/N \geq 12, (Nb + V) \geq
0,05% en peso, y 2 \leq V/Nb < 5 son necesarios e
indispensables y adicionalmente, a partir del punto del aspecto
brillante después de la desoxidación, es necesario e indispensable
(Nb + V) \leq 0,10% en peso.
Entonces, las razones de limitación de la
presente invención se explican a continuación.
C: 0,001 a 0,015% en peso
A partir de los puntos de la capacidad de
conformación y la tenacidad, es preferible que el contenido de C sea
bajo y puesto que cuando el contenido de C excede 0,015% en peso, se
deterioran las características anteriores, el límite superior se
define por ser 0,015% en peso. Por otro lado, cuando el contenido de
C es demasiado bajo, no existe problema en las características, pero
cuando el contenido es menor de 0,001% en peso, los costes de
fundición son grandes y por tanto, el límite inferior es definido
por ser 0,001% en peso que puede producirse industrialmente.
Si: No más de 1,0% en peso.
Si es un elemento que actúa como un desoxidante e
incrementa la resistencia y debido a que cuando el contenido de Si
excede el 1,0% en peso provoca la reducción de la ductilidad, el
límite superior es definido como 1,0% en peso. Adicionalmente, a
partir de los puntos del equilibrio de la resistencia, y la
ductilidad, es preferido el intervalo de 0,05 a 0,5% en peso.
Mn: No más del 1,0% en peso
Mn es también un elemento que actúa como un
desoxidante e incrementa también la resistencia, pero puesto que el
contenido excede 1,0% en peso, se reducen la ductilidad y la
resistencia a la corrosión, se define el límite superior que es 1,0%
en peso. Adicionalmente, a partir de los puntos de resistencia, la
ductilidad, y la resistencia a la corrosión, es preferido el
intervalo de 0,05 a 0,5% en peso.
P: No más de 0,05% en peso
P es un elemento de deterioro de la ductilidad y
puesto que cuando el contenido de P excede 0,05% en peso, la
influencia es particularmente notable, su límite superior es
definido por ser 0,05% en peso.
S: No más de 0,010% en peso
S es un elemento nocivo que forma un sulfuro para
deteriorar la resistencia a la corrosión. Puesto que el contenido de
S excede 0,010% en peso, la mala influencia se hace notable, el
límite superior es definido por ser 0,010% en peso.
Cr: 10 a 30% en peso
Cr es un elemento útil que mejora la resistencia
a la corrosión y la resistencia al calor de la aleación, cuando el
contenido de Cr es 10% en peso o mayor, el efecto es grande pero
puesto que el contenido excede 30% en peso, se reduce la ductilidad,
se define el contenido por estar en el intervalo de 10 a 30% en
peso.
Al: No mayor de 0,08% en peso
Al actúa como un desoxidante pero puesto que
cuando el contenido excede 0,08% en peso, el producto desoxidado es
grueso provoca el deterioro de la resistencia a la corrosión y el
caso de defecto superficial, el límite superior es definido por ser
0,08% en peso. El límite inferior no es establecido puesto que si se
lleva a cabo suficientemente la desoxidación, no produce mala
influencia.
N: 0,005 a 0,015% en peso
A partir de los puntos de alargamiento, capacidad
de conformación, etc, es preferible que el contenido de N sea bajo,
puesto que cuando el contenido de N no es mayor de 0,015% en peso,
no existe problema considerable, el límite superior es definido por
ser 0,015% en peso. Por otro lado, cuando el contenido de N es
reducido extremadamente, se deteriora la propiedad de
anti-formación de estrías. Puesto que el defecto es
particularmente notable, el contenido de N es menor de 0,005% en
peso, el límite inferior es definido por ser 0,005% en peso.
O: No más de 0,0080% en peso
O existe en forma de un óxido en el acero y actúa
para acelerar la formación del defecto superficial y deteriora la
resistencia a la corrosión. Cuando el contenido excede 0,008% en
peso, la mala influencia es particularmente severa y, por tanto, el
límite superior está limitado a 0,008% en peso.
Ti: No más de 0,25% en peso y Ti/N \geq 12
Ti es el elemento primario en la presente
invención como es evidente a partir del resultado descrito
anteriormente, puesto que por la adición de Ti que satisface Ti/N
\geq 12, es mejorada la propiedad de
anti-formación de estrías, el límite inferior de Ti
es limitado a Ti \geq 12 x N. Por otro lado, la adición de una
gran cantidad de Ti es acompañada por el caso del defecto
superficial (defecto en forma de larguero) que es considerado por
ser provocado por la agregación y el dimensionado grande de TiN y
puesto que el defecto es severo cuando el contenido excede 0,25% en
peso, el límite superior es definido por ser 0,25% en peso.
