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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Stranggiessen eines Metallstranges, insbesondere eines Stahlstranges, wobei ein Strang aus einer gekühlten Durchlaufkokille ausgezogen, in einer der Durchlaufkokille nachgeordneten Strangstützeinrichtung gestützt und mit Kühlmittel gekühlt sowie gegebenenfalls dickenreduziert wird, sowie eine Anlage zur Durchführung des Verfahrens.
Es ist eine beim Stranggiessen bekannte Anforderung, die Kühlung eines kontinuierlich gegossenen Stranges derart einzustellen, dass die Strangoberflächentemperatur vorgegebenen Werten, die gegebenenfalls vom Alter eines Querschnittselementes des Stranges abhängen, möglichst nahekommt. Dies ist insbesondere bei Strangverzögerungen und/oder Strangbeschleunigungen von besonderer Bedeutung.
Aus der AT-B - 300. 238 ist ein Verfahren zum Kühlen eines aus einer Durchlaufkokille austretenden Stranges bekannt, wobei die Sollwerte der Kühlwassermenge in Abhängigkeit von der chemischen Zusammensetzung des Strangmaterials, der Erstarrungszeit und weiters in Abhängigkeit vom augenblicklichen Integralwert der Giessgeschwindigkeit während des Weges des Stranges bis zur jeweiligen Kühlzone eingestellt werden, so dass die Strangoberflächentemperatur vorbestimmbar bleibt.
Weiters ist es aus der DE-C - 25 42 290 bekannt, vor dem Giessen einen bestimmten Temperaturverlauf entsprechend einer optimalen Giessgeschwindigkeit, für welche die Kühlmittelmengen für die Kühlung des Stranges eingestellt werden, vorzugeben und während des Giessens die gemessene wirkliche Giessgeschwindigkeit mit der optimalen Giessgeschwindigkeit zu vergleichen und aus Abweichungen der tatsächlichen Giessgeschwindigkeit von der optimalen Giessgeschwindigkeit eine Nachsteuerung für die Kühlmittelmengen vorzunehmen.
Aus der DE-A - 2 344 438 ist es bekannt, während des Giessens durch Integrieren der Geschwindigkeit einzelner Strangabschnitte über die Laufzeit und durch gleichzeitiges Festhalten der von einem Strangabschnitt im Kühlbereich verbrachten Zeit die auf einen einzelnen Abschnitt aufgebrachte Kühlmittelmenge zu ermitteln und mit einer Sollmenge zu vergleichen, auf diese Weise sogenannte "Rest-Kühlmittelmengen" zu bestimmen und aus dieser Bestimmung heraus die Verweilzeit einzelner Strangabschnitte im gesamten Kühlbereich konstant zu halten.
Diese bekannten Verfahren ermöglichen Korrekturen der Kühlmittelmengen, die in erster Linie von der Giessgeschwindigkeit abhängen, also giessgeschwindigkeitsabhängige Regelungen, wobei jedoch die tatsächlichen thermodynamischen Zustandsänderungen des Stranges unberücksichtigt bleiben. Der Stand der Technik berücksichtigt also nur - kommt es zu einem Abweichen der tatsächlichen Giessgeschwindigkeit von der Giessgeschwindigkeit, für die die Strangkühlung eingestellt ist - Tendenzen, ohne jedoch den tatsächlichen Verhältnissen gerecht zu werden.
Gemäss der DE-A - 44 17 808 werden in Weiterentwicklung zu obigen Verfahren thermodynamische Zustandsänderungen des Stranges mit grosser Genauigkeit berücksichtigt, so dass durch solche thermodynamische Zustandsänderungen verursachte Nachteile, die z. B. für Innenrisse oder Kantenrisse verantwortlich sind, zuverlässig vermieden werden.
Hierzu werden thermodynamische Zustandsänderungen des gesamten Stranges, wie Änderungen der Oberflächentemperatur, der Mittentemperatur, der Schalenstärke, und auch der mechanische Zustand, wie das Verformungsverhalten, etc., in einem mathematischen Simulationsmodell durch Lösen der Wärmeleitungsgleichung ständig mitgerechnet und es wird die Kühlung des Stranges in Abhängigkeit des errechneten Wertes mindestens einer der thermodynamischen Zustandsgrössen eingestellt, wobei für die Simulation die Strangdicke und die chemische Analyse des Metalles sowie die ständig gemessene Giessgeschwindigkeit berücksichtigt werden.
