DE10046181C2 - Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder -blechs - Google Patents
Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder -blechsInfo
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Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines
überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder
-blechs.
Stähle, die zur Herstellung derartiger Produkte
geeignet sind, werden der AISI 200 zugeordnet und tragen
dort die Bezeichnung S20100 bis S24000. Stahlwerkstoffe
dieser Art zeichnen sich durch eine hohe Festigkeit aus,
die nach einem Verschweißen auch im Bereich der
Schweißnaht erhalten bleibt.
Diese guten Festigkeitseigenschaften werden durch
interstitielle und substitutionelle Mischkristallhärtung
erreicht. Besonders wirksam sind diesbezüglich
Kohlenstoff und Stickstoff. Höhere Kohlenstoff-Gehalte
werden allerdings wegen der unerwünschten Karbidbildung
vermieden. Daher wird bevorzugt Stickstoff zur
interstitiellen Mischkristallhärtung in Stählen der in
Rede stehenden Art eingesetzt. Die Erzeugung von Stählen
mit erhöhtem Stickstoff-Gehalt ist allerdings in Bezug
auf die Legierungsbestandteile oder die zur Erzeugung
benötigten Apparaturen aufwendig.
Bei einem bekannten Verfahren zur Erzeugung von Stählen
mit höheren Stickstoff-Gehalten wird die Schmelze unter
Druckbeaufschlagung erschmolzen. Der auf der Schmelze
lastende Druck liegt dabei so weit über dem Partialdruck
des Stickstoffs, daß der Stickstoff in dem jeweiligen
Stahl in Lösung geht. Der Vorteil dieser Vorgehensweise
besteht darin, daß Stähle mit höheren Stickstoffgehalten
ohne die Zugabe von besonderen Mengen anderer
Legierungselemente hergestellt werden können. Nachteilig
ist jedoch der dazu erforderliche hohe apparative
Aufwand.
Ein alternatives Vorgehen zum Inlösungbringen des
Stickstoffs durch eine Druckbeaufschlagung beim
Erschmelzen besteht darin, die Löslichkeit der Schmelze
selbst zu erhöhen. Dies kann durch hohe Gehalte an Chrom
und Mangan erreicht werden. Eine von M. du Toit erstellte
Beschreibung der Eigenschaften von entsprechend
zusammengesetzten Stählen findet sich derzeit im Internet
unter der Adresse "www.tecnet.co.za/mags/steel/
feature1.htm". Die bekannten Stähle lassen sich ohne eine
Druckbeaufschlagung erschmelzen und konventionell
vergießen, nicht jedoch im Strangguß. Der Verguß der
bekannten Stähle bringt daher hohe Kosten mit sich.
Eine weitere Erhöhung der Festigkeit von Stählen der
voranstehend erläuterten, konventionell vergießbaren
Stähle kann durch Zulegieren von Aluminium und/oder
Silizium erreicht werden. Diese beiden Elemente
unterstützen die Mischkristallhärtung und führen so zu
einer weiteren Steigerung der Festigkeit. Außerdem läßt
sich durch die Zugabe von Aluminium und Silizium die
Stapelfehlerenergie beeinflußen, welche wiederum Einfluß
auf die Verformungsvorgänge hat. So führt die Zugabe von
Aluminium zu einer Erhöhung der Stapelfehlerenergie und
begünstigt die Verformung durch Zwillingsbildung.
Silizium dagegen senkt demgegenüber die
Stapelfehlerenergie, begünstigt jedoch die Verformung
über Martensitbildung. Durch die kombinierte Zugabe von
Silizium und Aluminium kann somit gezielt Einfluß auf die
Verfestigung des Werkstoffs bei Verformung genommen
werden. Die Bildung von Martensit führt zu einer hohen
Verfestigung, während durch Zwillingsbildung die
Verfestigung herabgesetzt wird.
Den Vorzügen der Zugabe von Gehalten an Aluminium und
Silizium zu Stählen der in Rede stehenden Art steht der
Nachteil gegenüber, daß sie Ferritbildner sind und die
primäre ferritische Erstarrung begünstigen. Der
entstehende Ferrit hat nur eine geringe Löslichkeit für
Stickstoff. Letzterer wird infolgedessen bei der
Erstarrung in Form von Gasblasen ausgeschieden. Um
dennoch einen austenitischen Stahl von hoher Festigkeit
unter Beibehaltung des erhöhten Stickstoff-Gehaltes zu
erreichen, müßte daher der Austenit stabilisiert werden.
