DE112013000841T5

DE112013000841T5 - Verfahren zur Herstellung eines witterungsbeständigen kontinuierlichen Dünnbandguss-Stahls, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist

Info

Publication number: DE112013000841T5
Application number: DE112013000841.6T
Authority: DE
Inventors: Yuan Fang; Xiufang Wang; Yan Yu; Jianchun Wu; Feng Zhang; Wei He
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2012-03-14
Filing date: 2013-02-18
Publication date: 2014-10-16
Anticipated expiration: 2033-02-19
Also published as: JP2015516505A; CN103305759A; JP5893770B2; US20140366602A1; DE112013000841B4; WO2013135098A1; KR20140117654A; US9987669B2; CN103305759B

Abstract

Ein Verfahren zur Herstellung von witterungsbeständigem kontinuierlichem Dünnbandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, wobei das Verfahren die nachstehend angeführten Schritte umfasst: 1) Gießen eines Gussbandes mit einer Dicke von 1–5 mm in einem kontinuierlichen Twin-Roller-Gießwerk, wobei das Gussband die nachstehenden chemischen Zusammensetzungen in Gewichtsprozent aufweist: C 0,03–0,1%, Si ≤ 0,4%, Mn 0,75–2,0%, P 0,07–0,22%, S ≤ 0,01%, N ≤ 0,012% und Cu 0,25–0,8% und weiterhin umfassend mehr als einen von Nb, V, Ti und Mo: Nb 0,01–0,1%, V 0,01–0,1%, Ti 0,01–0,1% und Mo 0,1–0,5% und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind; 2) Kühlen des Gussbandes mit einer Rate größer als 20°C/s; 3) Warmwalzen des Gussbandes unter einer Temperatur von 1050–1250°C bei einer Reduktionsrate von 20–50% und einer Umformungsgeschwindigkeit von größer als 20 s–1; dann Durchführen der Online-Austenit-Rekristallisation, wobei die Dicke des warm-gewalzten Stahlbandes 0,5–3,0 mm ist, 4) Kühlen bei einer Rate von 10–80°C/s; und 5) Aufwickeln unter einer Temperatur von 500–650°C. Die erhaltene Stahlband-Mikrostruktur besteht hauptsächlich aus gleichförmig verteilten Bainiten und nadelförmigen Ferriten.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren und insbesondere ein Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist; wobei das Stahlband eine Streckgrenze von 700 MPa oder darüber, eine Zugfestigkeit von 780 MPa oder darüber, eine Dehnung von 18% oder darüber und eine geeignete Biege-Leistung von 180°, sowie eine überlegene Abstimmung von Festigkeit und Dehnung aufweist, und eine Mikrostruktur aufweist, die hauptsächlich verfeinertes und homogenes Bainit und azikuläres Ferrit umfasst.
Technischer Hintergrund
Witterungsbeständiger Stahl, auch an der Atmosphäre korrosionsbeständiger Stahl genannt, bezieht sich auf niedrig legierten Formstahl, der eine schützende Rostschicht zur Korrosionsbeständigkeit an der Atmosphäre aufweist, der zur Herstellung von Kraftfahrzeugen, Brücken, Türmen, Behältern und anderen Stahlkonstruktionen verwendet werden kann. Verglichen mit unlegiertem Kohlenstoffstahl, hat er eine bessere korrosionsbeständige Eigenschaft an der Atmosphäre; verglichen mit Edelstahl, enthält er nur Spurenmengen von Legierungs-Elementen, wie P, Cu, Cr, Ni, Mo, Nb, V, Ti, usw., deren Gesamtmenge nur ein paar Prozente ausmacht (im Fall von Edelstahl sind es Dutzende Prozente), sodass sein Preis diesbezüglich geringer ist.
Die Stahl-Typen mit Korrosionsbeständigkeit an der Atmosphäre, die in den letzten Jahren häufig verwendet wurden, umfassen 09CuPTiRE, 09CuPCrNi und Q450NQR1, die ihre Festigkeiten mit einer Güte von 295 MPa, mit einer Güte von 345 MPa bzw. mit einer Güte von 450 MPa aufweisen. Im Zuge der Entwicklung der nationalen Wirtschaft nehmen die Anforderungen an Kraftfahrzeuge hinsichtlich Gewichtsverminderung, Geschwindigkeitsbeschleunigung, Erhöhung des Frachtraums, Ausdehnung der Betriebsdauer, Verminderung von Logistikkosten, usw. zu, wobei die vorstehend erwähnten Stahl-Typen die Erfordernisse nicht mehr erfüllen können, sodass die Entwicklung von hochfestem, stark korrosionsbeständigem und kostengünstigem, an der Atmosphäre korrosionsbeständigem Stahl einen beträchtlichen praktischen Wert und beträchtliche wirtschaftliche Bedeutung darstellt.
Gegenwärtig wurden viele Patente für hochfesten, an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahl und dessen Herstellungsverfahren sowohl im Inland als auch im Ausland angemeldet, wobei der an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahl eine Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, und im Allgemeinen die mehrfach Mikrolegierungs-Technologie (Nb, V, Ti und Mo) verwendet wird, um seine weitreichenden mechanischen Eigenschaften durch verfeinertes kristallines Verfestigen und Ausscheidungs-Verfestigen zu verbessern.
Das Chinesische Patent 200610030713.8 offenbart einen an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahl mit einer Streckgrenze mit einer Güte von 700 MPa und sein Herstellungsverfahren, durch das ein an der Atmosphäre korrosionsbeständiges Stahlblech hergestellt wird, mit einer wie nachstehend angeführten chemischen Zusammensetzung: C 0,05–0,1%, Si ≤ 0,5%, Mn 0,8–1,6%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,01%, Al 0,01–0,05%, Cr 0,4–0,8%, Ni 0,12–0,4%, Cu 0,2–0,55%, Ca 0,001–0,006% und N 0,001–0,006% und wobei mindestens zwei aus Nb, Ti und Mo ausgewählte Elemente einen Gehalt an Nb ≤ 0,07%, Ti ≤ 0,18% und Mo ≤ 0,35% aufweisen und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind. Das so hergestellte Stahlblech hat eine Streckgrenze von 700 MPa oder darüber, eine Zugfestigkeit von 750 MPa oder darüber und eine Dehnung von 15% oder darüber.
Das Chinesische Patent 201010246778.2 offenbart einen nicht-abgeschreckten und getemperten (NQT), kostengünstigen und hochfesten, witterungsbeständigen Stahl mit einer Streckgrenze mit einer Güte von 700 MPa und sein Herstellungsverfahren, durch das das witterungsbeständige Stahlblech mit der wie nachstehend angeführten chemischen Zusammensetzung: C 0,05–0,1%, Si ≤ 0,15%, Mn 1,5–2%, P ≤ 0,015%, S ≤ 0,01%, Cr 0,3–0,8%, Ni 0,15–0,4%, Cu 0,2–0,4%, Nb 0,02–0,08%, Ti ≤ 0,09–0,15% und N ≤ 0,005%, und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind, hergestellt wird. Das so hergestellte Stahlblech hat eine Streckgrenze von 700 MPa oder darüber, eine Zugfestigkeit von 800 MPa oder darüber und eine Dehnung von 18% oder darüber.
Das Chinesische Patent 200610125125.2 offenbart einen äußerst hochfesten, an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahl und sein Herstellungsverfahren, durch das das an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahlblech mit der wie nachstehend angeführten chemischen Zusammensetzung: C 0,01–0,07%, Si 0,25–0,5%, Mn 1,6–2%, P ≤ 0,018%, S ≤ 0,008%, Al ≤ 0,035%, Cr 0,4–0,75%, Ni 0,25–0,6%, Cu 0,2–0,5%, Nb 0,03–0,08%, Ti ≤ 0,02%, Mo 0,1–0,4% und B 0,0005–0,003%, und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind, hergestellt wird. Das so hergestellte Stahlblech hat eine Streckgrenze von 700 MPa oder darüber, eine Zugfestigkeit von 750 MPa oder darüber und eine Dehnung von 10% oder darüber.
Die Mikolegierungs-Technologie und das herkömmliche Warmwalz-Verfahren wurden bei der Herstellung von allen vorstehend erwähnten Typen von an der Atmosphäre korrosionsbeständigem Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, der aus solchen Legierungs-Elementen, wie Nb, V, Ti und Mo, in deren Komponenten-Systemen besteht, angewendet. Durch das herkömmliche Warmwalz-Verfahren, d. h. kontinuierliches Gießen + Wiedererwärmen und Wärmeisolierung der Gussbramme + Grob-Walzen + Fertig-Walzen + Kühlen + Coiling, wird zuerst die Gussbramme von etwa 200 Mm in der Dicke durch kontinuierliches Gießen erzeugt, als Nächstes wird es Wiedererwärmen und Wärmeisolierung, dann Grob-Walzen und Fertig-Walzen unterzogen, um ein Stahlband, im Allgemeinen größer als 2 mm in der Dicke, zu erhalten, und schließlich wird das Stahlband laminarem Kühlen und Coiling unterzogen, um das gesamte Warmwalz-Herstellungsverfahren zu vervollständigen. Wenn ein Stahlband mit weniger als 2 mm in der Dicke hergestellt werden soll, muss das warm-gewalzte Stahlband im Allgemeinen weiterem Kalt-Walzen und anschließend Glühen unterzogen werden. Jedoch gibt es die folgenden Hauptprobleme, die bei dem herkömmlichen Verfahren zur Herstellung eines mikrolegierten, hochfesten an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls vorliegen,