Beim Direktverbund einer Stranggiessanlage mit einem Walzwerk hängen Ausscheidungsbildung und Phasenumwandlungen im Gussprodukt von der Kühlrate, dem Temperaturniveau und von der Deformationskinetik ab. Es wurde beispielsweise beobachtet, dass im Falle eines zeitlich verzögerten Chargierens von Brammen in einen Ofen, z.B. infolge langer Transportzeit, Oberflächenrisse (Netzrisse) am Walzprodukt entstehen, welche auf eine Schädigung entlang der Korngrenzen zurückzuführen sind. Insbesondere trifft dies auf Aluminiumnitridausscheidungen zu, welche sich verstärkt an den Korngrenzen ausscheiden und dort die Mobilität der Körner zueinander behindern. Bei einer Warmumformung entstehen an den Korngrenzen hohe Spannungen, welche im Falle solcher Ausscheidungen in Rissen nach dem Walzen enden.
Die Ausscheidung von AIN im stabilen y-Bereich ist von der Temperatur-Zeitgeschichte abhängig. Durch die Phasenumwandlung von y in a, bei Temperaturen zwischen 900 C und 720 C, kommt es zur
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annähernd spontanen Ausscheidung der sich nicht im Gleichgewicht befindlichen Aluminiumnitride.
Zur Vermeidung der mit AIN-Ausscheidungen verbundenen Nachteile ist es bekannt (EP-A - 0 650 790), den durcherstarrten Strang (Bramme, Vorblock, Knüppel) in oder nach der Stranggiessanlage in solcher Art mit einem Kühlmedium zu kühlen, dass die Oberflächentemperatur einen bestimmten Wert von ca. 500 bis 550 C erreicht. Anschliessend wird die Kühlung gestoppt und der gekühlte Abschnitt erwärmt sich von innen auf einen sich ergebenden Wert.
Eine andere Ursache von Oberflächenrissen sind Seigerungen von Spurenelementen, wie S, Sn, Cu etc., an den Korngrenzen. Diese Seigerungen resultieren in Heissbrüchigkeit des Walzpro- duktes nach dem Walzen. Die Rissintensität steht in einem direkten Zusammenhang mit der Ausgangskorngrösse, d. h. je grösser das Korn ist, umso höher wird die Rissintensität sein. In einem Direktverbundsystem ist die Ausgangskorngrösse im allgemeinen grösser als bei kalt chargierten Brammen, welche eine vollständige Umwandlung von y in a erfahren.
Auch dieser Effekt kann durch eine gezielte Temperatur-Zeitsteuerung positiv beeinflusst wer- den, wobei insbesondere eine rasche Abkühlung auf ca. 500 C die Ausscheidungsvorgänge günstig beeinflusst. D. h. eine konzentrierte Ausscheidung von Nitriden an den Austenitkorngrenzen wird unterdrückt und durch eine über das Volumen gleichmässige Verteilung ersetzt. Je nach Stahlanalyse und Zeit der Temperaturbehandlung entsteht eine fein perlitische oder bainitische Gefügestruktur. Trotz einer geringen globalen Festigkeitseinbusse erhöht sich damit die Material- zähigkeit. Lokale Entfestigung an den primären Austenitkorngrenzen werden vermieden und folg- lich wird die Rissbildung unterdrückt. Der Effekt gilt sowohl für AIN-Ausscheidungen als auch für Spurenelemente, welche Heissbrüchigkeit hervorrufen.
Die Temperatursteuerung erfolgt gemäss dem Stand der Technik üblicherweise entsprechend theoretischer Vorhersagen und Berechnungen. Die Wassermengen werden so gesteuert, dass bei unterschiedlichen Giessgeschwindigkeiten in etwa gleiche Oberflächentemperaturen am Strang er- reicht werden. Üblicherweise wird dazu als Rückkoppelung eine Temperaturmesseinrichtung ver- wendet, welche die Oberflächentemperatur des Gussproduktes vor und nach der intensiven Was- serbeaufschlagung misst. Diese Werte werden mit berechneten verglichen und daraus nach ent- sprechenden Versuchen die optimale Wassermenge bestimmt.