Die dazu erforderlichen weiter erhöhten Gehalte an Mangan
führen jedoch neben einer Erhöhung der Rohstoffkosten zu
erheblichen Problemen bei der Erzeugung derart hoch
manganhaltiger Stähle im Stahlwerk.
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren
zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit
bestehenden Stahls zu schaffen, der sich kostengerecht
herstellen läßt und gleichzeitig eine gegenüber dem Stand
der Technik erhöhte Festigkeit besitzt.
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zum Herstellen
eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands
oder -blechs gelöst, bei dem ein Stahl erschmolzen wird,
welcher (in Gew.-%) die folgenden Legierungsbestandteile
enthält:
15,00-24,00% Cr,
5,00-12,00% Mn,
0,10-0,60% N,
0,01-0,2% C,
max. 3,00% Al und/oder Si,
max. 0,07% P,
max. 0,05% S,
max. 0,5% Nb,
max. 0,5% V,
max. 3,0% Ni,
max. 5,0% Mo,
max. 2,0% Cu
sowie
als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
und bei dem der Stahl in einem zwischen zwei rotierenden Walzen oder Rollen gebildeten Gießspalt zu einem Dünnband mit einer Dicke von max. 10 mm gegossen wird, wobei die Walzen oder Rollen derart stark gekühlt werden, daß das Dünnband im Gießspalt mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 200 K/s abkühlt. Vorzugsweise liegt die Dicke des Dünnbands zwischen 1 und 5 mm. Selbstverständlich schließt die Angabe der erfindungsgemäß verwendeten Stahlzusammensetzung grundsätzlich auch solche Legierungen ein, bei denen der Gehalt derjenigen Legierungselemente gleich null ist, zu denen nur eine maximal zulässige Obergrenze des Gehalts angegeben ist.
15,00-24,00% Cr,
5,00-12,00% Mn,
0,10-0,60% N,
0,01-0,2% C,
max. 3,00% Al und/oder Si,
max. 0,07% P,
max. 0,05% S,
max. 0,5% Nb,
max. 0,5% V,
max. 3,0% Ni,
max. 5,0% Mo,
max. 2,0% Cu
sowie
als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
und bei dem der Stahl in einem zwischen zwei rotierenden Walzen oder Rollen gebildeten Gießspalt zu einem Dünnband mit einer Dicke von max. 10 mm gegossen wird, wobei die Walzen oder Rollen derart stark gekühlt werden, daß das Dünnband im Gießspalt mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 200 K/s abkühlt. Vorzugsweise liegt die Dicke des Dünnbands zwischen 1 und 5 mm. Selbstverständlich schließt die Angabe der erfindungsgemäß verwendeten Stahlzusammensetzung grundsätzlich auch solche Legierungen ein, bei denen der Gehalt derjenigen Legierungselemente gleich null ist, zu denen nur eine maximal zulässige Obergrenze des Gehalts angegeben ist.
Gemäß weiterer Ausgestaltungen der Erfindung kann der
Chrom-Gehalt des Stahls auf 17,00-21,00 Gew.-% Cr, der
Mangan-Gehalt auf 8,00-12,00 Gew.-% Mn und/oder der
Stickstoff-Gehalt auf 0,40-0,60 Gew.-% N beschränkt
sein. Zusätzlich können Gehalte an Ni, Mo und/oder Cu
in dem Stahl vorhanden sein.
Die Gehalte der in der erfindungsgemäß verwendeten
Stahlzusammensetzung enthaltenen Legierungselemente sind
jeweils hinsichtlich der Wirkung dieser Elemente
optimiert. So erhöhen Cr, Mn, Mo, V, Nb und Al die
Stickstofflöslichkeit in der Schmelze, während Ni, Cu als
Austenitbildner und Si die Stickstofflöslichkeit
herabsetzen. Wie erwähnt, wirkt Si jedoch gleichzeitig
als Mischkristallhärter. Darüber hinaus wird es zur
Kornfeinung eingesetzt und senkt die Stapelfehlerenergie.
Al dagegen erhöht die Stapelfehlerenergie. Mo wirkt
ebenfalls als Mischkristallhärter und verbessert das
Korrosionsverhalten. V wirkt zusätzlich kornfeinend und
erhöht die Festigkeit. Die Zugabe von Nb führt zu einer
Steigerung der Festigkeit durch Ausscheidungshärtung.
