ES2924685T3 - Annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet and method of making the same - Google Patents
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- C21D2211/005—Ferrite
Abstract
La presente invención proporciona una lámina de acero inoxidable ferrítico recocido y laminado en caliente que tiene suficiente resistencia a la corrosión y en la que se pueden evitar las grietas durante el troquelado en una pestaña gruesa, y un método para fabricar la misma. Una lámina de acero inoxidable ferrítico recocido y laminado en caliente tiene una composición química que contiene, en porcentaje en masa, C: 0,001 % a 0,020 %, Si: 0,05 % a 1,00 %, Mn: 0,05 % a 1,00 %, P: 0,04 % o menos, S: 0,01 % o menos, Al: 0,001 % a 0,100 %, Cr: 10,0 % a 19,0 %, Ni: 0,65 % a 1,50 %, Ti: 0,10 % a 0,40 % y N: 0,001 % a 0,020 %, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y tiene un factor KIC de intensidad de tensión umbral de 35 MPa·m ^{1/2} o más. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)The present invention provides a hot-rolled annealed ferritic stainless steel sheet having sufficient corrosion resistance and in which cracks can be prevented during punching into a thick flange, and a method for manufacturing the same. A hot-rolled, annealed ferritic stainless steel sheet has a chemical composition that contains, in percent by mass, C: 0.001% to 0.020%, Si: 0.05% to 1.00%, Mn: 0.05% to 1.00%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001% to 0.100%, Cr: 10.0% to 19.0%, Ni: 0.65% to 1.50%, Ti: 0.10% to 0.40% and N: 0.001% to 0.020%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and has a threshold stress intensity KIC factor of 35 MPa m ^{ 1/2} or more. (Automatic translation with Google Translate, without legal value)
Description
DESCRIPCIÓNDESCRIPTION
Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, y método para fabricar la mismaAnnealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet and method of making the same
Campo técnicotechnical field
La presente invención se refiere a una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida que tiene una excelente trabajabilidad y que es adecuada para su uso en bridas y similares y un método para fabricar la misma.The present invention relates to an annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet having excellent workability and being suitable for use in flanges and the like, and a method for manufacturing the same.
Antecedentes de la técnicaBackground art
En los últimos años, ha habido un endurecimiento cada vez mayor de las regulaciones sobre los gases de escape en los automóviles y ha habido una necesidad urgente de mejorar la eficiencia del combustible. En consecuencia, se ha usado cada vez más un sistema de recirculación de gases de escape (EGR), en el que los gases de escape de un motor de automóvil se usan de nuevo como aire de admisión del motor. El gas de escape del motor se hace pasar a través de un enfriador de EGR para bajar la temperatura del gas y luego se suministra de nuevo al motor. Al hacer circular los gases de escape, cada uno de los componentes del sistema de escape se une con una brida para evitar fugas de gas. Se requiere que la brida usada para un componente del sistema de escape de este tipo tenga suficiente rigidez. Por tanto, para un componente del sistema de escape de este tipo, se usa una brida gruesa (por ejemplo, con un grosor de lámina de 5 mm o más).In recent years, there has been an increasing tightening of regulations on exhaust gases in cars and there has been an urgent need to improve fuel efficiency. Accordingly, an exhaust gas recirculation (EGR) system has been used more and more, in which exhaust gases from an automobile engine are again used as engine intake air. The exhaust gas from the engine is passed through an EGR cooler to lower the gas temperature and is then supplied back to the engine. When circulating exhaust gases, each of the components of the exhaust system is joined with a flange to prevent gas leakage. The flange used for such an exhaust system component is required to have sufficient rigidity. Therefore, for such an exhaust system component, a thick flange (for example, with a sheet thickness of 5 mm or more) is used.
Hasta ahora se han usado aceros ordinarios para producir bridas gruesas. Sin embargo, las bridas usadas para los componentes a través de los cuales pasan los gases de escape a alta temperatura, como los de los sistemas de EGR, deben tener suficiente resistencia a la corrosión. Por tanto, se han realizado estudios sobre el uso de acero inoxidable que tiene mejor resistencia a la corrosión que los aceros ordinarios, en particular, el acero inoxidable ferrítico, que tiene un coeficiente de expansión térmica relativamente bajo y en el que es poco probable que se produzca tensión térmica, y ha habido una fuerte demanda de una lámina de acero inoxidable ferrítico que tenga un gran grosor (por ejemplo, un grosor de lámina de 5 mm o más) que pueda usarse para producir bridas gruesas.Until now, ordinary steels have been used to produce thick flanges. However, flanges used for components through which high-temperature exhaust gases pass, such as those in EGR systems, must have sufficient corrosion resistance. Therefore, studies have been conducted on the use of stainless steel that has better corrosion resistance than ordinary steels, in particular, ferritic stainless steel, which has a relatively low coefficient of thermal expansion and is unlikely to corrode. thermal stress occurs, and there has been a strong demand for a ferritic stainless steel sheet having a large thickness (for example, a sheet thickness of 5 mm or more) that can be used to produce thick flanges.
En respuesta a la demanda del mercado, por ejemplo, el documento de patente 1 divulga una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente que contiene, en porcentaje en masa, C: el 0,015% o menos, Si: del 0,01% al 0,4%, Mn: del 0,01% al 0,8%, P: el 0,04% o menos, S: el 0,01% o menos, Cr: del 14,0% a menos del 18,0%, Ni: del 0,05% al 1%, Nb: del 0,3% al 0,6%, Ti: el 0,05% o menos, N: el 0,020% o menos, Al: el 0,10% o menos y B: del 0,0002% al 0,0020%, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, en la que el contenido de Nb, C y N satisface la fórmula: Nb/(C N) > 16, y la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente tiene un valor de impacto de Charpy a 0°C de 10 J/cm2 o más y un grosor de lámina de 5,0 a 9,0 mm.In response to market demand, for example, Patent Document 1 discloses a hot-rolled ferritic stainless steel sheet containing, in percent by mass, C: 0.015% or less, Si: 0.01% to 0.4%, Mn: 0.01% to 0.8%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: 14.0% to less than 18, 0%, Ni: 0.05% to 1%, Nb: 0.3% to 0.6%, Ti: 0.05% or less, N: 0.020% or less, Al: 0, 10% or less and B: 0.0002% to 0.0020%, the balance being Fe and unavoidable impurities, in which the content of Nb, C and N satisfies the formula: Nb/(CN) > 16, and the hot-rolled ferritic stainless steel sheet has a Charpy impact value at 0°C of 10 J/cm2 or more and a sheet thickness of 5.0 to 9.0 mm.
El documento de patente 2 se refiere a un material de acero inoxidable ferrítico laminado que contiene, en % en masa, C: del 0,001 al 0,08%, Si: del 0,01 al 1,0%, Mn: del 0,01 al 1,0%, P: del 0,01 al 0,05%, S: del 0,0002 al 0,01%, Cr: del 10,0 al 25,0% y N: del 0,001 al 0,05%, y siendo el resto Fe e impurezas inevitables.Patent Document 2 refers to a rolled ferritic stainless steel material containing, in % by mass, C: 0.001 to 0.08%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0, 01 to 1.0%, P: 0.01 to 0.05%, S: 0.0002 to 0.01%, Cr: 10.0 to 25.0% and N: 0.001 to 0, 05%, and the rest being Fe and unavoidable impurities.
Lista de referenciasreference list
Bibliografía de patentesPatent bibliography
Documento PTL 1: publicación internacional n.° 2014/157576PTL Document 1: International Publication No. 2014/157576
Sumario de la invenciónSummary of the invention
Documento PTL 2: documento EP 3124635 A1PTL 2 Document: EP 3124635 A1
Problema técnicotechnical problem
Sin embargo, cuando los presentes inventores intentaron trabajar la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente descrita en el documento de patente 1 para dar una forma de una brida gruesa que tenía una parte sometida a trabajo de desbarbado, a pesar de que la lámina de acero tenía un valor de impacto de Charpy suficiente, en algunos casos, se produjeron grietas en la parte sometida a trabajo de desbarbado, en particular, en la parte central en la dirección del grosor de lámina, y no fue posible obtener una forma de brida predeterminada, revelando que la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente no era suficiente para su uso como una brida gruesa.However, when the present inventors attempted to work the hot-rolled ferritic stainless steel sheet described in Patent Document 1 into a shape of a thick flange having a deburred part, even though the hot-rolled ferritic stainless steel sheet steel had sufficient Charpy impact value, in some cases, cracks occurred in the deburring part, in particular, in the central part in the direction of the sheet thickness, and it was not possible to obtain a flange shape. revealing that the hot rolled ferritic stainless steel sheet was not sufficient for use as a thick flange.
Es un objeto de la presente invención resolver el problema descrito anteriormente y proporcionar una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida que tenga suficiente resistencia a la corrosión y en la que puedan prevenirse las grietas durante el punzonado previo para dar una brida gruesa, y un método para fabricar la misma. It is an object of the present invention to solve the above-described problem and to provide an annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet having sufficient corrosion resistance and in which cracks during pre-punching can be prevented to give a thick flange, and a method for manufacturing the same.
Solución al problemaSolution to the problem
Con el fin de resolver el problema, los presentes inventores han llevado a cabo estudios detallados y, como resultado, han hallado que al aumentar un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic de una lámina de acero, la lámina de acero puede trabajarse para dar una brida gruesa que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado sin que se produzcan grietas. Específicamente, se ha hallado que, fijando el factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci a 35 M Pam 1/2 o más, cuando una lámina de acero se trabaja para dar una brida gruesa que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado, la aparición de grietas en la parte sometida a trabajo de desbarbado puede prevenirse de manera eficaz, y la lámina de acero puede ponerse suficientemente en uso práctico para dar una brida gruesa que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado.In order to solve the problem, the present inventors have carried out detailed studies and, as a result, have found that by increasing a threshold stress intensity factor K ic of a steel sheet, the steel sheet can be worked to give a thick flange having a deburring portion without cracks occurring. Specifically, it has been found that, by setting the threshold stress intensity factor Kci at 35 M Pam 1/2 or more, when a steel sheet is worked into a thick flange having a deburring part, the appearance of cracks in the deburring part can be effectively prevented, and the steel sheet can be sufficiently put into practical use to give a thick flange having a deburring part.
También se ha hallado que, realizando el recocido de láminas laminadas en caliente a una temperatura apropiada en una lámina de acero laminada en caliente obtenida sometiendo acero inoxidable ferrítico que tiene una composición química apropiada para laminación en caliente de acabado con múltiples pasadas, incluyendo tres o más pasadas, mientras se controla de manera apropiada la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales (= 100 - (grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[%]), se mejora el factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci. La presente invención se ha realizado sobre la base de los hallazgos descritos anteriormente y se define en las reivindicaciones.It has also been found that by conducting hot rolled sheet annealing at an appropriate temperature on a hot rolled steel sheet obtained by subjecting ferritic stainless steel having an appropriate chemical composition for finishing hot rolling with multiple passes, including three or more passes, while properly controlling the cumulative rolling reduction of the final three passes (= 100 - (final sheet thickness/sheet thickness before the start of the final three-pass rolling) * 100[%]), the threshold stress intensity factor K ci is improved. The present invention has been made on the basis of the findings described above and is defined in the claims.
En este caso, el término “factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic” se refiere a un factor de intensidad del esfuerzo obtenido tomando una probeta CT según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de tal manera que se introduce una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo está en una dirección paralela a la dirección de laminación y realizando una prueba según la norma As Tm E399.In this case, the term "threshold stress intensity factor Kic" refers to a stress intensity factor obtained by taking a CT specimen in accordance with ASTM E399 from the center in the width direction of the sheet in such a way that an incipient fatigue crack is introduced in a direction perpendicular to the rolling direction and the stress axis is in a direction parallel to the rolling direction and testing according to A s T m E399.
Efectos ventajosos de la invenciónAdvantageous effects of the invention
Según la presente invención, es posible obtener una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida que tenga suficiente resistencia a la corrosión y una excelente tenacidad de tal manera que puedan prevenirse las grietas durante el punzonado previo para dar una brida gruesa.According to the present invention, it is possible to obtain an annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet having sufficient corrosion resistance and excellent toughness so that cracks during pre-punching can be prevented to give a thick flange.
