ES2713154T3

ES2713154T3 - Acero inoxidable ferrítico y método para producir el mismo

Info

Publication number: ES2713154T3
Application number: ES15735579T
Authority: ES
Inventors: Masataka Yoshino; Hiroki Ota; Ayako Ta; Yukihiro Matsubara; Akito Mizutani; Mitsuyuki Fujisawa
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-01-08
Filing date: 2015-01-07
Publication date: 2019-05-20
Anticipated expiration: 2035-01-07
Also published as: TWI531666B; TW201531573A; CN105917016B; CN105917016A; EP3093362A1; KR101850231B1; EP3093362A4; US20160333439A1; JPWO2015105045A1; KR20160105874A; WO2015105045A1; JP5862846B2; EP3093362B1

Abstract

Un acero inoxidable ferrítico que consiste en, en términos de % en masa, C: 0.015% a 0.05%, Si: 0.02% a 0.50%, Mn: 0.05% a 1.0%, P: 0.04% o menos, S: 0.01% o menos, Cr: 15.5% a 18.0%, Al: 0.001% a 0.10%, N: 0.01% a 0.06%, V: 0.01% a 0.25%, Ti: 0.001% a 0.020%, Nb: 0.001% a 0.030%,opcionalmente al menos uno seleccionado de Cu: 0.1% a 1.0%, Ni: 0.1% a 1.0%, Mo: 0.1% a 0.5%, and Co: 0.01% a 0.5%, opcionalmente al menos uno seleccionado de Mg: 0.0002% a 0.0050%, B: 0.0002% a 0.0050%, REM: 0.01% a 0.10%, y Ca: 0.0002% a 0.0020% y siendo el balance Fe e impurezas inevitables, en el que se satisface que V/(Ti + Nb) >= 2.0 y donde el acero inoxidable ferrítico tiene una capacidad de formación suficiente determinada por una muestra de prueba tomada en una dirección de 90° con respecto a la dirección de laminado que exhibe un alargamiento después de la fractura de 25% o más en una prueba de tracción realizada de acuerdo con el documento JIS Z 2241, que el valor r promedio calculado de la fórmula (1) a continuación es 0.65 o más bajo una tensión de 15% en una prueba de tracción realizada de acuerdo con el documento JIS Z 2241, y que el valor absoluto (|Δr|) de la anisotropía en el plano de valor r (en adelante denominado como Δr) calculado a partir de la fórmula (2) a continuación es 0.30 o menos:**Fórmula** donde rL representa un valor r observado en una prueba de tracción conducida en una dirección paralela a la dirección de laminado, rD representa un valor r observado en una prueba de tracción conducida en una dirección de 45° con respecto a la dirección de laminado, y rC representa un valor r observado en una prueba de tracción realizada en una dirección de 90° con respecto a la dirección de laminado.

Description

DESCRIPCION

Acero inoxidable ferritico y metodo para producir el mismo

[Campo tecnico]

La presente invencion se relaciona con un acero inoxidable ferritico que tiene suficiente resistencia a la corrosion y capacidad de formacion y excelentes propiedades superficiales libres de defectos de costura causados por laminado en caliente o recocido, y tambien con un metodo para producir el acero inoxidable ferritico.

[Antecedentes de la tecnica]

El acero inoxidable ferritico, que es barato y altamente resistente a la corrosion, se usa en una amplia variedad de aplicaciones, que incluyen material de construccion, equipo de transporte, electrodomesticos, instrumentos de cocina, partes de automoviles, etc., y la gama de aplicaciones ha experimentado una mayor expansion en los ultimos anos. Para ser adecuado para estas aplicaciones, se requiere que el acero inoxidable ferritico no solo tenga resistencia a la corrosion sino que tambien tenga una capacidad de formacion suficiente que permita trabajar el acero en las formas deseadas (en otras palabras, el alargamiento debe ser grande (en lo sucesivo, que tiene un alargamiento suficientemente alto, puede denominarse como que tiene ductilidad), el valor promedio de Lankford (en lo sucesivo puede denominarse "valor r promedio") debe ser alto, y el valor absoluto de la anisotropia en el plano de valor r (en lo sucesivo se puede denominar |Ar|) debe ser pequeno. Tambien es necesario tener excelentes propiedades de superficie si las aplicaciones requieren superficies esteticamente atractivas.

A este respecto, la Literatura 1 de Patentes divulga un acero inoxidable ferritico que tiene una excelente capacidad de formacion y resistencia a la formacion de crestas, conteniendo el acero inoxidable ferritico, en terminos de% en masa, C: 0.02% a 0.06%, Si: 1.0% o menos, Mn: 1.0% o menos, P: 0.05% o menos, S: 0.01% o menos, Al: 0.005% o menos, Ti: 0.005% o menos, Cr: 11% a 30% y Ni: 0.7% o menos y satisfaciendo 0.06 < (C N) < 0.12, 1 < N/C, y 1.53 10-3 < (V 3 N) < 1.5310-2 (C, N y V respectivamente representan los contenidos de elementos respectivos en terminos de % en masa). Sin embargo, la Literatura 1 de Patentes es completamente silenciosa acerca de la anisotropia. Ademas, el recocido en caja (por ejemplo, recocido a 860°C durante 8 horas) es necesario despues del laminado en caliente. Dado que el proceso de recocido de cajas requiere aproximadamente una semana para finalizar si tambien se cuentan los pasos de recocido y enfriamiento, la baja productividad surge como un problema. La Literatura 2 de Patentes divulga un acero inoxidable ferritico con excelentes propiedades de capacidad de trabajo y de superficie, obtenido por laminacion en caliente de un acero que contiene, en terminos de% en masa, C: 0.01% a 0.10%, Si: 0.05% a 0.50%, Mn : 0.05% a 1.00%, Ni: 0.01% a 0.50%, Cr: 10% a 20%, Mo: 0.005% a 0.50%, Cu: 0.01% a 0.50%, V: 0.001% a 0.50%, Ti: 0.001 % a 0.50%, Al: 0.01% a 0.20%, Nb: 0.001% a 0.50%, N: 0.005% a 0.050% y B: 0.00010% a 0.00500%, recocido de la lamina laminada en caliente en un horno de caja o un horno continuo de una linea de recocido y decapado (linea AP) en una region de temperatura de ferrita monofasica, y realizacion del laminado en frio y el recocido final. Sin embargo, cuando se utiliza un horno de caja, existe un problema de baja productividad como en la Literatura 1 de Patentes descrita anteriormente. Aunque la Literatura 2 de Patentes no menciona el alargamiento, el recocido de una lamina laminada en caliente en un horno de recocido continuo en una region de temperatura monofasica de ferrita produce una cristalizacion insuficiente debido a la baja temperatura de recocido, y el alargamiento disminuye en comparacion con cuando se realiza el recocido en caja en una region de temperatura monofasica de ferrita. Ademas, en general, cuando el acero inoxidable ferritico tal como el que se describe en la Literatura de Patentes 2 es colado o laminado en caliente, se producen grupos de grano cristalino (colonias) que tienen orientaciones de cristal similares y surge un problema de un |Ar| grande. Ademas, la Literatura 3 de Patentes reivindica mejorar la capacidad de procesamiento de la lamina de acero inoxidable ferritica y la Literatura 4 de Patentes divulga una lamina de acero inoxidable ferritica para tanques de combustible y tuberias de combustible.