(1) Die Herstellungskosten sind hoch, verursacht durch langen Verfahrensablauf, hohen Energieverbrauch, Mehrfach-Traktions-Anlage, hohe Infrastruktur-Aufbaukosten;
(2) Angenommen, dass der an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahl relativ hohe Gehalte an P, Cu und anderen zu leichter Segregation neigenden Elementen enthält, die die Eigenschaft des Stahlbandes, an der Atmosphäre korrosionsbeständig zu sein, verbessern können, kann das herkömmliche Verfahren auf Grund der niedrigen Verfestigungs- und Kühlraten der Gussbramme leicht makroskopische Segregation von P, Cu und anderen Elementen, Anisotropie, makroskopische Rissbildung und weiterhin geringes Fließen der Gussbramme verursachen;
(3) Die Witterungsbeständigkeits-Eigenschaft des an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls wird hauptsächlich durch die vereinigte Wirkung von P und Cu bestimmt. Auf Grund seiner leichten Segregations-Eigenschaft bei dem herkömmlichen Verfahren wird P häufig von dem Zusammensetzungs-Aufbau des durch das herkömmliche Verfahren hergestellten, hochfesten an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls weggelassen und sein Gehalt wird in der Höhe von einem Verunreinigungselement gehalten, d. h., gewöhnlich 0,025% oder darunter; die zusätzliche Menge an Cu liegt im Bereich von 0,2–0,55%, gewöhnlich gleich zu der unteren Grenze in der gegenwärtigen Herstellungspraxis. Das Ergebnis dieses Vorgehens ist eine geringe Witterungsbeständigkeits-Eigenschaft des Stahlbands;
(4) Bei dem herkömmlichen Verfahren können die Mikrolegierungs-Elemente nicht in Form einer festen Lösung bei dem Warmwalz-Verfahren gehalten werden und durchlaufen teilweise Ausscheidung und führten zur Erhöhung der Stahl-Festigkeit, was somit die Walzleistung, den Energieverbrauch und Walzenverbrauch deutlich steigert, wesentliche Schädigung an der Ausrüstung verursacht und deshalb den Dickenbereich eines hochfesten warm-gewalzten witterungsbeständigen Produkts begrenzt, welches wirtschaftlich und praktisch hergestellt werden kann (d. h. gewöhnlich ≥ 2 mm). Kontinuierliches Unterziehen des herkömmlichen warm-gewalzten Produkts dem Kalt-Walzen kann die Dicke des Stahlbandes weiterhin vermindern. Jedoch kann das hochfeste warm-gewalzte Stahlband auch dahingehend Schwierigkeiten beim Kalt-Walzen ergeben, dass die hohe Kalt-Walzleistung der Ausrüstung relativ hohe Anforderungen auferlegt und relativ wesentliche Schädigungen verursacht und dass die aus den Legierungs-Elementen in dem warm-gewalzten Produkt segregierte zweite Phase die Rekristallisations-Glühtemperatur von dem kaltgewalzten Stahlband deutlich erhöht;
(5) Beim Herstellen eines hochfesten Produkts, das Mikrolegierungs-Elemente enthält, wird durch das herkömmliche Verfahren gewöhnlich das Prinzip der Verfeinerung von Austenit-Körnern durch Verformung angewendet, somit liegt die Anfangs-Walztemperatur des Fertig-Walzens gewöhnlich unterhalb von 950°C und seine End-Walztemperatur ist rund 850°C. Deshalb wird beim Walzen unter einer relativ niedrigen Temperatur und kombiniert mit dem Anstieg an Verformung mit dem Fortschreiten des Walz-Vorgangs die Festigkeit des Stahlbandes wesentlich erhöht, womit sich die Schwierigkeiten und der Verbrauch bzw. die Abnutzung beim Warmwalzen deutlich erhöhen.

Wenn das kontinuierliche Gieß- und Walz-Verfahren für eine dünne Bramme zur Herstellung des mikrolegierten hochfesten an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls angewendet wird, können solche Nachteile des herkömmlichen Verfahrens in gewissem Ausmaß überwunden werden. Das kontinuierliche Gieß- und Walz-Verfahren für eine dünne Bramme, d. h. kontinuierliches Walzen + Wärmeisolierung und Ausgleichen der Gussbramme + thermisches kontinuierliches Gießen + Kühlen + Coiling, unterscheidet sich von dem herkömmlichen Verfahren hauptsächlich in den nachstehend angeführten Aspekten. Zuerst wird im Fall des kontinuierlichen Gieß- und Walz-Verfahrens für eine dünne Bramme die Dicke der Gussbramme deutlich auf 50–90 Mm vermindert. Da die Gussbramme dünn ist, muss die Gussbramme nur durch 1–2 Einstiche von Grob-Walzen (die Dicke der Gussbramme liegt im Bereich zwischen 70 Mm und 90 Mm) laufen oder muss nicht durch jegliche Grob-Walzen laufen (die Dicke der Gussbramme ist weniger als 50 Mm). Im Gegensatz dazu muss im Fall von dem herkömmlichen Verfahren die Gussbramme wiederholt durch mehrfache Einstiche von Walzen laufen, bevor sie zu der Dicke, die vor dem Fertig-Walzen erforderlich ist, vermindert ist. Zweitens gelangt im Fall des kontinuierlichen Gieß- und Walz-Verfahrens für eine dünne Bramme die Gussbramme direkt in den Ausgleichsofen ohne Kühlen zum Ausgleichen und zur Wärmeisolierung (oder für einen geringen Grad an Temperaturkompensation), womit das kontinuierliche Gieß- und Walz-Verfahren für eine dünne Bramme den Verfahrensverlauf wesentlich verkürzt, den Energieverbrauch vermindert, Investitionen spart und die Herstellungskosten vermindert. Drittens werden im Fall des kontinuierlichen Gieß- und Walz-Verfahrens für eine dünne Bramme die Verfestigung und Kühlraten der Gussbramme beschleunigt, was die makroskopische Segregation der zu leichter Segregation neigenden Elemente zu einem bestimmten Ausmaß vermindern kann und somit Produktdefekte vermindert und die Ausbeute der Produkte verbessert. Auf Grund dessen hat der Aufbau der Zusammensetzung des mikrolegierten, hochfesten an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls, der durch das kontinuierliche Gieß- und Walz-Verfahren für eine dünne Bramme hergestellt wurde, den Bereich des Gehalts an die Korrosionsbeständigkeit erhöhenden Elementen P und Cu verbreitert, was zum Verbessern der Witterungsbeständigkeits-Eigenschaft des Stahls von Vorteil ist.
Das Chinesische Patent 200610123458.1 offenbart das Verfahren zum Herstellen eines hochfesten witterungsstabilen Stahls mit einer Güte von 700 MPa, wobei die Ti-Mikrolegierungs-Technologie übernommen wird, basierend auf dem kontinuierlichen Gieß- und Walz-Verfahren für eine dünne Bramme, durch das das an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahlblech mit der wie nachstehend angeführten chemischen Zusammensetzung: C 0,03–0,07%, Si 0,3–0,5%, Mn 1,2–1,5%, P ≤ 0,04%, S ≤ 0,008%, Al 0,025–0,05%, Cr 0,3–0,7%, Ni 0,15–0,35%, Cu 0,2–0,5%, Ti 0,08–0,14% und N ≤ 0,008 % und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind, hergestellt wird. Das so hergestellte Stahlblech hat eine Streckgrenze von 700 MPa oder darüber, eine Zugfestigkeit von 775 MPa oder darüber und eine Dehnung von 21% oder darüber. In dem Patent wird P als ein Verunreinigungselement eingesetzt, wobei sein Gehalt so gesteuert wird, dass er 0,04% oder darunter beträgt, was bedeutet, dass sein Bereich erweitert wurde, verglichen mit dem Gehalt an 0,025% oder darunter in dem herkömmlichen Verfahren.
Das Chinesische Patent 200610035800.2 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines mit V-N mikrolegierten, an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls mit einer Güte von 700 MPa, basierend auf dem kontinuierlichen Gieß- und Walz-Verfahren für eine dünne Bramme, durch das das an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahlblech mit der wie nachstehend angeführten chemischen Zusammensetzung: C ≤ 0,08%, Si 0,25–0,75%, Mn 0,8–2%, P ≤ 0,07–0,15%, S ≤ 0,04%, Cr 0,3–1,25%, Ni ≤ 0,65%, Cu 0,25–0,6%, V 0,05–0,2% und N 0,015–0,03% und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind, hergestellt wird. Das so hergestellte Stahlblech hat eine Streckgrenze von 700 MPa oder darüber, eine Zugfestigkeit von 785 MPa oder darüber, und eine Dehnung von 21% oder darüber. In dem Patent wird P als ein Element für hohe Korrosionsbeständigkeit eingesetzt, wobei sein Gehalt so gesteuert wird, dass er im Bereich von 0,07–0,15% liegt; der Gehalt an Cu im Bereich von 0,25–0,6% liegt, was bedeutet, dass seine oberen und unteren Grenzen entsprechend höher sind als jene des Gehalts an Cu bei dem herkömmlichen Verfahren (d. h. 0,2–0,55%).
Das kontinuierliche Gieß- und Walz-Verfahren für eine dünne Bramme genießt die Vorteile bei der Herstellung von mikrolegiertem, hochfestem an der Atmosphäre korrosionsbeständigem Stahl, jedoch gibt es einige bei dem herkömmlichen Verfahren vorliegende Probleme, die auch noch bei dem kontinuierlichen Gieß- und Walz-Verfahren für eine dünne Bramme weiter bestehen. Zum Beispiel können die Mikrolegierungs-Elemente bei dem Warmwalz-Vorgang nicht in Form einer festen Lösung gehalten werden und durchlaufen gewöhnlich teilweise Ausscheidung und führen zu einer Erhöhung der Stahl-Festigkeit, was somit die Walzleistung wesentlich erhöht, den Energieverbrauch und Walzenverbrauch erhöht, daher den Dickenbereich eines hochfesten warm-gewalzten witterungsstabilen Produkts, welches wirtschaftlich und praktisch hergestellt werden kann (d. h. Dicke von 1,5 mm oder darüber), einschränkt. Siehe Einzelheiten in Patenten 200610123458.1 , 200610035800.2 und 200710031548.2 .
Die Technologie des kontinuierlichen Bandgießens ist eine Spitzen-Technologie auf dem Gebiet der Metallurgie und Materialforschung und ihr Aufkommen hat in der Stahlindustrie eine Revolution ausgelöst und das Herstellungs-Verfahren für Stahlband in der herkömmlichen metallurgischen Industrie verändert. Das Einbinden solcher Verfahren, wie kontinuierliches Gießen, Walzen und auch Wärmebehandlung, schafft übrigens eine One-Stop-Produktion für dünnes Stahlband aus der hergestellten dünnen Stahl-Bramme über nur einen Einstich von Online-Walzen, es vereinfacht auch das Herstellungs-Verfahren wesentlich, verkürzt den Herstellungszyklus (mit einer Verfahrenslinie von nur 50 M in der Länge) und spart folglich Investitionen in Maschinen und vermindert die Produktkosten stark.
Das kontinuierliche Twin-Roller-Bandgieß-Verfahren ist eine grundlegende Form des kontinuierlichen Bandgieß-Verfahrens und auch die einzige industrielle Form des kontinuierlichen Bandgieß-Verfahrens. Bei dem kontinuierlichen Twin-Roller-Bandgieß-Verfahren wird der geschmolzene Stahl von der Stahlpfanne über den langen Ausguss, Gießwanne bzw. Tundish und untergetauchten Ausguss zu dem geschmolzenen Pool, gebildet aus einem Paar von relativ rotierenden und innen mit Wasser gekühlten Gießwalzen und den Seitensperren eingeführt und bildet auf der mobilen Walzenoberfläche verfestigte Schalen, die dann in dem Abstand zwischen den zwei Gießwalzen angeordnet werden, was somit das Gussband bildet, das aus dem Walzen-Spalt abwärts herausgezogen wird. Danach wird das Gussband zu dem Walzenbett über die schwingende Führungsplatte und Andruckrollen transportiert und läuft dann von der Online-Warmwalzstraße durch die Sprühkühlung und fliegende Scheren zu der Coiling-Maschine, bis die Herstellung von kontinuierlichen Bandgieß-Produkten beendet ist.
Bislang gibt es keinen Bericht über die Anwendung der kontinuierlichen Bandgieß-Technologie zur Herstellung des mikrolegierten, hochfesten an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls und ein solcher Ansatz kann die nachstehend angeführten Vorteile aufzeigen:

(1) Das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren beseitigt verschiedene komplexe Verfahren, wie Brammenheizen, wiederholtes Mehrfach-Einstich-Warmwalzen, usw., und liefert direkt Einzel-Einstich-Online-Warmwalzen für das dünne Gussband, was die Herstellungskosten deutlich vermindert;
(2) Das durch das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren hergestellte Gussband hat gewöhnlich eine Dicke von 1–5 mm und kann durch Online-Warmwalzen eine erwartete Produktdicke (d. h. gewöhnlich 1–3 mm) aufweisen und die Herstellung von Produkten mit geringer Dicke benötigt keinen Kalt-Walz-Vorgang;
(3) Wenn das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren zur Herstellung von Kohlenstoff-armem Mikrolegierungs-Stahl angewendet wird, liegen zugesetzte Legierungs-Elemente, wie Nb, V, Ti und Mo, hauptsächlich in Form einer festen Lösung bei dem Warmwalz-Verfahren vor, sodass das Stahlband eine relativ niedrige Festigkeit hat, die Reduktionsrate von Warmwalzen durch eine Einzel-Standard-Warmwalzstraße eine Höhe von z. B. 30–50% erreichen kann, und die die Dicke vermindernde Effizienz des Stahlbandes relativ hoch ist;
(4) Wenn das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren zur Herstellung von Kohlenstoff-armem Mikrolegierungs-Stahl angewendet wird, wird das Hoch-Temperatur-Gussband direkt Warmwalzen unterzogen, und solche zugesetzten Legierungs-Elemente, wie Nb, V, Ti und Mo, liegen vorwiegend in Form einer festen Lösung in dem Verfahren vor, sodass der Nutzungsgrad dieser Legierungs-Elemente verbessert werden kann. Im Vergleich dazu findet bei dem herkömmlichen Verfahren die Ausscheidung dieser Legierungs-Elemente bei dem Kühl-Verfahren der Bramme statt und eine unzureichende Wiederauflösung von diesen Legierungs-Elementen wird stattfinden, wenn die Bramme erneut erhitzt wird, im Ergebnis davon wird der Nutzungsgrad dieser Legierungs-Elemente vermindert.