En la presente invención, el término “suficiente resistencia a la corrosión” significa que, cuando se somete una lámina de acero, cuya superficie se somete a acabado por pulido con papel de lija #600 y cuyas superficies de borde se sellan entonces, a una prueba cíclica con niebla salina especificada en la norma JIS H 8502 durante cinco ciclos (incluyendo cada ciclo pulverización salina (NaCl al 5% en masa, 35°C, pulverización durante 2 horas) ^ secado (60°C, 4 horas, humedad relativa: 40%) ^ humectación (50°C, 2 horas, humedad relativa > 95%)), la razón de área de óxido (= área de óxido/área total de la lámina de acero * 100[%]) en la superficie de la lámina de acero es del 25% o menos. In the present invention, the term "sufficient corrosion resistance" means that, when a steel sheet, the surface of which is finished by polishing with #600 sandpaper and the edge surfaces of which are then sealed, is subjected to a cyclic salt spray test specified in JIS H 8502 for five cycles (each cycle including salt spray (5% NaCl by mass, 35°C, spray for 2 hours) ^ drying (60°C, 4 hours, relative humidity : 40%) ^ wetting (50°C, 2 hours, relative humidity > 95%)), the rust area ratio (= rust area/total steel sheet area * 100[%]) on the surface of the steel sheet is 25% or less.
Además, la expresión “excelente tenacidad de tal manera que puedan prevenirse las grietas durante el punzonado previo para dar una brida gruesa” significa que un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic es de 35 M Pam 1/2 o más, obteniéndose el factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic tomando una probeta CT según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de tal manera que se introduce una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo está en una dirección paralela a la dirección de laminación y realizando una prueba según la norma ASTM E399.In addition, the expression "excellent toughness so that cracks can be prevented during pre-punching to give a thick flange" means that a threshold stress intensity factor K ic is 35 M Pam 1/2 or more, giving the factor threshold stress intensity Kic by taking a CT specimen according to ASTM E399 from the center in the widthwise direction of the shell in such a way that an incipient fatigue crack is introduced in a direction perpendicular to the rolling direction and the stress axis is in a direction parallel to the rolling direction and tested in accordance with ASTM E399.
Descripción de las realizacionesDescription of achievements
Las realizaciones de la presente invención se describirán a continuación. Obsérvese que la presente invención no está limitada a las realizaciones descritas a continuación.Embodiments of the present invention will be described below. Note that the present invention is not limited to the embodiments described below.
Una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención tiene una composición química que contiene, en porcentaje en masa, C: del 0,001% al 0,020%, Si: del 0,05% al 1,00%, Mn: del 0,05% al 1,00%, P: el 0,04% o menos, S: el 0,01% o menos, Al: del 0,001% al 0,100%, Cr: del 10,0% al 19,0%, Ni: del 0,65% al 1,50%, Ti: del 0,10% al 0,40% y del N: 0,001% al 0,020%, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y tiene un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic de 35 MPa m1/2 o más.A hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet according to the present invention has a chemical composition containing, in percent by mass, C: 0.001% to 0.020%, Si: 0.05% to 1.00%, Mn : 0.05% to 1.00%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001% to 0.100%, Cr: 10.0% to 19 0.0%, Ni: 0.65% to 1.50%, Ti: 0.10% to 0.40% and N: 0.001% to 0.020%, the rest being Fe and unavoidable impurities, and has a threshold stress intensity factor Kic of 35 MPa m1/2 or more.
El término “factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic” se refiere a un factor de intensidad del esfuerzo obtenido tomando una probeta CT según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de tal manera que se introduce una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo está en una dirección paralela a la dirección de laminación y realizando una prueba según la norma As TM E399.The term "threshold stress intensity factor Kic" refers to a stress intensity factor obtained by taking a CT specimen in accordance with ASTM E399 from the center in the width direction of the sheet in such a way as to introduce a incipient fatigue crack in a direction perpendicular to the rolling direction and the stress axis is in a direction parallel to the rolling direction and tested according to As TM E399.
La presente invención se describirá con detalle a continuación.The present invention will be described in detail below.
Los presentes inventores han investigado con detalle el motivo de la aparición de grietas cuando se conforman cada una de diversas láminas de acero inoxidable ferrítico con un grosor de lámina de 5,0 mm para dar una brida que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado en la que el orificio de brida (^ 30 mm) se eleva en 10 mm desde la superficie de la lámina de acero tal como se sometió a punzonado previo. Como resultado, se ha hallado que en las láminas de acero en las que se producen grietas, las microgrietas generadas en la proximidad de la parte central en la dirección del grosor de lámina de la superficie de borde sometida a punzonado previo se propagaron de manera marcada durante el desbarbado, dando como resultado grietas.The present inventors have investigated in detail the reason for the occurrence of cracks when each of various ferritic stainless steel sheets with a sheet thickness of 5.0 mm are formed into a flange having a deburred portion in which the flange hole (^30mm) rises by 10mm from the surface of the steel sheet as pre-punched. As a result, it has been found that in steel sheets in which cracks occur, microcracks generated in the vicinity of the center portion in the sheet thickness direction of the pre-punched edge surface propagated markedly during deburring, resulting in cracks.
Los presentes inventores han investigado con detalle la relación entre la marcada propagación de microgrietas y las características del material. Como resultado, se ha hallado que la propagación de microgrietas tiende a producirse a medida que disminuye el factor intensidad del esfuerzo umbral de la lámina de acero. Por consiguiente, se ha probado la formación de la brida usando diversas láminas de acero inoxidable ferrítico laminadas en caliente y recocidas (grosor de lámina de 5,0 mm). Como resultado, se ha hallado que las grietas debidas a la propagación de microgrietas tienden a producirse en particular en una lámina de acero en la que el factor de intensidad del esfuerzo umbral determinado por un método de medición predeterminado es de menos de 35 MPa m1/2The present inventors have investigated in detail the relationship between marked microcrack propagation and material characteristics. As a result, it has been found that microcrack propagation tends to occur as the threshold stress intensity factor of the steel sheet decreases. Therefore, flange formation has been tested using various annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheets (5.0 mm sheet thickness). As a result, it has been found that cracks due to microcrack propagation tend to occur in particular in a steel sheet in which the threshold stress intensity factor determined by a predetermined measurement method is less than 35 MPa m1/ two
Además, para aclarar por qué la lámina de acero en la que se producen grietas durante la formación de la brida tiene un factor de intensidad del esfuerzo umbral pequeño, los presentes inventores han examinado con detalle las partes agrietadas de la lámina de acero. Como resultado, se ha hallado que en la lámina de acero en la que se producen grietas, las grietas generadas en la proximidad de la parte central en la dirección del grosor de lámina de la superficie de borde sometida a punzonado previo se propagan de manera marcada en los límites de granos en la proximidad de la parte central en la dirección del grosor de lámina.Furthermore, in order to clarify why the steel sheet in which cracks occur during flange formation has a small threshold stress intensity factor, the present inventors have examined the cracked portions of the steel sheet in detail. As a result, it has been found that in the steel sheet in which cracks occur, the cracks generated in the vicinity of the central portion in the sheet thickness direction of the edge surface subjected to pre-punching propagate markedly. at the grain boundaries in the vicinity of the central part in the direction of the sheet thickness.
A partir de los resultados del examen y análisis de la microestructura de la lámina de acero mediante un método de SEM/EBSD, se ha hallado que, con respecto a los granos de cristal en una porción en la que las grietas se propagan de manera marcada, aunque son granos de cristal independientes, los granos de cristal adyacentes tienen sustancialmente la misma orientación de cristal, es decir, los granos de cristal forman colonias (grupos de granos de cristal que tienen orientaciones de cristal similares). En general, un grano de cristal tiene una orientación de cristal diferente de las de sus granos de cristal adyacentes, y cuando las grietas se propagan a lo largo de los límites de granos, los límites de granos que tienen diferentes orientaciones funcionan como obstáculos para la propagación de las grietas. Sin embargo, en una colonia, dado que los granos de cristal adyacentes tienen sustancialmente la misma orientación de cristal, se reduce el efecto de suprimir la propagación de grietas debido a los límites de granos entre los granos de cristal individuales dentro de la colonia. Se ha hallado que debido a esto, en una lámina de acero en la que se forman colonias, el factor de intensidad del esfuerzo umbral disminuye y se producen grietas durante la formación de la brida.From the results of examination and analysis of the microstructure of the steel sheet by an SEM/EBSD method, it has been found that, with respect to crystal grains in a portion where cracks propagate markedly Although they are independent crystal grains, the adjacent crystal grains have substantially the same crystal orientation, ie the crystal grains form colonies (groups of crystal grains having similar crystal orientations). In general, a crystal grain has a different crystal orientation from those of its adjacent crystal grains, and when cracks propagate along grain boundaries, grain boundaries having different orientations function as obstacles to cracking. crack propagation. However, in a colony, since adjacent crystal grains have substantially the same crystal orientation, the effect of suppressing crack propagation due to grain boundaries between individual crystal grains within the colony is reduced. It has been found that due to this, in a steel sheet on which colonies are formed, the threshold stress intensity factor decreases and cracks occur during flange formation.
Por consiguiente, los presentes inventores han realizado estudios exhaustivos sobre la técnica de mejora del factor de intensidad del esfuerzo umbral en una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida. Como resultado, se ha hallado que al someter el acero inoxidable ferrítico que tiene una composición química apropiada a laminación en caliente en las condiciones en que la temperatura de las tres pasadas finales de la laminación de acabado con múltiples pasadas se establece en de 800°C a 1.100°C, y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales (= 100 -(grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[%]) se establece en el 25% o más, y al realizar el recocido de láminas laminadas en caliente a una temperatura de 600°C a 1.100°C en la lámina de acero laminada en caliente resultante, las colonias se destruyen eficazmente y puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci de 35 M Pam 1/2 o más.Therefore, the present inventors have made extensive studies on the technique of improving threshold stress intensity factor in annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet. As a result, it has been found that by subjecting ferritic stainless steel having an appropriate chemical composition to hot rolling under the conditions that the temperature of the final three passes of the multi-pass finish rolling is set to 800°C at 1,100°C, and the cumulative rolling reduction of the final three passes (= 100 -(final sheet thickness/sheet thickness before the start of final three-pass rolling) * 100[%]) is set to the 25% or more, and by conducting hot-rolled sheet annealing at a temperature of 600°C to 1,100°C on the resulting hot-rolled steel sheet, the colonies are effectively destroyed and a stress intensity factor can be obtained. Kci threshold of 35 M Pam 1/2 or more.
El grosor de lámina de la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención no está particularmente limitado, pero es deseablemente un grosor de lámina que puede usarse para dar una brida gruesa. El límite inferior del grosor de lámina es preferiblemente de 5,0 mm o más, y más preferiblemente 9.0 mm o más. El límite superior del grosor de lámina es preferiblemente de 15,0 mm o menos, y más preferiblemente 10.0 mm o menos.The sheet thickness of the annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to the present invention is not particularly limited, but it is desirably a sheet thickness that can be used to give a thick flange. The lower limit of the sheet thickness is preferably 5.0 mm or more, and more preferably 9.0 mm or more. The upper limit of the sheet thickness is preferably 15.0 mm or less, and more preferably 10.0 mm or less.
El motivo por el que la técnica descrita anteriormente promueve la destrucción de colonias se describirá a continuación. The reason why the technique described above promotes colony destruction will be described below.
En la parte central en la dirección del grosor de una losa de acero inoxidable ferrítico antes de someterse a laminación en caliente, se distribuyen colonias gruesas y alargadas (grupos de granos de cristal que tienen orientaciones de cristal similares) de manera que se extienden en la dirección de colada. Por otro lado, cuando se lamina una lámina de acero, la lámina de acero se deforma y se alarga a partir de la porción de la capa superficial de la misma. Por tanto, en el caso de que la reducción por laminación sea pequeña, la cantidad de deformación en la parte central en la dirección del grosor de lámina es pequeña, y casi no se introduce deformación por laminación en la parte central en la dirección del grosor de lámina. En consecuencia, en la laminación en caliente según las técnicas existentes, la deformación por laminación no se introduce lo suficiente en los granos alargados en la parte central en la dirección del grosor de lámina de la lamina de acero, los sitios de recristalización en el recocido de láminas laminadas en caliente posterior se vuelven insuficientes, y aunque se produce la recristalización en la proximidad del centro en la dirección del grosor de lámina durante el recocido de láminas laminadas en caliente, las colonias tienden a permanecer sin romperse. Por tanto, no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci de 35 MPa m1/2o más requerido en la presente invención.In the central part in the thickness direction of a ferritic stainless steel slab before it is hot-rolled, thick and elongated colonies (groups of crystal grains having similar crystal orientations) are distributed so as to spread in the casting direction. On the other hand, when a steel sheet is rolled, the steel sheet is deformed and elongated from the surface layer portion thereof. Therefore, in the case that the rolling reduction is small, the amount of deformation in the central part in the sheet thickness direction is small, and almost no rolling deformation is introduced in the central part in the thickness direction. of foil. Consequently, in hot rolling according to existing techniques, the rolling strain is not sufficiently introduced into the elongated grains in the central part in the sheet thickness direction of the steel sheet, the recrystallization sites in the annealing of subsequent hot-rolled sheets become insufficient, and although recrystallization occurs in the vicinity of the center in the sheet thickness direction during annealing of hot-rolled sheets, the colonies tend to remain unbroken. Therefore, a threshold stress intensity factor Kci of 35 MPa m1/2 or more required in the present invention cannot be obtained.
