DE112020004425T5 - Dünner hochkorrosionsbeständiger stahl und herstellungsverfahren dafür - Google Patents

Dünner hochkorrosionsbeständiger stahl und herstellungsverfahren dafür Download PDF

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Abstract

Offenbar sind ein dünner hochkorrosionsbeständiger Stahl und ein Herstellungsverfahren dafür. Dabei werden Sn, Cu und andere im Stahlschrott verbleibende Elemente zum Schmelzen der Stahlschmelze völlig ausgenutzt und selektiv Cr, Ni, B und andere Elemente zugegeben. Beim Schmelzen werden die Basizität der Schlacke, die Art und der Schmelzpunkt der Einschlüsse in Stahl, der Gehalt an freiem Sauerstoff in Stahlschmelze und der Gehalt an säurelöslichem Aluminium Als gesteuert. Dann wird durch Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder ein Bandstahl (11) gegossen und über eine untere geschlossene Kammer (10) in ein Inline-Walzwerk (13) zum Warmwalzen eingeleitet. Zum Kühlen nach dem Walzen wird der Bandstahl (11) durch Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt, womit effektiv die Dicke des Zunders an der Oberfläche verringert, die Temperaturgleichmäßigkeit verbessert und die Oberflächenqualität erhöht wird.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung gehört zu hochkorrosionsbeständigen Stahlprodukten und betrifft konkret einen dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahl und ein Herstellungsverfahren dafür.
  • Stand der Technik
  • In den letzten Jahren gibt es aufgrund der kontinuierlichen Wiederverwendung von Stahlschrott immer mehr Ressourcen aus dem Stahlschrott, und der Strompreis ist ebenfalls weiter gesunken. In China entwickelt sich die auf Stahlschrott basierende Stahlerzeugung im Elektroofen in kurzem Prozess zunehmend, was zu einer allmählichen Erhöhung der Gehalte an Restelementen wie Sn und Cu im Stahl führt. Sn und Cu in Stahl sind für Seigerung anfällige Elemente, die sich leicht an Korngrenzen ansammeln und Defekte wie Risse verursachen können. Daher werden in herkömmlichen Verfahren die Gehalte an Sn- und Cu-Elementen streng kontrolliert. In gewöhnlichem Baustahl werden klare Anforderungen an die Gehalte an Sn und Cu gestellt: Sn (Gew.-%) ≤ 0,005%; und Cu (Gew.-%) ≤ 0,2%.
  • In herkömmlichen Stahlherstellungsprozessen sind Zinn (Sn) und Kupfer (Cu) typische Restelemente bzw. schädliche Elemente im Stahl. Es ist sehr schwierig und teuer, Sn und Cu in den Stahlherstellungsprozessen ausreichend zu entfernen. Wenn der Stahl Sn und Cu enthält, können sie im Wesentlichen nicht vollständig eliminiert werden. Die Gehalte an Sn und Cu können nur durch Verdünnen der Stahlschmelze verringert werden, was zu einer Erhöhung der Schmelzkosten der Stahlprodukte führt.
  • Wenn also die Restelemente wie Sn und Cu in Stahl (insbesondere Stahlschrott) rational verwertet werden können, d.h., ein „Verwandeln von Schaden in Nutzen“ erfolgen kann, wird sich dies positiv auf die gesamte metallurgische Industrie auswirken. Auf diese Weise kann eine effektive Nutzung von vorhandenem Stahlschrott oder minderwertigen Bodenschätzen (Erz mit hohem Zinngehalt, Erz mit hohem Kupfergehalt) realisiert werden und das Wiederverwendung von Stahl gefördert werden, wodurch die Produktionskosten reduziert werden können und die nachhaltige Entwicklung der Stahlindustrie realisiert werden kann.
  • Die meisten herkömmlichen dünnen Stahlbänder werden durch ein mehrfaches kontinuierliches Walzen von Gussrohlingen mit einer Dicke von 70 mm bis 200 mm hergestellt. Der Ablauf eines herkömmlichen Warmwalzverfahrens ist wie folgt: Stranggießen + Wiedererhitzen und Warmhalten eines Gussrohlings + Vorwalzen + Fertigwalzen + Abkühlen + Aufwickeln; d.h., zunächst wird ein Gussrohling mit einer Dicke von etwa 200 mm durch Stranggießen erhalten, wobei, nachdem der Gussrohling wiedererhitzt und warm gehalten wurde, er einem Vorwalzen und Fertigwalzen unterzogen wird, um ein Stahlband mit einer Dicke von in der Regel mehr als 2 mm zu erhalten, wobei schließlich das Stahlband laminar abgekühlt und aufgewickelt wird, um den gesamten Produktionsprozess des Warmwalzens abzuschließen. Es ist relativ schwierig, ein Stahlband mit einer Dicke von weniger als 1,5 mm (einschließlich) herzustellen, was normalerweise durch anschließendes Kaltwalzen und Glühen des warmgewalzten Stahlbands erfolgt. Und der Ablauf dieses Verfahrens dauert lang, der Energieverbrauch ist hoch, die Anzahl von Aggregaten sowie Ausrüstungen ist groß, und die Infrastrukturkosten sind hoch, was zu höheren Produktionskosten führt.
  • Der Ablauf des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge: Stranggießen + Warmhalten und Durcherhitzen eines Gussrohlings + kontinuierliches Warmwalzen + Abkühlen + Aufwickeln. Dieses Verfahren unterscheidet sich hauptsächlich von einem herkömmlichen Verfahren dadurch: Die Dicke des Gussrohlings des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge wird stark auf 50 mm bis 90 mm reduziert. Aufgrund des dünnen Gussrohlings muss der Gussrohling nur 1 bis 2 Mal vorgewalzt werden (bei einer Gussrohlingsdicke von 70 mm bis 90 mm) oder muss nicht vorgewalzt werden (bei einer Gussrohlingsdicke von 50 mm), während ein Stranggussrohling des herkömmlichen Verfahrens jedoch wiederholt in mehreren Durchgängen gewalzt werden muss, bevor er vor dem Fertigwalzen auf die gewünschte Spezifikation verdünnt werden kann; der Gussrohling des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge wird nicht abgekühlt und gelangt direkt in einen Tiefofen zum Durcherhitzen und zur Wärmeerhaltung oder einer geringen Temperaturergänzung. Daher verkürzt das Stranggieß- und Walzverfahren für dünne Blechrohlinge den Prozessablauf erheblich, reduziert den Energieverbrauch, verringert die Investitionen und senkt somit die Produktionskosten.
  • Aufgrund der schnellen Abkühlgeschwindigkeit beim Stranggießen und kontinuierlichen Walzen von dünnen Blechrohlingen werden die Festigkeit des Stahls und das Streckgrenzenverhältnis erhöht, wodurch die Walzlast erhöht wird, so dass die Spezifikation der Dicke von warmgewalzten Produkten, die wirtschaftlich hergestellt werden können, nicht zu dünn sein kann, wobei die Dicke normalerweise ≥ 1,5 mm beträgt (siehe Patente CN 200610123458.1 , CN 200610035800.2 und CN 200710031548.2 , und keines dieser Patente bezieht sich auf die Elemente Sn und Cu).
  • Ein vollständiges Endlos-Stranggieß- und -walzverfahren für dünne Blechrohlinge (Abkürzung: ESP) ist ein verbessertes Verfahren, das in den letzten Jahren auf der Grundlage des oben erwähnten halbendlosen -Stranggieß- und -walzverfahren für Dünnblechrohlinge entwickelt wurde. Das ESP realisiert endloses Walzen beim Stranggießen von Blechrohlingen, verzichtet auf das Brennschneiden von Blechrohlingen und die Heizöfen, die der Wärmeerhaltung und des Durcherhitzens sowie Übergangs von Blechrohlingen dienen, wodurch die Länge der gesamten Produktionslinie stark auf etwa 190 Meter verkürzt wird. Die von der Stranggießmaschine gegossenen Blechrohlinge haben eine Dicke von 90 mm bis 110 mm und eine Breite von 1100 mm bis 1600 mm. Die stranggegossenen Blechrohlinge durchlaufen einen Abschnitt eines Induktionsheizrollgangs, der der Wärmeerhaltung und Durcherhitzung der Blechrohlinge dient, wonach die Blechrohlinge nacheinander einem Vorwalzen, einem Fertigwalzen, einer Schichtkühlung und einem Aufwickeln unterzogen werden, um warmgewalzte Bleche zu erhalten. Da dieses Verfahren Endloswalzen realisiert, können warmgewalzte Bleche mit der dünnsten Dicke von 0,8 mm erhalten werden, was den Spezifikationsbereich von warmgewalzten Blechen erweitert. Darüber hinaus kann die Leistung einer einzelnen Produktionslinie 2,2 Millionen Tonnen/Jahr erreichen. Gegenwärtig wird das Verfahren schnell entwickelt und gefördert. Derzeit sind weltweit viele ESP-Produktionslinien in Betrieb.
  • Das Stranggieß- und -walzverfahren für Dünnbänder weist einen kürzeren Prozessablauf als das Stranggieß- und -walzverfahren für Dünnbleche auf. Die Stranggusstechnologie für Dünnbänder ist eine Spitzentechnologie auf dem Gebiet der Metallurgie und Materialforschung. Ihr Aufkommen hat die Eisen- und Stahlindustrie revolutioniert. Sie hat den Produktionsprozess von Stahlbändern in der traditionellen metallurgischen Industrie verändert, integriert das Stranggießen, das Walzen und sogar die Wärmebehandlung, so dass ein hergestellter Dünnbandrohling durch einmaliges Inline-Warmwalzen auf einmal zu einem dünnen Bandstahl geformt wird, wodurch der Produktionsprozess erheblich vereinfacht wird, der Produktionszyklus verkürzt wird, wobei die Länge der Prozesslinie nur etwa 50 m beträgt. Entsprechend wird die Ausrüstungsinvestition ebenfalls reduziert, und die Produktkosten werden erheblich reduziert. Damit handelt es sich um ein kohlenstoffarmes und umweltfreundliches Verfahren zur Herstellung von warmgewalztem Dünnband. Das Doppelwalzen-Stranggießverfahren für Dünnbänder stellt eine Hauptform des Stranggießverfahrens für Dünnbänder dar und ist auch das einzige Stranggießverfahren für Dünnbänder, das weltweit industrialisiert wird.