Die Wassersteuerung ist also rein mit der Giessgeschwindigkeit gekoppelt. Veränderungen, welche aufgrund von instationären Zuständen entstehen (kurze Geschwindigkeitsänderungen, Giessbeginn bei kalter Maschine, Giessende etc. ), können damit nicht beeinflusst werden, ausser man bedient sich einer permanenten Temperaturmessung. Hierzu dienende Messinstrumente haben üblicherweise nur eine geringe Messgenauigkeit und werden stark inbesondere durch Zunder, welcher sich auf der Oberfläche des Gussproduktes befindet, beeinflusst. Die Rückkoppelung ist ungenau, ein gleichmässiges intensives Beaufschlagen mit Wasser ist daher nicht möglich.
Ein weiterer Nachteil betrifft den Umstand, dass sich bei stark veränderten Giessgeschwindig- keiten die optimale Länge der Strecke, in der der Strang intensiv zu kühlen ist, zur Erzielung einer bestimmten Tiefe des Einflusses der intensiven Kühlung verändern muss und es nicht ausreicht, nur die Wassermenge zu verändern. Hat man zur Vorgabe der optimalen Länge bzw. Tiefe des Einflussbereiches nur ungenaue Temperatursignale, erreicht man nie ein angestrebtes Optimum.
Der Aufsatz H. P. Hougrady et al.; Möglichkeiten und Grenzen einer Simulation des Werkstoff- verhaltens, Stahl und Eisen ; 116, Nr. 4 April 1996, Seiten 109 bis 113, gibt einen grundlegen- den Überblick in Modelle, insbesondere physikalisch basierte Modelle, die zur Beschreibung von werkstoffkundlichen Vorgängen beim Verarbeiten von Metallen, insbesondere bei Walzprozessen, benutzt werden können. In diesem Dokument wird die Anwendbarkeit dieser Modelle zur Nach- bildung von metallurgischen Vorgängen und deren Verifikation mit experimenteller Laborarbeit beschrieben Hierdurch ist es möglich, sich grundlegend über physikalische Modelle zur Beschrei- bung von Phasenumwandlungen und Rekristallisation beim Walzumformen zu informieren Ein Bezug auf eine Onlinemodellierung bzw.
Regelung von Phasenumwandlungen des zu vergiessen- den Metalls in Stranggiessanlagen ist in diesem Dokument nicht gegeben.
Das Dokument C. Biegus et al.; Ermittlung von Werkstoffdaten zur Gefügesimulation, Stahl und Eisen, Bd 116 Nr. 5,1996, Seiten 43 bis 49 zeigt Methoden auf, die es erlauben, Werkstoff- eigenschaften experimentell zu ermitteln, die zur physikalisch basierten Modellierung von Phasen- umwandlungen bzw. Rekristallisation notwendig sind.
Die DE 196 12 420 A1 beschreibt ein Verfahren zur Erzielung einer verbesserten Strangküh-
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lung bei variierender Stranggeschwindigkeit, wobei für verschiedene Kühlmodelle Modellpara- meter, wie Kokillenlänge, Stranggeometrie, Stranggeschwindigkeit, Schmelztemperatur, Erstar- rungsenthalpie und Kühlwasservolumen berücksichtig werden. Nach bevorzugten Ausführungs- formen wird das thermische Modell mit der Funktionalität eines neuronalen Netzes zur Anpassung von Modellierparametern erweitert. Eine thermische Modellierung des Giessprozesses gekoppelt mit einer metallurgischen Modellierung um damit online die Werkstoffeigenschaften zu beeinflus- sen, ist hier nicht angesprochen.
In der DE 197 17 615 A1 wird ein Simulationsansatz zur Beschreibung der Temperaturver- teilung während des Warmwalzens beschrieben ; handelt sich um die Anwendung eines rein thermischen Modells.
Gemäss der DE 195 08 476 A1 ist eine pauschale Prozessautomatisierung für Bandgiess- verfahren ohne nähere Angaben über die Art der Prozessregelung beinhaltet. In einer pauschalen Auflistung von Teilmodellen wird der Ausdruck Kornstruktur angesprochen, jedoch sind Angaben zu Modellierungsansätzen sowie zur Verwendung von diesem Teilmodell nicht enthalten. Es gibt keine Hinweise auf die Benutzung von Simulationtools um Phasenumwandlungen gezielt nach Produktanforderungen zu steuern.