Además, en el acero inoxidable ferrítico, la recristalización dinámica apenas se produce durante la laminación en caliente, y la recuperación de la deformación debida al trabajo tiende a producirse durante la laminación en caliente. Furthermore, in ferritic stainless steel, dynamic recrystallization hardly occurs during hot rolling, and recovery from work strain tends to occur during hot rolling.
Por tanto, en la laminación en caliente según las técnicas existentes, se produce una recuperación excesiva de la deformación debida al trabajo introducida por la laminación, y la deformación debida al trabajo no puede mantenerse de manera eficaz después de la laminación en caliente. Por consiguiente, los sitios de recristalización se vuelven insuficientes, las colonias no se destruyen de manera eficaz en la posterior etapa de recocido de láminas laminadas en caliente y un no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kci predeterminado.Therefore, in hot rolling according to the existing techniques, excessive recovery of the work strain introduced by the rolling occurs, and the work strain cannot be effectively maintained after hot rolling. Consequently, recrystallization sites become insufficient, colonies are not effectively destroyed in the subsequent hot-rolled sheet annealing step, and a predetermined threshold stress intensity factor K ci cannot be obtained.
En vista de lo anterior, los presentes inventores han realizado estudios exhaustivos sobre la técnica eficaz para disminuir las colonias que quedan después del recocido de láminas laminadas en caliente desde el punto de vista tanto de la composición del acero como del método de laminación en caliente. Como resultado, se ha hallado que es eficaz formar una cantidad predeterminada de una fase de austenita en la etapa de laminación en caliente controlando la composición del acero, en particular, el contenido de Cr y Ni, en intervalos apropiados y realizar laminación con una gran reducción por laminación acumulada mientras se controla la temperatura de las tres pasadas finales de laminación en caliente de acabado en la etapa de laminación en caliente a un intervalo apropiado.In view of the above, the present inventors have made extensive studies on the effective technique for decreasing colonies remaining after annealing of hot rolled sheets from the viewpoints of both steel composition and hot rolling method. As a result, it has been found effective to form a predetermined amount of an austenite phase in the hot rolling step by controlling the composition of the steel, in particular, the content of Cr and Ni, in appropriate ranges and performing rolling with a large rolling reduction accumulated while controlling the temperature of the final three finishing hot rolling passes in the hot rolling stage at an appropriate interval.
De esta manera, las colonias formadas durante la colada pueden destruirse mediante la formación de la fase de austenita, y en la laminación en caliente, mientras se suprime la recuperación de la deformación por laminación, la deformación por laminación puede introducirse suficiente y eficazmente en la parte central en la dirección del grosor de lámina. De este modo, es posible obtener una microestructura de lámina laminada en caliente en la que el número de colonias formadas durante la colada que quedan después de la laminación en caliente es marcadamente pequeño en comparación con las técnicas existentes, y la deformación por laminación que actúa como sitios de recristalización en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente permanece suficientemente. Por consiguiente, las colonias se eliminan de forma más eficaz en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente, y puede obtenerse un excelente factor de intensidad del esfuerzo umbral.In this way, the colonies formed during casting can be destroyed by the formation of austenite phase, and in hot rolling, while the recovery of rolling strain is suppressed, the rolling strain can be sufficiently and effectively introduced into the central part in the direction of the sheet thickness. In this way, it is possible to obtain a hot-rolled sheet microstructure in which the number of colonies formed during casting remaining after hot-rolling is remarkably small compared to existing techniques, and the rolling deformation acting as recrystallization sites in the subsequent annealing stage of hot rolled sheets remains sufficiently. Therefore, the colonies are more efficiently removed in the subsequent step of annealing hot-rolled sheets, and an excellent threshold stress intensity factor can be obtained.
Específicamente, se ha inventado, respecto a un acero en el que el contenido de Cr se establece en del 10,0% al 19,0% y el contenido de Ni se establece en del 0,65% al 1,50% de tal manera que se forma una fase de austenita durante el calentamiento antes de la laminación en caliente, la realización de laminación en caliente mediante un control apropiado de manera que la temperatura de las tres pasadas finales de la laminación en caliente de acabado con tres o más pasadas se establezca a de 800°C a 1.100°C, y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales (= 100 -(grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[%]) se establezca en el 25% o más.Specifically, it has been invented, regarding a steel in which the Cr content is set at 10.0% to 19.0% and the Ni content is set at 0.65% to 1.50% of such such that an austenite phase is formed during heating prior to hot rolling, conducting hot rolling by appropriate control such that the temperature of the final three passes of finishing hot rolling with three or more passes is set at 800°C to 1,100°C, and the cumulative rolling reduction of the final three passes (= 100 -(final sheet thickness/sheet thickness before the start of final three-pass rolling) * 100[ %]) is set to 25% or more.
Además, los presentes inventores han realizado estudios exhaustivos sobre las condiciones adecuadas para la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente. La etapa de recocido de láminas laminadas en caliente es una etapa de recristalización de la microestructura deformada formada mediante laminación en caliente. Por tanto, es necesario realizar recocido a una temperatura en la que se produzca recristalización suficiente. Sin embargo, cuando se realiza recocido de láminas laminadas en caliente a una temperatura excesivamente alta, aunque se produzca recristalización, los granos recristalizados se engrosan de manera marcada. Los granos recristalizados marcadamente gruesos son granos de cristal individuales independientes, pero la longitud de límite de granos aumenta de manera marcada. Por tanto, se ha hallado que, como en el caso en el que están presentes colonias, se disminuye el efecto de suprimir la propagación de grietas debido a los límites de granos que tienen diferentes orientaciones, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.Furthermore, the present inventors have made extensive studies on the conditions suitable for the subsequent annealing step of hot-rolled sheets. The hot rolled sheet annealing step is a recrystallization step of the deformed microstructure formed by hot rolling. Therefore, it is necessary to carry out annealing at a temperature where sufficient recrystallization occurs. However, when hot-rolled sheets are annealed at an excessively high temperature, even if recrystallization occurs, the recrystallized grains coarsen markedly. The markedly coarse recrystallized grains are independent single crystal grains, but the grain boundary length is markedly increased. Therefore, it has been found that, as in the case where colonies are present, the effect of suppressing crack propagation is diminished due to grain boundaries having different orientations, and a stress intensity factor cannot be obtained. default threshold.
Por consiguiente, los presentes inventores han investigado con detalle la relación entre el tamaño de grano de los granos recristalizados y la temperatura de recocido. Como resultado, se ha hallado que controlando la temperatura de recocido de láminas laminadas en caliente hasta 1.100°C o menor, se previene la formación de granos recristalizados gruesos, haciendo de ese modo posible obtener un buen factor de intensidad del esfuerzo umbral.Therefore, the present inventors have investigated in detail the relationship between the grain size of the recrystallized grains and the annealing temperature. As a result, it has been found that by controlling the annealing temperature of hot-rolled sheets to 1,100°C or lower, the formation of coarse recrystallized grains is prevented, thereby making it possible to obtain a good threshold stress intensity factor.
La composición química de la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención se describirá a continuación. A continuación en el presente documento, a menos que se indique lo contrario, “%”, que es la unidad de medida para el contenido de cada elemento, significa “porcentaje en masa”.The chemical composition of the annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to the present invention will be described below. Hereinafter, unless otherwise indicated, "%", which is the unit of measure for the content of each element, means "percentage by mass".
C: del 0,001% al 0,020%C: 0.001% to 0.020%
Cuando el contenido de C supera el 0,020%, la trabajabilidad y la resistencia a la corrosión en la zona de soldadura se deterioran notablemente. Un contenido de C más bajo es más deseable desde el punto de vista de la resistencia a la corrosión y la trabajabilidad. Sin embargo, para establecer el contenido de C a menos del 0,001%, se necesita mucho tiempo para realizar el refino, lo que no es deseable en cuanto a la fabricación. Por tanto, el contenido de C se establece en un intervalo del 0,001% al 0,020%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,003% o más, y más preferiblemente el 0,004% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,015% o menos, y más preferiblemente el 0,012% o menos.When the C content exceeds 0.020%, the workability and corrosion resistance in the welding zone deteriorate remarkably. A lower C content is more desirable from the standpoint of corrosion resistance and workability. However, in order to set the C content to less than 0.001%, it takes a long time to perform refining, which is undesirable in manufacturing. Therefore, the C content is set to a range of 0.001% to 0.020%. The lower limit thereof is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.004% or more. The upper limit thereof is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.012% or less.
Si: del 0,05% al 1,00%Yes: from 0.05% to 1.00%
El Si es un elemento que tiene el efecto de mejorar la resistencia a la corrosión de la zona de soldadura concentrándose en una capa de óxido formada durante la soldadura y también es eficaz como elemento desoxidante en el procedimiento de fabricación de acero. Estos efectos se obtienen cuando el contenido de Si es del 0,05% o más, y aumentan al aumentar el contenido de Si. Sin embargo, cuando el contenido de Si supera el 1,00%, se producen un aumento en la carga de laminación y la formación marcada de escamas en la etapa de laminación en caliente, y se produce el deterioro en la propiedad de decapado debido a la formación de una capa de concentración de Si en la capa superficial de la lámina de acero en la etapa de recocido, lo que induce un aumento en los defectos de superficie y un aumento en los costes de producción, todos ellos indeseables. Por tanto, el contenido de Si se establece en del 0,05% al 1,00%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,15% o más, y más preferiblemente el 0,20% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,60% o menos, y más preferiblemente el 0,40% o menos. Si is an element that has the effect of improving the corrosion resistance of the welding zone by concentrating in an oxide layer formed during welding and is also effective as a deoxidizing element in the steelmaking process. These effects are obtained when the Si content is 0.05% or more, and increase with increasing Si content. However, when the Si content exceeds 1.00%, an increase in rolling load and marked scale formation occur at the hot rolling stage, and deterioration in pickling property occurs due to the formation of a layer of Si concentration on the surface layer of the steel sheet in the annealing step, which induces an increase in surface defects and an increase in production costs, all of which are undesirable. Therefore, the Si content is set to 0.05% to 1.00%. The lower limit thereof is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.20% or more. The upper limit thereof is preferably 0.60% or less, and more preferably 0.40% or less.
Mn: del 0,05% al 1,00%Mn: 0.05% to 1.00%
El Mn tiene el efecto de aumentar la resistencia mecánica del acero y también actúa como desoxidante. Para obtener tales efectos, es necesario un contenido de Mn del 0,05% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Mn supera el 1,00%, se promueve la precipitación de MnS, que se convierte en un punto de partida de la corrosión, lo que da como resultado el deterioro de la resistencia a la corrosión. Por tanto, el contenido de Mn se establece en del 0,05% al 1,00%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,10% o más, y más preferiblemente el 0,20% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,60% o menos, y más preferiblemente el 0,40% o menos.Mn has the effect of increasing the mechanical strength of the steel and also acts as a deoxidizer. To obtain such effects, an Mn content of 0.05% or more is necessary. However, when the content of Mn exceeds 1.00%, precipitation of MnS is promoted, which becomes a starting point of corrosion, resulting in deterioration of corrosion resistance. Therefore, the content of Mn is set to 0.05% to 1.00%. The lower limit thereof is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. The upper limit thereof is preferably 0.60% or less, and more preferably 0.40% or less.
P: el 0,04% o menosP: 0.04% or less
El P es un elemento que está contenido inevitablemente en el acero. Dado que el P es un elemento dañino para la resistencia a la corrosión y la trabajabilidad, es deseable disminuir la cantidad de P tanto como sea posible. En particular, cuando el contenido de P supera el 0,04%, la trabajabilidad se deteriora de manera marcada por el endurecimiento de la disolución sólida. Por tanto, el contenido de P se establece en el 0,04% o menos. Preferiblemente, el contenido de P es del 0,03% o menos. Dado que una reducción excesiva del contenido de P requiere costes de producción excesivos, el contenido de P es preferiblemente del 0,01% o más teniendo en cuenta los costes de producción.P is an element that is inevitably contained in steel. Since P is an element detrimental to corrosion resistance and workability, it is desirable to decrease the amount of P as much as possible. In particular, when the P content exceeds 0.04%, the workability is markedly deteriorated by hardening of the solid solution. Therefore, the content of P is set to 0.04% or less. Preferably, the content of P is 0.03% or less. Since an excessive reduction of the P content requires excessive production costs, the P content is preferably 0.01% or more in view of the production costs.