Die Erfindung macht sich die grundsätzlich bekannte
Technik einer Bandgießanlage zunutze, indem sie den Stahl
in dem zwischen den Walzen oder Rollen beispielsweise
einer Zweirollen-Gießapparatur ("Double roller")
gebildeten Gießspalt vergießt und ihn dabei so stark
abkühlt, daß es zu einer Verschiebung von primär
ferritischen zu in Richtung zu primär austenitschen
Erstarrung kommt. Dies ermöglicht es, den in der Schmelze
gelösten Stickstoff in den Stahl zu überführen, denn der
Austenit besitzt eine hohe Löslichkeit für Stickstoff.
Die Möglichkeit einer derart intensiven Kühlung ist erst
durch das Gießen eines Dünnbandes in einem Gießspalt
eröffnet, dessen Wände, welche durch die Gießrollen oder
-walzen gebildet sind, sich im wesentlichen mit derselben
Geschwindigkeit bewegen wie das gegossene Band, so daß
ein ständiger, intensiver Wärmeaustausch zwischen den
Wänden (Gießrollen/-walze) und dem vergossenen Stahl im
Gießspalt gewährleistet ist.
Durch die intensive, mit hoher Kühlgeschwindigkeit
erfolgende Abkühlung ist sichergestellt, daß in der
erstarrenden Schmelze möglicherweise entstehende
Stickstoff-Gasblasen klein bleiben und der gegen sie
gerichtete Druck groß ist. Dies verhindert ein Ausgasen
des Stickstoffs im Zuge der Erstarrung. Zusätzlich wird
ein solches Austreten von Stickstoff durch den hohen
ferrostatischen Druck unterdrückt, der aufgrund der
großen Höhe des Schmelzpools im Gießspalt eintritt. Auf
diese Weise ist sichergestellt, daß der Druck PN in den
gegebenenfalls entstehenden Stickstoff-Gasblasen stets
kleiner ist als die Summe aus dem Umgebungsdruck PA, dem
ferrostatischen Druck PF und dem Doppelten der
Oberflächenspannung σ der Gasblasen bezogen auf den
Blasenradius r (d. h. PN < PA + PF + 2σ/r).
Die rasche Erstarrung des gegossenen Bandes beim
Bandgießen eröffnet somit insbesondere in Verbindung mit
Stählen der erfindungsgemäß verwendeten Art große
Freiheiten hinsichtlich der Wahl der
Stahlzusammensetzung. Wie erläutert, können durch die
rasche Erstarrung größere Mengen an Stickstoff gelöst
werden. Legierungselemente, welche die
Werkstoffeigenschaften verbessern, können daher ohne
Rücksicht auf ihren ggf. negativen Einfluß auf die
Stickstofflöslichkeit in größeren Mengen als bei
konventioneller Fertigungsweise hinzugegeben werden.
Enthält beispielsweise der Stahl höhere Mengen an Si, so
wird die bei konventioneller Fertigung aufgrund der
langsamen Erstarrung und der damit einhergehenden
verstärkten Ferritbildung bestehende Gefahr des Ausgasens
von Stickstoff bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise
unterbunden. Auch im Fall erhöhter Al-Gehalte wird durch
die erfindungsgemäß vorgesehene rasche Abkühlung die
Bildung von AlN vermieden, welches sich bei langsamerer
Abkühlung einstellt. Somit erlaubt es die Erfindung, ohne
Rücksicht auf schädliche, durch die langsame Abkühlung
bedingte Einflüsse durch geeignete Wahl der Al- und Si-
Gehalte den Verformungsmechanismus der jeweils
verwendeten Legierung gezielt so einzustellen, daß ein
Endprodukt mit optimierten Eigenschaften erhalten wird.
Der durch die Erfindung erreichte Kostenvorteil bei der
Verarbeitung von an sich schwer umformbaren Stählen der
erfindungsgemäß verwendeten Art ist beträchtlich. Dies
gilt sowohl für diejenigen bis zu 7,5 Gew.-% Mn
enthaltenden Stähle, die sich im konventionellen
Strangguß vergießen lassen, als auch für solche mehr als
7,5 Gew.-% Mn enthaltenden Stähle, die konventionell nur
im Blockguß vergossen und anschließend in mehreren
Walzstichen mit gegebenenfalls erforderlichen
Wiedererwärmungen auf die gewünschte Enddicke gewalzt
werden können.