[Lista de citas]

[Literatura de patentes]

[PTL 1] Patente japonesa No. 3584881 (Republicacion de la Publicacion Internacional PCT No. WO00/60134) [PTL 2] Patente japonesa No. 3581801 (Publicacion de Solicitud de Patente Japonesa no examinada No. 2001 3134)

[PTL 3] Documento JP 2003201547 A

[PTL 4] Documento US 2004/094240 A1

[Resumen de la invencion]

[Problema tecnico]

La presente invencion aborda los problemas descritos anteriormente y busca proporcionar un acero inoxidable ferritico que tenga suficiente resistencia a la corrosion y capacidad de formacion y excelentes propiedades de superficie libres de defectos de costura causados por laminacion en caliente o recocido, y un metodo para producir el acero inoxidable ferritico.

Para los propositos de la presente invencion, una resistencia suficiente a la corrosion indica que cuando una hoja de acero tiene un acabado pulido con papel de esmeril #600, tiene sus porciones de superficie final selladas y sometidas a 3 ciclos de una prueba de ciclo de atomizado con sal (incluyendo cada ciclo atomizacion de sal (35°C, 5% en masa de NaCl, atomizacion: 2 horas) ^ secado (60°C, humedad relativa: 40%, 4 horas) ^ humectacion (50°C, humedad relativa > 95%, 2 horas )) prescrito en el documento JIS H 8502, la fraccion del area de oxido (= area de oxido/area total de lamina de acero X 100 [%]) de la superficie de la lamina de acero es del 25% o menos. Una capacidad de formacion suficiente indica que una muestra de prueba tomada en una direccion de 90° con respecto a la direccion de laminado muestra que una elongacion despues de la fractura es del 25% o mas en una prueba de traccion realizada de acuerdo con el documento JIS Z 2241, que el valor r promedio calculado a partir de la formula (1) a continuacion es 0.65 o mas bajo una tension del 15% en una prueba de traccion realizada de acuerdo con el documento JIS Z 2241, y que el valor absoluto (|Ar|) de la anisotropia en el plano del valor r (en lo sucesivo indicado como Ar) calculado a partir de la formula (2) a continuacion es 0.30 o menos:

donde n_ representa un valor r observado en una prueba de traccion realizada en una direccion paralela a la direccion de laminado, rD representa un valor r observado en una prueba de traccion realizada en una direccion de 45° con respecto a la direccion de laminado, y rC representa un valor r observado en una prueba de traccion realizada en una direccion de 90° con respecto a la direccion de laminado.

[Solucion al problema]

Se han realizado estudios para abordar los problemas y se ha encontrado que un acero inoxidable ferritico que tiene suficiente resistencia a la corrosion y capacidad de formacion se obtiene al recocer una lamina de acero inoxidable ferritico que tiene una composicion apropiada en una region de temperatura de doble fase de ferrita-austenita antes de laminar en frio una lamina de acero laminada en caliente. La presencia de defectos de costura en la superficie de la lamina de acero se puede eliminar controlando aun mas los contenidos de V, Ti y Nb dentro del intervalo apropiado de composicion de acero descrito anteriormente para no causar la precipitacion de carbonitruros de Cr gruesos durante el laminado en caliente. Se ha encontrado que no solo se mejoraran como resultado la resistencia a la corrosion y la capacidad de formacion, sino tambien las propiedades de la superficie.

La presente invencion se ha realizado sobre la base de los hallazgos descritos anteriormente y se define por las reivindicaciones.

En esta especificacion, % que indica la composicion de acero indica % en masa.

[Efectos ventajosos de la invencion]

De acuerdo con la presente invencion, se obtiene un acero inoxidable ferritico que tiene suficiente resistencia a la corrosion y capacidad de formacion (alto alargamiento, gran valor r promedio y pequeno |Ar|) y excelentes propiedades de superficie con menos defectos de costura.

[Descripcion de las realizaciones]

La presente invencion se describira ahora en detalle.

Un acero inoxidable ferritico comprende, en terminos de% en masa, C: 0.005% a 0.05%, Si: 0.02% a 0.50%, Mn: 0.05% a 1.0%, P: 0.04% o menos, S: 0.01 % o menos, Cr: 15.5% a 18.0%, Al: 0.001% a 0.10%, N: 0.01% a 0.06%, V: 0.01% a 0.25%, Ti: 0.001% a 0.020%, Nb: 0.001% a 0.030 %, y el balance que es Fe e impurezas inevitables, en las que se satisface V/(Ti Nb) > 2.0. En la presente invencion, el equilibrio de los componentes en la composicion es importante, y en particular, el equilibrio de V, Ti y Nb es importante. Es importante que se cumpla V: 0.01% a 0.25%, Ti: 0.001% a 0.020%, Nb: 0.001% a 0.030% y V/(Ti Nb) > 2.0. Cuando los componentes de la composicion se combinan como tales, se puede obtener un acero inoxidable ferritico que tiene suficiente resistencia a la corrosion, capacidad de formacion suficiente y excelentes propiedades de superficie con menos defectos de costura.

En primer lugar, se describen los detalles tecnicos de la presente invencion.

Se ha enfocado en una tecnica para lograr la capacidad de formacion deseada recociendo una hoja laminada en caliente durante un corto periodo de tiempo utilizando un horno de recocido continuo, que es un horno con alta productividad, en lugar de recocer una hoja laminada en caliente durante un largo periodo de tiempo tal como en recocido en caja (recocido por lotes). El problema de la tecnica relacionada que utiliza hornos de recocido continuo es que, dado que el recocido se realiza en una region de temperatura monofasica de ferrita, no se produce una recristalizacion suficiente, no se logra una elongacion suficiente y |Ar| es grande debido a que las colonias permanecen incluso despues del recocido de lamina laminada en frio. Luego, se ha ideado el recocido de una lamina laminada en caliente en una region de doble fase de ferrita-austenita, y luego laminar en frio la lamina resultante laminada en caliente y recocida y recocer la lamina laminada en frio resultante mediante un proceso normal para que la microestructura del acero vuelva a una sola fase de ferrita en la etapa final.

Es decir, cuando una lamina laminada en caliente es recocida en una region de temperatura de doble fase de ferritaaustenita mas alta que la region de temperatura de una sola fase de ferrita, se promueve la recristalizacion de una fase de ferrita. Como un resultado, los granos de cristal de ferrita a los que se ha introducido la tension de trabajo por laminacion en caliente no permanecen despues del recocido de la lamina laminada en frio, y se mejora el alargamiento despues del recocido de la lamina laminada en frio. Cuando se forma una fase de austenita a partir de una fase de ferrita por recocido de lamina laminada en caliente, la fase de austenita se forma teniendo orientaciones de cristal que es diferente de la de la fase de ferrita antes del recocido, y por lo tanto las colonias de la fase de ferrita se destruyen efectivamente. Como un resultado, en una microestructura de una lamina laminada en frio y recocida despues de la laminacion en frio y el recocido de la lamina laminada en frio, se desarrolla una textura de fibra ^yque mejora el valor r, las colonias se rompen y la anisotropia de la microestructura se relaja. Por lo tanto, se obtienen excelentes propiedades como la pequena |Ar|.

Cuando el recocido de lamina laminada en caliente se realiza en una region de doble fase de ferrita-austenita, se forma una estructura de doble fase que incluye una fase de ferrita y una fase de martensita formada por la transformacion de una fase de austenita. Cuando una lamina laminada en caliente y recocida que contiene la fase de martensita se lamina en frio, la fase de ferrita cerca de la fase de martensita se deforma preferencialmente debido a que la fase de martensita es mas dura que la fase de ferrita, y la deformacion por laminacion se concentra en esas fases de ferrita, lo que aumenta aun mas el numero de sitios de recristalizacion durante el recocido de lamina laminada en frio. Como un resultado, la recristalizacion durante el recocido de la lamina laminada en frio se promueve aun mas, y la anisotropia de la microestructura despues del recocido de la lamina laminada en frio se relaja aun mas.