  • Der typische Prozessablauf des Doppelwalzen-Stranggießverfahrens für Dünnbänder ist in 1 dargestellt, wobei die geschmolzene Stahlschmelze in einer Pfanne 1 durch einen langen Pfannenausguss 2, einen Tundish 3, einen Tauchausguss 4 und einen Verteiler 5 direkt in ein Schmelzbad 7 gegossen wird, das von zwei relativ zueinander rotierenden und schnell abkühlbaren Kristallisationswalzen 8a, 8b und seitlichen Dichtvorrichtungen 6a, 6b umschlossen ist, wobei die Stahlschmelze an Umfangsflächen, an denen die Kristallisationswalzen 8a und 8b rotieren, zu einer Erstarrungsschale erstarrt und allmählich anwächst, wonach am kleinsten Spalt (Walzenspalt) zwischen den beiden Kristallisationswalzen ein Gießband 11 mit einer Dicke von 1 mm bis 5 mm gebildet wird, wobei das Gießband von einer Führungsplatte 9 zu einer Klemmwalze 12 geführt und zum Walzwerk 13 geschickt wird, um zu einem dünnen Band mit einer Dicke von 0,7 mm bis 2,5 mm gewalzt zu werden, wobei der dünne Bandstahl anschließend durch eine Kühlvorrichtung 14 abgekühlt wird, dann durch eine fliegende Schervorrichtung 16 geschnitten wird, und schließlich zum Aufwickeln in eine Haspel 19 eingeführt wird.
  • Dünner hochkorrosionsbeständiger Stahl findet zunehmende Anwendung bei Gebieten, bei denen hohe Korrosionsbeständigkeit benötigt wird, beispielsweise bei der Nachrüstung langsamer Züge in der Zugherstellungsbranche. Auf dem Markt des Stahls zur Nachrüstung der Zugabteile langsamer Züge besteht eine starke Nachfrage. Dabei wird eine strenge Anforderung an die Korrosionsbeständigkeit von Stahl gestellt und die erforderte Korrosionsbeständigkeit von Stahl ist doppelt so hoch wie bei herkömmlichem Stahl mit Beständigkeit gegen atmosphärische Korrosion. Des Weiteren wird auch eine bestimmte Anforderung an die Kosten gestellt. Für eine derart starke Marktnachfrage ist eine direkte Verwendung einer bestehenden Stahlsorte nicht möglich und eine neuartige Stahlsorte muss dafür entwickelt werden. Aus Kostengründen ist die Verwendung von Edelstahl nicht geeignet und angesichts der Produktanforderung werden gutes Biegeverhalten und gute Formbarkeit benötigt. Dickenspezifikation des Produkts: 1,0-2,0 mm. Die erfindungsgemäße Herstellung eines derartigen hochkorrosionsbeständigen Stahls durch Dünnbandstranggusstechnik weist bestimmte Vorteile auf und die erfolgreiche Entwicklung eines derartigen dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahlprodukts verspricht eine prächtige Aussicht hinsichtlich des Leichtbaus, der Umweltfreundlichkeit, der Verringerung des Energieverbrauchs und der hohen, mit Edelstahl vergleichbaren Korrosionsbeständigkeit für die Zugherstellungsbranche.
  • Da der durch Dünnbandstrangguss hergestellte dünne hochkorrosionsbeständige Stahl geringe Dicke aufweist, zeichnet sich die Dünnbandstranggusstechnik durch starke Vorteile hinsichtlich der Herstellung und der Kosten aus. Gelieferte Produkte nach der Nachbehandlung des hochkorrosionsbeständigen Stahls weisen eine Dicke als Spezifikationsmerkmal von u.a. 1,0 mm, 1,1 mm, 1,2 mm, 1,25 mm, 1,4 mm, 1,5 mm, 1,6 mm, 1,8 mm und 2,0 mm auf. Aufgrund der geringen Dicke der Produkte ist die Herstellung bei der Verwendung einer herkömmlichen Produktionslinie mit Stranggießen und kontinuierlichem Warmwalzen schwierig durchzuführen und in der Regel erfolgt die Produktion zunächst durch die kontinuierliche Warmwalztechnik und dann erfolgt ein Kaltwalzen. Ein derartiger Produktionsablauf erhöht die Produktionskosten des dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls.
  • Bei der Verwendung warmgewalzten Bandstahls als warmgewalztes Dünnblech oder Produkt, das durch Warmwalzen hergestellt ist und vorher nur durch Kaltwalzen hergestellt werden konnte, werden sehr hohe Anforderungen an die Oberflächenqualität des Bandstahls gestellt. Als allgemeine Anforderung gilt, je dünner der Zunder auf der Oberfläche des Bandstahls, desto besser; dies erfordert die Kontrolle der Zunderbildung in den nachfolgenden Stufen zum Gießen des Bandes. Beispielsweise wird beim Doppelwalzen-Stranggießverfahren für Dünnbänder eine Vorrichtung mit geschlossener Kammer von der Kristallisationswalze bis zum Eingang des Walzwerks verwendet, um die Oxidation des Gießbandes zu verhindern. In der Vorrichtung mit geschlossener Kammer wird beispielsweise Wasserstoff zugegeben (siehe US-Patent US 6920912 ) oder das Sauerstoffgehalt auf weniger als 5% geregelt (siehe US-Patent US 20060182989 ); beide Maßnahmen können die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Gießbandes steuern. Die Steuerung der Dicke des Zunders im Förderprozess vom Walzwerk zum Aufwickeln ist jedoch selten Gegenstand von Patenten. Insbesondere beim Prozess des Abkühlens des Bandes durch laminares Kühlen oder Sprühkühlen kommt der Hochtemperaturbandstahl in Kontakt mit dem Kühlwasser, wobei die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Gießbandes schnell anwächst. Gleichzeitig bringt der Kontakt von Hochtemperaturbandstahl mit Kühlwasser viele Probleme mit sich: Erstens bilden sich auf der Oberfläche des Bandstahls Wasserflecken (Rostflecken), die die Oberflächenqualität beeinträchtigen; Zweitens verursacht das für das laminare Kühlen oder Sprühkühlen verwendete Kühlwasser leicht eine ungleichmäßige lokale Abkühlung der Oberfläche des Bandstahls und somit eine ungleichmäßige Mikrostruktur innerhalb des Bandstahls, was zu einer ungleichmäßigen Bandleistung des Bandstahls führt und die Produktqualität beeinträchtigt; Drittens verursacht die ungleichmäßige Abkühlung der Oberfläche des Bandstahls eine Verschlechterung der Blechform und beeinträchtigt die Qualität der Blechform.
  • Aufgrund der technischen Eigenschaft der schnellen Erstarrung beim Dünnbandstranggießen bestehen bei den damit hergestellten Stahlsorten in der Regel Probleme wie ungleichmäßige Struktur, relativ geringe Dehnung, relativ hohes Streckgrenzenverhältnis und unzureichende Formbarkeit; Gleichzeitig weisen Austenitkörner des Gießbands offensichtliche Ungleichmäßigkeit auf, was zu ungleichmäßiger Struktur des nach der austenitischen Phasenumwandlung erhaltenen Endprodukts und somit auch zur Instabilität der Produktleistung, insbesondere der Formbarkeit, führt. Daher bestehen bei der Herstellung hochkorrosionsbeständiger Stahlprodukte mittels einer Dünnbandstranggusslinie ebenfalls bestimmte Schwierigkeiten und Herausforderungen und dazu sind Durchbrüche hinsichtlich der Zusammensetzung und der Technik notwendig.