S: el 0,01% o menosS: 0.01% or less
Como el P, el S también es un elemento que está contenido inevitablemente en el acero. Dado que el S es un elemento dañino para la resistencia a la corrosión y la trabajabilidad, es deseable disminuir la cantidad de S tanto como sea posible. En particular, cuando el contenido de S supera el 0,01%, la resistencia a la corrosión se deteriora de manera marcada. Por tanto, el contenido de S se establece en el 0,01% o menos. Preferiblemente, el contenido de S es del 0,008% o menos. Más preferiblemente, el contenido de S es del 0,003% o menos. Dado que una reducción excesiva del contenido de S requiere costes de producción excesivos, el contenido de S es preferiblemente del 0,001% o más teniendo en cuenta los costes de producción.Like P, S is also an element that is inevitably contained in steel. Since S is an element detrimental to corrosion resistance and workability, it is desirable to decrease the amount of S as much as possible. In particular, when the content of S exceeds 0.01%, the corrosion resistance is markedly deteriorated. Therefore, the content of S is set to 0.01% or less. Preferably, the content of S is 0.008% or less. More preferably, the content of S is 0.003% or less. Since an excessive reduction of the S content requires excessive production costs, the S content is preferably 0.001% or more in consideration of the production costs.
Al: del 0,001% al 0,100%Al: 0.001% to 0.100%
El Al es un desoxidante eficaz. Además, dado que el Al tiene mayor afinidad por el nitrógeno que el Cr, en el caso de que el nitrógeno entre en una zona de soldadura, al precipitar el nitrógeno como nitruros de Al en lugar de nitruros de Cr, el Al tiene el efecto de suprimir la sensibilización. Estos efectos pueden obtenerse con un contenido de Al del 0,001% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Al supera el 0,100%, dado que se deterioran las características de penetración para la soldadura, se deteriora la trabajabilidad de soldadura, lo que no es deseable. Por tanto, el contenido de Al se establece en un intervalo del 0,001% al 0,100%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,010% o más, y más preferiblemente el 0,020% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,080% o menos, y más preferiblemente el 0,060% o menos.Al is an effective deoxidizer. Furthermore, since Al has a higher affinity for nitrogen than Cr, in the event that nitrogen enters a weld zone, by precipitating nitrogen as Al nitrides instead of Cr nitrides, Al has the effect to suppress sensitization. These effects can be obtained with an Al content of 0.001% or more. However, when the Al content exceeds 0.100%, since penetration characteristics for welding are deteriorated, welding workability is deteriorated, which is undesirable. Therefore, the Al content is set to a range of 0.001% to 0.100%. The lower limit thereof is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.020% or more. The upper limit thereof is preferably 0.080% or less, and more preferably 0.060% or less.
Cr: del 10,0% al 19,0%Cr: 10.0% to 19.0%
El Cr es el elemento más importante para garantizar la resistencia a la corrosión del acero inoxidable. Cuando el contenido de Cr es de menos del 10,0%, no puede obtenerse suficiente resistencia a la corrosión en una atmósfera de gases de escape de automóviles. Por otro lado, cuando el contenido de Cr supera el 19,0%, incluso si contiene una cantidad predeterminada de Ni, no se forma una cantidad predeterminada de fase de austenita durante el calentamiento en la etapa de laminación en caliente. Por consiguiente, no puede obtenerse un efecto suficiente de destrucción de colonias, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, el contenido de Cr se establece en un intervalo del 10,0% al 19,0%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 10,5% o más, y más preferiblemente el 11,0% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 16,5% o menos, más preferiblemente el 12,5% o menos, y todavía más preferiblemente el 11,5% o menos.Cr is the most important element to ensure the corrosion resistance of stainless steel. When the Cr content is less than 10.0%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained in an automobile exhaust gas atmosphere. On the other hand, when the Cr content exceeds 19.0%, even if it contains a predetermined amount of Ni, a predetermined amount of austenite phase is not formed during heating in the hot rolling step. Therefore, a sufficient colony killing effect cannot be obtained, and a predetermined threshold stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, the Cr content is set to a range of 10.0% to 19.0%. The lower limit thereof is preferably 10.5% or more, and more preferably 11.0% or more. The upper limit thereof is preferably 16.5% or less, more preferably 12.5% or less, and still more preferably 11.5% or less.
Ni: del 0,65% al 1,50%Ni: 0.65% to 1.50%
El Ni es un elemento formador de austenita y tiene el efecto de aumentar la cantidad de austenita formada durante el calentamiento antes de la laminación en la etapa de laminación en caliente. En la presente invención, controlando el contenido de Cr y Ni a valores predeterminados, se forma una fase de austenita durante el calentamiento en la etapa de laminación en caliente. Debido a la formación de la fase de austenita, se destruyen las colonias de la fase de ferrita formadas durante la colada. Además, a la temperatura de calentamiento antes de la laminación en caliente, la microestructura metálica se forma en una estructura bifásica de fase de ferrita fase de austenita. En el caso de que la microestructura metálica se forme en una estructura bifásica de fase de ferrita fase de austenita, la interfase entre diferentes fases, es decir, entre la fase de ferrita existente antes del calentamiento y la fase de austenita formada durante el calentamiento, funciona como un obstáculo para el crecimiento de granos de cristal y, por tanto, se refina la microestructura metálica antes de la laminación en caliente. Como resultado, se refina la microestructura metálica después de la laminación en caliente y también se refina después de la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente. Por tanto, se hace posible presentar un mejor efecto de mejora de la tenacidad. Dependiendo de la composición del acero, puede haber un caso en el que, a la temperatura de calentamiento antes de la laminación en caliente, la microestructura metálica se forme en una fase única de austenita. Incluso en el caso de que la microestructura metálica a la temperatura de calentamiento se forme en una estructura monofásica de austenita, como en el caso anterior, puede obtenerse el efecto de destrucción de colonias debido a la formación de la fase de austenita. Además, en la fase de austenita, dado que el engrosamiento de los granos de cristal apenas se produce en el intervalo de temperatura de calentamiento de la losa antes de la laminación en caliente, la microestructura metálica antes de la laminación en caliente es más fina que la del acero inoxidable ferrítico según las técnicas existentes y, como en el caso anterior, puede obtenerse el efecto de mejorar la tenacidad debido al afino de los granos de cristal. Estos efectos pueden obtenerse con un contenido de Ni del 0,65% o más. Cuando el contenido de Ni es del 0,65% o más, debido a estos efectos, puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral de 35 M Pam 1/2o más. Por otro lado, cuando el contenido de Ni supera el 1,50%, se satura el efecto de mejorar el factor de intensidad del esfuerzo umbral y se deteriora la trabajabilidad. Además, se produce fácilmente el agrietamiento por esfuerzo y corrosión. Por tanto, el contenido de Ni se establece en del 0,65% al 1,50%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,70% o más, y más preferiblemente el 0,75% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 1,00% o menos, y más preferiblemente, el contenido de Ni es del 0,90% o menos.Ni is an austenite-forming element and has the effect of increasing the amount of austenite formed during heating before rolling in the hot rolling stage. In the present invention, by controlling the Cr and Ni content at predetermined values, an austenite phase is formed during heating in the stage hot rolling. Due to the formation of the austenite phase, the ferrite phase colonies formed during casting are destroyed. Furthermore, at the heating temperature before hot rolling, the metal microstructure is formed into a two-phase structure of ferrite phase austenite phase. In the case that the metallic microstructure is formed in a biphasic structure of ferrite phase austenite phase, the interface between different phases, that is, between the ferrite phase existing before heating and the austenite phase formed during heating, it functions as an obstacle to the growth of crystal grains and thus refines the metallic microstructure before hot rolling. As a result, the metal microstructure after hot rolling is refined, and it is also refined after the subsequent step of annealing hot rolled sheets. Therefore, it becomes possible to exhibit a better toughness-improving effect. Depending on the composition of the steel, there may be a case where, at the heating temperature before hot rolling, the metallic microstructure is formed in a single phase of austenite. Even in the case that the metal microstructure at the heating temperature is formed in a single-phase structure of austenite, as in the above case, the effect of destroying colonies due to the formation of the austenite phase can be obtained. In addition, in the austenite phase, since crystal grain coarsening hardly occurs in the heating temperature range of the slab before hot rolling, the metal microstructure before hot rolling is finer than that of ferritic stainless steel according to existing techniques and, as in the previous case, the effect of improving the toughness due to the refinement of the crystal grains can be obtained. These effects can be obtained with a Ni content of 0.65% or more. When the Ni content is 0.65% or more, due to these effects, a threshold stress intensity factor of 35 M Pam 1/2 or more can be obtained. On the other hand, when the Ni content exceeds 1.50%, the effect of improving the threshold stress intensity factor is saturated and workability is deteriorated. In addition, stress corrosion cracking easily occurs. Therefore, the Ni content is set to 0.65% to 1.50%. The lower limit thereof is preferably 0.70% or more, and more preferably 0.75% or more. The upper limit thereof is preferably 1.00% or less, and more preferably, the Ni content is 0.90% or less.
Ti: del 0,10% al 0,40%Ti: from 0.10% to 0.40%
En la presente invención, el Ti es un elemento muy importante. Dado que el Ti se combina preferiblemente con C y N, lo que suprime la precipitación de carbonitruros de Cr y reduce la temperatura de recristalización, el Ti tiene el efecto de suprimir el deterioro de la resistencia a la corrosión provocado por la sensibilización debida a la precipitación de carbonitruros de Cr. Para obtener estos efectos, es necesario un contenido de Ti del 0,10% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Ti supera el 0,40%, dado que la cantidad de Ti en el soluto aumenta excesivamente, la temperatura de recristalización más bien aumenta, y no puede usarse la técnica de la presente invención. Además, cuando el contenido de Ti supera el 0,40 %, se forman carbonitruros de Ti gruesos en la etapa de colada, lo que da como resultado defectos de superficie, lo que también es indeseable en cuanto a la fabricación. Por tanto, el contenido de Ti se establece en del 0,10% al 0,40%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,15% o más, más preferiblemente el 0,20% o más, y todavía más preferiblemente el 0,25% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,35% o menos, y más preferiblemente el 0,30% o menos. Desde el punto de vista de la resistencia a la corrosión de la zona de soldadura, el contenido de Ti se establece preferiblemente para satisfacer la fórmula: Ti/(C N) > 8, en la que Ti, C y N indican el contenido de los elementos individuales (porcentaje en masa).In the present invention, Ti is a very important element. Since Ti preferentially combines with C and N, which suppresses the precipitation of Cr carbonitrides and lowers the recrystallization temperature, Ti has the effect of suppressing the deterioration of corrosion resistance caused by sensitization due to oxidation. precipitation of Cr carbonitrides. To obtain these effects, a Ti content of 0.10% or more is necessary. However, when the Ti content exceeds 0.40%, since the amount of Ti in the solute increases excessively, the recrystallization temperature rather increases, and the technique of the present invention cannot be used. Furthermore, when the Ti content exceeds 0.40%, coarse Ti carbonitrides are formed in the casting step, resulting in surface defects, which is also undesirable in manufacturing. Therefore, the Ti content is set to 0.10% to 0.40%. The lower limit thereof is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more, and still more preferably 0.25% or more. The upper limit thereof is preferably 0.35% or less, and more preferably 0.30% or less. From the point of view of corrosion resistance of the weld zone, the Ti content is preferably set to satisfy the formula: Ti/(CN) > 8, where Ti, C and N indicate the content of the individual elements (percent by mass).
N: del 0,001% al 0,020%N: 0.001% to 0.020%
Cuando el contenido de N supera el 0,020%, la trabajabilidad y la resistencia a la corrosión en la zona de soldadura se deterioran notablemente. Un contenido de N más bajo es más deseable desde el punto de vista de la resistencia a la corrosión. Sin embargo, para disminuir el contenido de N a menos del 0,001%, es necesario realizar un refino durante mucho tiempo, lo que da como resultado un aumento en los costes de producción y una disminución en la productividad, que son indeseables. Por tanto, el contenido de N se establece en un intervalo del 0,001% al 0,020%. El límite inferior del mismo es preferiblemente del 0,005% o más, y más preferiblemente el 0,007% o más. El límite superior del mismo es preferiblemente del 0,015% o menos, y más preferiblemente el 0,012% o menos.When the N content exceeds 0.020%, the workability and corrosion resistance in the welding zone deteriorate remarkably. A lower N content is more desirable from a corrosion resistance standpoint. However, in order to lower the N content to less than 0.001%, it is necessary to carry out refining for a long time, resulting in an increase in production cost and a decrease in productivity, which are undesirable. Therefore, the N content is set to a range of 0.001% to 0.020%. The lower limit thereof is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.007% or more. The upper limit thereof is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.012% or less.