Sin embargo, se ha encontrado que cuando una lamina laminada en caliente hecha de un acero que tiene una composicion convencional es recocida en la region de doble fase de ferrita-austenita, se producen defectos de tipo linea (en lo sucesivo, defectos de costura) en la direccion de laminacion despues del recocido de lamina laminada en frio, y las propiedades de la superficie se degradan significativamente, lo que plantea un nuevo problema.

Con el fin de lograr tanto la capacidad de formacion como las propiedades superficiales, se ha investigado la causa de la aparicion de defectos de costura como resultado del recocido de lamina laminada en caliente en la region de doble fase de ferrita-austenita. Se ha encontrado que los defectos de costura son causados por una fase de martensita significativamente dura que existe en una porcion de capa superficial de una lamina de acero despues del recocido de lamina laminada en caliente. En otras palabras, cuando la fase de martensita significativamente dura esta presente en una porcion de capa superficial de una lamina de acero despues del recocido de lamina laminada en caliente, las tensiones se concentran en las interfaces entre la fase de martensita significativamente dura y la fase de ferrita durante el proceso posterior de laminado en frio y causa microrupturas que formaran defectos de costura despues del recocido de lamina laminada en frio. La fase de martensita se forma como resultado de la transformacion de una fase austenita, que se ha formado en el recocido de lamina laminada en caliente en la region de doble fase de ferrita-austenita, a medida que avanza el enfriamiento. Se ha estudiado la dureza de los granos de martensita en la microestructura. Se ha encontrado que si bien la mayor parte de la fase de martensita tiene una dureza Vickers (HV) de aproximadamente 300 a 400, alguna parte de la fase de martensita ha mostrado una dureza significativamente alta con un VH superior a 500, y que ocurren microrupturas en el laminado en frio en las interfaces entre la fase de ferrita y la fase de martensita significativamente dura con HV superior a 500.

Los inventores han examinado que causa que la fase de martensita significativamente dura que tiene un HV superior a 500 se produzca localmente despues del recocido de lamina laminada en caliente, y aplico la tecnologia para superar este problema. Como resultado, se ha encontrado que la fase de martensita significativamente dura se forma cuando estan presentes carbonitruros de Cr gruesos antes del recocido de lamina laminada en caliente. El mecanismo detras de esto es probablemente el siguiente. En el recocido de lamina laminada en caliente, la fase de austenita se forma por la disolucion de los carbonitruros de Cr que se han precipitado durante la laminacion en caliente. Si los carbonitruros de Cr antes del recocido de lamina laminada en caliente son gruesos, la cantidad de carbono (C) suministrada a la fase de austenita aumenta. Como resultado, la region en la que se disolvieron localmente carbonitruros de Cr gruesos presenta una mayor concentracion de C en comparacion con la region en la que no se disolvio carbonitruros de Cr grueso. La fase de martensita significativamente dura se forma despues del recocido de lamina laminada en caliente de esta fase de austenita que tiene altas concentraciones de C.

Los inventores se centraron entonces en la tecnologia para prevenir la precipitacion de carbonitruros de Cr gruesos durante la laminacion en caliente. Como resultado, se ha encontrado que la precipitacion de carbonitruros de Cr gruesos durante la laminacion en caliente se puede evitar cuando la composicion de acero contiene V, Ti y Nb en cantidades de V: 0.01% a 0.25%, Ti: 0.001% a 0.020% y Nb : 0.001% a 0.030%, y satisface V/(Ti Nb) > 2.0.

En otras palabras, se ha encontrado que cuando se contienen cantidades apropiadas de estos elementos, los carbonitruros complejos (Cr, V, Ti, Nb)(C, N) que contienen V, Ti y Nb se precipitan en lugar de los carbonitruros de Cr durante el laminado en caliente y estos carbonitruros complejos se precipitan de manera mas fina y homogenea que los carbonitruros de Cr, suprimiendo asi la aparicion de carbonitruros de Cr gruesos.

Este efecto se exhibe mediante la incorporacion de una cantidad apropiada de V. Titanio (Ti) y Nb tienen mayor afinidad con C y N que con Cr, y forman carbonitruros mas facilmente que con Cr. Cuando Ti o Nb se usan solos, Ti o Nb se precipitaran como Ti(C, N) o Nb(C, N) separados de los carbonitruros de Cr, y no se obtiene el efecto de suprimir la formacion de carbonitruros de Cr gruesos.

El vanadio (V) tambien es un elemento que tiene una fuerte afinidad con C y N. El vanadio (V) tiende a formar carbonitruros complejos (Cr, V, Ti, Nb)(C, N) con Cr, Ti y Nb y los carbonitruros de Cr se precipitan como (Cr, V, Ti, Nb)(C, N) si se contiene una cantidad apropiada de V ademas de Ti y Nb. Dado que se precipitan estos (Cr, V, Ti, Nb)(C, N) que contienen V, Ti y Nb que tienen una rata de difusion mas pequena que la de Cr, el crecimiento o engrosamiento despues de la precipitacion se rige por la difusion de V, Ti y Nb. Por lo tanto, los precipitados son mas finos que los carbonitruros de Cr convencionales y la aparicion de carbonitruros gruesos durante la laminacion en caliente puede suprimirse efectivamente.

Se ha puesto de manifiesto que debido a estos efectos, se suprime la formacion de la fase martensita significativamente dura causada por la disolucion de carbonitruros de Cr gruesos durante el recocido de lamina laminada en caliente en la region de doble fase de ferrita-austenita, y se reduce significativamente la ocurrencia de defectos de costura despues del recocido de lamina laminada en frio.

En otras palabras, para lograr la capacidad de formacion deseada sin degradar las propiedades de la superficie al realizar recocido de lamina laminada en caliente durante un corto periodo de tiempo utilizando un horno de recocido continuo en lugar de realizar recocido de lamina laminada en caliente durante un largo periodo de tiempo tal como en el recocido en caja (recocido por lotes), es necesario no solo realizar el recocido de lamina laminada en caliente durante un corto periodo de tiempo en la region de doble fase de ferrita-austenita, sino tambien que la composicion de acero contenga una mezcla adecuada de V, Ti y Nb.

Ahora se describira la composicion del acero inoxidable ferritico de acuerdo con la presente invencion. En la siguiente descripcion, % indica % en masa, a menos que se indique lo contrario.

C: 0.005% a 0.05%

El carbono (C) tiene el efecto de expandir la region de temperatura de la fase dual, que tiene una fase de ferrita y una fase de austenita, durante el recocido de la lamina laminada en caliente debido a la promocion de la formacion de una fase de austenita. Para obtener este efecto, el contenido de C debe ser de 0.005% o mas. Con un contenido de C superior al 0.05%, la lamina de acero se endurece y la ductilidad se degrada. Ademas, la fase de martensita significativamente dura se forma despues del recocido de lamina laminada en caliente incluso de acuerdo con la presente invencion, y se inducen defectos de costura despues del recocido de la lamina laminada en frio. Por consiguiente, el contenido de C debe estar dentro del intervalo de 0.005% a 0.05%. El limite inferior es preferiblemente del 0.01% y mas preferiblemente del 0.015%. El limite superior es preferiblemente de 0.035%, mas preferiblemente de 0.03%, y aun mas preferiblemente de 0.025%.

Si: 0.02% a 0.50%

El silicio (Si) es un elemento que actua como un agente desoxidante durante la fusion del acero. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de Si debe ser de 0.02% o mas. Sin embargo, con un contenido de Si superior al 0.50%, la lamina de acero se endurece y aumenta la carga de laminacion durante la laminacion en caliente. Ademas, se deteriora la ductilidad despues del recocido de lamina laminada en frio. Por consiguiente, el contenido de Si debe estar en el intervalo de 0.02% a 0.50%, preferiblemente en el intervalo de 0.10% a 0.35%, y mas preferiblemente en el intervalo de 0.25% a 0.30%.