  • Bisher wurden weltweit mehrere Patente hinsichtlich des korrosionsbeständigen Stahls und dessen Herstellungsverfahrens angemeldet. Bei korrosionsbeständigen Stählen mit einer Festigkeit im Bereich von 450 MPa und mehr werden umfassende mechanische Eigenschaften korrosionsbeständiger Stähle meistens mittels der Verbund-Mikrolegierungstechnologie mit Nb, V, Ti und Mo durch Komfeinungsverfestigung und Ausscheidungsverfestigung erhöht. Die konkreten Zusammensetzungen und Eigenschaften gemäß den jeweiligen Patentschriften sind in Tabelle 1 angegeben. Tabelle 1: Vergleich der Patente über korrosionsbeständigen Stahl (Gew.-%)
    Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) CN 2005101118 58.6 CN 200610030 713.8 CN 201010246 778.2 CN 200910301 054.0 CN 200910180 490.7 CN 2006101251 25.2 US 6315946
    C 0,05 bis 0,1 0,05 bis 0,1 0,05 bis 0,1 ≤ 0,12 0,03 bis 0,08 0,01 bis 0,07 0,015 bis 0,035
    Si ≤ 0,75 ≤ 0,5 ≤ 0,15 ≤ 0,75 0,3 bis 0,6 0,25 bis 0,5 ≤ 0,4
    Mn 1,0 bis 1,6 0,8 bis 1,6 1,5 bis 2 ≤ 1,5 1,3 bis 1,8 1,6 bis 2 ≤ 2,0
    P ≤ 0,02 ≤ 0,02 ≤ 0,015 ≤ 0,025 ≤ 0,015 ≤ 0,018 ≤ 0,012
    S ≤ 0,01 ≤ 0,01 ≤ 0,01 ≤ 0,008 ≤ 0,01 ≤ 0,008 ≤ 0,005
    Al 0,01 bis 0,05 0,01 bis 0,05 - - ≤ 0,04 ≤ 0,035 ≤ 0,03
    Cr 0,2 bis 0,45 0,4 bis 0,8 0,3 bis 0,8 0,3 bis 1,25 0,4 bis 0,8 0,4 bis 0,75 0,40 bis 0,70
    Ni 0,12 bis 0,4 0,12 bis 0,4 0,15 bis 0,4 0,12 bis 0,65 0,2 bis 0,5 0,25 bis 0,6 0,20 bis 0,50
    Cu 0,2 bis 0,55 0,2 bis 0,55 0,2 bis 0,4 0,2 bis 0,55 0,3 bis 0,6 0,2 bis 0,5 0,20 bis 0,40
    Nb ≤ 0,07 ≤ 0,07 0,02 bis 0,08 0,015 bis 0,03 0,03 bis 0,08 0,03 bis 0,08 0,03 bis 0,06
    Ti ≤ 0,025 ≤ 0,025 0,09 bis 0,15 0,006 bis 0,02 ≤ 0,04 ≤ 0,02 0,02 bis 0,05
    V - - 0,09 bis 0,15 - - ≤ 0,10
    Mo ≤ 0,35 ≤ 0,35 - - 0,1 bis 0,4 0,1 bis 0,4 ≤ 0,50
    B - - - - 0,0005 bis 0,003 0,0015 bis 0,003
    Ca 0,001 bis 0,006 0,001 bis 0,006 - - ≤ 0,005 - -
    N 0,001 bis 0,006 0,001 bis 0,006 ≤ 0,005 0,01 bis 0,02 - - ≤ 0,006
    Streckgrenze, MPa ≥ 550 ≥ 700 ≥ 700 ≥ 550 ≥ 600 ≥ 700 ≥ 450
    Zugfestigkeit, MPa ≥ 600 ≥ 750 ≥ 800 ≥ 650 ≥ 760 ≥ 750 -
    Dehnung, % ≥ 18 ≥ 15 ≥ 18 ≥ 18 ≥ 20 ≥ 10 -
  • Bei den oben genannten hochkorrosionsbeständigen Stählen wird das Mikrolegierungsverfahren verwendet und die Komponentensysteme enthalten Nb, V, Ti, Mo und andere Legierungselemente. Dabei erfolgt die Produktion durch herkömmliche Warmwalztechnik. Der herkömmliche Warmwalzprozessablauf erfolgt wie folgt: Stranggießen + Wiedererhitzen und Warmhalten eines Gussrohlings + Vorwalzen + Fertigwalzen + Abkühlen + Aufwickeln; d.h., zunächst wird ein Gussrohling mit einer Dicke von etwa 200 mm durch Stranggießen erhalten, wobei, nachdem der Gussrohling wiedererhitzt und warm gehalten wurde, er einem Vorwalzen und Fertigwalzen unterzogen wird, um ein Stahlband mit einer Dicke von in der Regel mehr als 2 mm zu erhalten, wobei schließlich das Stahlband laminar abgekühlt und aufgewickelt wird, um den gesamten Produktionsprozess des Warmwalzens abzuschließen. Das Herstellen eines Stahlbands mit einer Dicke von weniger als 2 mm erfolgt normalerweise durch weiteres Kaltwalzen und Glühen des warmgewalzten Stahlbands. Bei den oben genannten Patentschriften, beispielsweise den Patentschriften CN 200610125125.2 und US 6315946 , wird auch die Beigabe des Elements Bor (B) erwähnt. Jedoch betrifft dabei die Offenbarung der Erfindung nicht das technische Steuerverfahren nach der Beigabe des Elements Bor (B) und die Beigabemenge ist relativ gering.
  • Bei der Herstellung mikrolegierter, hochkorrosionsbeständiger Stähle mittels der herkömmlichen Technik bestehen vor allem die folgenden Probleme:
    1. (1) Der Prozessablauf dauert lang, der Energieverbrauch ist hoch, die Anzahl von Aggregaten sowie Ausrüstungen ist groß, und die Infrastrukturkosten sind hoch, was zu hohen Produktionskosten führt.
    2. (2) Korrosionsbeständige Stähle enthalten Kupfer und andere für Seigerung anfällige Elemente, die in hohen Gehalten vorhanden sind und zum Erhöhen der Korrosionsbeständigkeit der Stahlbänder dienen. Aufgrund der langsamen Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeit der Gussrohlinge bei herkömmlicher Technik wird leicht eine Makroseigerung von Kupfer und anderen Elementen verursacht, was zur Anisotropie der Gussrohlinge, Makrorissbildung und geringer Ausbeute führt.
    3. (3) Bei herkömmlicher Technik sind korrosionsbeständige Stähle für Seigerung anfällig, weshalb in der Gestaltung der Zusammensetzung der mittels herkömmlicher Technik hergestellten hochkorrosionsbeständigen Stähle die Beigabemenge von Kupfer im Bereich von 0,2% bis 0,55% liegt und bei praktischer Produktion in der Regel die Untergrenze verwendet wird, während die Beigabemenge von Chrom im Bereich von 0,2 bis 1,25 liegt und normalerweise ein geringer Wert verwendet wird. Dies führt zu einer unzureichenden Korrosionsbeständigkeit der Stahlbänder.
    4. (4) Die Korrosionsbeständigkeit solcher korrosionsbeständiger Stähle können die Anforderung an die Korrosionsbeständigkeit des Stahls der vorliegenden Erfindung, nämlich Verdoppeln der Korrosionsbeständigkeit herkömmlicher korrosionsbeständiger Stähle, nicht erfüll en.
    5. (5) Bei herkömmlicher Technik können Mikrolegierungselemente während des Warmwalzvorgangs nicht im Zustand fester Lösung beibehalten werden und scheiden sich teilweise aus, was zu feinen Körnern der Stahlstruktur, erhöhtem Streckgrenzenverhältnis und schlechter Formbarkeit führt. Daher wird die Walzlast erheblich erhöht und somit werden der Energieverbrauch und die Walzenabnutzung gesteigert, sodass die Ausrüstung großer Beschädigung ausgesetzt ist, wodurch der Dickenbereich der wirtschaftlich und praktisch herstellbaren warmgewalzten Produkte aus hochkorrosionsbeständigem Stahl, in der Regel auf ≤ 2 mm, eingeschränkt wird. Durch weiteres Kaltwalzen herkömmlicher warmgewalzter Produkte kann die Dicke der Stahlbänder weiter verringert werden, aber die hohe Festigkeit warmgewalzter Stahlbänder führen auch zur Schwierigkeit beim Kaltwalzen. Erstens stellt die hohe Kaltwalzlast eine hohe Anforderung an die Ausrüstung und große Beschädigung wird verursacht; Zweitens führt eine durch Legierungselemente ausgeschiedene zweite Phase in warmgewalzten Produkten zu erheblich erhöhter Glühtemperatur zur Rekristallisation der Stahlbänder nach dem Kaltwalzen.
  • Beim Herstellen mikrolegierter, hochkorrosionsbeständiger Stähle mittels der Strangguss- und Walztechnik für dünne Blechrohlinge können Nachteile herkömmlicher Technik bis zu einem gewissen Grad überwunden werden. Der Ablauf des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge: Stranggießen + Warmhalten und Durcherhitzen eines Gussrohlings + kontinuierliches Warmwalzen + Abkühlen + Aufwickeln. Dieses Verfahren unterscheidet sich hauptsächlich von einem herkömmlichen Verfahren dadurch: Die Dicke des Gussrohlings des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge wird stark auf 50 mm bis 90 mm reduziert. Aufgrund des dünnen Gussrohlings muss der Gussrohling nur 1 bis 2 Mal vorgewalzt werden (bei einer Gussrohlingsdicke von 70 mm bis 90 mm) oder muss nicht vorgewalzt werden (bei einer Gussrohlingsdicke von 50 mm), während ein Stranggussrohling des herkömmlichen Verfahrens jedoch wiederholt in mehreren Durchgängen gewalzt werden muss, bevor er vor dem Fertigwalzen auf die gewünschte Spezifikation verdünnt werden kann; der Gussrohling des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge wird nicht abgekühlt und gelangt direkt in einen Tiefofen zum Durcherhitzen und zur Wärmeerhaltung oder einer geringen Temperaturergänzung. Daher verkürzt das Stranggieß- und Walzverfahren für dünne Blechrohlinge den Prozessablauf erheblich, reduziert den Energieverbrauch, verringert die Investitionen und senkt somit die Produktionskosten. Aufgrund der erhöhten Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeit des Gussrohlings bei dem Dünnblechrohlingsverfahren kann die Makroseigerung der Elemente bis zu einem gewissen Grad verringert werden, womit die Anzahl an Produktdefekten verringert und die Ausbeute erhöht wird, weshalb bei der Gestaltung der Zusammensetzung des durch das Dünnblechrohlingsverfahren hergestellten, mikrolegierten, hochkorrosionsbeständigen Stahls die Bereiche der Gehalte an Phosphor und Kupfer angemessen erweitert werden, was zweckmäßig für das Erhöhen der Korrosionsbeständigkeit von Stahl ist.
  • Die chinesische Patentschrift CN 200610123458.1 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten und korrosionsbeständigen Stahls mit einer Festigkeit im Bereich von 700 MPa unter Verwendung einer Ti-Mikrolegierungstechnik basierend auf dem Dünnblechrohling-Strangguss- und -Walzprozess. Die chemische Zusammensetzung des mittels eines derartigen Verfahrens hergestellten, korrosionsbeständigen Stahlblechs ist wie folgt angegeben: C: 0,03% bis 0,07%, Si: 0,3% bis 0,5%, Mn: 1,2 bis 1,5, P: ≤ 0,04%, S: ≤ 0,008%, Al: 0,025% bis 0,05%, Cr: 0,3% bis 0,7%, Ni: 0,15% bis 0,35%, Cu: 0,2% bis 0,5%, Ti: 0,08% bis 0,14% und N: ≤ 0,008%, wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist. Das Stahlblech weist eine Streckgrenze von ≥ 700 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 775 MPa und eine Dehnung von ≥ 21% auf. In diesem Patent wird Phosphor gemäß den Verunreinigungselementen gesteuert und weist einen Gehalt von ≤ 0,04% auf, der größer als der Gehalt von ≤ 0,025% im herkömmlichen Verfahren ist.