(Nb + V) : 0,05 a 0,10% en peso, V/Nb = 2 a 5
Nb y V son elementos primarios de la presente
invención y puesto que es claro a partir del resultado experimental
descrito anteriormente, cuando el contenido de (Nb + V) excede 0,05%
en peso, el valor de r es mejorado y el \Deltar es pequeño, por lo
que la capacidad de conformación es mejorada notablemente, el límite
inferior de (Nb + V) es definido por ser 0,05% en peso. Por otro
lado, puesto que cuando el contenido excede 0,10% en peso, el brillo
superficial después de la desoxidación reducido enormemente produjo
un problema para un uso práctico, el límite superior se define por
ser 0,10% en peso. Por otro lado, aproximadamente V/Nb, desde el
punto de la propiedad anti-formación de estrías, su
intervalo es de 2 a 5, donde se mejoran las características.
MO: no más de 2,0% en peso, Cu: no más de 1,0% en
peso, Ni: no más de 1,0% en peso.
Mo, Cu y Ni son elementos efectivos para mejorar
la resistencia a la corrosión del acero inoxidable y cuando se
incrementan sus cantidades de adición, se mejora la resistencia a la
corrosión. No obstante, la adición de una gran cantidad de Mo se
acompaña por la reducción de la tenacidad y la ductilidad y puesto
que cuando el contenido de Mo excede 2,0% en peso, la influencia es
severa, su límite superior es definido por ser 2,0% en peso. Además,
la adición de una gran cantidad de Cu está acompañada por la
fragilidad en caliente y puesto que su contenido excede 1,0 % en
peso, su influencia es severa, su límite superior es definido por
ser 1,0% en peso. Adicionalmente, la adición de una gran cantidad de
Ni está acompañada por la formación de una fase de austenita en una
región de alta temperatura y facilita el caso de reducción de la
ductilidad. Además, puesto que su contenido excede el 1,0% en peso,
la influencia es particularmente severa, el límite superior es
definido por ser 1,0% en peso. Adicionalmente, cuando estos
elementos son añadidos de forma individual o como una combinación de
los mismos, se obtiene el efecto similar y, por tanto, no existe
regulación sobre la combinación de los mismos.
B: de 0,0005 a 0,0030% en peso, Ca: de 0,0007 a
0,0030% en peso, Mg: de 0,0005 a 0,0030% en peso
B, Ca, y Mg son elementos efectivos para prevenir
la obstrucción de una tobera de inmersión por la precipitación y
fijación de una inclusión basada en Ti que es capaz de generar en la
fundición continua de un acero que contiene Ti
La figura 6 muestra la relación entre la
obstrucción del bloque de tobera de inmersión y las cantidades de
adición de B, Ca y Mg cuando 160 ton de una baldosa de
aproximadamente 200 mm en espesor del acero que contiene 0,007% en
peso de C, 0,2% en peso de Si, 0,3% en peso de Mn, 0,03% en peso de
P, 0,0049% en peso de S, 0,013% de Al, 19% en peso de Cr, 0,19% en
peso de Ti, 0,008% en peso de N, 0,02% en peso de Nb, y 0,047% en
peso de V y preparado por el proceso VOD se funde por el método de
fundición continua.
A partir de la figura 6, puede observarse que
añadiendo B en una cantidad de 0,0005% en peso o más, Ca en una
cantidad de 0,0007% en peso o más, y Mg en una cantidad de 0,0005%
en peso o más, se reduce en gran medida la relación de obstrucción
de la tobera de inmersión. Por tanto, los límites inferiores de las
cantidades de adición de B, Mg y Ca se definen por ser 0,0005% en
peso de, 0,0005% en peso, y 0,0007% en peso, respectivamente.
Además, cuando la adición de estos elementos es individualmente o
como una combinación de los mismos, se confirma el mismo efecto y,
por tanto, no existe regulación sobre la combinación de los mismos.
No obstante, puesto que la adición de la cantidad excesiva de cada
uno de ellos está acompañada por el deterioro de la resistencia a la
corrosión, el límite superior de cada uno de los elementos se define
por ser 0,0030% en peso.
La temperatura de calentamiento de la baldosa es
1170ºC o inferior, el acabado a una temperatura de laminación en
basto es 950ºC o superior.