Mn: 0.05% a 1.0%

Al igual que con el carbono (C), el manganeso (Mn) tiene un efecto de expandir la region de temperatura de la fase dual, que tiene una fase de ferrita y una fase de austenita, durante el recocido de la lamina laminada en caliente debido a la promocion de la formacion de una fase de austenita. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de Mn debe ser 0.05% o mas. Sin embargo, con un contenido de Mn superior a 1.0%, la cantidad de MnS generada aumenta y se deteriora la resistencia a la corrosion. En consecuencia, el contenido de Mn debe estar en el intervalo de 0.05% a 1.0%. El limite inferior es preferiblemente 0.1% y mas preferiblemente 0.2%. El limite superior es preferiblemente 0.8%, mas preferiblemente 0.35%, y aun mas preferiblemente 0.3%.

P: 0.04% o menos

El fosforo (P) es un elemento que promueve la fractura intergranular por segregacion intergranular y, por lo tanto, el contenido de P es preferiblemente lo mas bajo posible. El limite superior es de 0.04%, preferiblemente de 0.03% o menos, y mas preferiblemente de 0.01% o menos.

S: 0.01% o menos

El azufre (S) es un elemento que degrada la ductilidad, resistencia a la corrosion, etc., formando inclusiones con base en sulfuro, tal como MnS. Sus efectos adversos son particularmente notables cuando el contenido de S supera el 0.01%. Por lo tanto, el contenido de S es preferiblemente lo mas bajo posible, y el limite superior del contenido de S en la presente invencion es de 0.01%, mas preferiblemente de 0.007% o menos, y aun mas preferiblemente 0.005% o menos.

Cr: 15.5% a 18.0%

El cromo (Cr) es un elemento que tiene un efecto de mejorar la resistencia a la corrosion formando una pelicula de pasivacion sobre una superficie de lamina de acero. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de Cr debe ser 15.5% o mas. Sin embargo, con un contenido de Cr superior a 18.0%, una fase de austenita no se forma suficientemente durante el recocido de lamina laminada en caliente y no se obtienen las propiedades del material deseadas. Por consiguiente, el contenido de Cr debe estar en el intervalo de 15.5% a 18.0%, mas preferiblemente en el intervalo de 16.0% a 18.0%, y aun mas preferiblemente en el intervalo de 16.0% a 17.0%.

Al: 0.001% a 0.10%

Como con Si, el aluminio (Al) es un elemento que actua como un agente desoxidante. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de Al debe ser de 0.001% o mas. Sin embargo, con un contenido de Al superior a 0.10%, la cantidad de inclusiones con base en Al, tal como Al2O3, aumenta y las propiedades de la superficie tienden a degradarse. Por lo tanto, el contenido de Al debe estar en el intervalo de 0.001% a 0.10%, preferiblemente en el intervalo de 0.001% a 0.07%, mas preferiblemente en el intervalo de 0.001% a 0.05%, y aun mas preferiblemente en el intervalo de 0.001 % a 0.03%.

N: 0.01% a 0.06%

Al igual que con C y Mn, el nitrogeno (N) tiene el efecto de promover la expansion de la region de temperatura de la fase dual, que tiene una fase de ferrita y una fase de austenita, durante el recocido de la lamina laminada en caliente debido a la promocion de formacion de una fase de austenita. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de N debe ser de 0.01% o mas. Sin embargo, con un contenido de N superior 0.06%, se degrada la ductilidad significativamente y se degrada la resistencia a la corrosion debido a la precipitacion acelerada de nitruros de Cr. En consecuencia, el contenido de N debe estar en el intervalo de 0.01% a 0.06%, preferiblemente en el intervalo de 0.01% a 0.05%, y mas preferiblemente en el intervalo de 0.02% a 0.04%.

V: 0.01% a 0.25%

El vanadio (V) es un elemento extremadamente critico en la presente invencion. El vanadio (V) se caracteriza por tener una mayor afinidad por C y N que por Cr, y cuando se satisface V/(Ti Nb) > 2.0, el vanadio combinado con Cr, Ti y Nb se precipita como (Cr, V, Ti, Nb)(C, N) durante el laminado en caliente y elimina la precipitacion de carbonitruros de Cr gruesos. Debido a este efecto, la formacion de la fase de austenita extremadamente rica en C se suprime durante el recocido de lamina laminada en caliente, la fase de martensita significativamente dura no se forma despues del recocido de lamina laminada en caliente, y se previene la aparicion de defectos de costura de la superficie como resultado de las microrupturas generadas durante el laminado en frio. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de V debe ser de 0.01% o mas. Sin embargo, con un contenido de V superior al 0.25%, se degrada la capacidad de trabajo y el costo de produccion aumenta. Por consiguiente, el contenido de V debe estar en el intervalo de 0.01% a 0.25%, preferiblemente en el intervalo de 0.03% a 0.20%, y mas preferiblemente en el intervalo de 0.05% a 0.15%.

Ti: 0.001% a 0.020%, Nb: 0.001% a 0.030%, V/(Ti Nb) > 2.0

Como con V, Ti y Nb son elementos que tienen mayor afinidad con C y N que con Cr y tienen un efecto de supresion de la precipitacion de carbonitruros de Cr gruesos formando (Cr, V, Ti, Nb) (C, N) con V y Cr durante el laminado en caliente si el acero contiene V. Con el fin de obtener este efecto, debe contener 0.001% o mas de Ti y 0.001% o mas de Nb mientras satisface V/(Ti Nb) > 2,0. Sin embargo, cuando el contenido de Ti excede 0.020% o el contenido de Nb excede 0.030%, Ti (C, N) y Nb (C, N) se precipitan independientemente durante la laminacion en caliente en lugar de (Cr, V, Ti, Nb) (C, N ). Por lo tanto, no se obtiene el efecto de suprimir la formacion de carbonitruros de Cr grueso, y no se pueden obtener las propiedades de superficie deseadas. Por consiguiente, el contenido de Ti debe estar en el intervalo de 0.001% a 0.020%, y el contenido de Nb debe estar en el intervalo de 0.001% a 0.030%. El contenido de Ti esta preferiblemente en el intervalo de 0.001% a 0.015% y mas preferiblemente en el intervalo de 0.003% a 0.010%. El contenido de Nb esta preferiblemente en el intervalo de 0.001% a 0.025% y mas preferiblemente en el intervalo de 0.005% a 0.020%. Cuando V/(Ti Nb) es menor que 2.0, el V necesario para formar carbonitruros compuestos se vuelve deficiente, y Ti, Nb y V forman cada uno independientemente carburos o nitruros; por lo tanto, la formacion de carbonitruros de Cr gruesos no se puede suprimir suficientemente. Por lo tanto, V/(Ti Nb) debe ser 2.0 o mas, preferiblemente 3.0 o mas, y mas preferiblemente 4.0 o mas. En contraste, si V/(Ti Nb) excede 30.0, V, Ti y Nb no se usan para formar carbonitruros compuestos incluso cuando los contenidos de V, Ti y Nb estan en los intervalos designados, y la cantidad de V en un estado disuelto en la matriz se aumenta. Por lo tanto, la lamina de acero se endurece y disminuye la elongacion. El limite superior de V/(Ti Nb) es preferiblemente 30.0.

El balance es Fe e impurezas inevitables.

Aunque los efectos ventajosos de la presente invencion se consiguen mediante la composicion descrita anteriormente, los siguientes elementos pueden estar contenidos con el fin de mejorar aun mas la capacidad de fabricacion y las propiedades del material.