Warmband aus stranggußfähiger Legierung kann derzeit auf
einer konventionellen Warmbreitbandstraße nur mit Dicken
von minimal 3,5 mm gefertigt werden. Die Erzeugung von
Kaltband in den typischen Zieldicken von 0,8-1,2 mm ist
nur durch Zwischenglühung darstellbar. Bei der
erfindungsgemäßen Vorgehensweise über den Bandguß ist
demgegenüber aufgrund der geringeren Dicke des erhaltenen
Warmbandes eine Zwischenglühung nicht mehr notwendig. Da
durch das erfindungsgemäß vorgesehene Bandgießen ein
Dünnband erzeugt werden kann, dessen Enddicken zwischen 1
und 3 mm liegt, ist es in vielen Fällen zudem möglich,
die Enddicke des erzeugten Bandes so einzustellen, daß
ein Kaltwalzen ganz entfallen kann. Auf diese Weise
können die durch die geringe Umformbarkeit von Mn-
Austeniten hervorgerufenen Probleme bei der
konventionellen Fertigungsweise vermieden werden.
Die erfindungsgemäße Vorgehensweise ermöglicht es,
Stahlbänder und -bleche zu erzeugen, die besonders hohe
Stickstoffgehalte von 0,4 bis 0,6 Gew.-% besitzen und
denen gleichzeitig bis zu 3% Aluminium und/oder
Silizium zulegiert sind, ohne daß dazu die
Stahlerzeugung unter Überdruck erfolgen muß oder
besonders hohe Gehalte an Mangan erforderlich sind. Die
derart erzeugten Stahlprodukte besitzen bei einer
geringen Macroseigerung oder geringer Anzahl grober
Einschlüsse ein feinkörniges, isotropes Gefüge. Aufgrund
seines Al- und/oder Si-Gehaltes weisen sie zudem eine
gegenüber dem Stand der Technik erhöhte Festigkeit und
Duktilität auf. Bei einem erfindungsgemäß erzeugten
Stahlbland oder -blech kann zudem durch die
Legierungswahl die Verfestigung und damit die
Energieabsorbtion bei Verformung gezielt eingestellt
werden.
Vorzugsweise erfolgt das Gießen des Dünnbandes unter
einer Schutzgasatmosphäre. Durch das Gießen unter
Schutzgas läßt sich auf einfache Weise ein Dünnband mit
modifizierter Oberfläche erzeugen, deren Oxidationsgrad
gezielt beeinflußt werden kann. So kann eine
Zunderbildung vermieden werden.
Das derart beschaffene Band kann anschließend ohne die
Gefahr eines Verklebens der Walzen in einem Walzgerüst
"inline" warmgewalzt werden. Besonders vorteilhaft ist es
in diesem Zusammenhang, wenn das Dünnband vor dem
Warmwalzen auf eine Walzanfangstemperatur erwärmt wird.
Durch diese Temperaturerhöhung lassen sich beim
Warmwalzen höhere Umformgrade erzielen.
Indem das Warmband nach dem Warmwalzen einer
Wärmebehandlung unterzogen wird, kann sein Gefüge gezielt
optimiert werden. Dabei kann die Wärmebehandlung eine
Glühung und eine anschließende gesteuerte Abkühlung
umfassen.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand einer ein
Ausführungsbeispiel darstellenden Zeichnung näher
erläutert.
Die einzige Figur zeigt schematisch eine Bandgießanlage
1. In dieser Anlage wird beispielsweise ein Stahl
verarbeitet, der neben den üblichen unvermeidbaren
Verunreinigungen (in Gew.-%) 0.08% C, 0.5% Si, 10% Mn,
19% Cr, 0.5% N, 0.3% Al und als Rest Eisen enthält.
Die Bandgießanlage 1 umfaßt eine als "double roller"
bezeichnete Zweiwalzen-Gießapparatur, von der in der
Figur die um jeweils eine Drehachse gegenläufig
rotierenden Walzen 2, 3 dargestellt sind. Zwischen den
Walzen 2, 3 ist ein Gießspalt 4 gebildet, der laufend mit
Schmelze befüllt wird, so daß sich oberhalb des
Gießspalts 4 ein Schmelzenpool S bildet.