Der an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahl ist jedoch ein relativ spezieller Produkt-Typ. Es wird gewöhnlich gefordert, dass eine überlegene Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit vorliegt, sogar Produkten mit einer relativ hochfesten Qualität wird ein relativ hohes Erfordernis hinsichtlich deren Dehnung auferlegt, andernfalls können die Erfordernisse des Form-Verfahrens nicht erfüllt werden. Beim Anwenden der Produkte, die durch das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren hergestellt werden und solche Mikrolegierungs-Elemente, wie Nb, V, Ti und Mo, enthalten, kann die hemmende Wirkung dieser Mikrolegierungs-Elemente auf die Rekristallisation des warm-gewalzten Austenits die Inhomogenität der groben Austenit-Körner des Stahlbands beibehalten. Im Ergebnis tendiert die Mikrostruktur des durch die Phasenänderung des inhomogenen groben Austenit erzeugten Endprodukts auch dazu, dass es inhomogen wird, im Ergebnis davon ist die Dehnung des Produkts relativ gering.
Internationale Patente WO 2008137898 , WO 2008137899 und WO 2008137900 sowie Chinesische Patente 200880023157.9 , 200880023167.2 und 200880023586.6 offenbaren ein Verfahren zum Herstellen eines mikrolegierten Stahlbands mit einer Dicke von 0,3–3 mm durch Übernehmen des kontinuierlichen Bandgieß- und Walz-Verfahrens, wobei das Stahlband die wie nachstehend angeführte chemische Zusammensetzung: C < 0,25%, Mn 0,20–2,0%, Si 0,05–0,50% und Al < 0,01% und mindestens einem Element, ausgewählt aus Nb, V und Mo, mit einem Gehalt an Nb 0,01–0,20%, V 0,01–0,20% und Mo 0,05–0,50% aufweist. Unter den Verfahrensbedingungen von Warmwalzen-Reduktionsrate von 20–40% und der Coilingtemperatur von 700°C oder darunter, ist die Mikrostruktur des warmgewalzten Bandes Bainit + azikulärer Ferrit. Wie in diesen Patenten offenbart, werden Legierungs-Elemente zugegeben, um die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen zu hemmen, die grobe Eigenschaft der Austenit-Körner des kontinuierlichen Bandgusses zur Verbesserung der Härtbarkeit beizubehalten und somit die Mikrostruktur von Bainit + azikulärem Ferrit bei Raumtemperatur zu erhalten. Darüber hinaus liefert die Offenbarung keinen von dem Warmwalzen übernommenen Temperaturbereich, allerdings wird in Schriften, die sich auf diese Patente (C. R. Killmore, usw. Development of Ultra-Thin Cast Strip Produkts by the CASTRIP^® Process. AIS Tech, Indianapolis, Indiana, USA, 7.–10. Mai 2007) beziehen, die übernommene Warmwalztemperatur mit 950°C mitgeteilt.
Das Kohlenstoff-arme Mikrolegierungs-Stahl-Produkt von kontinuierlichem Bandgießen, hergestellt durch dieses Verfahren, hat eine relativ hohe Festigkeit und kann eine Streckgrenze von 650 MPa und eine Zugfestigkeit von 750 MPa im Bereich der Zusammensetzung erreichen. Jedoch ist das Hauptproblem die geringe Dehnung des Produkts, wobei die Ursache dafür nachstehend erläutert wird. Das durch das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren erzeugte Gussband hat gewöhnlich grobe und sehr inhomogene Austenit-Körner (von einer Winzigkeit wie Dutzende von Mikometern bis zu einer Höhe wie 700–800 Mikrometer oder auch in der Größenordnung von Millimeter; die Warmwalz-Reduktionsrate des kontinuierlichen Bandgieß-Verfahrens übersteigt gewöhnlich nicht 50%, und die Wirkung der Verfeinerung von Austenit-Körnern durch Verformung ist somit sehr unwesentlich. Wenn diese Austenit-Körner durch Rekristallisation nicht verfeinert werden, würde das inhomogene grobe Austenit nach Warmwalzen nicht wirksam verbessert werden und die Bainit + azikuläre Ferrit-Struktur, die durch die Phasen-Umwandlung des inhomogenen groben Austenits erzeugt wird, wird auch sehr inhomogen, im Ergebnis davon wird die Dehnung des Produkts relativ gering sein.
Um die Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit des kontinuierlichen Mikrolegierungs-Bandgieß-Stahls zu verbessern, schlägt Chinesisches Patent 02825466.X das Verfahren des Herstellens eines mikrolegierten Stahlbands mit einer Dicke von 1–6 mm unter Übernehmen des kontinuierlichen Bandgießens und Walz-Verfahrens vor, durch das der Mikrolegierungs-Stahl eine wie nachstehend angeführte chemische Zusammensetzung: C 0,02–0,20%, Mn 0,1–1,6%, Si 0,02–2,0%, Al < 0,05%, S < 0,03%, Cr 0,01–1,5%, Ni 0,01–1,5%, Mo < 0,5%, N 0,003–0,012%, Ti < 0,03%, V < 0,10%, Nb < 0,035% und B < 0,005%, und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind, aufweist. Das Warmwalzen des Gussbandes wird entsprechend der Austenitzone, Austenit-Ferrit-Zwei-Phasen-Zone oder Ferritzone in dem Temperaturbereich von 1150-(Arl-100)°C mit einer Warmwalz-Reduktionsrate von 15–80% ausgeführt. Bei dem Verfahren ist das Online-Heizsystem (mit der Heiz-Temperatur im Bereich zwischen 670°C und 1150°C) so ausgelegt, dass es sich hinter der kontinuierlichen Bandgieß- und Walzstraße befindet, wobei der Zweck davon die vollständige Rekristallisation des Bandes ist, das in verschiedenen Phasenzonen warmgewalzt nach Wärmeisolierung für einen bestimmten Zeitraum stattfindet, umso für das Stahlband eine überlegene Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit zu erreichen.
Beim Anwenden eines solchen Verfahrens zur Herstellung des Kohlenstoff-armen Mikrolegierungs-Stahl-Produkts durch kontinuierliches Bandgießen kann das erzeugte Stahlband tatsächlich mit einer überlegenen Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit ausgestattet werden. Zum Beispiel sind für das Stahlband, das eine chemische Zusammensetzung aufweist, einschließlich C 0,048%, Mn 0,73%, Si 0,28%, Cr 0,07%, Ni 0,07%, Ti 0,01%, Mo 0,02%, S 0,002%, P 0,008%, Al 0,005% und N 0,0065%, dessen Streckgrenze, Zugfestigkeit und Dehnung 260 MPa, 365 MPa bzw. 28%. Jedoch erfordert das Anwenden eines solchen Herstellungsverfahrens, dass während des Aufbaus der Produktlinie ein Online-Heizsystem hinzugefügt wird, und dass der Heizofen ausreichend lang sein muss, um gleichförmiges Heizen zu sichern, da die Länge der Heizzeit durch sowohl Gießgeschwindigkeit als auch Heizofenlänge bestimmt wird. In diesem Fall erhöhen sich nicht nur die Investitionskosten, sondern es erhöht sich auch die durch die kontinuierliche Bandgieß- und Walz-Produktionslinie eingenommene Fläche wesentlich und vermindert die Vorteile der Produktionslinie.
Wenn das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren zur Herstellung des mikrolegierten, hochfesten, an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls mit einer überlegenen Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit eingesetzt wird, ist es schließlich, angesichts der niedrigen Dicke des Gussbandes, unmöglich, Austenit-Körner durch Verformung zu verfeinern, sodass die Hauptaufgabe darin liegt, wie Austenit-Körner durch Rekristallisation geeignet verfeinert werden, das Produkt mit einer verfeinerten und homogenen Mikrostruktur auszustatten und somit eine überlegene Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit zu erreichen.
Kurzdarstellung der Erfindung
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung liegt im Bereitstellen eines Herstellungsverfahrens für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, durch angemessene Zusammensetzung und Verfahrensauslegung ohne Hinzufügen von Ausrüstung für die Fertigung, um die Online-Rekristallisation des Austenits nach dem Warmwalzen des Gussbandes zu realisieren, Austenit-Körner zu verfeinern und deren Größen-Homogenität zu verbessern, das Produkt mit einer homogener verteilten und verfeinerten Mikrostruktur von Bainit und azikulärem Ferrit auszustatten und gleichzeitig eine relativ hohe Festigkeit und Dehnung zu erreichen.
Um die Aufgabe zu lösen, ist der technische Vorschlag der vorliegenden Erfindung: Ein Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, umfassend nachstehend angeführte Schritte:

1) kontinuierliches Twin-Roller-Gießwerk, wobei das Gussband von 1–5 mm in der Dicke eine chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent wie nachstehend aufweist: C 0,03–0,1%, Si ≤ 0,4%, Mn 0,75–2,0%, P 0,07–0,22%, S ≤ 0,01%, N ≤ 0,012% und Cu 0,25–0,8% und mindestens ein Mikrolegierungs-Element, ausgewählt aus Nb (0,01–0,1%), V (0,01–0,1%), Ti (0,01–0,1%) und Mo (0,1–0,5%), und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind;
2) Kühlen des Gussbandes, wobei die Kühlrate größer als 20°C/s ist;
3) Online-Warmwalzen des Gussbandes unter einer Warmwalztemperatur von 1050–1250°C, einer Reduktionsrate von 20–50% und einer Umformungsgeschwindigkeit von > 20 s^–1, wobei die Dicke des Stahlbandes nach Warmwalzen 0,5–3,0 mm ist, und Online-Austenit-Rekristallisation nach dem Warmwalzen des Gussbandes stattfindet;
4) Kühlen des warmgewalzten Bandes, wobei die Kühlrate 10–80°C/s beträgt;
5) Coiling des warmgewalzten Bandes, wobei die Coilingtemperatur des warmgewalzten Bandes so gesteuert wird, dass sie 500–650°C beträgt; und wobei das zum Schluss erhaltene Stahlband eine Mikrostruktur aufweist, die im Wesentlichen aus homogenem Bainit und azikulärem Ferrit besteht.

Wobei in Schritt 1) der Gehalt an jedem von Nb, V und Ti 0,01–0,05 Gew.-% ist und der Gehalt an Mo 0,1–0,25 Gew.-% ist.
Wobei in Schritt 2) die Kühlrate des Gussbandes größer als 30°C/s ist.
Wobei in Schritt 3) die Warmwalztemperatur im Bereich von 1100–1250°C oder im Bereich von 1150–1250°C liegt.
Wobei in Schritt 3) die Reduktionsrate des Warmwalzens 30–50% ist.
Wobei in Schritt 3) die Umformungsgeschwindigkeit des Warmwalzens > 30 s^–1 ist.
Wobei in Schritt 4) die Kühlrate des warmgewalzten Bandes im Bereich von 30–80°C/s liegt.
Wobei in Schritt 5) die Coilingtemperatur im Bereich von 500–600°C liegt.
Die technische Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung wird nachstehend beschrieben:

(1) Geeignete Mengen von Mikrolegierungs-Elementen Nb, V, Ti und Mo werden dem Kohlenstoff-armen Stahl zugesetzt, um hauptsächlich in zwei Aspekten eine Rolle zu spielen, Erstens, um deren Rolle von Feste-Lösungs-Verfestigen ins Spiel zu bringen und die Festigkeit des Stahlbandes zu verbessern; Zweitens, um die Austenit-Korngrenze über die Atome des gelösten Stoffes zu ziehen bzw. zu verschieben, das Wachstum von Austenit-Körnern zu einem bestimmten Ausmaß zu hemmen und somit Austenit-Körner zu verfeinern und die Rekristallisation des Austenits zu fördern. Je mehr die Austenit-Körner in der Größe verfeinert sind, umso höher ist die bei der Verformung erzeugte Versetzungsdichte, und umso höher ist die gespeicherte Energie der Verformung, im Ergebnis davon wird die treibende Kraft der Rekristallisation verstärkt, um das Rekristallisations-Verfahren zu fördern. Außerdem, angenommen, dass der Kristallisationskeim hauptsächlich bei oder nahe der ursprünglichen Hoch-Winkel-Korngrenze gebildet wird, umso feiner sind die Austenit-Körner in der Größe (d. h. je höher die Korngrenzenfläche) und umso leichter ist es für die Bildung des Kristallisationskerns, was somit den Rekristallisations-Vorgang fördert.
(2) Nutzung der schnellen Verfestigung und schnellen Kühl-Eigenschaften des Stahlbandes bei dem kontinuierlichen Bandgieß-Verfahren und geeignetes Steuern der Kühlrate des Gussbandes können helfen, die Segregation von P und Cu wirksam zu steuern und somit eine Zugabe von relativ hohen Mengen von P und Cu in dem Kohlenstoff-armen Stahl zu realisieren, was die an der Atmosphäre korrosionsbeständige Eigenschaft des Stahlbandes verbessern kann.
(3) Geeignetes Steigern der Warmwalztemperatur in der Austenitzone (Verformungs- und Rekristallisations-Temperatur) fördert die Rekristallisation des Austenits. Mit der Erhöhung der Verformungs-Temperatur zeigen sowohl die Rekristallisations-Keimbildungsrate als auch Wachstumsrate ein exponentiell-korreliertes Wachstum (Microalloyed Steel – Physical and Mechanical Metallurgy, von YONG Qilong), d. h. je höher die Temperatur, umso leichter ist die Rekristallisation.
(4) Steuern der Reduktionsrate (Umformungsgeschwindigkeit) von Warmwalzen in einem geeigneten Bereich fördert die Rekristallisation des Austenits. Verformung ist nicht nur die Basis von Rekristallisation, sondern auch die treibende Kraft einer Rekristallisation, d. h. die Quelle von gespeicherter Energie solcher Verformung. Angenommen, dass Rekristallisation nur stattfindet, nachdem die treibende Kraft ein bestimmtes Niveau erreicht hat, kann nur ein bestimmter Grad an Verformung eine Rekristallisation starten. Je höher die Umformungsgeschwindigkeit, umso höher ist die gespeicherte Energie der Verformung und umso höher ist die Rekristallisations-Keimbildungsrate und Wachstumsrate, was bedeutet, dass Rekristallisation bei einer ausreichend schnellen Rate auch bei einer relativ niedrigen Temperatur gestartet und beendet werden kann. Weiterhin vermindert ein höherer Grad an Verformung auch die Größe von Austenit-Körnern nach Rekristallisation, da die Rekristallisations-Keimbildungsrate ein exponentiell korreliertes Wachstum mit dem Anstieg der gespeicherten Energie der Verformung zeigt (Microalloyed Steel – Physical and Mechanical Metallurgy, von YONG Qilong). Somit hilft dies, um verfeinerteres Austenit-Phasen-Umwandlungs-Produkt zu erhalten, und die Festigkeit und Umformbarkeit des Stahlbandes zu verbessern.
(5) Steuern der Umformungsgeschwindigkeit in einem geeigneten Bereich fördert die Rekristallisation des Austenits. Steigern der Umformungsgeschwindigkeit wird die gespeicherte Verformungsenergie erhöhen, und somit erhöht sich die treibende Kraft der Rekristallisation und fördert den Rekristallisations-Vorgang.