Al menos uno seleccionado de Cu: 0,1% a 1,0%, Ni: 0,1% a 1,0%, Mo: 0,1% a 0,5% y Co: 0,01% a 0,5%.

El cobre (Cu) y el niquel (Ni) son ambos elementos que mejoran la resistencia a la corrosion y se contienen preferiblemente si se requiere una resistencia a la corrosion particularmente alta. Ademas, Cu y Ni tienen el efecto de promover la expansion de la region de temperatura de la fase dual, que tiene una fase de ferrita y una fase de austenita, durante el recocido de la lamina laminada en caliente debido a la promocion de la formacion de una fase de austenita. Sin embargo, un contenido de Cu superior al 1,0% no es preferible ya que la capacidad de trabajo en caliente se ve degradada. Si se va a contener Cu, el contenido de Cu debe ser de 1.0% o menos, preferiblemente en el intervalo de 0.2% a 0.8%, y mas preferiblemente en el intervalo de 0.3% a 0.5%. Un contenido de Ni que exceda el 1.0% no es preferible ya que la capacidad de trabajo esta degradada. Si se va a contener Ni, el contenido de Ni debe ser de 1.0% o menos, preferiblemente en el intervalo de 0.1% a 0.6%, y mas preferiblemente en el intervalo de 0.1% a 0.3%.

El molibdeno (Mo) es un elemento que mejora la resistencia a la corrosion y es efectivo usar Mo cuando se requiere una resistencia a la corrosion particularmente alta. Este efecto se hace notable en un contenido de Mo del 0.1% o mas. Sin embargo, no es preferible un contenido de Mo superior al 0.5% ya que la formacion de una fase de austenita durante el recocido de lamina laminada en caliente es insuficiente y no se obtienen las propiedades deseadas del material. Por lo tanto, si se va a contener Mo, el contenido de Mo debe ser de 0.1% a 0.5% o menos y preferiblemente en el intervalo de 0.1% a 0.3%.

El cobalto (Co) es un elemento que mejora la tenacidad. Este efecto se obtiene en un contenido de Co del 0.01% o mas. Con un contenido de Co superior al 0.5%, se degrada la capacidad de trabajo. Por lo tanto, si se va a contener Co, el contenido de Co debe ser de 0.5% o menos y preferiblemente en el intervalo de 0.01% a 0.2%.

Al menos uno seleccionado de Mg: 0.0002% a 0.0050%, B: 0.0002% a 0.0050%, REM: 0.01% a 0.10% y Ca: 0.0002% a 0.0020%

Mg: 0.0002% a 0.0050%

El magnesio (Mg) es un elemento que tiene un efecto de mejorar la capacidad de trabajo en caliente. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de Mg debe ser del 0.0002% o mas. Sin embargo, con un contenido de Mg superior al 0.0050%, se degrada la calidad de la superficie. Por lo tanto, si se va a contener Mg, el contenido de Mg debe estar en el intervalo de 0.0002% a 0.0050%, preferiblemente en el intervalo de 0.0005% a 0.0035%, y mas preferiblemente en el intervalo de 0.0005% a 0.0020%.

B: 0.0002% a 0.0050%

El boro (B) es un elemento efectivo para prevenir la fragilizacion por trabajo secundario. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de B debe ser del 0.0002% o mas. Sin embargo, en un contenido de B superior al 0.0050%, se degrada la capacidad de trabajo en caliente. Por lo tanto, con un contenido de B, el contenido de B debe estar en el intervalo de 0.0002% a 0.0050%, preferiblemente en el intervalo de 0.0005% a 0.0035%, y mas preferiblemente en el intervalo de 0.0005% a 0.0020%.

REM: 0.01% a 0.10%

Un metal de tierras raras (REM) es un elemento que mejora la resistencia a la oxidacion y, en particular, tiene el efecto de mejorar la resistencia a la corrosion de una zona de soldadura al suprimir la formacion de peliculas de oxido en la zona de soldadura. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de REM debe ser de 0.01% o mas. Sin embargo, con un contenido de REM superior al 0.10%, se degrada la capacidad de fabricacion, como una propiedad de decapado durante el recocido de la lamina laminada en frio. Ademas, dado que REM es un elemento costoso, la incorporacion excesiva de los mismos aumenta el coste de fabricacion, lo que no es preferible. Si se debe contener REM, el contenido de REM debe estar en el intervalo de 0.01% a 0.10%.

Ca: 0.0002% a 0.0020%

El calcio (Ca) es un componente efectivo para prevenir la obstruccion de la boquilla causada por la cristalizacion de inclusiones con base en Ti que se producen facilmente durante la colada continua. Con el fin de obtener este efecto, el contenido de Ca debe ser del 0.0002% o mas. Sin embargo, con un contenido de Ca superior al 0.0020%, se genera CaS y se degrada la resistencia a la corrosion. Por consiguiente, si se va a contener Ca, el contenido de Ca debe estar en el intervalo de 0.0002% a 0.0020%, preferiblemente en el intervalo de 0.0005% a 0.0015%, y mas preferiblemente en el intervalo de 0.0005% a 0.0010%.

A continuacion, se describe un metodo para producir un acero inoxidable ferritico de acuerdo con la presente invencion. Un acero inoxidable ferritico de acuerdo con la presente invencion se obtiene laminando en caliente una placa de acero que tiene la composicion descrita anteriormente, recociendo la lamina laminada en caliente resultante manteniendo la lamina laminada en caliente en un intervalo de temperatura de 880°C a 1000°C durante 5 segundos a 15 minutos para obtener una lamina laminada en caliente y recocida, laminar en frio la lamina laminada en caliente y recocida, y recocer la lamina laminada en frio resultante manteniendo la lamina laminada en frio en un intervalo de temperatura de 800°C a 950°C durante 5 segundos a 5 minutos.

En primer lugar, un acero fundido que tiene la composicion descrita anteriormente se funde utilizando un metodo conocido tal como uno de un convertidor de acero, un horno electrico, un horno de fundicion al vacio o similares y se forma un material de acero (placa) mediante un metodo de colada continuo o un metodo de lingotaje-conformacion rectangular. La placa se calienta a 1100°C a 1250°C durante 1 a 24 horas y se lamina en caliente, o directamente se lamina en caliente segun se cuela para formar una lamina laminada en caliente.

A continuacion, se realiza el laminado en caliente. En la bobina, la temperatura de la bobina es preferiblemente 500°C o mas y 850°C o menos. No es preferible una temperatura de bobinado inferior a 500°C, ya que la recristalizacion despues del bobinado es insuficiente y la ductilidad despues del recocido de la lamina laminada en frio a veces puede degradarse. El tamano del grano puede aumentar cuando la lamina laminada en caliente se enrolla a una temperatura superior a 850°C y puede producirse un deterioro de la superficie durante el prensado. Por consiguiente, la temperatura de bobinado esta preferiblemente en el intervalo de 500°C a 850°C.

Posteriormente, se realiza el recocido de lamina laminada en caliente de retencion de la lamina laminada en caliente a una temperatura de 880°C a 1000°C, que es una temperatura de la region de doble fase de ferrita-austenita, durante 5 segundos a 15 minutos.

El recocido de lamina laminada en caliente es un paso importante de la presente invencion para obtener las propiedades de superficie y la capacidad de formacion deseadas. A una temperatura de recocido de lamina laminada en caliente inferior a 880°C, no se produce una recristalizacion suficiente y los efectos de la presente invencion provocados por el recocido de fase dual pueden no obtenerse ya que esta temperatura esta en la region monofasica de ferrita. Sin embargo, si la temperatura de recocido supera los 1000°C, la disolucion de los carburos se acelera, la concentracion de C de la fase de austenita aumenta cada vez mas y la fase de martensita significativamente dura, se forma despues del recocido de lamina laminada en caliente. Por lo tanto, no se obtienen las propiedades de superficie deseadas.