Puesto que en la placa de acero producida de
acuerdo con la presente invención, se obtienen la capacidad de
conformación suficiente y la propiedad de
anti-formación de estrías ajustando los componentes
solamente, no es necesario hacer una consideración específica en las
condiciones de producción. No obstante, en el caso de requerir una
mejora adicional de la propiedad de anti-formación
de estrías, debe emplearse la siguiente condición de laminación en
caliente.
Es decir, en laminación en caliente, definiendo
la temperatura de calentamiento de la baldosa a 1170ºC, o inferior y
acabando a una temperatura de laminación en basto en caliente a
950ºC o superior, se obtiene mayor mejora de la propiedad de
anti-formación de estrías. La figura 7 muestra el
resultado del índice de formación de estrías ajustado por la
temperatura de calentamiento de la baldosa (SRT) y el acabado a una
temperatura de laminación en basto (RDT), rp/D es 0,15 y h/D es 0,75
en el método experimental utilizado por el Experimento 3. A partir
de la figura 7, puede observarse que en el caso de llevar a cabo
bajo las condiciones de SRT \leq 1170ºC, y RDT \geq 950ºC, no se
produce formación de estrías después del trabajo de embutición
particularmente severo.
Adicionalmente, puesto que la temperatura de
límite inferior de la temperatura de calentamiento de la baldosa no
provoca problemas si se asegura el acabado de una temperatura de
acabado de laminación en basto de 950ºC o mayor, no es necesario
determinar particularmente la temperatura límite inferior.
La presente invención y sus efectos se describen
a continuación basados en el siguiente ejemplo.
Cada uno de los aceros que tiene las
composiciones mostradas en la Tabla 1 fue sometido a un método VOD y
después, una etapa de fundición continua para una baldosa fundida
continuamente de 200 mm de espesor y por un molino de laminación en
caliente constituido por un molino de laminación en basto compuesto
de 3 estantes y un molino de laminación de acabado del tipo continuo
compuesto de 7 estantes, la baldosa fue laminada a una tira de acero
laminada en caliente de 4 mm de espesor a una temperatura de
calentamiento de baldosa (SRT) de 1150 a 1180ºC, acabando a una
temperatura de laminación en basto (RDT) de 950 a 1090ºC, y una
temperatura de terminación de laminación de acabado (FDT) de 800 a
950ºC. La tira de acero de laminación en caliente fue recocida
continuamente a una temperatura de aproximadamente 880 a 1000ºC, y
después del decapado químico, por laminación en frío, se obtuvo una
tira de acero de 0,8 mm de espesor. Después del desengrasado, la
lámina de acero laminada en frío fue sometida a un recocido de
acabado continuo a una temperatura de 880 a 1000ºC, y después del
decapado químico, se aplicó una pasada de revestimiento al acero
para proporcionar una placa de acero inoxidable de un acabado 2B (el
acabado superficial regulado por JIS G 4307). Se obtuvo una muestra
de cada una de las placas laminadas en frío recocidas obtenidas por
el método descrito anteriormente y se sometió a los varios ensayos
mostrados a continuación.
A partir de las direcciones L, D y C de cada una
de las placas de acero, se sometieron a ensayo las piezas de ensayo
de tracción (JIS Nº 13 B), se aplicó a esto 15% de deformación por
torsión, se midió la relación de deformación plástica de cada
dirección, y a partir de las ecuaciones descritas anteriormente, se
calcularon los valores de r y \Deltar.
A partir de la dirección de cada placa de acero,
se muestreó una pieza de ensayo de tracción de JIS Nº 5, y se evaluó
la extensión de la formación de estrías después de la aplicación de
una deformación por torsión al 25%. El método de evaluación se llevó
a cabo mostrando como un índice el resultado obtenido por la
comparación visual con una muestra estándar.
El valor numérico más pequeño significa que es
menor la extensión de la formación de estrías.
El brillo superficial fue medido de acuerdo con
JIS Z-8741 a un ángulo incidente de fuente de luz
de 20º. Se llevó a cabo la evaluación por el aspecto brillante (GS)
y el valor más grande significa que el brillo es mejor.
La evaluación de la resistencia a la corrosión se
llevó a cabo midiendo un potencial de formación de picaduras en una
solución NaCl acuosa de acuerdo con JIS G-0577. El
potencial mayor de formación de picaduras significa que la
resistencia a la corrosión es mejor.