  • Die chinesische Patentschrift CN 200610035800.2 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines V-N-mikrolegierten korrosionsbeständigen Stahls mit einer Festigkeit im Bereich von 700 MPa basierend auf der Dünnblechrohling-Strangguss- und -Walztechnik. Die chemische Zusammensetzung des mittels eines derartigen Verfahrens hergestellten, korrosionsbeständigen Stahlblechs ist wie folgt angegeben: C: ≤ 0,08%, Si: 0,25% bis 0,75%, Mn: 0,8 bis 2, P: ≤ 0,07% bis 0,15%, S: ≤ 0,04%, Cr: 0,3% bis 1,25%, Ni: ≤ 0,65%, Cu: 0,25% bis 0,6%, V: 0,05% bis 0,2%, N: 0,015% bis 0,03%, wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist. Das Stahlblech weist eine Streckgrenze von ≥ 700 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 785 MPa und eine Bruchdehnung von ≥ 21% auf. Bei dieser Patentschrift wird Phosphor als Element zum Erhöhen der Korrosionsbeständigkeit so kontrolliert, dass sein Gehalt 0,07% bis 0,15% beträgt. Der Kupfergehalt beträgt 0,25% bis 0,6%, wobei seine Untergrenze und Obergrenze jeweils höher als die Untergrenze von 0,2% bzw. die Obergrenze von 0,55% des Kupfergehalts des herkömmlichen Verfahrens sind.
  • Trotz der oben genannten Vorteile der Dünnblechrohlingstechnik bei der Herstellung mikrolegierter, hochkorrosionsbeständiger Stähle bestehen bei der Dünnblechrohlingstechnik immer noch einige Probleme, die bei der Herstellung mittels herkömmlicher Technik vorliegen: Beispielsweise können Mikrolegierungselemente während des Warmwalzvorgangs ebenfalls nicht im Zustand fester Lösung beibehalten werden und scheiden sich teilweise aus, was zu erhöhter Festigkeit von Stahl führt. Daher wird die Walzlast erhöht und somit werden der Energieverbrauch und die Walzenabnutzung gesteigert, sodass die Dickenspezifikation der wirtschaftlich und praktisch herstellbaren warmgewalzten Produkte aus hochkorrosionsbeständigem Stahl nicht sehr gering sein kann und ≥ 1,5 mm beträgt, siehe die chinesischen Patentschriften CN 200610123458.1 , CN 200610035800.2 und CN 200710031548.2 .
  • Das chinesische Patent CN 1633509 A erwähnt ein Verfahren zur Herstellung kupferhaltiger Kohlenstoffstahlprodukte durch Stranggießen für Dünnbänder. Das Patent betont, dass solcher Bandstahl im Temperaturbereich von 400°C bis 700°C geglüht, getempert und anderen Wärmebehandlungsvorgängen unterzogen werden soll, damit Kupferelemente in dem Bandstahl ausgeschieden oder rekristallisiert werden. Hingegen wird der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung das Mikroelement B hinzugefügt und der Gehalt an Cr erheblich erhöht, was einen offensichtlichen Unterschied darstellt. Des Weiteren wird völlig unterschiedliche Nachbehandlungstechnik verwendet.
  • Das in der amerikanischen Patentschrift US 2008264525 / CN 200580009354.1 erwähnte Herstellungsverfahren eines niedriglegierten Dünnbands mit hohem Kupfergehalt ist dadurch gekennzeichnet, dass ein Bandstahl vor dem Eintritt in ein Walzwerk in einer nicht oxidierenden Atmosphäre auf eine Temperatur unter 1080°C abgekühlt wird, um ein Phänomen der „Heißversprödung“ des Bandstahls zu verhindern. Hingegen wird bei der vorliegenden Erfindung das Mikroelement B hinzugefügt und der Gehalt an Cr erheblich erhöht. Des Weiteren wird ein unterschiedliches Nachbehandlungsverfahren nach Ausgeben des Bandstahls verwendet.
  • Die internationalen Patentschriften WO 2008137898 , WO 2008137899 , WO 2008137900 und die chinesischen Patentschriften CN 200880023157.9 , CN 200880023167.2 , CN 200880023586.6 offenbaren ein Verfahren zum Herstellen eines mikrolegierten dünnen Stahlbands mit einer Dicke von 0,3 bis 3 mm mittels der Strangguss- und Walztechnik für Dünnbänder. Die chemische Zusammensetzung bei diesem Verfahren lautet wie folgt: C: ≤ 0,25%, Mn: 0,20% bis 2,0%, Si: 0,05% bis 0,50% und Al: ≤ 0,01%. Ferner ist mindestens eines der Elemente Nb: 0,01% bis 0,20%, V: 0,01% bis 0,20% und Mo: 0,05% bis 0,50% enthalten. Bei den technischen Bedingungen mit einem Warmwalz-Reduktionsverhältnis von 20% bis 40% und einer Aufwickeltemperatur von ≤ 700°C handelt es sich bei der mikroskopischen Struktur des warmgewalzten Bands um Bainit und nadelförmigen Ferrit. Laut den Patentschriften wird die Rekristallisation des Austenits nach dem Warmwalzen durch Legierungselemente, die vor allem in fester Lösung im Gießband vorhanden sind, unterdrückt. Selbst bei einem Reduktionsverhältnis von 40% wird die Rekristallisation des Austenits weitgehend beschränkt. Da bei einem Warmwalz-Reduktionsverhältnis von 20% bis 40% keine Rekristallisation des Austenits erfolgt, wird die Härtbarkeit groben Austenits nach dem Warmwalzen beibehalten, womit eine Struktur aus Bainit und nadelförmigem Ferrit bei der Raumtemperatur erhalten wird. In solchen Patentschriften wird der für das Warmwalzen verwendete Temperaturbereich nicht angegeben, aber ein mit solchen Patentschriften im Zusammenhang stehender Artikel (C.R. Killmore, etc. Development of Ultra-Thin Cast Strip Products by the CASTRIP® Process. AIS Tech, Indianapolis, Indiana, USA, May 7-10, 2007) gibt an, dass die verwendete Warmwalztemperatur 950°C beträgt.
  • Dünnband-stranggegossene, kohlenstoffarme und mikrolegierte Stahlprodukte, die mittels eines derartigen Verfahrens hergestellt werden, weisen eine hohe Festigkeit auf und im Bereich des oben genannten Komponentensystems können die Streckgrenze 650 MPa und die Zugfestigkeit 750 MPa erreichen, aber das wichtigste Problem liegt an der unzureichenden Dehnung (≤ 6% oder ≤ 10%) der Produkte. Die Hauptursache für die unzureichende Dehnung liegt daran, dass Gießbänder, die durch die Dünnbandstranggusstechnik hergestellt werden, ungleichmäßige Austenitkörnergrößen von ein paar Dutzend Millimetern bis zu sieben oder acht hundert Millimetern aufweisen. Folgend auf die Dünnbandstranggusstechnik sind in der Regel nur 1 bis 2 Walzwerke vorgesehen, die ein Warmwalz-Reduktionsverhältnis aufweisen, das in der Regel 50% nicht überschreitet. Dabei ist die Wirkung der Kornfeinung durch die Verformung sehr gering und die Austenitstruktur lässt sich kaum nach dem Warmwalzen effektiv verbessern, wenn Austenitkörner nicht durch Rekristallisation verfeinert werden. Somit ist die nach der Phasenumwandlung des Austenits mit ungleichmäßiger Größe erzeugte Struktur aus Bainit und nadelförmigem Ferrit ebenfalls sehr ungleichmäßig, was zu einer unzureichenden Dehnung führt.
  • Zum Verbessern der Abstimmung auf die hohe Plastizität Dünnband-stranggegossener, mikrolegierter Stähle schlägt die chinesische Patentschrift 02825466.X ein anderes Verfahren zum Herstellen eines mikrolegierten dünnen Stahlbands mit einer Dicke von 1 bis 6 mm mittels der Strangguss- und Walztechnik für Dünnbänder vor. Das Komponentensystem des mikrolegierten Stahls gemäß diesem Verfahren besteht aus folgenden Elementen: C: 0,02% bis 0,20%, Mn: 0,1% bis 1,6%, Si: 0,02% bis 2,0%, Al: ≤ 0,05%, S: ≤ 0,03%, P: ≤ 0,1%, Cr: 0,01% bis 1,5%, Ni: 0,01% bis 0,5%, Mo: ≤ 0,5% und N: 0,003% bis 0,012%, wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist. Das Warmwalzen des Gießbands erfolgt im Bereich von 1150 - (Ar1 - 100)°C. Für die Austenitzone, die zweiphasige Zone aus Austenit und Ferrit oder die Ferritzone erfolgt das Warmwalzen, wobei das Warmwalz-Reduktionsverhältnis 15% bis 80% beträgt. Bei diesem Verfahren ist folgend auf ein Dünnband-Stranggussaggregat ein Inline-Heizsystem vorgesehen und die Heiztemperatur liegt im Bereich von 670°C bis 1150°C, was sich auf eine völlige Rekristallisation nach Warmhalten für einige Zeit anschließend an das Warmwalzen verschiedener Phasenzonen des Gießbands abzielt, womit eine gute Abstimmung auf die hohe Plastizität für das Stahlband erreicht wird. Beim Herstellen mittels eines derartigen Verfahrens muss bei der Gestaltung der Produktionslinie zusätzlich ein Inline-Heizsystem vorgesehen sein und die Heizdauer hängt von der Bandgeschwindigkeit und der Länge eines Heizofens ab, weshalb zum Sicherstellen der Heizgleichmäßigkeit der Heizofen eine ausreichende Länge aufweisen muss. Dadurch wird neben erhöhten Investitionskosten auch die durch die Strangguss- und Walzlinie für Dünnbänder eingenommene Bodenfläche erheblich erhöht, was den Vorteil der Produktionslinie verringert.
  • Offenbarung der Erfindung
  • Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahl und ein Herstellungsverfahren dafür bereitzustellen, womit durch völlige Ausnutzung von Stahlschrott als Rohstoff die Kosten der Stahlschmelze gesenkt werden, wobei durch Dünnbandstranggießen die Produktionsprozesskosten weiter verringert werden können und die Produktleistung, insbesondere die Korrosionsbeständigkeit des Produkts, verbessert werden kann. Der dünne hochkorrosionsbeständige Stahl weist eine Streckgrenze von über 350 MPa, eine Zugfestigkeit von über 480 MPa und eine Dehnung von über 26% auf; Die relative Korrosionsrate beträgt ≤ 25%.