Cuando la temperatura de recocido de lamina laminada en caliente supera los 1000°C, disminuye la cantidad de la fase de austenita. Por lo tanto, se reduce la cantidad de la fase de martensita formada despues del recocido de lamina laminada en caliente. Como resultado, no se puede obtener suficientemente un efecto de relajacion de la anisotropia de la microestructura causada por la concentracion de la deformacion por laminacion en la fase de ferrita cerca de la fase de martensita cuando la microestructura que contiene la fase de ferrita y la fase de martensita esta laminada en frio y no se puede obtener un |Ar| deseado.

Si el tiempo de recocido es inferior a 5 segundos, la formacion de la fase de austenita y la recristalizacion de la fase de ferrita no son suficientes incluso mediante recocido a la temperatura designada, y por lo tanto no se obtiene la capacidad de formacion deseada. Si el tiempo de recocido es de mas de 15 minutos, algunos de (Cr, V, Ti, Nb)(C, N) se disuelven, promoviendo un aumento en la concentracion de C en la fase de austenita. Por lo tanto, debido al mismo mecanismo descrito anteriormente, no se obtienen las propiedades de superficie deseadas.

Si el tiempo de recocido es superior a 15 minutos, se produce un aumento excesivo del contenido de C en la fase de martensita formada por la transformacion de la fase de austenita despues del recocido de lamina laminada en caliente debido al mecanismo descrito anteriormente. La fase de martensita se descompone en carburos y la fase de ferrita durante el recocido de lamina laminada en frio; sin embargo, si la concentracion de C es excesivamente grande, la fase de martensita se transforma en la fase de ferrita que contiene una gran cantidad de carburos. Como resultado, despues del recocido de lamina laminada en frio, la microestructura se convierte en una microestructura de grano mixto constituida por granos de ferrita que tienen menos carburos intragranulares e intergranulares y granos de ferrita que tienen excesivos carburos intragranulares e intergranulares. En tal microestructura, hay una diferencia en la dureza entre los granos con menos carburos y los granos con mas carburos; por lo tanto, la tension de deformacion se concentra en la interfaz entre dos granos, se forman facilmente grandes huecos a partir de carburos intergranulares y se degrada la ductilidad.

Por lo tanto, el recocido de lamina laminada en caliente implica mantener una temperatura de 880°C a 1000°C durante 5 segundos a 15 minutos, preferiblemente mantener una temperatura de 900°C a 1000°C durante 15 segundos a 15 minutos, y mas preferiblemente mantener una temperatura de 900°C a 1000°C durante 15 segundos a 3 minutos.

A continuacion, se realiza el recocido de lamina laminada en frio y laminado en frio. Si es necesario, se realiza decapado para obtener un producto.

La laminacion en frio se realiza preferiblemente con una reduccion del 50% o mas desde el punto de vista de la capacidad de formacion y la correccion de la forma. En la presente invencion, el laminado en frio y el recocido pueden repetirse dos veces o mas, y una lamina de acero inoxidable que tiene un espesor de 200 pm o menos puede formarse por laminado en frio.

En el recocido de lamina laminada en frio, se mantiene una temperatura de 800°C a 950°C durante 5 segundos a 5 minutos para obtener una excelente capacidad de formacion.

El recocido de lamina laminada en frio es un paso importante para convertir una microestructura de doble fase de ferrita-martensita formada por recocido de lamina laminada en caliente en una microestructura monofasica de ferrita. A una temperatura de recocido de lamina laminada en frio inferior a 800°C, la recristalizacion no se produce de manera suficiente y no se pueden obtener la ductilidad y el valor r promedio deseados. Si la temperatura de recocido de lamina laminada en frio supera 950°C y si la composicion del acero es tal, esta temperatura se encuentra en la region de temperatura de doble fase de ferrita-austenita, la lamina de acero se torna dura debido a la formacion de la fase de martensita despues del recocido de lamina laminada en frio y no se puede obtener la ductilidad deseada. Incluso si la composicion del acero es tal, esta temperatura esta en la region de temperatura de una sola fase de ferrita, el engrosamiento excesivo de los granos de cristal degrada el brillo de la lamina de acero, lo que no es preferible desde el punto de vista de la calidad de la superficie. Si el tiempo de recocido es inferior a 5 segundos, la recristalizacion de la fase de ferrita no se produce de manera suficiente incluso a la temperatura de recocido designada; por lo tanto, la ductilidad deseada y el valor r promedio no se pueden obtener. No se prefiere un tiempo de recocido que exceda los 5 minutos desde el punto de vista de la calidad de la superficie, ya que los granos de cristal se endurecen excesivamente y el brillo de la lamina de acero se degrada. Por lo tanto, el recocido de lamina laminada en frio se realizara manteniendo una temperatura en el intervalo de 800°C a 950°C durante 5 segundos a 5 minutos, y preferiblemente en el intervalo de 850°C a 900°C durante 15 segundos a 3 minutos. Si es deseable un brillo mas alto, se puede realizar un recocido brillante (BA).

Se puede realizar un proceso de afilado, pulido o similares para mejorar aun mas las propiedades de la superficie.

[Ejemplo 1]

La presente invencion se describira ahora con mas detalle a traves de ejemplos.

Un acero inoxidable que tiene una composicion qufmica mostrada en la Tabla 1 se fundio en un horno de fusion a vacfo a pequena escala de 50 kg. El lingote de acero resultante se calento a 1150°C durante 1 hora y luego se lamino en caliente en una lamina laminada en caliente con un espesor de 3.5 mm. La lamina laminada en caliente se sometio a recocido de lamina laminada en caliente bajo las condiciones descritas en la Tabla 2, y se desincrusto la superficie de la lamina recocida resultante mediante un tratamiento de limpieza con chorro de perdigones y decapado. El decapado involucro sumergir la lamina en una solucion de acido sulfurico al 20% en masa a una temperatura de 80°C durante 120 segundos y luego sumergir la lamina en una solucion mixta de acido nftrico al 15 % en masa-acido fluorhfdrico al 3 % en masa a una temperatura de 55°C durante 60 segundos. La lamina decapada se lamino en frfo hasta un grosor de 0.7 mm, y se realizo el recocido de la lamina laminada en frfo bajo las condiciones descritas en la Tabla 2. La lamina recocida resultante se sometio a un tratamiento de desincrustacion que involucro el decapado electrolftico en una solucion acuosa de Na2SO4 al 18% en masa que tiene una temperatura de solucion de 80°C bajo condiciones de 25 C/dm2, y decapado electrolftico en una solucion acuosa de HNO³al 10% en masa que tiene una temperatura de solucion de 50°C bajo condiciones de 30 C/dm2. Como resultado, se obtuvo una lamina laminada en frfo, decapada y recocida.

La lamina laminada en frfo, decapada y recocida asf obtenida se evaluo para las siguientes propiedades.

(1) Evaluacion de propiedades de superficie

Se conto el numero de defectos de costura que son de 5 mm o mas y que estan presentes por metro cuadrado de una lamina de acero despues del recocido de lamina laminada en frfo. Se clasificaron las muestras con 5 o menos defectos de costura por metro cuadrado de la lamina de acero observada en la superficie de la lamina laminada en frfo y recocida como Pasa (P), y se clasificaron las muestras con mas de 5 defectos de costura como falla (F).

(2) Evaluacion de la ductilidad.