Los resultados de medición de estos ensayos se
muestran en la Tabla 2. A partir de los resultados mostrados en la
tabla, puede observarse que en las placas de acero donde Ti/N no es
menor de 12, Nb + V es de 0,05 a 0,1% en peso, y V/Nb es de 2 a 5
correspondiente a la presente invención, el valor r es grande, el
\Delta es pequeño, y adicionalmente la propiedad de
anti-formación de estrías es notablemente mejorada.
Además, es evidente que las placas de acero de la presente invención
son excelentes en la apariencia brillante superficial.
Adicionalmente, puede observarse que en las placas de acero a las
que se añade Ni, MO y Cu para mejorar la resistencia a la corrosión,
se mejora la resistencia a la corrosión.
Como se describe anteriormente, de acuerdo con la
presente invención, mejorando las cantidades de adición de los
elementos de adición en el acero inoxidable ferrítico,
particularmente Ti, N, Nb y V, puede proporcionarse la placa de
acero inoxidable ferrítica excelente en la capacidad de conformación
y en propiedad de anti-formación de estrías en
trabajo severo. (Reivindicaciones 1 y 2)
Adicionalmente, mejorando las cantidades de
adición de Mo, Ni y Cu, puede proporcionarse la placa de acero
inoxidable ferrítica que tiene una resistencia a la corrosión más
excelente y buena tenacidad y ductilidad. (Reivindicaciones 3 y
5)
Además, por la adición de ligeras cantidades de
B, Ca, y Mg. Puede prevenirse la obstrucción de una tobera de
inmersión por la precipitación y fijación de inclusiones basadas en
Ti, que es capaz de producirse en colada continua de un acero que
contiene Ti. (Reivindicaciones 4 y 5).
También, en la producción de la placa de acero
inoxidable ferrítica, descrita anteriormente, mejorando la condición
de laminación en caliente, puede producirse placa de acero
inoxidable ferrítica más excelente en la propiedad de
anti-formación de estrías.
Claims (8)
1. Método de producción de un acero inoxidable
ferrítico que tiene una excelente capacidad de embutición profunda y
propiedad anti-formación de estrías, conteniendo el
acero de 0,001 a 0,015% en peso de C, no más de 1,0% en peso de Si,
no más de 1,0% en peso de Mn, no más de 0,05% en peso de P, no más
de 0,010% en peso de S, de 10 a 30% en peso de Cr, no más de 0,08%
en peso de Al, de 0,005 a 0,015% en peso de N, no más de 0,0080% en
peso de O, no más de 0,25% en peso de Ti con Ti/N \geq 12, y de
0,05 a 0,10% en peso de (Nb + V), siendo V/Nb de 2 a 5,
opcionalmente uno o más tipos seleccionados desde
no más de 2,0% en peso de MO, no más de 1,0% en peso de Ni, y no más
de 1,0% en peso de Cu y/o uno o más tipos seleccionados de 0,0005 a
0,0030% en peso de B desde 0,0007 a 0,0030% en peso de Ca, y de
0,0005 a 0,0030% en peso de Mg,
siendo el resto Fe e impurezas, donde el método
comprende las etapas de:
calentar una baldosa de acero que comprende los
componentes de dicho acero a un intervalo de temperatura de 1170ºC o
inferior,
finalizar el laminado caliente en basto de la
baldosa a un intervalo de temperatura de 950ºC o mayor,
y llevar a cabo sucesivamente la laminación de
acabado en caliente.
2. Método de acuerdo con la reivindicación 1,
donde el contenido de Si es de 0,05 a 0,5% en peso.
3. Método de acuerdo con la reivindicación 1 ó 2,
donde el contenido de Mn es de 0,05 a 0,5% en peso.
4. Método de acuerdo con al menos una de las
reivindicaciones 1-3, donde la temperatura de
calentamiento de la baldosa de acero es de 1150 a 1170ºC.
5. Método de acuerdo con al menos una de las
reivindicaciones 1-4, donde la temperatura de
laminación en basto de acabado es de 950 a 1090ºC.
6. Método de acuerdo con al menos una de las
reivindicaciones 1-5, donde la temperatura de
laminación de acabado en caliente es de 800 a 950ºC.
7. Método de acuerdo con al menos una de las
reivindicaciones 1-6, donde la tira de acero
laminada en caliente es recocida continuamente a una temperatura de
880 a 1000ºC, después es decapada químicamente y después laminada en
frío.
8. Método de acuerdo con al menos una de las
reivindicaciones 1-7, donde la tira de acero es
recocida por acabado continuo a una temperatura de 880 a 1000ºC.
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