La presente invención se refiere a un acero inoxidable ferrítico caracterizado por contener los elementos esenciales descritos anteriormente, siendo el resto Fe e impurezas inevitables. Además, según sea necesario, el acero inoxidable ferrítico puede contener uno o dos o más seleccionados de Cu, Mo, W y Co y/o uno o dos o más seleccionados de V, Nb, Zr, REM, B, Mg y Ca en los intervalos descritos a continuación. En el caso de que cualquier intervalo tenga un límite inferior, incluso si el elemento relevante está contenido en una cantidad menor que el límite inferior, los efectos ventajosos de la presente invención no se ven afectados. Por tanto, en el caso de que el elemento esté contenido en una cantidad inferior al límite inferior, el elemento se considera una impureza inevitable.The present invention relates to a ferritic stainless steel characterized by containing the essential elements described above, the remainder being Fe and unavoidable impurities. Also, as required, the ferritic stainless steel may contain one or two or more selected from Cu, Mo, W and Co and/or one or two or more selected from V, Nb, Zr, REM, B, Mg and Ca in the intervals described below. In the case that any range has a lower limit, even if the relevant element is contained in an amount less than the lower limit, the advantageous effects of the present invention are not affected. Therefore, in the case that the element is contained in an amount less than the lower limit, the element is considered to be an unavoidable impurity.
Cu: del 0,01% al 1,00%Cu: 0.01% to 1.00%
El Cu es un elemento particularmente eficaz para mejorar la resistencia a la corrosión del metal base y la zona de soldadura en una disolución acuosa o cuando se adhieren al mismo gotas de agua débilmente ácidas. Este efecto se obtiene con un contenido de Cu del 0,01% o más y aumenta al aumentar el contenido de Cu. Sin embargo, cuando el contenido de Cu supera el 1,00%, la trabajabilidad en caliente se deteriora, lo que puede provocar defectos de superficie en algunos casos. Además, el desescamado después del recocido puede resultar difícil en algunos casos. Cu is a particularly effective element for improving the corrosion resistance of the base metal and the weld zone in an aqueous solution or when weakly acidic water droplets adhere to it. This effect is obtained at a Cu content of 0.01% or more and increases with increasing Cu content. However, when the Cu content exceeds 1.00%, the hot workability deteriorates, which may cause surface defects in some cases. Also, descaling after annealing can be difficult in some cases.
Por tanto, cuando está contenido Cu, el contenido de Cu se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 1,00%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,10% o más, y todavía más preferiblemente el 0,30% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,60% o menos, y todavía más preferiblemente el 0,45% o menos.Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably set in a range of 0.01% to 1.00%. The lower limit thereof is more preferably 0.10% or more, and still more preferably 0.30% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.60% or less, and still more preferably 0.45% or less.
Mo: del 0,01% al 2,00%Mo: 0.01% to 2.00%
El Mo es un elemento que mejora notablemente la resistencia a la corrosión del acero inoxidable. Este efecto se obtiene con un contenido de Mo del 0,01% o más y mejora al aumentar el contenido. Sin embargo, cuando el contenido de Mo supera el 2,00%, aumenta la carga de laminación durante la laminación en caliente, lo que puede deteriorar la productividad, y la resistencia mecánica de la lámina de acero puede aumentar excesivamente en algunos casos. Además, dado que Mo es un elemento caro, un gran contenido de Mo aumenta los costes de producción. Por tanto, cuando está contenido Mo, el contenido de Mo se establece preferiblemente en del 0,01% al 2,00%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,10% o más, y todavía más preferiblemente el 0,30% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 1,40% o menos, y todavía más preferiblemente el 0,90% o menos.Mo is an element that notably improves the corrosion resistance of stainless steel. This effect is obtained at Mo content of 0.01% or more and improves with increasing content. However, when the Mo content exceeds 2.00%, the rolling load during hot rolling increases, which may deteriorate the productivity, and the mechanical strength of the steel sheet may increase excessively in some cases. Furthermore, since Mo is an expensive element, a large Mo content increases production costs. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably set to 0.01% to 2.00%. The lower limit thereof is more preferably 0.10% or more, and still more preferably 0.30% or more. The upper limit thereof is more preferably 1.40% or less, and still more preferably 0.90% or less.
W: del 0,01% al 0,20%W: 0.01% to 0.20%
El W tiene el efecto de mejorar la resistencia a la corrosión, de manera similar al Mo. Este efecto se obtiene con un contenido de W del 0,01% o más. Sin embargo, cuando el contenido de W supera el 0,20%, aumenta la resistencia mecánica, lo que puede provocar un deterioro de la productividad debido a un aumento de la carga de laminación y similares en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido W, el contenido de W se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 0,20%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,05% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,15% o menos.W has the effect of improving corrosion resistance, similar to Mo. This effect is obtained with a W content of 0.01% or more. However, when the W content exceeds 0.20%, the mechanical strength increases, which may cause a deterioration in productivity due to an increase in rolling load and the like in some cases. Therefore, when W is contained, the W content is preferably set in a range of 0.01% to 0.20%. The lower limit thereof is more preferably 0.05% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.15% or less.
Co: del 0,01% al 0,20%Co: 0.01% to 0.20%
El Co es un elemento que mejora la tenacidad. Este efecto se obtiene con un contenido de Co del 0,01% o más. Por otro lado, cuando el contenido de Co supera el 0,20%, la trabajabilidad puede verse deteriorada en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido Co, el contenido de Co se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 0,20%.Co is an element that improves toughness. This effect is obtained with a Co content of 0.01% or more. On the other hand, when the Co content exceeds 0.20%, the workability may be impaired in some cases. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably set in a range of 0.01% to 0.20%.
V: del 0,01% al 0,20%V: 0.01% to 0.20%
Dado que V se combina con C y N como carbonitruros y suprime la precipitación de carbonitruros de Cr, V mejora la resistencia a la corrosión de la zona de soldadura. Este efecto se obtiene con un contenido de V del 0,01% o más. Por otro lado, cuando el contenido de V supera el 0,20%, la trabajabilidad y la tenacidad pueden deteriorarse de manera marcada en algunos casos. Por tanto, el contenido de V se establece preferiblemente en del 0,01% al 0,20%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,02% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,10% o menos.Since V combines with C and N as carbonitrides and suppresses the precipitation of Cr carbonitrides, V improves the corrosion resistance of the weld zone. This effect is obtained with a V content of 0.01% or more. On the other hand, when the V content exceeds 0.20%, workability and toughness may be markedly deteriorated in some cases. Therefore, the content of V is preferably set to 0.01% to 0.20%. The lower limit thereof is more preferably 0.02% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.10% or less.
Nb: del 0,01% al 0,10%Nb: from 0.01% to 0.10%
El Nb tiene el efecto de refinar los granos de cristal y el efecto de mejorar la tenacidad de la lámina de acero al disolverse en la fase matriz. Estos efectos se obtienen con un contenido de Nb del 0,01% o más. Por otro lado, el Nb también tiene el efecto de aumentar la temperatura de recristalización. Cuando el contenido de Nb supera el 0,10%, puede haber un caso en el que la temperatura de recocido requerida para provocar una recristalización suficiente en el recocido de láminas laminadas en caliente sea excesivamente alta, los granos recristalizados se engrosen de manera marcada durante el recocido, de tal manera que el tamaño de grano del cristal sea de 300 |im o más al máximo, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, cuando está contenido Nb, el contenido de Nb se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 0,10%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,02% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,08% o menos.Nb has the effect of refining the crystal grains and the effect of improving the toughness of the steel sheet by dissolving in the matrix phase. These effects are obtained with a Nb content of 0.01% or more. On the other hand, Nb also has the effect of increasing the recrystallization temperature. When the Nb content exceeds 0.10%, there may be a case that the annealing temperature required to cause sufficient recrystallization in hot rolled sheet annealing is excessively high, the recrystallized grains coarsen markedly during annealing, such that the grain size of the crystal is 300 µm or more at maximum, and a predetermined threshold stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably set in a range of 0.01% to 0.10%. The lower limit thereof is more preferably 0.02% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.08% or less.
Zr: del 0,01% al 0,20%Zr: 0.01% to 0.20%
Dado que el Zr se combina con C y N como carbonitruros y suprime la precipitación de carbonitruros de Cr, el Zr mejora la resistencia a la corrosión de la zona de soldadura. Este efecto se obtiene con un contenido de Zr del 0,01% o más. Por otro lado, cuando el contenido de Zr supera el 0,20%, la trabajabilidad puede deteriorarse de manera marcada en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido Zr, el contenido de Zr se establece preferiblemente en un intervalo del 0,01% al 0,20%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,03% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,10% o menos.Since Zr combines with C and N as carbonitrides and suppresses the precipitation of Cr carbonitrides, Zr improves the corrosion resistance of the weld zone. This effect is obtained with a Zr content of 0.01% or more. On the other hand, when the Zr content exceeds 0.20%, the workability may be markedly deteriorated in some cases. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably set in a range of 0.01% to 0.20%. The lower limit thereof is more preferably 0.03% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.10% or less.
REM: del 0,001% al 0,100%REM: 0.001% to 0.100%
Dado que REM (metales de tierras raras) tiene el efecto de mejorar la resistencia a la oxidación, lo que suprime la formación de una capa de óxido (color de revenido por soldadura) en la zona de soldadura y la formación de una región empobrecida en Cr inmediatamente debajo de la capa de óxido, REM mejora la resistencia a la corrosión de zona de soldadura. Este efecto se obtiene con un contenido de REM del 0,001% o más. Por otro lado, cuando el contenido de REM supera el 0,100%, la productividad, tal como la capacidad de decapado, durante el recocido laminado en frío puede deteriorarse en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido REM, el contenido de REM se establece preferiblemente en un intervalo del 0,001% al 0,100%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,005% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,050% o menos.Since REM (rare earth metals) has the effect of improving oxidation resistance, which suppresses the formation of an oxide layer (weld temper color) in the weld zone and formation of a Cr-depleted region immediately below the oxide layer, REM improves the corrosion resistance of the weld zone. This effect is obtained with an REM content of 0.001% or more. On the other hand, when the REM content exceeds 0.100%, productivity, such as pickling ability, during cold rolled annealing may deteriorate in some cases. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably set in a range of 0.001% to 0.100%. The lower limit thereof is more preferably 0.005% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.050% or less.
B: del 0,0002% al 0,0025%B: 0.0002% to 0.0025%
El B es un elemento eficaz para mejorar la resistencia a la fragilidad por trabajo secundaria después de la embutición profunda. Este efecto se obtiene con un contenido de B del 0,0002% o más. Por otro lado, cuando el contenido de B supera el 0,0025%, la trabajabilidad y la tenacidad pueden deteriorarse en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido B, el contenido de B se establece preferiblemente en un intervalo del 0,0002% al 0,0025%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,0003% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,0006% o menos.B is an effective element for improving resistance to secondary working brittleness after deep drawing. This effect is obtained with a B content of 0.0002% or more. On the other hand, when the content of B exceeds 0.0025%, workability and toughness may deteriorate in some cases. Therefore, when B is contained, the content of B is preferably set in a range of 0.0002% to 0.0025%. The lower limit thereof is more preferably 0.0003% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.0006% or less.
Mg: del 0,0005% al 0,0030%Mg: 0.0005% to 0.0030%
El Mg aumenta la razón de cristales equiaxiales de una losa y es un elemento eficaz para mejorar la trabajabilidad y la tenacidad. Además, el Mg tiene el efecto de suprimir el engrosamiento de los carbonitruros de Ti; en el acero que contiene Ti como en la presente invención, cuando se engrosan los carbonitruros de Ti, se deteriora la tenacidad. Estos efectos se obtienen con un contenido de Mg del 0,0005% o más. Por otro lado, cuando el contenido de Mg supera el 0,0030%, las propiedades superficiales del acero pueden deteriorarse en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido Mg, el contenido de Mg se establece preferiblemente en un intervalo del 0,0005% al 0,0030%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,0010% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,0020% o menos.Mg increases the equiaxed crystal ratio of a slab and is an effective element for improving workability and toughness. Furthermore, Mg has the effect of suppressing the coarsening of Ti carbonitrides; in the Ti-containing steel as in the present invention, when Ti carbonitrides coarsen, toughness deteriorates. These effects are obtained with a Mg content of 0.0005% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0030%, the surface properties of the steel may deteriorate in some cases. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably set in a range of 0.0005% to 0.0030%. The lower limit thereof is more preferably 0.0010% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.0020% or less.