Se tomo una muestra de prueba de traccion del documento JIS 13B de la lamina laminada en frfo, decapada y recocida en una direccion de 90° con respecto a la direccion de laminado, y se realizo una prueba de traccion de acuerdo con el documento JIS Z 2241 para medir el alargamiento despues de fractura. Se clasificaron las muestras con elongacion despues de una fractura del 25% o mas como Pasa (P) y se clasificaron las muestras elongacion despues de una fractura de menos de 25% como Falla (F).

(3) Evaluacion del valor r promedio y |Ar|

Se tomaron muestras de prueba de traccion del documento JIS 13B de la lamina laminada en frfo, decapada y recocida en una direccion (direccion L) paralela a la direccion de laminado, una direccion (direccion D) 45° con respecto a la direccion de laminado, y una direccion (direccion C) 90° con respecto a la direccion de laminado. La prueba de traccion de acuerdo con el documento JIS Z 2241 se llevo a cabo hasta un 15% de deformacion y se interrumpio. Se midieron los valores r de las respectivas direcciones y se calculo el valor r promedio (= (n_ 2rD rC)/4) y el valor absoluto (|Ar|) de la anisotropfa en el plano del valor r (Ar = (n_ - 2rD rC)/2). Aquf, n_, rD y rC son, respectivamente, valores r en la direccion L, la direccion D y la direccion C. Se clasificaron las muestras con un valor r promedio de 0.65 o mas como Pasa (P) y se clasificaron las muestras con un valor r promedio menor a 0.65 como Falla (F). Se clasificaron las muestras con Ar de 0.30 o menos como Pasa (P) y las muestras con |Ar| superior a 0.30 como falla (F).

(4) Evaluacion de la resistencia a la corrosion.

Se tomaron muestras de prueba de 60 mm X 100 mm de la lamina laminada en frfo, decapada y recocida, la superficie de la misma fue terminada con pulido con papel esmeril #600 y se sellaron las superficies finales para preparar una pieza de prueba para ser utilizada en una prueba del ciclo de atomizacion salina prescrita en el documento JIS H 8502. La prueba del ciclo de atomizacion salina se realizo 3 ciclos, donde cada ciclo incluye la atomizacion salina (35°C, 5% de NaCl, atomizacion: 2 horas) ^ secado (60°C, humedad relativa: 40%, 4 horas) ^ humectacion (50°C, humedad relativa > 95%, 2 horas). Se fotografio la superficie de la pieza de prueba despues de 3 ciclos de la prueba de ciclo de atomizacion salina, se midio el area de oxido de la superficie de pieza de prueba mediante procesamiento de imagenes, y se calculo la fraccion del area de oxido ((area de oxido en la pieza de prueba/area total de la pieza de prueba) X 100 [%]) como una proporcion con respecto al area total de la pieza de prueba. Las muestras con una fraccion de area de oxido de 10% o menos se clasificaron como Pasa con una resistencia a la corrosion (PP) particularmente excelente, se clasificaron las muestras con una fraccion de area de oxido de mas del 10% pero no mas del 25% como Pasa (P), y se clasificaron las muestras con una fraccion de area de oxido de mas del 25% como Falla (F).

Los resultados de la evaluacion se muestran en la Tabla 2 junto con las condiciones de recocido de lamina laminada en caliente y las condiciones de recocido de lamina laminada en frfo.

En los Ejemplos Nos. 1 a 23, 33 a 46, y 52 a 59 y 61 a 63 de la presente invencion que satisfacen los intervalos de la presente invencion, el numero de defectos de costura observados despues del recocido de la lamina laminada en frio fue 5 o menos por metro cuadrado en todas las muestras, y se obtuvieron excelentes propiedades de superficie. Se obtuvo una excelente capacidad de formacion ya que el alargamiento despues de la fractura fue del 25% o mas, el valor r promedio fue de 0.65 o mas, y |Ar| fue 0.30 o menos. En todas las muestras, se obtuvo una excelente resistencia a la corrosion ya que la fraccion del area de oxido de la superficie de pieza de prueba despues de 3 ciclos de la prueba del ciclo de atomizacion salina fue 25% o menos.

En particular, los aceros L, M, N y BM (Nos. 17, 18, 19, 52 y 61) que contienen Cu, Ni y Mo tenian una fraccion de area de oxido de 10% o menos despues de la prueba de ciclo de atomizacion salina, y exhibieron aun mejor resistencia a la corrosion.

En contraste, en el Ejemplo No. 24 Comparativo en cual el contenido de V estaba por debajo del intervalo de la presente invencion y no se cumplio V/(Ti Nb) > 2.0 y en el Ejemplo No. 26 Comparativo en el que los contenidos de Ti y Nb estaban mas alla de los intervalos de la presente invencion, la cantidad de precipitados de (Cr, V, Ti, Nb)(C, N) era deficiente y C y N disueltos no estaban suficientemente inmovilizados durante el recocido de lamina laminada en caliente. Como un resultado, se produjo una fase de martensita significativamente dura despues del recocido de lamina laminada en caliente, y se produjo un gran numero de defectos de costura despues del recocido de lamina laminada en frio.

En el Ejemplo No. 25 Comparativo en el cual el contenido de V estaba fuera del intervalo de la presente invencion, se obtuvo el valor r promedio deseado y |Ar|, pero la incorporacion excesiva de V hizo la lamina de acero dura y no se pudo obtener la ductilidad deseada.

En el Ejemplo No. 27 Comparativo en el cual el contenido de Cr estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, se obtuvieron las propiedades de superficie deseadas, la ductilidad, el valor r promedio y |Ar|; sin embargo, dado que el contenido de Cr era deficiente, no se obtuvo la resistencia a la corrosion deseada.

En el Ejemplo No. 28 Comparativo en el cual el contenido de Cr estaba mas alla del intervalo de la presente invencion, se obtuvo una resistencia a la corrosion suficiente, pero la incorporacion excesiva de Cr impidio la formacion de la fase austenita durante el recocido de lamina laminada en caliente, y no se pudo obtener la ductilidad deseada, valor r promedio, y |Ar|.

En el Ejemplo No. 29 Comparativo en el cual el contenido de C estaba mas alla del intervalo de la presente invencion, los contenidos de V, Ti y Nb estaban dentro del intervalo de la presente invencion, pero C en el acero no podia estabilizarse suficientemente como (Cr, V, Ti, Nb) (C, N) y C permanecio disuelto. Por lo tanto, la fase de martensita significativamente dura se formo despues del recocido de lamina laminada en caliente y no se obtuvieron las propiedades de superficie deseadas. Ademas, dado que el contenido de C disuelto aumento, la resistencia de la lamina de acero aumento significativamente y no se obtuvo la ductilidad deseada.

En el Ejemplo No. 30 Comparativo en el que el contenido de C estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, el efecto de estabilizar una fase de austenita por C fue insuficiente, no se formo una cantidad suficiente de la fase de austenita durante recocido de lamina laminada en caliente en la region de fase dual, y no se pudo obtener el valor r deseado promedio y |Ar|.

En los Ejemplos Nos. 31 y 32 Comparativo en los que V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, la precipitacion de (Cr, V, Ti, Nb)(C, N) durante la laminacion en caliente no fue suficiente, se precipito una gran cantidad de carbonitruros de Cr grueso, y se formo la fase martensita significativamente dura despues del recocido de lamina laminada en caliente. Por lo tanto, se produjo un gran numero de defectos de costura despues del recocido de lamina laminada en frio, y no se obtuvieron las propiedades de superficie deseadas.