  • Um die obige Aufgabe zu lösen, wird in der vorliegenden Erfindung die folgende technische Lösung verwendet:
    • Bei der vorliegenden Erfindung werden Sn, Cu und andere im Stahlschrott verbleibende Elemente zum Schmelzen der Stahlschmelze ausgenutzt und dem Stahl selektiv Cr, Ni und andere Mikrolegierungselemente sowie das Element B beigegeben; Beim Schmelzen werden die Basizität der Schlacke, die Art und der Schmelzpunkt der Einschlüsse in Stahl, der Gehalt an freiem Sauerstoff in Stahlschmelze und der Gehalt an säurelöslichem Aluminium Als gesteuert. dann wird ein Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder durchgeführt, um einen Bandstahl mit einer Dicke von 1,5 bis 3 mm zu gießen, wobei, nachdem der Bandstahl die Kristallisationswalze verlassen hat, er direkt in eine untere geschlossene Kammer mit einer nicht oxidierenden Atmosphäre eintritt und dann unter geschlossenen Bedingungen in ein Inline-Walzwerk zum Warmwalzen gelangt; Der gewalzte Bandstahl wird durch eine Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt. Die Gaszerstäubung-Kühlung kann die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Bandstahls effektiv verringern, die Gleichmäßigkeit der Temperatur des Bandstahls verbessern und die Qualität der Oberfläche des Bandstahls erhöhen. Schließlich kann die hergestellte Stahlspule sowohl nach Säurebeizung und Abflachung als auch nach Säurebeizung und Feuerverzinkung verwendet werden.
  • Konkret weist ein dünner hochkorrosionsbeständiger Stahl nach der vorliegenden Erfindung die folgende chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent auf: C: 0,02% bis 0,06%, Si: 0,1% bis 0,5%, Mn: 0,4% bis 1,7%, P ≤ 0,02%, Cr: 4,0% bis 6,0%, Ni: 1,0% bis 3,0%, S ≤ 0,007%, N: 0,004% bis 0,010%, Als < 0,001%, B: 0,001% bis 0,006%, Gesamtsauerstoffgehalt [O]T : 0,007% bis 0,020%; wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist, und die folgenden Bedingungen gleichzeitig erfüllt sind:
    • ein oder zwei Elemente von Cu: 0,1% bis 0,6% und Sn: 0,005% bis 0,04% enthalten ist oder sind;
    Mn/S ≥ 250 .
    Figure DE112020004425T5_0001
  • Der erfindungsgemäße hochkorrosionsbeständige Stahl weist eine Streckgrenze von ≥ 350 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 480 MPa, eine Dehnung von ≥ 26% und eine relative Korrosionsrate von ≤ 25% auf.
  • Bei der mikroskopischen Struktur des erfindungsgemäßen hochkorrosionsbeständigen Stahls handelt es sich um eine gemischte Mikrostruktur aus nadelförmigem Ferrit und Perlit.
  • Vorzugsweise ist die durchschnittliche Korrosionsgeschwindigkeit des erfindungsgemäßen hochkorrosionsbeständigen Stahls geringer als 0,1250 mg/cm2• h.
  • Vorzugsweise beträgt das Streckgrenzenverhältnis des erfindungsgemäßen hochkorrosionsbeständigen Stahls ≤ 0,75.
  • In einer Ausgestaltung der chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen hochkorrosionsbeständigen Stahls:
    • C: C ist das wirtschaftlichste und grundlegendste Verstärkungselement in Stahl, das die Festigkeit von Stahl durch Mischkristallverfestigung und Ausscheidungshärtung verbessert. C ist ein wesentliches Element für die Ausscheidung von Zementit während der Austenitumwandlung, weswegen die Höhe des C-Gehalts weitgehend die Festigkeit des Stahls bestimmt, d. h. dass ein höherer C-Gehalt einer höheren Festigkeit entspricht. Da jedoch die interstitielle feste Lösung und die Ausschneidung von C die Plastizität und Zähigkeit von Stahl stark beeinträchtigen und ein zu hoher C-Gehalt für die Schweißleistung ungünstig ist, kann der C-Gehalt nicht zu hoch sein, wobei die Festigkeit von Stahl durch angemessene Zugabe von Legierungselementen kompensiert wird. Gleichzeitig bilden sich beim herkömmlichen Blechrohlings-Stranggießen durch das Gießen in der peritektischen Reaktionszone Oberflächenrisse auf dem Gussrohling leicht, und in schweren Fällen kann es zu Durchbruchsunfällen kommen. Dasselbe gilt für das Stranggießen für Dünnbänder, wobei beim Gießen in der peritektischen Reaktionszone Oberflächenrisse leicht am Rohling des Gießbandes gebildet werden, wobei in schweren Fällen das Gießband brechen kann. Daher muss das Stranggießen für Dünnbänder einer Fe-C-Legierung auch die peritektische Reaktionszone vermeiden. Daher beträgt der in der vorliegenden Erfindung gewählte Bereich des C-Gehalts 0,02% bis 0,06%.
    • Si: Si dient der Mischkristallverfestigung in Stahl. Und die Zugabe von Si zu Stahl kann die Reinheit und Desoxidation des Stahls verbessern. Ein zu hoher Si-Gehalt wird jedoch zu einer Verschlechterung der Schweißbarkeit und der Zähigkeit der von der Schweißwärme betroffenen Zone führen. Aus diesem Grund liegt der Si-Gehalt bei der vorliegenden Erfindung im Bereich von 0,1% bis 0,5%.
    • Mn: Mn ist eines der billigsten Legierungselemente. Es kann die Härtbarkeit von Stahl verbessern und hat eine beträchtliche Feststofflöslichkeit in Stahl. Es verbessert die Festigkeit von Stahl durch Mischkristallverfestigung, während es die Plastizität und Zähigkeit von Stahl in Wesentlichen nicht beeinträchtigt. Es ist das wichtigste Verstärkungselement zur Verbesserung der Festigkeit von Stahl und kann auch eine Rolle bei der Desoxidation von Stahl spielen. Ein zu hoher Mn-Gehalt wird jedoch zu einer Verschlechterung der Schweißbarkeit und der Zähigkeit der von der Schweißwärme betroffenen Zone führen. Aus diesem Grund liegt der Mn-Gehalt bei der vorliegenden Erfindung im Bereich von 0,4% bis 1,7%.
    • P: Ein hoher P-Gehalt scheidet sich leicht an der Korngrenze aus, was die Kaltsprödigkeit des Stahls erhöht, die Schweißleistung verschlechtert, die Plastizität verringert und die Kaltbiegeleistung verschlechtert. Beim Stranggießverfahren für Dünnbänder sind die Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeiten des Gießbandes extrem schnell, was die Seigerung von P effektiv unterdrücken kann, wodurch die Nachteile von P effektiv vermieden und die Vorteile von P voll zur Geltung gebracht werden können. Daher ist bei der vorliegenden Erfindung ein P-Gehalt höher als der des herkömmlichen Herstellungsverfahrens verwendet, wobei der Gehalt des P-Elements in geeigneter Weise vergrößert wird, wobei die Entphosphorung im Stahlherstellungsprozess gespart wird. Im realen Betrieb muss die Entphosphorung nicht absichtlich durchgeführt werden, und es muss auch kein zusätzlicher Phosphor zugegeben werden. Der P-Gehalt liegt im Bereich von ≤ 0,02%.
    • S: Unter normalen Umständen ist S ein schädliches Element im Stahl, das eine Heißsprödigkeit von Stahl verursacht, die Duktilität und Zähigkeit des Stahls verringert und beim Walzen Risse verursacht. S verringert auch die Schweißbarkeit und Korrosionsbeständigkeit. Daher wird bei der vorliegenden Erfindung S auch als Verunreinigungselement kontrolliert und sein Gehaltsbereich beträgt ≤ 0,007%; In einigen Ausführungen beträgt der S-Gehalt ≤ 0,067%. Und Mn/S ≥ 250. In einigen Ausführungen gilt Mn/S > 250.
  • Als: Um die Einschlüsse im Stahl zu kontrollieren, erfordert die vorliegende Erfindung, dass Al nicht zur Desoxidation verwendet werden kann. Bei der Verwendung des feuerfesten Materials soll die zusätzliche Einführung von Al so weit wie möglich vermieden werden, und der Gehalt an säurelöslichem Aluminium Als soll streng auf < 0,001% geregelt werden.
  • N: Analog zu dem Element C kann das Element N durch interstitielle feste Lösung die Festigkeit von Stahl erhöhen. Bei der vorliegenden Erfindung werden durch Reaktion von N mit B im Stahl Ausscheidungen von BN erzeugt, sodass ein bestimmter N-Gehalt im Stahl erforderlich ist. Jedoch beeinträchtigt die interstitielle feste Lösung von N erheblich die Plastizität und die Zähigkeit von Stahl. Das Vorhandensein von N in freiem Zustand erhöht das Streckgrenzenverhältnis von Stahl, weshalb der N-Gehalt auch nicht zu hoch sein sollte. Aus diesem Grund liegt der N-Gehalt bei der vorliegenden Erfindung im Bereich von 0,004% bis 0,010%.
  • Cr: Als ein Element zum Erhöhen der Härtbarkeit von Stahl stellt Cr auch ein wesentliches Legierungselement in Edelstahl dar und kann die Korrosionsbeständigkeit von Stahl erheblich erhöhen. Bei einem zu hohen Gehalt wird die Schweißbarkeit erheblich verschlechtert. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Cr-Gehalt auf 4,0% bis 6,0% eingeschränkt.
  • Ni: Er kann die Härtbarkeit erhöhen und die Zähigkeit von Stahl bei niedriger Temperatur erheblich verbessern. Er stellt ein nützliches Element zum Erhöhen der Korrosionsbeständigkeit und der Zähigkeit von Stahl dar. Des Weiteren kann Ni den negativen Einfluss von Cr auf die Schweißbarkeit ausgleichen und effektiv die Heißsprödigkeit von Cu verhindern. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Ni-Gehalt auf 1,0% bis 3,0% eingeschränkt.
  • Nb: Aufgrund der einzigartigen Eigenschaft der schnellen Erstarrung und Abkühlung bei der Dünnbandstranggusstechnik kann das beigegebene Legierungselement Nb vor allem in fester Lösung im Stahlband vorhanden sein, sodass auch bei auf die Raumtemperatur abgekühltem Stahlband nahezu keine Ausscheidung von Nb erkennbar ist. Das Element Nb, das in festem Zustand im Stahl gelöst ist, kann zur Mischkristallverfestigung dienen. Gemäß der vorliegenden Erfindung ist vorgesehen, dass der Nb-Gehalt im Bereich von 0,01% bis 0,08% liegt.