Zur Auslegung der chemischen Zusammensetzung in der vorliegenden Erfindung:
C: C ist das wirtschaftlichste und grundsätzliche Verfestigungs-Element bei Stahl und verbessert die Festigkeit von Stahl mit Hilfe von Feste-Lösungs-Verfestigen und Ausscheidungs-Verfestigen. C ist auch ein unabdingbares Element für die Ausscheidung von Zementit bei dem Umwandlungs-Vorgang des Austenits. Somit bestimmt der Gehaltsanteil an C zu einem großen Ausmaß den Festigkeitsgrad von Stahl, d. h. ein relativ hoher Gehalt an C entspricht einem relativ hohen Grad an Stahl-Festigkeit. Jedoch angenommen, dass die interstitielle feste Lösung bzw. Einlagerungsmischkristall und Ausscheidung von C relativ deutlich sowohl die Umformbarkeit als auch Zähigkeit von Stahl beeintrichtigen und dass ein zu hoher Gehalt an C der Schweiß-Eigenschaft von Stahl schadet, sollte der Gehalt an C nicht zu hoch sein und die Festigkeit von Stahl kann durch Zusetzen geeigneter Mengen von Legierungs-Elementen ergänzt werden. Somit wird in der vorliegenden Erfindung der Gehalt an C so gesteuert, dass er im Bereich von 0,03–0,1% liegt.
Si: Si spielt eine Rolle beim Feste-Lösungs-Verfestigen in Stahl, und kann, wenn zugegeben, die Stahlreinheit verbessern und Stahl-Desoxidation fördern. Ein zu hoher Gehalt an Si verschlechtert allerdings sowohl die Schweißbarkeit von Stahl als auch die Zähigkeit der durch Schweißwärme beeinflussten Zone. Somit wird in der vorliegenden Erfindung der Gehalt an Si so gesteuert, dass er 0,4% oder darunter beträgt. Mn: Als eines der kostengünstigsten Legierungs-Elemente mit einer sehr hohen Feststoff-Löslichkeit in Stahl kann Mn die Härtbarkeit von Stahl verbessern und seine Festigkeit durch Feste-Lösungs-Verfestigen verbessern, während dem Stahl grundsätzlich keine Beeinträchtigung der Umformbarkeit oder Zähigkeit auferlegt wird. Somit ist es das wichtigste Verfestigungs-Element, das die Festigkeit von Stahl unter Umständen verbessern kann, wenn der Gehalt an C vermindert ist. Jedoch verschlechtert ein zu hoher Gehalt an Mn sowohl die Schweißbarkeit von Stahl als auch die Zähigkeit der durch Schweißwärme beeinträchtigten Zone. Somit wird in der vorliegenden Erfindung der Gehalt an Mn so gesteuert, dass er im Bereich von ≤ 0,75–2,0% liegt.
P: P kann die Korrosionsbeständigkeits-Eigenschaft von Stahl an der Atmosphäre deutlich verbessern und Austenit-Körner stark verfeinern. Jedoch ist ein hoher Gehalt an P anfällig für Segregation an der Korngrenze, erhöht die Kalt-Sprödigkeit von Stahl, verschlechtert seine Schweiß-Eigenschaften und Kalt-Biege-Leistung und vermindert seine Umformbarkeit. Somit, soweit wie der durch das herkömmliche Verfahren hergestellte an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahl gegenwärtig betroffen ist, wird P in den meisten Fällen als ein Verunreinigungselement ausgelegt, wobei sein Gehalt daher auf ein sehr niedriges Niveau gesteuert wird.
Bei dem kontinuierlichen Bandgieß-Verfahren sind sowohl die Verfestigungs- als auch Kühlraten des Gussbandes sehr hoch, was die Segregation von P effektiv hemmen und somit seine Nachteile effektiv vermeiden, vollständig seine Vorteile ins Spiel bringen, die Korrosionsbeständigkeits-Eigenschaft von Stahl an der Atmosphäre verbessern und die Rekristallisation des Austenits durch Verfeinern der Austenit-Körner fördern kann. Somit wird in der vorliegenden Erfindung ein P-Gehalt übernommen, der höher als jener ist, der bei der Herstellung von dem an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahl durch das herkömmliche Verfahren übernommen wird, d. h. im Bereich zwischen 0,07% und 0,22%.
S: Unter normalen Umständen ist S auch ein schädliches Element im Stahl, das die Heiß-Sprödigkeit von Stahl erzeugt, dessen Duktilität und Zähigkeit vermindert und in dem Walz-Verfahren Risse verursacht. S vermindert auch die Schweiß-Eigenschaften und Korrosionsbeständigkeits-Eigenschaft von Stahl. Somit wird in der vorliegenden Erfindung S als ein Verunreinigungselement eingeregelt, wobei sein Gehalt so gesteuert wird, dass er 0,01% oder darunter liegt.
Cu: Cu ist ein wichtiges Element beim Verbessern der Korrosionsbeständigkeits-Eigenschaft von Stahl an der Atmosphäre, und zeigt eine wesentlichere Wirkung, wenn in Kombination mit P verwendet. Außerdem kann Cu auch seine Wirkung von Feste-Lösungs-Verfestigen ins Spiel bringen, um die Festigkeit von Stahl ohne negatives Beeinflussen seiner Schweiß-Eigenschaften zu verbessern. Jedoch als ein Element, das leicht zur Segregation neigt, ruft Cu leicht die Heiß-Sprödigkeit von Stahl beim Warm-Verarbeiten hervor. Somit wird, so weit wie der durch das herkömmliche Verfahren hergestellte an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahl gegenwärtig betroffen ist, der Gehalt an Cu im Allgemeinen so gesteuert, dass er 0,6% oder darunter beträgt.
Bei dem kontinuierlichen Bandgieß-Verfahren sind sowohl die Verfestigungs- als auch Kühlraten des Gussbandes sehr hoch, was die Segregation von Cu wirksam hemmen und somit seine Nachteile wirksam vermeiden und seine Vorteile vollständig ins Spiel bringen kann. Somit wird in der vorliegenden Erfindung der Cu-Gehalt höher als jener übernommen, der bei der Herstellung des an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls durch das herkömmliche Verfahren übernommen wird, d. h. im Bereich zwischen 0,25% und 0,8%.
Nb: Unter den üblicherweise verwendeten vier Mikrolegierungs-Elementen, d. h. Nb, V, Ti und Mo, ist Nb das Legierungs-Element, welches die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen am stärksten hemmen kann. In dem durch das herkömmliche gesteuerte Walzen hergestellten Mikrolegierungs-Stahl wird gewöhnlich Nb zugegeben, erstens, um eine Rolle beim Verfestigen zu spielen, und zweitens, um die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen zu hemmen, wodurch somit die Aufgabe des Verfeinerns von Austenit-Körnern durch Verformung realisiert wird. Basierend auf dem Zug-Mechanismus durch die gelösten Atome und dem Verankerungs-Mechanismus durch die Teilchen der zweiten Phase des ausgeschiedenen Nb-Carbonitrids kann Nb wirksam die Migration der Großwinkel-Korngrenze und Subkorngrenze und somit deutlich den Rekristallisations-Vorgang verhindern. Bei dem Vorgang ist die Wirkung der Teilchen der zweiten Phase beim Verhindern der Rekristallisation wesentlicher.
Basierend auf den einzigartig schnellen Verfestigungs- und schnellen Kühl-Eigenschaften des Stahlbandes in dem kontinuierlichen Bandgieß-Verfahren kann das zugegebene Legierungs-Element Nb hauptsächlich in Form einer festen Lösung in dem Stahlband vorliegen, und fast keine Ausscheidung von Nb kann beobachtet werden, selbst wenn das Stahlband auf Raumtemperatur herunter gekühlt wird. Somit kann es, obwohl das Legierungs-Element Nb die Rekristallisation des Austenits wirksam hemmen kann, in vielen Fällen sehr schwierig sein, sich nur auf die gelösten Atome (anstatt die Wirkung der Teilchen der zweiten Phase ins Spiel zu bringen) zu verlassen, um solche Hemmwirkung zu realisieren. Wenn zum Beispiel sowohl die Verformungstemperatur als auch die Umformungsgeschwindigkeit relativ hoch sind, kann die Rekristallisation des Austenits noch stattfinden, selbst wenn das Legierungs-Element Nb zugesetzt wird.
Andererseits kann das in Form von fester Lösung im Stahl vorliegende Legierungs-Element Nb die Austenit-Korngrenze über die gelösten Atome ziehen bzw. verschieben, das Wachstum der Austenit-Körner zu einem bestimmten Ausmaß hemmen und somit Austenit-Körner verfeinern und die Rekristallisation des Austenits fördern. In diesem Sinne hilft Nb, die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen zu fördern.
In der vorliegenden Erfindung sollte einerseits die Wirkung von Feste-Lösungs-Verfestigen von Nb ins Spiel gebracht werden, um die Festigkeit von Stahl zu verbessern; andererseits sollte die Hemmwirkung von Nb für die Rekristallisation des Austenits auf ein Minimum vermindert werden. Somit liegt der dimensionierte Gehalt an Nb in der vorliegenden Erfindung im Bereich von 0,01–0,1%. Vorzugsweise wird der Gehalt an Nb so gesteuert, dass er im Bereich von 0,01–0,05% liegt, so dass das Stahlband mit einer überlegeneren Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit ausgestattet sein kann.
V: Unter den üblicherweise verwendeten vier Mikrolegierungs-Elementen, d. h. Nb, V, Ti und Mo, hat V den schwächsten Effekt beim Hemmen der Rekristallisation des Austenits. Bei dem durch Rekristallisation gesteuerter Walzen hergestellten Stahl wird gewöhnlich V zugesetzt, erstens um beim Verfestigen eine Rolle zu spielen und zweitens die Aufgabe des Verfeinerns von Austenit-Körnern durch Rekristallisation zu lösen, da seine Hemmwirkung zur Rekristallisation relativ unwesentlich ist.
In dem kontinuierlichen Bandgieß-Verfahren liegt V auch hauptsächlich in Form von fester Lösung in dem Stahlband vor und fast keine Ausscheidung von V kann beobachtet werden, selbst wenn das Stahlband auf Raumtemperatur herunter gekühlt wird. Somit ist die Hemmwirkung von V für die Rekristallisation des Austenits sehr begrenzt. Wenn es erforderlich ist, dass sowohl die Wirkung des Feste-Lösungs-Verfestigens von Legierungs-Elementen ins Spiel gebracht werden kann, um die Festigkeit von Stahl zu verbessern, als auch, dass die Hemmwirkung dieser Legierungs-Elemente für die Rekristallisation des Austenits auf ein Minimum vermindert wird, dann ist V ein relativ ideales Legierungs-Element, das zu dem Aufbau der vorliegenden Erfindung am besten passt.
Andererseits kann das Legierungs-Element V, das in Form einer festen Lösung in Stahl vorliegt, die Austenit-Korngrenze über die gelösten Atome ziehen bzw. verschieben, das Wachstum von Austenit-Körnern zu einem bestimmten Ausmaß hemmen und somit die Austenit-Körner verfeinern. In diesem Sinne hilft V, die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen zu fördern.
In der vorliegenden Erfindung liegt der Gehalt an übernommenem V im Bereich von 0,01–0,1%. Vorzugsweise wird der Gehalt an V so gesteuert, dass er im Bereich von 0,01–0,05% liegt, so dass das Stahlband mit einer überlegeneren Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit ausgestattet sein kann.
Ti: Unter den üblicherweise verwendeten vier Mikrolegierungs-Elementen, d. h. Nb, V, Ti und Mo, hat Ti eine Hemmwirkung für die Rekristallisation des Austenits allerdings nur zweitrangig zu jener von Nb, jedoch überlegen zu jener von Mo und V. In diesem Sinne läuft Ti der Förderung der Rekristallisation des Austenits entgegen. Jedoch hat Ti einen deutlichen Vorteil dahingehend, dass es eine sehr niedrige Feststoff-Löslichkeit aufweist und sehr stabile Zweite-Phase-Teilchen TiN von etwa 10 nm in der Größe bei hoher Temperatur bildet, das Vergröbern von Austenit-Körnern während des Ausgleichens verhindern und somit die Wirkung der Rekristallisation fördern kann. Somit wird dem durch Rekristallisation-gesteuertes Walzen hergestellten Stahl gewöhnlich eine Spurenmenge von Ti zugesetzt, um Austenit-Körner zu verfeinern und die Rekristallisation des Austenits zu fördern.
Bei dem kontinuierlichen Bandgieß-Verfahren liegt Ti hauptsächlich in Form von fester Lösung in dem Stahlband im warmen Zustand vor und wenn das Stahlband auf Raumtemperatur herunter gekühlt wird, kann eine kleine Menge von Ausscheidungen von Ti beobachtet werden. Somit ist die Hemmwirkung von Ti für die Rekristallisation des Austenits sehr begrenzt.
Andererseits kann das Legierungs-Element Ti, das in Form einer festen Lösung in Stahl vorliegt, die Austenit-Korngrenze über die gelösten Atome ziehen bzw. verschieben, das Wachstum von Austenit-Körnern zu einem bestimmten Ausmaß hemmen und somit Austenit-Körner verfeinern. In diesem Sinne hilft Ti, die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen zu fördern.
In der vorliegenden Erfindung sollte einerseits die Wirkung von Feste-Lösungs-Verfestigen von Ti ins Spiel gebracht werden, um die Festigkeit von Stahl zu verbessern; andererseits sollte die Hemmwirkung von Ti für die Rekristallisation des Austenits auf ein Minimum vermindert werden. Somit liegt der dimensionierte Gehalt an Ti in der vorliegenden Erfindung im Bereich von 0,01–0,1%. Vorzugsweise wird der Gehalt an Ti so gesteuert, dass er im Bereich von 0,01–0,05% liegt, so dass das Stahlband mit einer überlegeneren Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit ausgestattet sein kann.
Mo: Unter den üblich verwendeten vier Mikrolegierungs-Elementen, d. h. Nb, V, Ti und Mo, hat Mo nur eine relativ schwache Hemmwirkung für die Rekristallisation des Austenits, die nur zu jener von V überlegen ist.
Bei dem kontinuierlichen Bandgieß-Verfahren liegt Mo auch hauptsächlich in Form einer festen Lösung in dem Stahlband vor und fast keine Ausscheidung von Mo kann beobachtet werden, selbst wenn das Stahlband auf Raumtemperatur herunter gekühlt wird. Somit ist die Hemmwirkung von Mo für die Rekristallisation des Austenits sehr begrenzt.
Andererseits kann das Legierungs-Element Mo, das in Form einer festen Lösung in Stahl vorliegt, die Austenit-Korngrenze über die gelösten Atome ziehen bzw. verschieben, das Wachstum von Austenit-Körnern zu einem bestimmten Ausmaß hemmen und somit Austenit-Körner verfeinern und die Rekristallisation des Austenits fördern. In diesem Sinne hilft Mo, die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen zu fördern.
In der vorliegenden Erfindung liegt der Gehalt an übernommenem Mo im Bereich von 0,1–0,5%. Vorzugsweise wird der Gehalt an Mo so gesteuert, dass er im Bereich von 0,1–0,25 % liegt, so dass das Stahlband mit einer überlegeneren Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit ausgestattet sein kann.
N: Ähnlich zu C kann N auch die Festigkeit von Stahl durch interstitielle feste Lösung verbessern, jedoch, deren interstitielle feste Lösung beeinträchtigt ziemlich deutlich sowohl die Umformbarkeit als auch Zähigkeit von Stahl, sodass der Gehalt an N nicht zu hoch sein darf. In der vorliegenden Erfindung wird der übernommene Gehalt an N so gesteuert, dass er bei 0,012% oder darunter beträgt.
Bei dem Herstellungs-Verfahren der vorliegenden Erfindung:
Kontinuierliches Bandgießen, wobei der geschmolzene Stahl in einen geschmolzenen Pool, gebildet aus einem Paar von relativ rotierenden und innen mit Wasser gekühlten Gießwalzen und Seitensperren, eingeführt wird und direkt zu einem Band mit einer Dicke von 1–5 mm durch schnelle Verfestigung gegossen wird.
Kühlen des Gussbandes, wobei nach kontinuierlichem Gießen und Austritt aus den Gießwalzen das Gussband durch eine luftdichte Kammer zum Kühlen läuft. Um die Temperatur des Gussbandes schneller zu verringern, um somit das zu schnelle Wachstum von Austenit-Körnern bei hoher Temperatur zu verhindern und wichtiger noch, die Segregation von P und Cu zu steuern, wird die Kühlrate des Gussbandes so gesteuert, dass sie größer als 20°C/s ist und wird vorzugsweise so gesteuert, dass sie größer als 30°C/s ist. Das Kühlen des Gussbandes nutzt das Verfahren vom Gas-Kühlen und der Druck und Strom des Kühlgases und der Ort des Gas-Ausstoßes können zur Regulierung und Steuerung angewendet werden. Verfügbare Kühlgase umfassen Argon, Stickstoff, Helium und andere Inertgase, sowie das Gemisch von verschiedenen Gasarten. Durch Steuern des Typs, Drucks, Stroms des Kühlgases, des Abstands zwischen dem Gas-Ausstoß und dem Gussband, usw. kann die Kühlrate des Gussbandes wirksam gesteuert werden.
Online-Warmwalzen des Gussbandes wird bei einer Warmwalztemperatur von 1050–1250°C gesteuert, mit dem Zweck des Realisierens der vollständigen Kristallisation des Austenits nach Warmwalzen und Verfeinerns der Austenit-Körner. Bei der Auslegung der chemischen Zusammensetzung in der vorliegenden Erfindung werden Mikrolegierungs-Elemente Nb, V, Ti und Mo zugesetzt, was, wie vorstehend erwähnt, die Rekristallisation des Austenits zu einem bestimmten Ausmaß hemmen kann, obwohl solche Hemmwirkung bei dem kontinuierlichen Bandgieß-Verfahren abgeschwächt wird. Wenn das Warmwalzen jedoch bei einer Temperatur geringer als 1050°C ausgeführt wird, ist es sehr schwierig, dass eine vollständige Kristallisation des Austenits stattfindet; wenn das Warmwalzen bei einer Temperatur höher als 1250°C ausgeführt wird, ist es auf Grund der Festigkeits-Verminderung des Stahlbandes sehr schwierig, das Warmwalz-Verfahren zu steuern. Somit übernimmt die vorliegende Erfindung eine Walztemperatur im Bereich von 1050–1250°C. Vorzugsweise wird die Warmwalztemperatur so gesteuert, dass sie im Bereich von 1100–1250°C oder 1150–1250°C liegt. Die Reduktionsrate des Warmwalzens wird so gesteuert, dass sie 20–50% beträgt, und Erhöhen der Verminderung bzw. Reduktion beim Warmwalzen wird die Kristallisation des Austenits fördern und Austenit-Körner verfeinern. Vorzugsweise wird die Reduktionsrate des Warmwalzens so gesteuert, dass sie im Bereich von 30–50% liegt. Die Umformungsgeschwindigkeit des Warmwalzens wird so gesteuert, dass sie > 20 s^–1 beträgt, und Erhöhen der Umformungsgeschwindigkeit des Warmwalzens wird die Kristallisation des Austenits fördern. Vorzugsweise wird die Umformungsgeschwindigkeit des Warmwalzens so gesteuert, dass sie > 30 s^–1 beträgt. Die Dicke des Stahlbandes nach Warmwalzen liegt im Bereich von 0,5–3,0 Mm.
Kühlen des warmgewalzten Bandes, wobei Gas-Sprühkühlen, schichtförmiges Kühlen, Sprüh-Kühlen oder andere Kühl-Verfahren für das Kühlen des warmgewalzten Bandes angewendet werden. Die Strömungsmenge, Strömungsgeschwindigkeit, Wasser-Auslassort und andere Parameter des Kühlwassers können reguliert werden, um die Kühlrate des warmgewalzten Bandes zu steuern. Die Kühlrate des warmgewalzten Bandes wird so gesteuert, dass sie 10–80°C/s beträgt, und das warmgewalzte Band wird auf die erforderliche Coilingtemperatur herunter gekühlt. Die Kühlrate ist ein wichtiger Faktor, der die tatsächliche Start-Temperatur der Phasen-Umwandlung des Austenits beeinflusst, d. h. je höher die Kühlrate, umso geringer ist die tatsächliche Start-Temperatur der Phasen-Umwandlung des Austenits und umso feiner ist die Korngröße der nach Phasen-Umwandlung erzeugten Mikrostruktur, was somit hilft, die Festigkeit und Zähigkeit des Stahlbandes zu verbessern. Vorzugsweise wird die Kühlrate des warmgewalzten Bandes so gesteuert, dass sie im Bereich von 30–80°C/s liegt.
Coiling des warmgewalzten Bandes, wobei die Coilingtemperatur des warmgewalzten Bandes so gesteuert wird, dass sie 500–650°C beträgt, um das warmgewalzte Band mit der mikrostrukturellen Eigenschaft von Bainit und azikulärem Ferrit auszustatten. Vorzugsweise wird die Coilingtemperatur des warmgewalzten Bandes so gesteuert, dass sie im Bereich von 500–600°C liegt.
Die vorliegende Erfindung ist von den vorstehend erwähnten Erfindungen dahingehend deutlich verschieden, indem andere Zusammensetzungsbereiche und Verfahrens-Technologien der Online-Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen des Guss-Bandes gesteuert und realisiert werden, Herstellung des in der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahlbandes mit einer homogener verteilten und verfeinerten Mikrostruktur von Bainit und azikulärem Ferrit und um gleichzeitig eine überlegene Abstimmung von Festigkeit und Dehnung zu erreichen.
Verglichen mit vorliegenden Patenten, in welchen das herkömmliche Verfahren oder das Gieß-Verfahren für dünne Brammen angewendet wird, um hochfesten an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahl herzustellen, hat die vorliegende Erfindung die nachstehend angeführten Vorteile:

(1) Die vorliegende Erfindung wendet das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren an, bringt vollständig seine Merkmale ins Spiel, wie kurzer Verfahrensverlauf, niedriger Energieverbrauch, hohe Effizienz, einfaches Verfahren, usw., und vermindert somit deutlich die Herstellungskosten des mikrolegierten hochfesten und an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls mit einer geringen Dicke von 0,5–3 mm.
(2) Wenn das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren angewendet und die Kühlrate des Gussbandes geeignet gesteuert wird, kann die vorliegende Erfindung wirksam die Segregation von P und Cu hemmen, die obere Grenze des Cu-Gehalts des mikrolegierten hochfesten, an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls von 0,55% von dem herkömmlichen Verfahren und 0,6% von dem dünnen Bramme-Gieß-Verfahren auf die vorliegenden 0,8% erhöhen, und die obere Grenze des P-Gehalts des mikrolegierten hochfesten an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls von 0,02% des herkömmlichen Verfahrens und von 0,15% des dünnen Bramme-Gieß-Verfahrens auf die vorliegenden 0,22% ansteigen lassen.
(3) Die vorliegende Erfindung verbessert die Korrosionsbeständigkeits-Eigenschaft von Stahl an der Atmosphäre durch Erhöhen der Gehalte an P und Cu ohne Zusetzen von solchen wertvollen Metallen, wie Cr und Ni, was die Herstellungskosten weiter senkt.