En los Ejemplos Nos. 47 y 64 Comparativos, V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, y la temperatura de recocido de lamina laminada en caliente era mayor que el intervalo de la presente invencion. Como V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, se promovio el aumento en la concentracion de C de la fase austenita causada por la disolucion de carburos gruesos precipitados durante la laminacion en caliente, se formo la fase martensita significativamente dura despues del recocido de lamina laminada en caliente y se genero un gran numero de defectos de costura y, por lo tanto, no se obtuvieron las propiedades de superficie deseadas. Ademas, dado que la temperatura de recocido de lamina laminada en caliente fue mayor que el intervalo de la presente invencion, la cantidad de la fase de austenita formada por recocido disminuyo, y la cantidad de la fase de martensita formada despues del recocido de lamina laminada en caliente disminuyo. Como resultado, no se pudo obtener el efecto relajante de anisotropia de microestructura que se lograria con el posterior laminado en frio, y no se obtuvo el |Ar|.

Los No. 48 y No. 65 son ejemplos comparativos en los que V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, y la temperatura de recocido de lamina laminada en caliente fue inferior al intervalo de la presente invencion. Aunque V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, la temperatura de recocido de lamina laminada en caliente estaba en la region de temperatura de una sola fase de ferrita y no se formo la fase de austenita. De este modo, se previno sustancialmente la aparicion de defectos de costura resultantes de la formacion de la fase de martensita significativamente dura, y se obtuvieron excelentes propiedades de superficie. Sin embargo, como la temperatura de recocido de la lamina laminada en caliente era inferior al intervalo de la presente invencion, no se produjo una recristalizacion suficiente y la fase de martensita no se formo despues del recocido de lamina laminada en caliente. Por lo tanto, no se obtuvo la ductilidad deseada, valor r promedio, y |Ar|. El numero 66 es un ejemplo comparativo en el que V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion y el tiempo de recocido de lamina laminada en caliente fue mayor que el intervalo de la presente invencion. Por consiguiente, la concentracion de C en la fase de austenita causada por la disolucion de carburos gruesos precipitados durante la laminacion en caliente aumento excesivamente, y la fase de martensita significativamente dura se formo despues del recocido de lamina laminada en caliente. Por lo tanto, se produjo un gran numero de defectos de costura y no se obtuvieron las propiedades de superficie deseadas. Ademas, la microestructura despues del recocido de lamina laminada en frio fue una microestructura de grano mixto constituida por granos de ferrita que tenian carburos intragranulares e intergranulares excesivos y granos de ferrita que tenian menos limites de granos y carburos intergranulares. Por lo tanto, la concentracion de la tension se produjo localmente en las interfaces entre los granos de cristal durante la deformacion por traccion, y no se obtuvo la ductilidad deseada.

El numero 67 es un ejemplo comparativo en el que el V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion y la temperatura de recocido de la lamina laminada en frio fue inferior que el intervalo de la presente invencion. Debido a que el V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, se produjo un gran numero de defectos de costura y no se obtuvieron las propiedades de superficie deseadas. Dado que la temperatura de recocido de lamina laminada en frio fue inferior que el intervalo de la presente invencion, la recristalizacion durante el recocido de lamina laminada en frio fue insuficiente, y la microestructura de deformacion formada por laminado en frio permanecio. Por lo tanto, la ductilidad deseada y el valor r promedio no se obtuvieron.

El numero 68 es un ejemplo comparativo en el que el V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion y la temperatura de recocido de lamina laminada en frio fue mayor que el intervalo de la presente invencion. Dado que el V/(Ti Nb) estaba por debajo del intervalo de la presente invencion, se produjo un gran numero de defectos de costura y no se obtuvieron las propiedades de superficie deseadas. Dado que la temperatura de recocido de lamina laminada en frio fue mayor que el intervalo de la presente invencion, se realizo el recocido en la region de temperatura de doble fase de ferrita-austenita y se produjo nuevamente la fase de austenita. Dado que la fase de austenita se transformo en fase de martensita despues del recocido de lamina laminada en frio, la lamina de acero se endurecio significativamente y no se obtuvo la ductilidad deseada.

[Capacidad de aplicacion industrial]

El acero inoxidable ferritico obtenido en la presente invencion es particularmente adecuado para su uso en productos conformados a presion, tales como productos formados principalmente por estiramiento y aplicaciones que requieren superficies esteticamente atractivas, por ejemplo, aplicaciones para instrumentos de cocina y vajillas.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Un acero inoxidable ferritico que consiste en, en terminos de % en masa, C: 0.015% a 0.05%, Si: 0.02% a 0.50%, Mn: 0.05% a 1.0%, P: 0.04% o menos, S: 0.01% o menos, Cr: 15.5% a 18.0%, Al: 0.001% a 0.10%, N: 0.01% a 0.06%, V: 0.01% a 0.25%, Ti: 0.001% a 0.020%, Nb: 0.001% a 0.030%,opcionalmente al menos uno seleccionado de Cu: 0.1% a 1.0%, Ni: 0.1% a 1.0%, Mo: 0.1% a 0.5%, and Co: 0.01% a 0.5%, opcionalmente al menos uno seleccionado de Mg: 0.0002% a 0.0050%, B: 0.0002% a 0.0050%, REM: 0.01% a 0.10%, y Ca: 0.0002% a 0.0020% y siendo el balance Fe e impurezas inevitables, en el que se satisface que V/(Ti Nb) > 2.0 y donde el acero inoxidable ferritico tiene una capacidad de formacion suficiente determinada por una muestra de prueba tomada en una direccion de 90° con respecto a la direccion de laminado que exhibe un alargamiento despues de la fractura de 25% o mas en una prueba de traccion realizada de acuerdo con el documento JIS Z 2241, que el valor r promedio calculado de la formula (1) a continuacion es 0.65 o mas bajo una tension de 15% en una prueba de traccion realizada de acuerdo con el documento JIS Z 2241, y que el valor absoluto (|Ar|) de la anisotropia en el plano de valor r (en adelante denominado como Ar) calculado a partir de la formula (2) a continuacion es 0.30 o menos:

donde rL representa un valor r observado en una prueba de traccion conducida en una direccion paralela a la direccion de laminado, rp representa un valor r observado en una prueba de traccion conducida en una direccion de 45° con respecto a la direccion de laminado, y rC representa un valor r observado en una prueba de traccion realizada en una direccion de 90° con respecto a la direccion de laminado.

2. Un acero inoxidable ferritico de acuerdo con una reivindicacion 1 que consiste en, en terminos de % en masa, C: 0.015% a 0.05%, Si: 0.02% a 0.50%, Mn: 0.2% a 1.0%, P: 0.04% o menos, S: 0.01% o menos, Cr: 16.0% a 18.0%, Al: 0.001% a 0.10%, N: 0.01% a 0.06%, V: 0.01% a 0.25%, Ti: 0.001% a 0.015%, Nb: 0.001% a 0.025%, opcionalmente al menos uno seleccionado de Cu: 0.1% a 1.0%, Ni: 0.1% a 1.0%, Mo: 0.1% a 0.5%, and Co: 0.01% a 0.5%, opcionalmente al menos uno seleccionado de Mg: 0.0002% a 0.0050%, B: 0.0002% a 0.0050%, REM: 0.01% a 0.10%, y Ca: 0.0002% a 0.0020% y siendo el balance Fe e impurezas inevitables, en el que se satisface V/(Ti Nb) > 2.0.

3. Un metodo para producir un acero inoxidable ferritico, que comprende laminar en caliente una placa de acero que tiene la composicion descrita en las reivindicaciones 1 o 2, recocer la lamina laminada en caliente resultante manteniendo la lamina laminada en caliente en un intervalo de temperatura de 880°C a 1000°C durante 5 segundos a 15 minutos para obtener una lamina laminada en caliente y recocida, laminar en frio la lamina laminada en caliente y recocida, y recocer la lamina laminada en frio resultante manteniendo la lamina laminada en frio en un intervalo de temperatura de 800°C a 950°C durante 5 segundos a 5 minutos.