  • V: Bei der Dünnbandstranggusstechnik spielt V eine ähnliche Rolle wie Nb, jedoch mit einer schwächeren Wirkung als Nb, und ist ebenfalls vor allem in fester Lösung im Stahlband vorhanden, sodass auch bei auf die Raumtemperatur abgekühltem Stahlband nahezu keine Ausscheidung von V erkennbar ist. Das Element V, das in festem Zustand im Stahl gelöst ist, kann zur Mischkristallverfestigung dienen. Bei der vorliegenden Erfindung liegt der V-Gehalt im Bereich von 0,01% bis 0,08%.
  • Cu: Es dient vor allem zur Mischkristall- und Ausscheidungsverfestigung im Stahl. Da Cu für Seigerung anfällig ist, wird der Cu-Gehalt bei herkömmlichem technischem Prozess in der Regel streng kontrolliert. Mit dem schnellen Erstarrungseffekt des Stranggießens für Dünnbänder wird bei der vorliegenden Erfindung die Obergrenze von Cu auf 0,60% erhöht. Mit der Zunahme des Cu-Gehalts kann bis zu einem gewissen Grad eine effektive Ausnutzung von Kupfer bei bestehenden Ressourcen von Stahlschrott oder minderwertigen Bodenschätzen (Erze mit hohem Gehalt an Kupfer) verwirklicht und die Wiederverwertung von Stahl gefördert werden und neben verringerten Produktionskosten wird eine nachhaltige Entwicklung ermöglicht. In einigen Ausführungen kann der Cu-Gehalt im Bereich von 0,1% bis 0,6% liegen, wenn Cu enthalten ist.
  • Sn: Als eines der wesentlichen Bestandteilselemente im Schrottstahl wird das Element Sn auch allgemein als schädliches Element im Stahl angesehen. Da Sn für Seigerung anfällig ist und beim Vorhandensein in geringer Menge sich an Korngrenzen ansammelt, was zu Rissbildung und anderen Defekten führt, wird der Gehalt an Sn bei herkömmlicher Technik streng kontrolliert. Aufgrund der Eigenschaften der schnellen Erstarrung des Stranggießens für Dünnbänder wird die Segregation von Elementen zwischen Dendriten stark reduziert, was die feste Lösung von Elementen stark erhöhen kann. Daher kann unter den Bedingungen des Stranggießens für Dünnbänder der Bereich von Sn-Elementen erweitert werden, so dass die Kosten der Stahlherstellung erheblich gesenkt werden können. 2 zeigt eine Beziehung zwischen dem Sn-Element und der durchschnittlichen Wärmestromdichte. Aus 2 ist ersichtlich, dass, wenn die zugesetzte Sn-Menge weniger als 0,04% beträgt, dies wenig Einfluss auf die Wärmestromdichte hat, das heißt, dass dies keinen Einfluss auf den Erstarrungsprozess der Dünnbänder übt. 3 zeigt eine Beziehung zwischen einem Sn-Gehalt und einer Oberflächenrauhigkeit. Da die Risse auf der Oberfläche des Gießbandes üblicherweise an ungleichmäßigen Falten auf der Oberfläche des Gießbandes erzeugt werden, wird die Rauhigkeit der Oberfläche verwendet, um das Auftreten von Oberflächenrissen zu charakterisieren. Falls die Rauheit Rauhigkeit ist, ist die Wahrscheinlichkeit der Bildung von Rissen hoch. Aus 3 ist ersichtlich, dass die Erhöhung des Sn-Gehaltes unter der Bedingung schneller Erstarrung keine nachteilige Auswirkung auf die Oberflächenqualität des Gießbandes aufweist. Aus den Ergebnissen der 2 und 3 ist ersichtlich, dass Sn die Erstarrung und Oberflächenqualität des Gießbandes nicht beeinträchtigt. Daher können in der vorliegenden Erfindung die Anforderungen an den Sn-Gehalt weiter reduziert werden, wobei der Sn-Gehalt so ausgelegt wird, dass er im Bereich von 0,005% bis 0,04% liegt.
  • B: Die bedeutende Wirkung von B in Stahl besteht darin: Mit einer sehr winzigen Menge an Bor kann die Härtbarkeit von Stahl um ein Vielfaches erhöht werden. B bewirkt das vorrangige Ausscheiden grober BN-Körner im Austenit hoher Temperatur und unterdrückt somit das Ausscheiden von feinkörnigem AlN, womit das Einstechen der Korngrenzen durch feinkörniges AlN geschwächt und die Wachsfähigkeit der Körner verbessert wird. Somit werden Austenitkörner vergröbert und vergleichmäßigt, was für die Rekristallisation nach dem Walzen zweckmäßig ist. Vergröberte und vergleichmäßigte Austenitkörner sind auch für das Verbessern des Streckgrenzenverhältnisses und das Erhöhen der Formbarkeit des Produkts zweckmäßig. Ferner kann die Kombination von B und N das Auftreten der Phase B2O3 mit niedrigem Schmelzpunkt an der Korngrenze wirksam verhindern.
  • B ist ein lebhaftes und für Seigerung anfälliges Element, das sich leicht an der Korngrenze segregiert. Wenn der B-haltige Stahl beim herkömmlichen Verfahren hergestellt wird, wird der B-Gehalt in der Regel sehr streng kontrolliert, im Allgemeinen bei etwa 0,001% bis 0,003%. Beim Stranggussverfahren für Dünnbänder sind die Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeiten schneller, was die Seigerung von B wirksam hemmen und mehr B-Gehalt auflösen kann, sodass der B-Gehalt angemessen erhöht werden kann. Ferner können durch angemessene Prozesssteuerung grobe BN-Partikel erzeugt werden, wobei die Ausschneidung von feinem AlN gehemmt wird und der Stickstoff fixiert wird. Laut Forschung kann bei der Beigabe von B in Kombination mit Nb und V eine bessere Auswirkung erzielt werden, womit die Neigung von C-Atomen zur Ansammlung verringert und das Ausscheiden von Fe23(C,B)6 an Korngrenzen vermieden wird, weshalb eine größere Menge an B beigegeben werden kann. Aus diesem Grund wird gegenüber herkömmlicher Technik bei der vorliegenden Erfindung ein höherer B-Gehalt verwendet, der im Bereich von 0,001% bis 0,006% liegt.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls umfasst die folgenden Schritte:
    1. a) Schmelzen das Schmelzen wird gemäß der oben genannten Zusammensetzung durchgeführt, wobei die Basizität a = CaO/SiO2 (Massenverhältnis) der während der Stahlherstellung erzeugten Schlacke so geregelt wird, dass a < 1,5, vorzugsweise a < 1,2, oder a = 0,7 bis 1,0 gilt; wobei MnO/SiO2 (Massenverhältnis) in einem aus der Stahlschmelze erhaltenen ternären Einschluss MnO-SiO2-Al203 mit niedrigem Schmelzpunkt auf 0,5 bis 2, vorzugsweise 1 bis 1,8 geregelt wird; wobei der Gehalt an freiem Sauerstoff [O]Free in der Stahlschmelze 0,0005% bis 0,005% beträgt; und wobei in der Stahlschmelze Mn/S ≥ 250 gilt;
    2. b) Stranggießen das Stranggießen erfolgt durch Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder und an der schmalsten Stelle des Spalts zweier Kristallisationswalzen wird ein Gießband mit einer Dicke von 1,5 mm bis 3 mm gebildet; wobei der Durchmesser der Kristallisationswalze zwischen 500 mm bis 1500 mm liegt und vorzugsweise 800 mm beträgt; wobei die Kristallisationswalze durch Wasser innerhalb derselben gekühlt werden, wobei die Gießgeschwindigkeit einer Gießmaschine im Bereich von 60 m/min bis 150 m/min liegt; bei einer Stranggussverteilung wird ein zweistufiges Verteilungssystem für Stahlschmelze verwendet, das aus einem Tundish und einem Verteiler besteht:
    3. c) Schützen in einer unteren geschlossenen Kammer nachdem ein Gießband aus den Kristallisationswalzen austrat, liegt seine Temperatur im Bereich von 1420°C bis 1480°C, wonach das Gießband direkt in die untere geschlossene Kammer eintritt, die mit einem nicht oxidierenden Gas gefüllt ist, wobei die Sauerstoffkonzentration in der unteren geschlossenen Kammer auf ≤ 5% geregelt wird, und wobei die Temperatur des Gießbandes am Auslass der unteren geschlossenen Kammer 1150°C bis 1300°C beträgt;
    4. d) Inline-Warmwalzen das Gießband wird durch eine Klemmwalze in der unteren geschlossenen Kammer zu einem Walzwerk gefördert und zu einem Bandstahl mit einer Dicke von 0,8 bis 2,5 mm gewalzt, wobei die Walztemperatur 1100°C bis 1250°C beträgt, wobei das Reduktionsverhältnis beim Warmwalzen auf 10% bis 50% geregelt wird und vorzugsweise 30% bis 50% beträgt, und wobei die Dicke des gewalzten Bandstahls 0,8 bis 2,5 mm, vorzugsweise 1,0 bis 1,8 mm, beträgt;
    5. e) Abkühlen des Bandstahls nach dem Walzen der gewalzte Bandstahl wird nach dem Walzen abgekühlt, wobei das Abkühlen des Bandstahls unter Verwendung einer Gaszerstäubung-Kühlung erfolgt, und wobei die Abkühlgeschwindigkeit der Gaszerstäubung-Kühlung 20°C/s bis 100°C/s beträgt;
    6. f) Aufwickeln des Bandstahls der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl wird unmittelbar zu einer Spule aufgewickelt, wobei die Aufwickeltemperatur im Bereich von 600°C bis 700°C liegt.
  • Ferner umfasst das Verfahren Schritt g) Nachbehandeln, wobei die Stahlspule nach Säurebeizung und Abflachung als säuregebeizte und abgeflachte Spule oder nach Säurebeizung und Feuerverzinkung als verzinktes Blech verwendet wird.