Gemäss dem Stand der Technik wird die Stahlqualität nicht berücksichtigt. Dies hat zur Folge, dass manche (empfindliche) Stahlgüten überkühlt und unnötig thermisch beansprucht werden.
Andererseits wird bei manch anderer Stahlsorte der gewünschte Effekt der Phasenumwandlung nicht erreicht. Insbesondere ist es nicht möglich, Phasenanteile in einem gewünschten Ausmass, wie z.B. für einen Stahlstrang Phasenanteile an Ferrit, Perlit, Baimit und Martensit, am Gussprodukt - vor oder nach einer Walzung - sicherzustellen.
Die Erfindung bezweckt die Vermeidung dieser Nachteile und Schwierigkeiten und stellt sich die Aufgabe, ein Stranggiessverfahren der eingangs beschriebenen Art dahingehend weiterzuent- wickeln, dass es möglich ist, als Zielvorgabe die Ausbildung eines gewünschten Gefüges des Metalls vorgeben zu können, u. zw. für Metalle, d. h. unterschiedlicher chemischer Zusammen- setzung beim Stahl-Stranggiessen für sämtliche zu giessenden Stahlqualitäten bzw. Stahlgüten.
Beim Stahl-Stranggiessen soll es inbesondere möglich sein, eine bestimmte Ferrit-, Perlit-Struktur einzustellen und/oder Ausscheidungen, wie Aluminiumnitridausscheidungen, an den Korngrenzen zu vermeiden.
Diese Aufgabe wird bei einem Verfahren der eingangs beschriebenen Art dadurch gelöst, dass zur Ausbildung eines bestimmten Gefüges im gegossenen Strang das Stranggiessen unter on-line- Berechnung unter Zugrundelegung eines die Ausbildung des bestimmten Gefüges des Metalles beschreibenden Rechenmodells durchgeführt wird, wobei die Gefügeausbildung beinflussende Variable des Stranggiessverfahrens, wie zum Beispiel die zur Kühlung des Stranges vorgesehene spezifische Kühlmittelmenge, on-line-dynamisch, d. h. während des laufenden Giessens eingestellt werden.
Hierbei werden gemäss einer bevorzugten Ausführungsform mit dem Rechenmodell thermo- dynamische Zustandsänderungen des gesamten Stranges, wie Änderungen der Oberflächentem- peratur, der Mittentemperatur, der Schalenstärke durch Lösen der Wärmeleitungsgleichung und Lösen von einer die Phasen-Umwandlungskinetik beschreibenden Gleichung ständig mitgerechnet und wird die Kühlung des Stranges in Abhängigkeit des errechneten Wertes mindestens einer der thermodynamischen Zustandsgrössen eingestellt, wobei für die Simulation die Strangdicke und die chemische Analyse des Metalles sowie die ständig gemessene Giessgeschwindigkeit berücksichtigt werden.
Durch die erfindungsgemässe Koppelung der Berechnung der Temperatur des Stranges mit dem Rechenmodell, das die Ausbildung eines bestimmten zeit- und temperaturabhängigen Gefü- ges des Metalles beinhaltet, ist es möglich, die Variablen des Stranggiessverfahrens, die die Gefügeausbildung beeinflussen, wie z. B. die auf die Strangoberfläche aufzubringende Kühlmit- telmenge, der chemischen Analyse des Metalles, sowie der örtlichen Temperaturgeschichte des Stranges anzupassen. Hierdurch kann gezielt eine gewünschte Gefügestruktur im weitesten Sinn (Korngrösse, Phasenausbildung, Ausscheidungen) im oberflächennahen Bereich des Stranges erreicht werden.
Vorzugsweise ist in das Rechenmodell ein kontinuierliches Phasen-Umwandlungsmodell des Metalles integriert, insbesondere nach Avrami.
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Die Avrami-Gleichung beschreibt in ihrer allgemeinen Form alle diffusionsgesteuerten Um- wandlungsvorgänge für die jeweilige Temperatur unter isothermen Bedingungen. Durch Berück- sichtigung dieser Gleichung im Rechenmodell können ganz gezielt beim Stahl-Stranggiessen Fer- rit-, Perlit- und Bainit-Anteile eingestellt werden, u. zw. auch unter Berücksichtigung einer Haltezeit bei bestimmter Temperatur.