Verglichen mit den vorliegenden Chinesischen Patenten 200880023157.9 , 200880023167.2 und 200880023586.6 , die das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren zur Herstellung von mikrolegiertem hochfestem Stahl anwenden, unterscheidet sich die vorliegende Erfindung in den nachstehend angeführten Aspekten: Chinesische Patente 200880023157.9, 200880023167.2 und 200880023586.6 geben die Zugabe von Mikrolegierungs-Elementen an, um die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen zu hemmen, und um die Mikrostruktur von Bainit + azikulärem Ferrit für das Stahlband zu erhalten. Jedoch wird die aus dem inhomogenen groben Austenit durch die Phasen-Umwandlung erzeugte Bainit + azikuläre Ferrit-Mikrostruktur auch sehr inhomogen sein, wobei im Ergebnis davon die Dehnung des Produkts relativ gering sein wird. Die vorlegende Erfindung realisiert die Online-Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen durch Steuern der zusätzlichen Mengen von Mikrolegierungs-Elementen, der Temperatur des Warmwalzens, der Reduktionsrate des Warmwalzens und der Umformungsgeschwindigkeit des Warmwalzens, und erreicht somit eine homogene Mikrostruktur von Bainit + azikulärem Ferrit und überlegene Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit für das Stahlband. Außerdem wird, um die Korrosionsbeständigkeits-Eigenschaft von Stahl an der Atmosphäre zu verbessern, die chemische Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung so ausgelegt, dass P und Cu enthalten sind, was tatsächlich der Herstellung eines anderen Stahl-Typs entspricht.
Verglichen mit dem vorliegenden Chinesischen Patent 02825466.X , welches das kontinuierliche Bandgieß-Verfahren zur Herstellung von mikrolegiertem Stahl anwendet, unterscheidet sich die vorliegende Erfindung in den nachstehend angeführten Aspekten: Während das Chinesische Patent 02825466.X die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen durch Hinzufügen eines Online-Heizsystems steuert, wird in der vorliegenden Erfindung die Rekristallisation des Austenits nach Warmwalzen durch Steuern der zusätzlichen Mengen von Mikrolegierungs-Elementen, der Temperatur des Warmwalzens, der Reduktionsrate des Warmwalzens und der Umformungsgeschwindigkeit des Warmwalzens gesteuert. Außerdem enthält der Aufbau der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung, um die Korrosionsbeständigkeits-Eigenschaft von Stahl an der Atmosphäre zu verbessern, P und Cu, was tatsächlich der Herstellung eines anderen von Stahl-Typs entspricht.
Vorteilhafte Wirkungen der vorliegenden Erfindung:
Basierend auf der angemessenen Dimensionierung der chemischen Zusammensetzung, angemessenen Steuerung der Kühlrate des Gussbandes und angemessenen Auslegung von Temperatur, Reduktionsrate und Umformungsgeschwindigkeit des Warmwalzens in dem kontinuierlichen Bandgieß-Herstellungs-Verfahren, ist die vorliegende Erfindung vorgesehen, die Online-Rekristallisation des Austenits nach dem Warmwalzen des Mikrolegierungs-Elemente enthaltenden Gussbandes zu steuern und zu realisieren, und das an der Atmosphäre korrosionsbeständige Stahlband mit einer homogenen Mikrostruktur von Bainit und azikulärem Ferrit und einer überlegenen Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit herzustellen.
Kurzbeschreibung der Zeichnung
1 stellt das Schema des kontinuierlichen Bandgieß-Verfahrensverlaufs bereit.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Bezugnehmend auf 1 wird der Verfahrensverlauf des kontinuierlichen Bandgießens der vorliegenden Erfindung nachstehend beschrieben: Der geschmolzene Stahl in der großen Stahlpfanne wird über den langen Ausguss 2, Gießwanne bzw. Tundish 3 und untergetauchten Ausguss 4 zu dem geschmolzenen Pool 7, gebildet aus einem Paar von relativ rotierenden und innen mit Wasser gekühlten Gießwalzen (5a und 5b) und den Seitensperren (6a und 6b) eingeführt, und bildet das Gussband 11 in der Größe von 1–5 mm durch Kühlen durch die mit Wasser gekühlten Gießwalzen; das Stahlband läuft dann durch die zweite Kühl-Vorrichtung 8 in die luftdichte Kammer 10, um ihre Kühlrate zu steuern, und wird dann zur Warmwalzstraße 13 durch die schwingende Führungsplatte 9 und Andruckrolle 12 transportiert; das warmgewalzte Band mit 0,5–3 mm in der Größe, das nach Warmwalzen gebildet wurde, läuft dann durch die dritte Kühl-Vorrichtung 14, und läuft dann in die Coiling-Maschine 15. Die Stahlcoil wird dann von der Coiling-Maschine zum natürlichen Kühlen auf Raumtemperatur abgenommen.
In allen Beispielen der vorliegenden Erfindung wird der geschmolzene Stahl durch Schmelzen im Elektroofen erzeugt; siehe die spezielle chemische Zusammensetzung in nachstehend angeführter Tabelle 1. Tabelle 2 liefert die Dicke und Kühlrate des Gussbandes, erzeugt nach dem kontinuierlichen Bandgießen, die Temperatur, Reduktionsrate und Umformungsgeschwindigkeit von Warmwalzen, die Dicke und Kühlrate des warmgewalzten Bandes, die Coilingtemperatur und andere Verfahrensparameter sowie die Zug-Leistung und Biege-Leistung des warmgewalzten Bandes nach Kühlen herunter auf Raumtemperatur.
Es kann aus Tabelle 2 ersichtlich werden, dass das Stahlband der vorliegenden Erfindung eine Streckgrenze von 700 MPa oder darüber, eine Zugfestigkeit von 780 MPa oder darüber, eine Dehnung von 18% oder darüber und eine geeignete Biege-Leistung von 180°, sowie eine überlegene Abstimmung von Festigkeit und Umformbarkeit aufweist. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung des geschmolzenen Stahls in den Beispielen (Gew.-%)
Tabelle 2 Verfahrensparameter und Produkt-Leistung der Beispiele

Claims

Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, umfassend nachstehende Schritte: 1) Gießen eines Gussbandes mit einer Dicke von 1–5 mm unter Verwendung eines kontinuierlichen Twin-Roller-Gießwerkes, wobei das Gussband eine chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent wie nachstehend aufweist: C 0,03–0,1%, Si ≤ 0,4%, Mn 0,75–2,0%, P 0,07–0,22%, S ≤ 0,01%, N ≤ 0,012% und Cu 0,25–0,8% und mindestens ein Mikrolegierungs-Element, ausgewählt aus Nb, V, Ti und Mo, mit einem Gehalt an Nb 0,01–0,1%, V 0,01–0,1%, Ti 0,01–0,1% und Mo 0,1–0,5% und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind; 2) Kühlen des Gussbandes, wobei die Kühlrate größer als 20°C/s ist; 3) Online-Warmwalzen des Gussbandes unter einer Warmwalztemperatur von 1050–1250°C, einer Reduktionsrate von 20–50% und einer Umformungsgeschwindigkeit von > 20 s^–1, wobei die Dicke des Stahlbandes nach Warmwalzen 0,5–3,0 mm ist, und Online-Austenit-Rekristallisation nach dem Warmwalzen des Gussbandes stattfindet; 4) Kühlen des warmgewalzten Bandes, wobei die Kühlrate 10–80°C/s beträgt; 5) Coiling des warmgewalzten Bandes, wobei die Coilingtemperatur des warmgewalzten Bandes so gesteuert wird, dass sie 500–650°C beträgt; und wobei das zum Schluss erhaltene Stahlband eine Mikrostruktur aufweist, die im Wesentlichen aus homogenem Bainit und azikulärem Ferrit besteht.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei in Schritt 1) der Gehalt an jedem von Nb, V und Ti 0,01–0,05 Gew.-% ist.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1 oder 2, wobei in Schritt 1) der Gehalt an Mo 0,1–0,25 Gew.-% ist.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei in Schritt 2) die Kühlrate des Stahlbandes größer als 30°C/s ist.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei in Schritt 3) die Warmwalztemperatur im Bereich von 1100–1250°C liegt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei in Schritt 3) die Warmwalztemperatur im Bereich von 1150–1250°C liegt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1 oder 5, wobei in Schritt 3) die Reduktionsrate des Warmwalzens im Bereich 30–50% liegt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1 oder 5 oder 7, wobei in Schritt 3) die Umformungsgeschwindigkeit des Warmwalzens > 30 s^–1 beträgt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei in Schritt 4) die Kühlrate des warmgewalzten Bandes im Bereich von 30–80°C/s liegt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei in Schritt 5) die Coilingtemperatur im Bereich von 500–600°C liegt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei die Dicke des Stahlbands weniger als 3 mm beträgt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei die Dicke des Stahlbands weniger als 2 mm beträgt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1, wobei die Dicke des Stahlbandes weniger als 1 mm beträgt.
Herstellungsverfahren für einen witterungsbeständigen kontinuierlichen Bandguss-Stahl, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist, nach Anspruch 1 oder 11, wobei das Stahlband eine Streckgrenze von 700 MPa oder darüber, eine Zugfestigkeit von 780 MPa oder darüber und eine Dehnung von 18% oder darüber aufweist.