Über nicht dargestellte Kühleinrichtungen werden die
Walzen 2, 3 während des Gießvorgangs intensiv gekühlt, so
daß die in den Gießspalt 4 eintretende Schmelze mit
Abkühlgeschwindigkeiten von mehr als 200 K/s primär
austenitisch erstarrt und den Gießspalt 4 als Dünnband D
mit einer Dicke von 1 bis 5 mm verläßt. Das derart
erzeugte Dünnband D durchläuft anschließend einen Ofen 5,
in dem es auf eine Walzanfangstemperatur erwärmt wird.
Sowohl die Zweiwalzen-Gießeinrichtung mit den Walzen 2, 3
als auch der Ofen 5 sind in einer Einhausung 6
untergebracht, in der eine Schutzgasatmosphäre enthalten
ist. Durch das Gießen des Dünnbandes D und seine
Wiedererwärmung im Ofen 5 unter Schutzgas wird die
Entstehung von Zunder auf der Oberfläche des Dünnbandes D
weitestgehend vermieden.
Das auf Walzanfangstemperatur erwärmte Dünnband D tritt
in ein Walzwerk 7 ein, in welchem es auf ein Endmaß
warmgewalzt wird. Aufgrund der hohen
Walzanfangstemperatur sind dabei große Umformgrade
möglich. Das aus dem im wesentlichen zunderfrei in das
Walzwerk gelangende Dünnband D gewalzte Warmband W weist
nach dem Warmwalzen eine besonders hochwertige Oberfläche
auf.
Nach dem Warmwalzen im Walzwerk 7 wird das Warmband W in
einem Durchlaufglühofen 8 geglüht und anschließend unter
einer Kühleinrichtung 9 kontrolliert abgekühlt, um sein
Gefüge gezielt zu verbessern. Das derart wärmebehandelte
Warmband W wird schließlich zu einem Haspel 10 gewickelt.
In der voranstehend erläuterten Weise erzeugtes Stahlband
weist gegenüber herkömmlich zusammengesetzten und
erzeugten Stahlbändern aufgrund seines durch die schnelle
Abkühlung zwischen den Walzen 2, 3 der Zweiwalzen-
Gießapparatur erzielten hohen Stickstoff-Gehaltes
besonders hohe Festigkeit bei gleichzeitig guter
Verformbarkeit und ebenso gutem Energieaufnahmevermögen
auf.
In der nachfolgenden Tabelle sind die überlegenen
Festigkeitswerte des in der Gießwalzanlage 1
erfindungsgemäß erzeugten Warmbands W den
Festigkeitswerten von konventionell durch Strangguß
erzeugten Mn-Austenit-Stählen gegenübergestellt.
1
Gießwalzanlage
2
,
3
Walzen
4
Gießspalt
5
Ofen
6
Einhausung
7
Walzwerk
9
Durchlaufglühofen
9
Kühleinrichtung
10
Haspel
D Dünnband
W Warmband
S Schmelzenpool
D Dünnband
W Warmband
S Schmelzenpool
Claims (11)
1. Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-
Austenit bestehenden Stahlbands (W) oder -blechs,
bei dem ein Stahl erschmolzen wird, welcher (in Gew.-%) die folgenden Legierungsbestandteile enthält:
15,00-24,00% Cr,
5,00-12,00% Mn,
0,10-0,60% N,
0,01-0,2% C,
max. 3,00% Al und/oder Si,
max. 0,07% P,
max. 0,05% S,
max. 0,5% Nb,
max. 0,5% V,
max. 3,0% Ni,
max. 5,0% Mo,
max. 2,0% Cu
sowie
als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
und
bei dem der Stahl in einem zwischen zwei rotierenden Walzen (2, 3) oder Rollen gebildeten Gießspalt zu einem Dünnband (D) mit einer Dicke von max. 10 mm gegossen wird, wobei die Walzen (2, 3) oder Rollen derart stark gekühlt werden, daß das Dünnband (D) im Gießspalt (4) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 200 K/s abkühlt.
bei dem ein Stahl erschmolzen wird, welcher (in Gew.-%) die folgenden Legierungsbestandteile enthält:
15,00-24,00% Cr,
5,00-12,00% Mn,
0,10-0,60% N,
0,01-0,2% C,
max. 3,00% Al und/oder Si,
max. 0,07% P,
max. 0,05% S,
max. 0,5% Nb,
max. 0,5% V,
max. 3,0% Ni,
max. 5,0% Mo,
max. 2,0% Cu
sowie
als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
und
bei dem der Stahl in einem zwischen zwei rotierenden Walzen (2, 3) oder Rollen gebildeten Gießspalt zu einem Dünnband (D) mit einer Dicke von max. 10 mm gegossen wird, wobei die Walzen (2, 3) oder Rollen derart stark gekühlt werden, daß das Dünnband (D) im Gießspalt (4) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 200 K/s abkühlt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch
gekennzeichnet, daß die Dicke des
Dünnbands (D) 1 bis 5 mm beträgt.
3. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß
der Stahl 17,00-21,00 Gew.-% Cr enthält.
4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß
der Stahl 8,00-12,00 Gew.-% Mn enthält.
5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß
der Stahl 0,40-0,60 Gew.-% N enthält.
6. Verfahren nach einem der, voranstehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß
der Stahl zusätzlich Gehalte an Ni, Mo und/oder Cu
enthält.
7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß
das Gießen des Dünnbandes (D) unter einer
Schutzgasatmosphäre erfolgt.
8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß
das Dünnband (D) im Anschluß an das Gießen
kontinuierlich zu einem Warmband (W) warmgewalzt
wird.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch
gekennzeichnet, daß das Dünnband (D)
vor dem Warmwalzen auf eine Walzanfangstemperatur
erwärmt wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch
gekennzeichnet, daß die Erwärmung
unter Schutzgas erfolgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10,
dadurch gekennzeichnet, daß
das Warmband (W) nach dem Warmwalzen einer
Wärmebehandlung unterzogen wird.
Priority Applications (13)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE10046181A DE10046181C2 (de) | 2000-09-19 | 2000-09-19 | Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder -blechs |
BR0113950-9A BR0113950A (pt) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Processo para produção de uma fita ou chapa de aço, que consiste, predominantemente, em austenita de mn |
PCT/EP2001/010645 WO2002024969A1 (de) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Verfahren zum herstellen eines überwiegend aus mn-austenit bestehenden stahlbands oder -blechs |
KR1020037003946A KR100748256B1 (ko) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Mn-오스테나이트가 주조직인 강대 또는 강판 제조 방법 |
JP2002529559A JP2004509762A (ja) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Mn−オーステナイトから主としてなる鋼ストリップ又はシートの製造方法 |
AU2002210506A AU2002210506A1 (en) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Method for producing a steel strip or sheet consisting predominantly of mn-austenite |
US10/380,792 US20040025979A1 (en) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Method for manufacturing a steel strip or sheet consisting mainly of mn-austenite |
AT01978372T ATE350504T1 (de) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Verfahren zum herstellen eines überwiegend aus mn-austenit bestehenden stahlbands oder -blechs |
ES01978372T ES2279831T3 (es) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Procedimiento para la fabricacion de una banda o chapa de acero compuesta principalmente de austenita al mn. |
EP01978372A EP1319091B1 (de) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Verfahren zum herstellen eines überwiegend aus mn-austenit bestehenden stahlbands oder -blechs |
CNB018159508A CN100357478C (zh) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | 主要由锰奥氏体构成的钢带或薄钢板的制备方法 |
DE50111818T DE50111818D1 (de) | 2000-09-19 | 2001-09-14 | Verfahren zum herstellen eines überwiegend aus mn-austenit bestehenden stahlbands oder -blechs |
TW090123064A TW522060B (en) | 2000-09-19 | 2001-09-19 | Method for manufacturing a steel strip or sheet consisting mainly of Mn-austenite |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE10046181A DE10046181C2 (de) | 2000-09-19 | 2000-09-19 | Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder -blechs |
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EP2163659B1 (de) | 2008-09-11 | 2016-06-08 | Outokumpu Nirosta GmbH | Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl |
US8182963B2 (en) * | 2009-07-10 | 2012-05-22 | GM Global Technology Operations LLC | Low-cost manganese-stabilized austenitic stainless steel alloys, bipolar plates comprising the alloys, and fuel cell systems comprising the bipolar plates |