Vorzugsweise ist das Verfahren dadurch gekennzeichnet, dass mit dem Rechenmodell ther- mische Zustandsänderungen des gesamten Stranges, wie Änderungen der Oberflächentempe- ratur, der Mittentemperatur, der Schalenstärke, durch Lösen der Wärmeleitungsgleichung und Lösen einer die Ausscheidungskinetik, insbesondere nichtmetallischer und intermetallischer Aus- scheidungen, beschreibenden Gleichung ständig mitgerechnet werden und die Kühlung des Stran- ges in Abhängigkeit des errechneten Wertes mindestens einer der thermodynamischen Zustands- grössen eingestellt wird, wobei für die Simulation die Strangdicke und die chemische Analyse des Metalles sowie die ständig gemessene Giessgeschwindigkeit berücksichtigt werden, wobei vor- teilhaft die Ausscheidungskinetik aufgrund freier Phasenenergie und Keimbildung und Verwendung thermodynamischer Grundgrössen,
insbesondere der Gibb'schen Energie, und das Keimwachstum nach Zener in das Rechenmodell integriert ist.
Zweckmässig werden auch Gefügemengenverhältnisse in Gleichgewichtszuständen gemäss Mehrstoffsystem-Diagrammen, insbesondere gemäss Fe-C-Diagramm, in das Rechenmodell integ- riert.
Vorzugsweise sind in das Rechenmodell Kornwachstumseigenschaften, insbesondere unter Berücksichtigung von Rekristallisation des Metalles, integriert. Hierbei kann eine dynamische und/oder verzögerte und/oder eine post-Rekristallisation, d. h. eine Rekristallisation, die später in einem Ofen stattfindet, im Rechenmodell berücksichtigt werden.
Vorzugsweise wird als die Gefügeausbildung beeinflussende Variable des Stranggiessens eine während des Ausförderns des Stranges stattfindende Dickenreduktion vor und/oder nach Durcher- starrung des Stranges zusätzlich zur den Strang beaufschlagenden spezifischen Kühlmittelmenge on-line eingestellt, so dass auch während des Stranggiessens stattfindende thermodynamische Walzungen, beispielsweise Hochtemperatur-thermodynamische Walzungen bei einer Oberflächen- temperatur grösser Ac3 berücksichtigt werden können.
Weiters wird vorzugsweise mit dem Rechenmodell auch der mechanische Zustand, wie das Verformungsverhalten, durch Lösen weiterer Modellgleichungen, insbesondere durch Lösen der Wärmeleitgleichung ständig mitgerechnet.
Eine bevorzugte Ausführungsform ist dadurch gekennzeichnet, dass mengenmässig definierte Phasenanteile durch Aufbringen on-line errechneter spezifischer Strang-Kühlmittelmengen vor und/oder nach der Durcherstarrung des Stranges eingestellt werden.
Weiters wird zweckmässig ein definiertes Gefüge durch Aufbringen einer on-line errechneten Strangverformung vor und/oder nach der Durcherstarrung des Stranges, welche eine Rekristalli- sation des Gefüges bewirkt, eingestellt.
Eine vorteilhafte Variante des erfindungsgemässen Verfahrens ist dadurch gekennzeichnet, dass die zur das Stranggiessen abschliessende Phasenumwandlung mit Einstellung eines mengenmässig definierten Phasenanteiles des Stranges errechnete spezifische Strang-Kühlmittelmenge nach Durcherstarrung des Stranges im Endbereich einer Sekundärkühlzone in einer eine verstärkte Küh- lung bewirkenden Kühlzone eingestellt wird.
Die Erfindung ist nachfolgend für das Stahlstranggiessen näher erläutert. Eine Anwendung des erfindungsgemässen Verfahrens für andere Metalle kann analog zu den nachstehenden Ausführun- gen vorgenommen werden.
Das erfindungsgemäss zu verwendende Rechenmodell lässt aufgrund einer vorgegebenen che- mischen Analyse des Stahls, der Austenitkorngrösse und der Temperaturgeschichte des Stranges sämtliche Umwandlungstemperaturen und-daten, die zur Vorhersage und Beschreibung der Umwandlungsvorgänge für die Phasenanteile Ferrit, Perlit, Bainit und Martensit notwendig sind, berechnen.