  • Vorzugsweise kann in Schritt a) der Rohstoff zum Schmelzen zu 100% aus Stahlschrott ohne Vorsieben bestehen, wobei das Schmelzen der Stahlschmelze in einem Elektroofen erfolgt; alternativ dazu erfolgt das Schmelzen in einem Konverter, wobei der Stahlschrott ohne Vorsieben in einem Anteil von mehr als Gew.-20% des Rohstoffs zum Schmelzen in den Konverter eingegeben wird; und danach wird der Rohstoff in einen LF-Ofen, einen VD/VOD-Ofen oder einen RH-Ofen zum Raffinieren eingegeben.
  • Vorzugsweise ist in Schritt c) das nichtoxidierende Gas N2, Ar oder durch Sublimation von Trockeneis erhaltenes CO2-Gas.
  • Vorzugsweise liegt in Schritt e) bei der Gaszerstäubung-Kühlung das Gas-Wasser-Verhältnis bei 15 : 1 bis 10 : 1, der Luftdruck bei 0,5 bis 0,8 MPa und der Wasserdruck bei 1,0 bis 1,5 MPa. Das Luft-Wasser-Verhältnis bezieht sich auf das Durchflussverhältnis von Druckluft zu Wasser, wobei die Durchflusseinheit m3/h ist.
  • Vorzugsweise ist in Schritt f) die Haspel eine Doppelhaspel und kann auch eine Karussellhaspel sein, um die kontinuierliche Produktion von Bandstahl sicherzustellen.
  • Vorzugsweise wird in Schritt f) der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl nach einem Abtrennen seines Kopfs schlechter Qualität durch eine Schopfschere direkt zu einer Spule aufgewickelt, wobei die Aufwickeltemperatur 600°C bis 700°C beträgt.
  • Bei dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren ist vorgesehen, dass
  • zur Verbesserung der Gießbarkeit der Strahlschmelze für Dünnband-Stranggießen die Basizität a = CaO/SiO2 einer Schlacke im Stahlherstellungsprozess darauf geregelt wird: a < 1,5, vorzugsweise a < 1,2, oder a = 0,7 bis 1,0.
  • Zur Verbesserung der Gießbarkeit der Strahlschmelze für Dünnband-Stranggießen muss ein ternärer Einschluss mit einem niedrigen Schmelzpunkt, MnO-SiO2-Al2O3, erhalten werden, wie im schattierten Bereich der 4 gezeigt. Das Verhältnis MnO/SiO2 (Massenverhältnis) im ternären Einschluss MnO-SiO2-Al203 wird auf 0,5 bis 2, vorzugsweise 1 bis 1,8, geregelt.
  • Zur Verbesserung der Gießbarkeit der Strahlschmelze für Dünnband-Stranggießen ist Sauerstoff (O) in Stahl ein wesentliches Element zur Bildung von Oxideinschlüssen. Für das Bilden des ternären Einschlusses mit niedrigem Schmelzpunkt, MnO-SiO2-Al2O3, bei der vorliegenden Erfindung soll der Bereich von freiem Sauerstoff [O]Free in der Stahlschmelze 0,0005% bis 0,005% sein.
  • Zur Verbesserung der Gießbarkeit der Strahlschmelze für Dünnband-Stranggießen muss unter den obigen Komponenten die Steuerung von Mn und S die folgende Beziehung erfüllen: Mn/S ≥ 250.
  • Nachdem ein Gießband aus den Kristallisationswalzen austrat, liegt seine Temperatur im Bereich von 1420°C bis 1480°C, wonach das Gießband direkt in die untere geschlossene Kammer eintritt, in der die Sauerstoffkonzentration auf < 5% geregelt wird, wobei der Schutz des Gießbands vor Oxidation durch die untere geschlossene Kammer bis zu dem Einlass des Walzwerks erfolgt, wobei die Temperatur des Gießbands am Auslass der unteren geschlossenen Kammer 1150°C bis 1300°C beträgt;
  • Während des Vorgangs, in dem sich das Gießband in der unteren geschlossenen Kammer befindet, wird die folgende theoretische Grundlage über die BN-Ausscheidung betroffen:
  • Die thermodynamischen Gleichungen von Bor und Stickstoff, Aluminium und Stickstoff in γ-Fe in Stahl lauten wie folgt: BN = B + N; Log [ B ] [ N ] = − 13970 /T + 5,24
    Figure DE112020004425T5_0002
     AlN = Al + N; Log [ Al ] [ N ] = − 6770 /T+1 ,03
    Figure DE112020004425T5_0003
  • Wie in 5 gezeigt, liegt die anfängliche Ausscheidungstemperatur von BN im Stahl bei etwa 1280°C, wobei die Ausscheidung von BN dazu tendiert, sich bei 980°C auszugleichen, wobei nun die Ausscheidung von AlN gerade beginnt (die Ausscheidungstemperatur von AlN liegt bei ca. 980°C). Thermodynamisch hat die Ausscheidung von BN Vorrang vor AlN. Bei der vorliegenden Erfindung erfolgt das Binden von B mit N in der unteren geschlossenen Kammer, womit grobe BN-Körner erzeugt werden und somit das Ausscheiden von feinkörnigem AlN unterdrückt wird, wodurch das Einstechen der Korngrenzen durch feinkörniges AlN geschwächt und die Wachsfähigkeit der Körner verbessert wird. Somit werden Austenitkörner vergröbert, sodass Austenitkörner gleichmäßiger werden, was für das effektive Verringern des Streckgrenzenverhältnisses und das Verbessern der Leistung des Produkts zweckmäßig ist. Ferner kann die Kombination von B und N das Auftreten der Phase B2O3 mit niedrigem Schmelzpunkt an der Korngrenze wirksam verhindern.
  • Der Rohstoff kann zu 100% aus Stahlschrott ohne Vorsieben bestehen, womit die Produktionskosten erheblich gesenkt werden.
  • Zum Sparen von Investitions- und Produktionskosten beschäftigen sich moderne Eisen- und Stahlhersteller aktiv mit der technologischen Innovation bestehender Produktionsprozesse. Angesichts der Probleme langer Prozesse und hoher Anzahl an Anlagen bei bestehender Technik zum Herstellen warmgewalzten Bandstahls kombinieren zahlreiche Hersteller die Strangguss- und Walztechnologie eng mit herkömmlicher Technik, um die Anforderung der Strangguss- und Walztechnik zu erfüllen.
  • Wenn Stahlschmelze durch Konverter-Stahlerzeugung bereitgestellt wird, müssen dann Hersteller über entsprechende Bedingungen zum Bereitstellen der Stahlschmelze verfügen. In der Regel werden Ausrüstungen zur Hochofen-Eisenerzeugung oder zur alternativen Eisenerzeugung ohne Hochofen benötigt, was zurzeit einen Eisen- und Stahlproduktionsmodus mit langem Prozess darstellt. Mit der Zunahme der Ressourcen aus dem Stahlschrott wird heutzutage durch die staatliche Behörde das Erhöhen des Konverter-Stahlschrottverhältnisses gefördert, um die Energie zu sparen, den Energieverbrauch zu verringern und die Kosten zu senken. Vorher lag das durchschnittliche Konverter-Stahlschrottverhältnis bei ungefähr 8% und das gegenwärtige und zukünftige Ziel des Konverter-Stahlschrottverhältnisses beträgt 15% bis 25%. Bei der vorliegenden Erfindung kann das Konverter-Stahlschrottverhältnis bereits mehr als 20% erreichen.
  • Beim Bereitstellen der Stahlschmelze durch Elektroofen-Stahlerzeugung besteht der Rohstoff vor allem aus Stahlschrott. Bei herkömmlicher Technik, beispielsweise beim Druckguss oder Strangguss für Dickbleche, beträgt die Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeit nur 10-1°C/s bis 10°C/s und eine Seigerung solcher Restelemente im Stahlschrott erfolgt an Korngrenzen während der Erstarrung, wodurch die Leistung und die Qualität von Stahl verschlechtert werden und in schlimmeren Fällen direkt Rissbildung und Brüche verursacht werden. Daher müssen bei herkömmlicher Technik solche schädlichen Elemente streng kontrolliert werden. Bei der Auswahl von Stahlschrott als Rohstoff muss ein Vorsieben erfolgen und während der Stahlerzeugung sind einige besondere Behandlungen, beispielsweise das Beigeben vorbehandelten Rohstoffs zur Verdünnung, notwendig, was unvermeidlich zur Erhöhung der Produktionskosten führt. Aufgrund der Notwendigkeit zum Kontrollieren der Zusammensetzung von Stahl wird eine bestimmte Qualitätsanforderung an Stahlschrott, der als Rohstoff verwendet wird, gestellt. In der Regel muss Stahlschrott vorgesiebt und eingestuft werden. Bei einigen chinesischen Stahlwerken, die Elektroofen zur Stahlerzeugung verwenden, wird der Zusammensetzung des Rohstoffs vorbehandelter Rohstoff, beispielsweise bezogener Eisenschwamm, Eisenkarbid usw., zum Verdünnen schwer zu entfernender schädlicher Elemente im Stahlschrott beigegeben, um die Qualität der Stahlschmelze zu verbessern. Bei einigen chinesischen Stahlwerken, die gleichzeitig über Hochöfen und Elektroofen verfügen, wird selbsthergestellte Eisenschmelze in einen Elektroofen eingegeben und als Rohstoff für den Elektroofen verwendet, um die Produktionseffizienz des Elektroofens zu erhöhen, womit die Abstichzeit des Elektroofens erheblich verkürzt wird. Das Mischverhältnis der Eisenschmelze in dem Elektroofen kann 30% bis 50% betragen.
  • Bei der Doppelwalzen-Dünnbandstranggusstechnologie, die sich durch eine typische hypo-schnelle Erstarrung auszeichnet, liegt die Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeit hingegen bei 102°C/s bis zu 104°C/s, sodass einige schädliche Restelemente im Stahlschrott, beispielsweise Cu, Sn, P usw., ohne Seigerung an Korngrenzen weitestgehend im festen Zustand in die Stahlmatrix aufgelöst werden können. Somit kann ohne Vorsieben zu 100% Stahlschrott zum Schmelzen verwendet werden, wodurch Rohstoffkosten erheblich verringert werden. Solche Restelemente können ferner zur Mischkristallverfestigung dienen, womit ultradünner warmgewalzter Bandstahl mit ausgezeichneter Leistung hergestellt wird. Somit wird eine umfassende Ausnutzung minderwertiger Stahlschrottressourcen zur Produktion erzielt und solche schädlichen Elemente im Stahlschrott werden „in Nutzen umgewandelt“, womit eine „Ausnutzung der Abfallstoffe“ verwirklicht wird.