Ca: del 0,0003% al 0,0030%Ca: 0.0003% to 0.0030%
El Ca es un elemento eficaz para prevenir el bloqueo de las boquillas debido a la cristalización de las inclusiones a base de Ti que tiende a producirse durante la colada continua. El efecto se obtiene con un contenido de Ca del 0,0003% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Ca supera el 0,0030%, la resistencia a la corrosión puede deteriorarse por la formación de CaS en algunos casos. Por tanto, cuando está contenido Ca, el contenido de Ca se establece preferiblemente en un intervalo del 0,0003% al 0,0030%. El límite inferior del mismo es más preferiblemente del 0,0005% o más, y todavía más preferiblemente el 0,0006% o más. El límite superior del mismo es más preferiblemente del 0,0015% o menos, y todavía más preferiblemente el 0,0010% o menos.Ca is an effective element in preventing nozzle blockage due to crystallization of Ti-based inclusions that tends to occur during continuous casting. The effect is obtained with a Ca content of 0.0003% or more. However, when the Ca content exceeds 0.0030%, the corrosion resistance may deteriorate due to the formation of CaS in some cases. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably set in a range of 0.0003% to 0.0030%. The lower limit thereof is more preferably 0.0005% or more, and still more preferably 0.0006% or more. The upper limit thereof is more preferably 0.0015% or less, and still more preferably 0.0010% or less.
A continuación, se describirá un método para fabricar una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención.Next, a method for manufacturing an annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to the present invention will be described.
Se obtiene una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención sometiendo una losa de acero que tiene la composición química descrita anteriormente a laminación en caliente que incluye laminación de desbaste y laminación de acabado con tres o más pasadas, en las condiciones en las que la temperatura de las tres pasadas finales de la laminación de acabado se establece en de 800°C a 1.100°C, y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales se establece en el 25% o más, para obtener una lámina de acero laminada en caliente, y realizando adicionalmente recocido de láminas laminadas en caliente en la lámina de acero laminada en caliente a de 600°C a 1.100°C.An annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to the present invention is obtained by subjecting a steel slab having the above-described chemical composition to hot rolling including rough rolling and finishing rolling with three or more passes, in which conditions where the temperature of the final three passes of the finishing rolling is set to 800°C to 1,100°C, and the cumulative rolling reduction of the final three passes is set to 25% or more, to obtain a hot-rolled steel sheet, and further performing hot-rolled sheet annealing on the hot-rolled steel sheet at 600°C to 1,100°C.
En primer lugar, se produce un acero fundido que tiene la composición química descrita anteriormente mediante un método conocido usando un convertidor, un horno eléctrico, un horno de fusión a vacío, o similares y se conforma para dar un acero (losa) mediante un procedimiento de colada continuo o un procedimiento de formación de losa-de colada en lingotes.First, a molten steel having the chemical composition described above is produced by a known method using a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, or the like, and is shaped into a steel (slab) by a method continuous casting or a slab-forming-ingot-casting process.
Se somete a laminación en caliente la losa, después de calentarse a de 1.050°C a 1.250°C durante de 1 a 24 horas, o sin calentarse, directamente tal como se cuela. En la presente invención, la laminación de desbaste no está particularmente limitada, sin embargo, en el caso en el que la estructura de colada se destruye de manera eficaz antes de la laminación en caliente de acabado, esto es ventajoso para refinar los granos de cristal en la laminación en caliente de acabado posterior. Por tanto, la reducción por laminación acumulada en la laminación de desbaste se establece preferiblemente en el 65% o más. Luego, se realiza laminación en caliente de acabado hasta que se alcanza un grosor de lámina predeterminado, en la que la temperatura de las tres pasadas finales de la laminación de acabado se establece en un intervalo de 800°C a 1.100°C, y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales se establece en el 25% o más.The slab is hot-rolled, after heating at 1,050°C to 1,250°C for 1 to 24 hours, or without heating, directly as it is cast. In the present invention, rough rolling is not particularly limited, however, in the case where the cast structure is effectively destroyed before finishing hot rolling, it is advantageous to refine crystal grains. in post finishing hot rolling. Therefore, the accumulated rolling reduction in rough rolling is preferably set to 65% or more. Then, finishing hot rolling is performed until a predetermined sheet thickness is reached, where the temperature of the final three passes of finishing rolling is set in a range of 800°C to 1,100°C, and the Cumulative rolling drawdown from the final three passes is set to 25% or more.
Intervalo de temperatura de laminación de las tres pasadas finales: de 800°C a 1.100°C Lamination temperature range of the final three passes: 800°C to 1,100°C
Reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales: el 25% o másCumulative rolling reduction of the final three passes: 25% or more
Aunque la estructura de colada gruesa se destruye en la laminación de desbaste antes de la laminación de acabado, los granos de cristal en la estructura resultante son todavía marcadamente gruesos. Para obtener un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado después del recocido de láminas laminadas en caliente, es necesario introducir de manera eficaz la deformación por laminación, en particular, en la parte central en la dirección del grosor de lámina mientras se suprime la recuperación de la deformación durante la laminación controlando de manera apropiada la temperatura de laminación y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales.Although the thick cast structure is destroyed in rough rolling before finishing rolling, the crystal grains in the resulting structure are still remarkably coarse. In order to obtain a predetermined threshold stress intensity factor after annealing of hot-rolled sheets, it is necessary to effectively introduce rolling strain, in particular, in the central part in the sheet thickness direction while suppressing stress recovery. the deformation during rolling by properly controlling the rolling temperature and the cumulative rolling reduction of the final three passes.
El motivo por el que es necesario introducir de manera eficaz una deformación por laminación en la parte central en la dirección del grosor de lámina es el siguiente. En la laminación, sometiendo una lámina de acero a deformación por cizalladura, se reduce el grosor de la lámina de acero. La cantidad de deformación por cizalladura en la laminación (a continuación en el presente documento, expresada como “deformación por laminación”) disminuye desde la capa superficial hacia la parte central en la dirección del grosor de lámina. Por consiguiente, cuando la reducción por laminación es pequeña, aunque se introduce una gran cantidad de deformación por laminación a la capa superficial y su proximidad de la lámina de acero, la cantidad de deformación por laminación introducida en la parte central en la dirección del grosor de lámina es pequeña. La deformación por laminación actúa como sitios de recristalización en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente. Sin embargo, en el caso en el que la cantidad de deformación por laminación introducida en la parte central en la dirección del grosor de lámina es pequeña, la recristalización en la parte central en la dirección del grosor de lámina se vuelve insuficiente durante el recocido de láminas laminadas en caliente, la microestructura metálica de la lámina de acero laminada en caliente recocida se vuelve no uniforme en la dirección del grosor de lámina, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, para introducir de manera eficaz deformación por laminación en la parte central en la dirección del grosor de lámina, es necesario realizar la laminación con una determinada reducción por laminación o más y en el momento en el que se produce la recuperación de la deformación por laminación.The reason why it is necessary to effectively introduce rolling deformation at the center portion in the sheet thickness direction is as follows. In rolling, by subjecting a steel sheet to shear deformation, the thickness of the steel sheet is reduced. The amount of rolling shear strain (hereinafter, expressed as "rolling strain") decreases from the surface layer toward the center in the sheet thickness direction. Therefore, when the rolling reduction is small, although a large amount of rolling strain is introduced to the surface layer and its vicinity of the steel sheet, the amount of rolling strain introduced at the center part in the thickness direction of sheet is small. Roll deformation acts as recrystallization sites in the subsequent annealing stage of hot rolled sheets. However, in the case where the amount of rolling strain introduced in the central portion in the sheet thickness direction is small, recrystallization in the central portion in the sheet thickness direction becomes insufficient during annealing of In hot-rolled sheets, the metallic microstructure of the annealed hot-rolled steel sheet becomes non-uniform in the sheet thickness direction, and a predetermined threshold stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, in order to effectively introduce rolling deformation at the central part in the sheet thickness direction, it is necessary to perform rolling with a certain rolling reduction or more and at the time when deformation recovery occurs. by lamination.
Con el fin de introducir un número suficiente de sitios de recristalización para que pueda obtenerse una microestructura metálica predeterminada en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente, es necesario introducir de manera eficaz la deformación por laminación en la parte central en la dirección del grosor de lámina estableciendo la temperatura de laminación de las tres pasadas finales en un intervalo de 800°C a 1.100°C y estableciendo la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales (= 100 -(grosor final de lámina/grosor de lámina antes del comienzo de la laminación de tres pasadas finales) * 100[ %]) al 25% o más, al mismo tiempo que evita la eliminación de la deformación por laminación introducida por las tres pasadas finales debido a la recuperación. In order to introduce a sufficient number of recrystallization sites so that a predetermined metal microstructure can be obtained in the subsequent annealing step of hot rolled sheets, it is necessary to effectively introduce the rolling strain in the central part in the direction of the sheet thickness by setting the rolling temperature of the final three passes to a range of 800°C to 1,100°C and setting the cumulative rolling reduction of the final three passes (= 100 -(final sheet thickness/sheet thickness before of the beginning of the final three-pass rolling) * 100[ %]) to 25% or more, while avoiding elimination of the rolling deformation introduced by the final three passes due to recovery.
Cuando la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales es de menos del 25%, dado que la deformación por laminación no se introduce de manera eficaz en la parte central en la dirección del grosor de lámina, las colonias permanecen en la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales se establece en el 25% o más. La reducción por laminación acumulada es preferiblemente del 30% o más, y más preferiblemente del 35% o más. El límite superior de la reducción por laminación acumulada no está particularmente limitado. Sin embargo, cuando la reducción por laminación acumulada aumenta excesivamente, la carga de laminación aumenta, lo que da como resultado un deterioro de la productividad y, en algunos casos, puede producirse el raspado de la superficie después de la laminación. Por tanto, el límite superior de la reducción por laminación acumulada se establece preferiblemente en el 60% o menos.When the cumulative rolling reduction of the final three passes is less than 25%, since the rolling strain is not effectively introduced in the central part in the sheet thickness direction, the colonies remain in the later stage of rolling. annealing of hot rolled sheets and a predetermined threshold stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, the cumulative rolling reduction of the final three passes is set to 25% or more. The cumulative rolling reduction is preferably 30% or more, and more preferably 35% or more. The upper limit of the accumulated rolling reduction is not particularly limited. However, when the accumulated rolling reduction increases excessively, the rolling load increases, resulting in deterioration of productivity, and in some cases, surface scuffing may occur after rolling. Therefore, the upper limit of the accumulated rolling reduction is preferably set to 60% or less.
Cuando la temperatura de laminación de las tres pasadas finales se establece en menos de 800°C, la carga de laminación aumenta de manera marcada con una disminución en la temperatura de la lámina de acero, lo que no es deseable en cuanto a la producción. Además, una laminación a baja temperatura puede provocar el raspado de la superficie en la lámina de acero, lo que da como resultado el deterioro de la calidad de la superficie en algunos casos. Por otro lado, cuando la temperatura de laminación de las tres pasadas finales supera 1.100°C, se produce la recuperación de la deformación introducida mediante laminación, y el número de sitios de recristalización después de la etapa posterior de recocido de láminas laminadas en caliente se vuelve insuficiente. Por consiguiente, las colonias permanecen después del recocido de láminas laminadas en caliente, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, las temperaturas de laminación de las tres pasadas finales se establecen en un intervalo de 800°C a 1100°C. El límite inferior del mismo es preferiblemente de 850°C o mayor. El límite superior del mismo es preferiblemente de 1.050°C o menor, y más preferiblemente 1.000°C o menor. En cuanto a las temperaturas de laminación de las tres pasadas finales, la temperatura de laminación de la pasada final significa la temperatura final de laminación, y las temperaturas de laminación de las otras pasadas significan las respectivas temperaturas de comienzo de laminación.When the rolling temperature of the final three passes is set to less than 800°C, the rolling load increases markedly with a decrease in the temperature of the steel sheet, which is undesirable in terms of production. In addition, low-temperature rolling can cause surface scuffing on the steel sheet, resulting in deterioration of surface quality in some cases. On the other hand, when the rolling temperature of the final three passes exceeds 1,100°C, recovery of the strain introduced by rolling occurs, and the number of recrystallization sites after the subsequent hot-rolled sheet annealing stage increases. becomes insufficient. Therefore, colonies remain after annealing of hot rolled sheets, and a predetermined threshold stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, the rolling temperatures of the final three passes are set in a range of 800°C to 1100°C. The lower limit thereof is preferably 850°C or higher. The upper limit thereof is preferably 1,050°C or less, and more preferably 1,000°C or less. As for the rolling temperatures of the three final passes, the rolling temperature of the final pass means the final rolling temperature, and the rolling temperatures of the other passes mean the respective starting temperatures of rolling.