Hierfür wird zunächst ein Kohlenstoffäquivalent für die einzelnen Legierungsbestandteile er- rechnet. Daraus ergeben sich analysenabhängige Starttemperaturen für die Ferritumwandlung, für die Perlitumwandlung, die Bainitbildung und die Martensitbildung (aufgrund des Eisen/Kohlenstoff- Diagramms).
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Aufgrund der Avrami-Gleichung, die in ihrer allgemeinen Form alle diffusionsgesteuerten Um- wandlungsvorgänge für die jeweilige Temperatur unter isothermen Bedingungen beschreibt, lassen sich Grundgleichungen für die Umwandlungskurven ermitteln.
X = 1 - exp(b-t") worin X der Mengenanteil der umgewandelten Phase und b und n Parameter bedeuten, die abhängig sind von der Keimbildung und dem Wachstum der gebildeten Phase. Diese Parameter b und n sind analysenabhängig und können durch Dilatometer-Versuche bestimmt werden. Im Zusammenhang mit ZTU-Diagrammen lassen sich mit Hilfe der Avrami-Gleichung sowohl die Start- und die Endzeit als auch die Temperatur für die Ferrit-, Perlit- und Bainit-Umwandlung unter isothermischen Bedingungen berechnen.
Um nicht-isothermische Umwandlungen zu berücksichtigen, also die in der Stranggiessanlage stattfindende - gegebenenfalls auch ungleichmässig stattfindende - Kühlung des Stranges voll berücksichtigen zu können, wird aufgrund der im Rechner gespeicherten ZTU-Schaubilder und der Abhängigkeit der Temperatur als eine Funktion der Zeit der Anteil an umgewandeltem Material berechnet, u.zw. durch eine Integration der Avrami-Gleichung über die Kühlzeit des Stranges (vgl.
T. T. Pham, E.B. Hawbolt, J. K. Brimacombe : "Preciding the onset of transformation under non continuous cooling conditions. ll Application to austenite - pearlite transformation", Met. Mat. Trans.
A, 26A, pp. 1993-2000, 1995).
X (t) = @c@@[1-exp(b-tn)]-dt wobei ts(T) eine virtuelle Beginnzeit der Umwandlung bei einer Temperatur T in Übereinstim- mung zur tatsächlich umgewandelten Menge bedeutet.
Für diesen Berechnungsalgorithmus wird die Temperatur als Funktion der Zeit definiert. Da der berechnete Umwandlungs- bzw. Ausscheidungsanteil nach Avrami keine Auskunft über die tat- sächlichen Gefüge/Mengen-Verhältnisse gibt, sondern lediglich erkennen lässt, ob und wie der Gleichgewichtszustand erreicht wird, werden zur Bestimmung des Gefügeanteils die Umwand- lungsanteile auf die Gleichgewichtslinien aus dem Eisen/Kohlenstoff-Diagramm bezogen und ebenfalls im Rechenmodell berücksichtigt.
Keimbildungsvorgänge werden aufgrund der chemischen Gibb'schen Energie bzw. Phasen- energie im Rechenmodell berücksichtigt (nachstehend für Aluminiumnitride gezeigt).
AGchem = ¯G AlN- R .T .(In XA1 + In XN) wobei GOAIN dis Standard Gibb'sche Energie für die Bildung von AIN, XA der Molanteil von Aluminium im Austenitvolumen und XN der Durchschnittsstickstoffgehalt bedeuten. Die Keimbil- dungsrate lässt sich wie folgt berechnen:
EMI5.1
worin S die Dichte der Keimbildung im Austenit bedeutet.
EMI5.2
gibt die Bedingung für die Keimbildung wieder. Hierin ist # die Austenit/AIN-Grenzflächen- energie. kB ist die Boltzmannkonstante und DA, das Ausbreitungsvermögen von Aluminium in Aus- tenit.
Das Keimwachstum wird nach Zener berücksichtigt (z. B. abgehandelt in J. S. Kirkaldy, "Diffu- sion in the Condensed state", The Universities Press, Belfast, 1985).
Das Rechenverfahren geht in zwei Hauptstufen vor sich. In der ersten Stufe wird die Anzahl
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der aktuell gebildeten Keime bestimmt und in der zweiten Stufe wird das Wachstum aller vor- hergehend gebildeten Ausscheidungen berechnet.