TWI392749B (zh) * | 2009-12-17 | 2013-04-11 | Ind Tech Res Inst | 易壓延之合金材料 |
CN101812646B (zh) * | 2010-04-22 | 2011-09-07 | 河北工业大学 | 轧辊用高速钢合金的铸造工艺 |
CN103614659A (zh) * | 2013-10-22 | 2014-03-05 | 芜湖市鸿坤汽车零部件有限公司 | 一种内燃机用奥氏体合金钢材料及其制备方法 |
KR101622705B1 (ko) * | 2014-08-06 | 2016-05-23 | 한국기계연구원 | 내공식성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스 강 |
US9975170B2 (en) | 2014-12-11 | 2018-05-22 | Posco | Method for manufacturing duplex stainless steel sheet having high nitrogen content and good surface quality |
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DE102016211411A1 (de) * | 2016-06-24 | 2017-12-28 | Thyssenkrupp Ag | Fahrzeugrad und Verwendung |
US10960487B2 (en) * | 2017-09-21 | 2021-03-30 | United States Steel Corporation | Weldability improvements in advanced high strength steel |
CN108179364B (zh) * | 2017-12-28 | 2019-05-31 | 钢铁研究总院 | 一种具有高碰撞吸收能的合金结构钢及其制备方法 |
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CN110484833A (zh) * | 2019-08-21 | 2019-11-22 | 首钢集团有限公司 | 一种高铬低锰奥氏体钢及其制备方法 |
CN111876670B (zh) * | 2020-06-30 | 2021-11-09 | 九牧厨卫股份有限公司 | 一种高硬度耐刮不锈钢、不锈钢水槽及其制备方法 |
CN112974532B (zh) * | 2021-02-05 | 2023-01-31 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种超高氮奥氏体不锈钢热连轧卷板的轧制方法 |
CN115368760A (zh) * | 2022-07-20 | 2022-11-22 | 江苏甬金金属科技有限公司 | 一种抗菌奥氏体不锈钢带的加工工艺 |
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Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2163511A1 (de) * | 1971-12-21 | 1972-07-13 | Armco Steel Corp | Austenitisch-ferritischer rostfreier Stahl |
Family Cites Families (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4946644A (en) * | 1989-03-03 | 1990-08-07 | Baltimore Specialty Steels Corporation | Austenitic stainless steel with improved castability |
US5092393A (en) * | 1989-03-14 | 1992-03-03 | Nippon Steel Corporation | Process for producing cold-rolled strips and sheets of austenitic stainless steel |
JP2863541B2 (ja) * | 1989-03-29 | 1999-03-03 | 新日本製鐵株式会社 | 薄肉鋳造法を用いたCr系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
JPH0698460B2 (ja) * | 1990-10-11 | 1994-12-07 | 日本冶金工業株式会社 | Cr,Ni含有鉄基合金の双ロール式連鋳機による鋳造方法 |
JPH06322440A (ja) * | 1993-05-12 | 1994-11-22 | Nippon Steel Corp | 高マンガン非磁性鋼片の圧延方法 |
JPH0790471A (ja) * | 1993-09-17 | 1995-04-04 | Nippon Steel Corp | 高Mn・高Nオーステナイト系ステンレス鋼鋳片の製造方法及び鋳片 |
JP3190319B2 (ja) * | 1994-04-04 | 2001-07-23 | 新日本製鐵株式会社 | 双ロール式連続鋳造装置 |
CN1129259A (zh) * | 1995-07-12 | 1996-08-21 | 南京三钢(集团)股份有限公司 | 节镍铬含氮奥氏体不锈钢 |
JPH09168844A (ja) * | 1995-12-19 | 1997-06-30 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 双ドラム式連続鋳造方法 |
FR2763960B1 (fr) * | 1997-05-29 | 1999-07-16 | Usinor | Procede de fabrication de bandes minces d'acier inoxydable ferritique, et bandes minces ainsi obtenues |
IT1291931B1 (it) * | 1997-06-19 | 1999-01-21 | Voest Alpine Ind Anlagen | Procedimento per la produzione di nastri grezzi di colaggio in acciaio a basso contenuto di carbonio e nastri cosi' ottenibili |
JP4207137B2 (ja) * | 1998-02-16 | 2009-01-14 | 日立金属株式会社 | 高硬度高耐食ステンレス鋼 |
FR2780735B1 (fr) * | 1998-07-02 | 2001-06-22 | Usinor | Acier inoxydable austenitique comportant une basse teneur en nickel et resistant a la corrosion |
FR2783443B1 (fr) * | 1998-09-21 | 2000-10-27 | Usinor | Procede de fabrication d'une bande mince en acier inoxydable |
JP2000107803A (ja) * | 1998-10-07 | 2000-04-18 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 鋼板の製造方法 |
DE19900199A1 (de) * | 1999-01-06 | 2000-07-13 | Ralf Uebachs | Leichtbaustahllegierung |
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DE-Z: Metall 53 (1999) 6, 316 * |
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