Además, para impedir que se aplique una carga de laminación excesiva en una pasada específica en las tres pasadas finales, preferiblemente, la temperatura de laminación en la primera pasada, entre las tres pasadas finales, se establece en el intervalo de 950°C a 1100°C, la temperatura de laminación en la segunda pasada realizada después de la primera pasada se establece en el intervalo de 925°C a 1.075°C, y la temperatura de laminación en la tercera pasada realizada después de la segunda pasada se establece en el intervalo de 875°C a 1.050°C. Also, to prevent excessive rolling load from being applied to a specific pass in the final three passes, preferably, the rolling temperature in the first pass among the final three passes is set in the range of 950°C to 1100°C. °C, the rolling temperature in the second pass made after the first pass is set to the range of 925°C to 1,075°C, and the rolling temperature in the third pass made after the second pass is set to the range from 875°C to 1,050°C.
Además, el método para fabricar una lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida según la presente invención se caracteriza por controlar el intervalo de temperatura y aplicar una gran reducción en las tres pasadas finales de la laminación en caliente de acabado con tres o más pasadas. Cuando se realiza una laminación que aplica una gran reducción en las cuatro o más pasadas finales, incluso con la misma reducción por laminación acumulada que en el caso de aplicar una gran reducción sólo en las tres pasadas finales, debido a que la reducción por laminación se distribuye entre las pasadas individuales, se introduce insuficientemente deformación en la parte central en la dirección del grosor de lámina. Además, debido a que aumenta el tiempo de transferencia acumulado para todas las pasadas, se promueve la recuperación durante el periodo de transferencia entre las pasadas individuales, y se disminuye el efecto de aplicar deformación. Además, cuando la temperatura de laminación y la reducción por laminación acumulada de la laminación de acabado se controlan sólo para las dos pasadas finales o menos, debido a que se realiza una gran reducción con una reducción por laminación acumulada del 25% o más en dos pasadas, se aumenta de manera marcada la carga de laminación, y puede deteriorarse la productividad en algunos casos, lo que no es deseable. Por tanto, en el método para fabricar la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente según la presente invención, se controlan la temperatura de laminación y la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales de la laminación de acabado.Furthermore, the method for manufacturing annealed hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to the present invention is characterized by controlling the temperature range and applying a large reduction in the final three passes of the finishing hot rolling with three or more past. When a rolling is performed that applies a large reduction in the final four or more passes, even with the same accumulated rolling reduction as in the case of applying a large reduction in only the final three passes, because the rolling reduction is distributed among the individual passes, strain is insufficiently introduced in the central part in the direction of the sheet thickness. Also, because the cumulative transfer time for all passes is increased, recovery during the transfer period between individual passes is promoted, and the effect of applying deformation is lessened. In addition, when the rolling temperature and the cumulative rolling reduction of the finishing rolling are controlled only for the final two passes or less, because a large reduction is performed with a cumulative rolling reduction of 25% or more in two passes, the rolling load is markedly increased, and productivity may deteriorate in some cases, which is undesirable. Therefore, in the method for manufacturing the hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to the present invention, the rolling temperature and cumulative rolling reduction of the final three passes of finishing rolling are controlled.
En el método para fabricar la lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente según la presente invención, es importante controlar la temperatura de laminación y la reducción por laminación acumulada de tres pasadas finales, y siempre que la laminación de acabado incluya tres o más pasadas, la laminación de acabado puede realizarse con cualquier número de pasadas. Sin embargo, cuando el número máximo de pasadas supera 15, la temperatura de la lámina de acero tiende a disminuir debido a un número aumentado de contactos con los rodillos en el tren de laminación, lo que conduce a un deterioro en la productividad o un aumento en los costes de producción, por ejemplo, la necesidad de realizar calentamiento desde fuera para mantener la temperatura de la lámina de acero dentro de un intervalo de temperatura predeterminado. Por tanto, el número máximo de pasadas es preferiblemente de 15 o menos, y más preferiblemente 10 o menos.In the method for manufacturing the hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to the present invention, it is important to control the rolling temperature and cumulative rolling reduction of three final passes, and whenever the finishing rolling includes three or more passes, finishing lamination can be done with any number of passes. However, when the maximum number of passes exceeds 15, the temperature of the steel sheet tends to drop due to an increased number of contacts with the rolls in the rolling train, which leads to a deterioration in productivity or an increase in in production costs, for example, the need to perform heating from outside to maintain the temperature of the steel sheet within a predetermined temperature range. Therefore, the maximum number of passes is preferably 15 or less, and more preferably 10 or less.
Después de la laminación en caliente de acabado, se enfría la lámina de acero, y luego se enrolla para obtener una tira de acero laminada en caliente. En la presente invención, la temperatura de enrollamiento no está particularmente limitada. Sin embargo, cuando la temperatura de enrollamiento se establece a más de 450°C y menos de 500°C, puede producirse fragilidad debido a la fragilidad a 475°C en algunos casos. Por tanto, la temperatura de enrollamiento se establece preferiblemente en 450°C o menor o 500°C o mayor.After finishing hot rolling, the steel sheet is cooled, and then rolled into hot rolled steel strip. In the present invention, the winding temperature is not particularly limited. However, when the winding temperature is set to more than 450°C and less than 500°C, brittleness may occur due to brittleness at 475°C in some cases. Therefore, the winding temperature is preferably set to 450°C or less or 500°C or more.
Temperatura de recocido de láminas laminadas en caliente: de 600°C a 1.100°CHot rolled sheet annealing temperature: 600°C to 1,100°C
En la presente invención, después de finalizarse la etapa de laminación en caliente, se realiza el recocido de láminas laminadas en caliente. En el recocido de láminas laminadas en caliente, se recristaliza la microestructura deformada por los rodillos formada en la etapa de laminación en caliente. En la presente invención, mediante la introducción de manera eficaz de la deformación por laminación en la etapa de laminación en caliente de tal manera que se aumenta el número de sitios de recristalización, se promueve la destrucción de colonias en el recocido de láminas laminadas en caliente. Para obtener este efecto, es necesario realizar el recocido de láminas laminadas en caliente a una temperatura en el intervalo de 600°C a 1.100°C. Cuando la temperatura de recocido es menor de 600°C, la recristalización se vuelve insuficiente, y no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por otro lado, cuando la temperatura de recocido supera 1.100°C, los granos recristalizados se engrosan de manera marcada de tal manera que el tamaño de grano de cristal es de 300 |im o más como máximo, y o no puede obtenerse un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. Por tanto, la temperatura de recocido de láminas laminadas en caliente se establece en el intervalo de 600°C a 1.100°C. El límite inferior del mismo es preferiblemente de 650°C o mayor, y más preferiblemente 700°C o mayor. El límite superior del mismo es preferiblemente de 1.050°C o menor, y más preferiblemente 900°C o menor. Obsérvese que el tiempo de espera y la técnica de recocido de láminas laminadas en caliente no están particularmente limitados, y puede realizarse o bien recocido en caja (recocido discontinuo) o recocido continuo.In the present invention, after the hot rolling step is completed, annealing of hot rolled sheets is performed. In annealing hot rolled sheets, the roll-deformed microstructure formed in the hot rolling step is recrystallized. In the present invention, by effectively introducing rolling deformation in the hot rolling step in such a way that the number of recrystallization sites is increased, colony destruction is promoted in the annealing of hot rolled sheets. . To obtain this effect, it is necessary to carry out the annealing of hot rolled sheets at a temperature in the range of 600°C to 1,100°C. When the annealing temperature is less than 600°C, recrystallization becomes insufficient, and a predetermined threshold stress intensity factor cannot be obtained. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 1,100°C, the recrystallized grains coarsen markedly so that the crystal grain size is 300 µm or more at most, and either an intensity factor cannot be obtained. of the predetermined threshold stress. Therefore, the annealing temperature of hot rolled sheets is set in the range of 600°C to 1,100°C. The lower limit thereof is preferably 650°C or higher, and more preferably 700°C or higher. The upper limit thereof is preferably 1,050°C or less, and more preferably 900°C or less. Note that the waiting time and technique of annealing hot rolled sheets are not particularly limited, and either box annealing (batch annealing) or continuous annealing can be performed.
La lámina de acero laminada en caliente y recocida resultante puede someterse, si es necesario, a un tratamiento de desescamado mediante limpieza con chorro de granalla o decapado. Además, para mejorar las propiedades de la superficie, la lámina de acero puede someterse a esmerilado, pulido, o similares. Además, la lámina de acero laminada en caliente y recocida proporcionada por la presente invención puede someterse adicionalmente a laminación en frío y recocido de láminas laminadas en frío.The resulting annealed hot-rolled steel sheet may, if necessary, be subjected to descaling treatment by shot blast cleaning or pickling. Also, to improve surface properties, the steel sheet may be subjected to grinding, polishing, or the like. Furthermore, the annealed hot-rolled steel sheet provided by the present invention can be further subjected to cold-rolling and annealing of cold-rolled sheets.
Ejemplosexamples
La presente invención se describirá con más detalle a continuación a base de los ejemplos.The present invention will be described in more detail below based on examples.
Se fundieron y refinaron los aceros inoxidables fundidos que tenían las composiciones químicas que se muestran en la tabla 1 en un convertidor con una capacidad de 150 toneladas mediante un fuerte procedimiento de descarburación con oxígeno a vacío (SS-VOD), y se formó una losa de acero con una anchura de 1.000 mm y un grosor de 200 mm mediante colada continua. Excepto para el n.° 36, se calentó cada uno de las losas a 1150°C durante una hora y luego se sometió a laminación de desbaste, como laminación en caliente, usando un laminador reversible de tres cajas para formar una lámina de acero con un grosor de aproximadamente 40 mm. Posteriormente, sometiendo la lámina de acero a laminación de acabado con siete pasadas, en las que se realizaron tres pasadas finales (5a pasada, 6a pasada y 7a pasada) en las condiciones mostradas en la tabla 2, se obtuvo una lámina de acero laminada en caliente. Con respecto al n.° 36, se calentó la losa a 1.300°C durante una hora y luego se sometió a laminación en caliente. Se sometieron las láminas de acero laminadas en caliente resultantes a un recocido de láminas laminadas en caliente mediante un procedimiento de recocido en caja en las condiciones también mostradas en la tabla 2, y así se obtuvieron láminas laminadas en caliente y recocidas. Obsérvese que el grosor final de la séptima pasada corresponde al grosor de la lámina de acero laminada en caliente. Se realizaron las siguientes evaluaciones sobre las láminas de acero laminadas en caliente y recocidas resultantes.Molten stainless steels having the chemical compositions shown in Table 1 were melted and refined in a converter with a capacity of 150 tons by a strong vacuum oxygen decarburization (SS-VOD) process, and a slab was formed. steel with a width of 1,000 mm and a thickness of 200 mm by continuous casting. Except for No. 36, each of the slabs was heated at 1150°C for one hour and then rough-rolled, such as hot rolling, using a three-stand reversible rolling mill to form a steel sheet with a thickness of about 40 mm. Subsequently, subjecting the steel sheet to finishing rolling with seven passes, in which three final passes (5th pass, 6th pass and 7th pass) were made under the conditions shown in Table 2, a steel sheet rolled in hot. With respect to No. 36, the slab was heated at 1,300°C for one hour and then subjected to hot rolling. The resulting hot-rolled steel sheets were subjected to hot-rolled sheet annealing by a box annealing process under the conditions also shown in Table 2, and thus annealed hot-rolled sheets were obtained. Note that the final thickness of the seventh pass corresponds to the thickness of the hot-rolled steel sheet. The following evaluations were made on the resulting annealed hot-rolled steel sheets.
(1) Evaluación del factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic(1) Evaluation of threshold stress intensity factor Kic
Se tomó una probeta CT (tensión compacta) según la norma ASTM E399 desde la parte central en la dirección de la anchura de la lámina de cada una de las láminas de acero laminadas en caliente y recocidas de tal manera que se introdujo una grieta incipiente por fatiga en una dirección perpendicular a la dirección de laminación y el eje de esfuerzo estaba en una dirección paralela a la dirección de laminación. Se sometieron a prueba las probetas según la norma ASTM E399 para obtener un factor de intensidad del esfuerzo umbral Kic. Las probetas con un factor de intensidad del esfuerzo umbral de 35 MPa m1/2 o más se evaluaron como “pasa”, y las probetas con un factor de intensidad del esfuerzo umbral de menos de 35 MPa m1/2 se evaluaron como “rechazo”.A CT (compact tension) specimen according to ASTM E399 was taken from the center part in the sheet width direction of each of the hot-rolled and annealed steel sheets in such a way that an incipient crack was introduced by fatigue in a direction perpendicular to the rolling direction and the stress axis was in a direction parallel to the rolling direction. Specimens were tested according to ASTM E399 to obtain a threshold stress intensity factor K ic . Specimens with a threshold stress intensity factor of 35 MPa m1/2 or more were evaluated as “pass”, and specimens with a threshold stress intensity factor of less than 35 MPa m1/2 were evaluated as “fail”. .