Zur weiteren Erläuterung der Erfindung dient die beiliegende Figur.
Gemäss dieser wird ein Stahlstrang 1 aus einer Stahlschmelze 2 mit einer bestimmten chemi- schen Zusammensetzung durch Giessen in einer Durchlaufkokille 3 gebildet. Die Stahlschmelze 2 wird aus einer Giesspfanne 4 über ein Zwischengefäss 5 und ein vom Zwischengefäss 5 mittels eines unter den in der Durchlaufkokille 3 gebildeten Giessspiegel reichenden Giessrohres 6 in die Durchlaufkokille 3 gegossen. Unterhalb der Durchlaufkokille 3 sind Strangführungsrollen 7 zur Abstützung des Stahlstranges 1 vorgesehen, der noch einen flüssigen Kern 8 und zunächst eine nur sehr dünne Strangschale 9 aufweist.
Der aus der Durchlaufkokille mit gerader Achse austretende Stahlstrang 1 wird in einer Biege- zone 10 in eine Kreisbogenbahn 11 umgelenkt und in dieser ebenfalls durch Strangführungsrollen 7 gestützt. In einer der Kreisbogenbahn 11 nachfolgenden Richtzone 12 wird der Stahlstrang 1 wiederum geradegerichtet und über einen Auslaufrollgang ausgefördert oder direkt on-line dickenreduziert, z. B. mittels eines on-line angeordneten Walzgerüstes 13.
Zur Kühlung des Stahlstranges 1 wird dieser direkt oder indirekt - über mit einer Innenkühlung versehene Strangführungsrollen 7 - gekühlt, wodurch an seiner Oberfläche bis in einen gewissen Tiefenbereich eine bestimmte Temperatur eingestellt werden kann.
Die Versorgung des Stahlstranges 1 mit der für das gewünschte Gefüge des Stahlstranges 1 notwendigen Kühlmittelmenge erfolgt über einen geschlossenen oder offenen Regelkreis mittels eines Rechners 14. In den Rechner 14 werden Maschinendaten m, das Format f des Stahlstranges 1, Materialdaten, wie die chemische Analyse Stch der Stahlschmelze 2, der Giesszustand z, die Giessgeschwindigkeit v, die Flüssigstahltemperatur t@@ mit der die Stahlschmelze 2 in die Durchlauf- kokille 3 eintritt, sowie das gewünschte Gefüge Ó/y und gegebenenfalls eine Verformung w des Stahlstranges 1, die am Wege der Strangführung durchgeführt wird, eingegeben. Diese Verfor- mung kann z. B. auch durch das Geraderichten des Stahlstranges 1 in der Richtzone 12 gegeben sein.
In dem Rechner 14 wird anhand eines metallurgischen Rechenmodells, das die Phasen- umwandlungskinetik und Keimbildungskinetik gemäss der oben angegebenen Rechenmodelle berücksichtigt, und eines thermischen Rechenmodells, das die Temperaturanalyse aufgrund der Lösung der Wärmeleitungsgleichung ermöglicht, eine Soll-Wassermenge Qs errechnet, u.zw. auf- grund der aktuellen, bereits aufgebrachten Wassermenge QA, die ebenfalls in den Rechner ein- gegeben wird.
Eine Lösung der Wärmeleitungsgleichung mittels eines Prozessrechners ist Stand der Technik und z. B. in der DE-C2 - 44 17 808 für das Stranggiessen ausführlich abgehandelt. Als eine Möglichkeit zur Lösung der Wärmeleitungsgleichung ist das Finite Differenzen Verfahren mit Lag- rangescher Beschreibungsweise angegeben.
Das metallurgische Rechenmodell berücksichtigt die aktuelle Stahlanalyse Stch um unter- schiedlichen Werkstoffverhalten gerecht zu werden. Die durch das thermische Rechenmodell er- rechnete aktuelle Temperatur TA wird on-line dem metallurgischen Rechenmodell zugeführt und dieses errechnet laufend die gewünschte Soll-Temperatur Ts, aufgrund der das thermische Rechenmodell die Soll-Wassermenge Qs für die einzelnen Strangkühlungsabschnitte errechnet und automatisch einstellt.
**WARNUNG** Ende DESC Feld kannt Anfang CLMS uberlappen**.