(2) Evaluación de la resistencia a la corrosión(2) Evaluation of corrosion resistance
Se tomó una probeta de 60 * 100 mm de cada una de las láminas de acero laminadas en caliente y recocidas. Después de someter una superficie que iba a evaluarse de la probeta a acabado por pulido con papel de lija #600, se sellaron las superficies de borde y la superficie posterior de la probeta para eliminar las influencias de las superficies de borde y la superficie posterior. Luego, se sometió la probeta a una prueba cíclica con niebla salina especificada en la norma JlS H 8502. En la prueba cíclica con niebla salina, se realizaron cinco ciclos, incluyendo cada ciclo pulverización salina (NaCl al 5% en masa, 35°C, pulverización durante 2 horas) ^ secado (60°C, 4 horas, humedad relativa: 40%) ^ humectación (50°C, 2 horas, humedad relativa > 95%). Después de realizarse la prueba cíclica con niebla salina durante cinco ciclos, se tomaron fotografías de la superficie que iba a evaluarse de la probeta, y se midió el área de óxido en la superficie de la probeta mediante análisis de imágenes. A partir de la razón del área de óxido con respecto al área total de la probeta, se calculó la razón de área de óxido ((área de óxido en la probeta/área total de la probeta) * 100[%]). Las probetas con una razón de área de óxido del 10% o menos se evaluaron como “pasa” (O) con una resistencia a la corrosión particularmente excelente, las probetas con una razón de área de óxido de más del 10% y el 25% o menos se evaluaron como “pasa” (o), y las probetas con una razón de área de óxido de más del 25% se evaluaron como “rechazo” (*).A 60*100mm test piece was taken from each of the annealed hot-rolled steel sheets. After subjecting a surface to be evaluated of the specimen to finishing by polishing with #600 sandpaper, the edge surfaces and back surface of the specimen were sealed to remove influences from the edge surfaces and back surface. Then, the specimen was subjected to a cyclic salt spray test specified in JlS H 8502. In the cyclic salt spray test, five cycles were performed, each cycle including salt spray (5% NaCl by mass, 35°C , spraying for 2 hours) ^ drying (60°C, 4 hours, relative humidity: 40%) ^ wetting (50°C, 2 hours, relative humidity > 95%). After performing the cyclic salt spray test for five cycles, photographs of the test surface of the specimen were taken, and the oxide area on the surface of the specimen was measured by image analysis. From the ratio of the oxide area to the total area of the test piece, the oxide area ratio ((oxide area on the test piece/total area of the test piece) * 100[%]) was calculated. Specimens with an oxide area ratio of 10% or less were evaluated as "pass" (O) with particularly excellent corrosion resistance, specimens with an oxide area ratio of more than 10% and 25% or less were evaluated as "pass" (or), and specimens with an oxide area ratio of more than 25% were evaluated as "reject" (*).
Los resultados de las pruebas junto con las condiciones de la laminación en caliente y el recocido de láminas laminadas en caliente se muestran en la tabla 2. The test results along with the conditions of hot rolling and annealing of hot rolled sheets are shown in table 2.
En los n.os 1 a 31 y los n.os 45 a 49 de la tabla 2 en los que la composición de acero, condiciones de laminación en caliente y las condiciones de recocido de láminas laminadas en caliente están dentro de los intervalos de la presente invención, se destruyeron de manera eficaz las colonias mediante laminación en caliente y recocido de láminas laminadas en caliente predeterminadas y, por consiguiente, se obtuvieron los valores deseados de los factores de intensidad del esfuerzo umbral. Además, como resultado de la evaluación de resistencia a la corrosión de las láminas laminadas en caliente y recocidas resultantes, se confirmó que las láminas laminadas en caliente y recocidas tienen, cada una, una razón de área de óxido del 25% o menos, lo que indica una resistencia a la corrosión suficiente. In Nos. 1 to 31 and Nos. 45 to 49 of Table 2 in which the steel composition, hot rolling conditions and hot rolled sheet annealing conditions are within the ranges of the In the present invention, colonies were effectively destroyed by hot rolling and annealing of predetermined hot rolled sheets, and thus the desired values of threshold stress intensity factors were obtained. Furthermore, as a result of the corrosion resistance evaluation of the resulting hot-rolled and annealed sheets, it was confirmed that the hot-rolled and annealed sheets each have an oxide area ratio of 25% or less, which indicating sufficient corrosion resistance.
En particular, en los n.os 7, 9 y 14 que se usaron aceros A7, A9 y A14 con un contenido de Cr de más del 17%, en el n.° 17 que usó acero A17 que contenía Cu, y en el n.° 18 que usó acero A18 que contenía Mo, la razón de área de óxido era del 10% o menos, lo que indica una resistencia a la corrosión particularmente excelente.In particular, Nos. 7, 9 and 14 used A7, A9 and A14 steels with a Cr content of more than 17%, No. 17 used A17 steel containing Cu, and No. No. 18 using Mo-containing A18 steel, the oxide area ratio was 10% or less, indicating particularly excellent corrosion resistance.
En el n° 32 en el que la temperatura de laminación de las tres pasadas finales era mayor que el intervalo de la presente invención, aunque se realizó laminación con una reducción por laminación acumulada predeterminada, debido a que la temperatura de laminación era excesivamente alta, se produjo recuperación de la deformación debida al trabajo y la introducción de sitios de recristalización era insuficiente. Por tanto, el efecto de destrucción de colonias en el recocido de láminas laminadas en caliente era insuficiente. Por consiguiente, quedaron muchas colonias incluso después del recocido de láminas laminadas en caliente, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral deseado.In No. 32 in which the rolling temperature of the final three passes was higher than the range of the present invention, although rolling was performed with a predetermined accumulated rolling reduction, because the rolling temperature was excessively high, work strain recovery occurred and the introduction of recrystallization sites was insufficient. Therefore, the colony-killing effect in annealing hot-rolled sheets was insufficient. Therefore, many colonies remained even after annealing of hot rolled sheets, and a desired threshold stress intensity factor was not obtained.
En el n.° 33 en el que la reducción por laminación acumulada de las tres pasadas finales era menos que el intervalo de la presente invención, el efecto de destrucción de colonias en la etapa de recocido de láminas laminadas en caliente no se obtuvo suficientemente. Por consiguiente, quedaron muchas colonias en la parte central en la dirección del grosor de lámina incluso después del recocido de láminas laminadas en caliente, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.In No. 33 in which the cumulative rolling reduction of the final three passes was less than the range of the present invention, the colony-killing effect in the hot-rolled sheet annealing step was not sufficiently obtained. Therefore, many colonies remained in the central portion in the sheet thickness direction even after annealing of hot-rolled sheets, and a predetermined threshold stress intensity factor was not obtained.
En el n.° 34 en el que la temperatura del recocido de láminas laminadas en caliente era mayor que el intervalo de la presente invención, los granos recristalizados formados se engrosaron de manera marcada y, por consiguiente, no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.In No. 34 in which the hot-rolled sheet annealing temperature was higher than the range of the present invention, the recrystallized grains formed were markedly coarsened, and therefore, an intensity factor of the temperature was not obtained. predetermined threshold stress.
El n.° 36 es un ejemplo en el que se calentó la losa a 1.300°C durante una hora, y luego se sometió a laminación en caliente, en la que los intervalos de temperatura de laminación en las tres pasadas finales de la laminación en caliente de acabado superaron, cada uno, 1.100°C. En el n.° 36, se produjo la recuperación de la deformación debida al trabajo durante la laminación de las tres pasadas finales, y la introducción de sitios de recristalización se volvió insuficiente. Por tanto, el efecto de destrucción de colonias mediante recocido de láminas laminadas en caliente fue insuficiente. Por consiguiente, no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.No. 36 is an example where the slab was heated at 1,300°C for one hour, and then subjected to hot rolling, in which the rolling temperature ranges in the final three passes of rolling in hot finishing each exceeded 1,100°C. At #36, work strain recovery occurred during the final three-roll rolling, and the introduction of recrystallization sites became insufficient. Therefore, the colony-killing effect by annealing hot-rolled sheets was insufficient. Consequently, a predetermined threshold stress intensity factor was not obtained.
En el n.° 37 en el que los intervalos de temperatura de laminación de las tres pasadas finales eran, cada uno, menores que el intervalo de la presente invención, se aumentó de manera marcada la carga de laminación, y durante la laminación en la tercera pasada final, la carga superó el intervalo permisible del dispositivo. Por tanto, no fue posible completar la laminación, y no fueron posibles las evaluaciones predeterminadas.In #37 where the rolling temperature ranges of the final three passes were each less than the range of the present invention, the rolling load was markedly increased, and during rolling in the third final pass, the load exceeded the allowable range of the device. Therefore, it was not possible to complete the rolling, and the predetermined evaluations were not possible.
En los n.os 38 a 41 que usaron aceros B1 a B4 con un contenido de Ni menor que el intervalo de la presente invención, aunque se realizaron la laminación en caliente y el recocido de láminas laminadas en caliente predeterminados, como resultado de la disminución en la capacidad de formación de fase de austenita, el efecto de destrucción de colonias en la etapa de laminación en caliente fue insuficiente, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.In Nos. 38 to 41 using B1 to B4 steels with Ni content less than the range of the present invention, although predetermined hot rolling and hot rolled sheet annealing were performed, as a result of decreased in the austenite phase forming ability, the colony killing effect in the hot rolling step was insufficient, and a predetermined threshold stress intensity factor was not obtained.
En el n.° 42 que usó acero B5 con un contenido de Cr mayor que el intervalo de la presente invención, aunque estaba contenida una cantidad predeterminada de Ni, debido al contenido excesivo de Cr, se disminuyó la capacidad de formación de fase de austenita. Como resultado, el efecto de destrucción de colonias en la etapa de laminación en caliente fue insuficiente, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.In No. 42 which used B5 steel with Cr content higher than the range of the present invention, although a predetermined amount of Ni was contained, due to excessive Cr content, the austenite phase forming ability was lowered . As a result, the colony killing effect in the hot rolling step was insufficient, and a predetermined threshold stress intensity factor was not obtained.
En el n.° 43 que usó acero B6 con un contenido de Ti menor que el intervalo de la presente invención, se produjo sensibilización debido a la precipitación de una gran cantidad de carbonitruros de Cr durante el recocido de láminas laminadas en caliente, y no fue posible obtener una resistencia a la corrosión predeterminada. Por otro lado, en el n.° 44 que usó acero B7 con un contenido de Ti mayor que el intervalo de la presente invención, se aumentó la temperatura de recristalización debido al contenido excesivo de Ti, e incluso cuando se realizó el recocido de láminas laminadas en caliente predeterminado, quedaron colonias debido a que no se produjo suficiente recristalización. Como resultado, no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado.In No. 43 using B6 steel with a Ti content less than the range of the present invention, sensitization occurred due to the precipitation of a large amount of Cr carbonitrides during annealing of hot-rolled sheets, and no it was possible to obtain a predetermined corrosion resistance. On the other hand, in No. 44 using B7 steel with a Ti content greater than the range of the present invention, the recrystallization temperature was raised due to excessive Ti content, and even when sheet annealing was performed predetermined hot rolled, colonies remained because not enough recrystallization occurred. As a result, a predetermined threshold stress intensity factor was not obtained.
En el n.° 50 en el que la temperatura del recocido de láminas laminadas en caliente era menor que el intervalo de la presente invención, debido a la insuficiente recristalización, no se obtuvo un efecto suficiente de destrucción de colonias, y no se obtuvo un factor de intensidad del esfuerzo umbral predeterminado. In No. 50 in which the hot-rolled sheet annealing temperature was lower than the range of the present invention, due to insufficient recrystallization, a sufficient colony-killing effect was not obtained, and a predetermined threshold stress intensity factor.
Aplicabilidad industrialindustrial applicability
La lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida obtenida en la presente invención es adecuada para la aplicación que requiere alta trabajabilidad y resistencia a la corrosión, por ejemplo, particularmente adecuada para su uso en una brida que tiene una parte sometida a trabajo de desbarbado o similar. The hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet obtained in the present invention is suitable for the application that requires high workability and corrosion resistance, for example, particularly suitable for use in a flange having a part subjected to work of work. deburred or similar.
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