  • Der gewalzte Bandstahl wird durch Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt:
    • Der Bandstahl, der einem Inline-Warmwalzen unterzogen ist, wird nach dem Walzen abgekühlt. Der Bandstahl wird nach dem Walzen durch eine Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt, wobei die Gaszerstäubung-Kühlung die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Bandstahls effektiv verringern, die Gleichmäßigkeit der Temperatur des Bandstahls verbessern und die Qualität der Oberfläche des Bandstahls erhöhen kann. Bei der Gaszerstäubungskühlung liegt das Gas-Wasser-Verhältnis bei 15 : 1 bis 10 : 1, der Luftdruck bei 0,5 bis 0,8 MPa und der Wasserdruck bei 1,0 bis 1,5 MPa. Nach der Gaszerstäubung wird ein Hochdruck-Wassernebel gebildet und auf die Oberfläche des Stahlbands gesprüht. Dadurch wird einerseits die Temperatur des Stahlbandes reduziert, und andererseits bildet der Wassernebel einen dichten Gasfilm, der die Oberfläche des Bandstahls bedeckt, um die Oxidation des Bandstahls zu verhindern, wodurch das Wachstum von Zunder auf der Oberfläche des warmgewalzten Bandstahls wirksam kontrolliert wird. Durch eine derartige Kühlungsmethode können Probleme, die durch herkömmliche Sprüh- oder Laminarkühlung verursacht werden, vermieden und eine gleichmäßige Senkung der Oberflächentemperatur des Bandstahls und eine erhöhte Temperaturgleichmäßigkeit des Bandstahls bewirkt werden, womit die innere Mikrostruktur vergleichmäßigt wird; gleichzeitig ist das Abkühlen gleichmäßig, was die Formqualität und Leistungsstabilität von Bandstahl verbessern kann; die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Bandstahls wird effektiv verringert. Der Abkühlgeschwindigkeit der Gaszerstäubung-Kühlung liegt im Bereich von 20°C/s bis 100°C/s.
  • Die vorliegende Erfindung zeichnet sich vor allem durch die folgenden Vorteile aus:
    • Bei der vorliegenden Erfindung wird korrosionsbeständiger Stahl, der Zinn (Sn) und Kupfer (Cu) oder alternativ dazu Zinn (Sn), Kupfer (Cu) und Bor (B) enthält, mittels der Dünnbandstranggusstechnologie hergestellt, wovon bisher nicht berichtet wurde. Die Vorteile davon werden nachfolgend zusammengefasst:
      1. 1. Bei der vorliegenden Erfindung werden komplizierte Prozesse wie Blechrohlingserwärmung und wiederholtes Warmwalzen in mehreren Durchgängen gespart. Die vorliegende Erfindung erfolgt durch ein Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder und einen einmaligen Inline-Warmwalzprozess, wobei der Produktionsprozess kürzer und effizienter ist, wobei die Investitionskosten und Produktionskosten der Produktionslinie erheblich reduziert werden.
      2. 2. Bei der vorliegenden Erfindung sind viele komplizierte Zwischenschritte bei der Herstellung korrosionsbeständigen Stahls mittels herkömmlichen Verfahrens gespart. Im Vergleich zum herkömmlichen Herstellungsverfahren werden der Energieverbrauch und die CO2-Emission bei der erfindungsgemäßen Herstellung stark reduziert, und es handelt sich um ein grünes und umweltfreundliches Produkt.
      3. 3. Bei der vorliegenden Erfindung wird dünner korrosionsbeständiger Stahl mittels der Dünnbandstranggusstechnik hergestellt und durch Erhöhen des Cr-Gehalts wird das Problem der Seigerung von Cr vermieden, womit die Korrosionsbeständigkeit erheblich erhöht wird und mit dem Edelstahl vergleichbar ist. Dadurch kann das Verdoppeln der Korrosionsbeständigkeit auf der Grundlage herkömmlichen korrosionsbeständigen Stahls erzielt werden; gleichzeitig ist die Dicke des Gießbandes selbst relativ dünn, wobei das Gießband durch das Inline-Warmwalzen auf eine gewünschte Produktdicke verarbeitet wird, wodurch Produkte dünner Spezifikation direkt an den Markt geliefert werden können, wodurch der Zweck der Lieferung von warmgewalzten Blechen dünner Spezifikation erreicht wird, was die Kostenleistung von Blechen und Bändern erheblich verbessern kann.
      4. 4. Bei der vorliegenden Erfindung wird einer winzige Menge an Bor beigegeben, womit das vorrangige Ausscheiden grober BN-Körner im Austenit hoher Temperatur bewirkt und somit das Ausscheiden von feinkörnigem AlN unterdrückt wird, wodurch das Einstechen der Korngrenzen durch feinkörniges AlN geschwächt und die Wachsfähigkeit der Körner verbessert wird. Somit werden Austenitkörner vergröbert und vergleichmäßigt, was für das Verbessern des Streckgrenzenverhältnisses der Formbarkeit des Produkts zweckmäßig ist.
      5. 5. Beim Schmelzen der vorliegenden Erfindung erfolgt die Stahlherstellung durch einen Elektroofen, wobei die Rohstoffe zum Schmelzen im wirklichen Sinne 100% Stahlschrott sein können, ohne eine Vorsiebung durchzuführen, was die Rohstoffkosten stark senkt; wenn das Schmelzen in einem Konverter erfolgt, wird dem Konverter der Stahlschrott ohne Vorsieben in einem Anteil von mehr als 20% des Rohstoffs zum Schmelzen hinzugefügt, wodurch der Schrottanteil im Konverter maximiert wird und die Schmelzkosten sowie der Energieverbrauch erheblich gesenkt werden.
      6. 6. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Stahlschrott, der Cu und Sn enthält, verwendet, wobei die schädlichen Elemente Cu und Sn im Stahl „in Nutzen umgewandelt“ werden, wobei eine vollständige Nutzung von vorhandenem Stahlschrott oder minderwertigen und minderwertigen Bodenschätzen (Erz mit hohem Zinngehalt, Erz mit hohem Kupfergehalt) realisiert wird und das Recycling von Stahl gefördert wird, wodurch die Produktionskosten reduziert werden und die nachhaltige Entwicklung der Stahlindustrie realisiert wird.
      7. 7. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Bandstahl nach dem Walzen durch eine Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt, wobei die durch herkömmliche Sprüh- oder Laminarkühlung verursachten Probleme vermieden werden können, so dass die Oberflächentemperatur des Bandstahls gleichmäßig abgesenkt wird und die Gleichmäßigkeit der Temperatur des Bandstahls verbessert wird, wodurch der Effekt der Homogenisierung der inneren Mikrostruktur erreicht wird; gleichzeitig ist das Abkühlen gleichmäßig, was die Formqualität und Leistungsstabilität von Bandstahl verbessern kann; die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Bandstahls wird effektiv verringert.
      8. 8. Beim herkömmlichen Verfahren werden während des Abkühlens des Blechrohlings die Legierungselemente ausgeschieden. Wenn der Blechrohling wiedererhitzt wird, wird die Ausnutzungsrate von Legierungselementen oft aufgrund einer unzureichenden Resolubilisierung von Legierungselementen reduziert. Beim Stranggießverfahren für Dünnbänder der vorliegenden Erfindung wird das bei hoher Temperatur gegossene Band direkt warmgewalzt, wobei die zugegebenen Legierungselemente hauptsächlich im Zustand einer festen Lösung vorliegen, was die Ausnutzungsrate der Legierung verbessern kann.
      9. 9. Bei der vorliegenden Erfindung wird eine Karussellhaspel für warmgewalzte Stahlbänder verwendet, womit die Länge der Produktionslinie effektiv verkürzt wird; gleichzeitig kann Co-Coiling die Regelgenauigkeit der Aufrolltemperatur erheblich verbessern und die Stabilität der Produktleistung verbessern.
      10. 10. Das offensichtlichste Merkmal der vorliegenden Erfindung, das sich von der bestehenden Stranggießtechnologie für Dünnbänder unterscheidet, ist der Durchmesser der Kristallisationswalze und der entsprechende Strömungsverteilungsmodus. Die technischen Merkmale von EUROSTRIP sind Kristallisationswalzen mit einem großen Durchmesser von Φ1500 mm, wobei die Kristallisationswalzen groß sind, die Schmelzbadkapazität groß ist, die Strömungsverteilung einfach ist und die Herstellungs-, Betriebs- und Wartungskosten der Kristallisationswalzen hoch sind. Die technischen Merkmale von CASTRIP sind Kristallisationswalzen mit einem kleinen Durchmesser von Φ500 mm, wobei die Kristallisationswalzen klein sind, die Schmelzbadkapazität klein ist, die Strömungsverteilung sehr schwierig ist und die Herstellungs-, Betriebs- und Wartungskosten der Kristallisationswalzen niedrig sind. Um das Problem der gleichmäßigen Strömungsverteilung bei einem kleinen Schmelzbad zu lösen, verwendet CASTRIP ein dreistufiges Verteilungssystem für Stahlschmelze, das aus einem Tundish, einer Übergangspfanne und einem Verteiler besteht. Die Verwendung des dreistufigen Verteilungssystems führt direkt zu einer Erhöhung der Kosten für feuerfeste Materialien; noch wichtiger ist, dass das dreistufige Verteilungssystem den Strömungsweg der Stahlschmelze länger macht und der Temperaturabfall des Stahlschmelze ebenfalls größer ist. Um die Temperatur der Stahlschmelze im Schmelzbad zu erfüllen, muss die Abstichtemperatur stark erhöht werden. Die Erhöhung der Abstichtemperatur führt zu Problemen wie erhöhten Stahlherstellungskosten, erhöhtem Energieverbrauch und verkürzter Lebensdauer von feuerfesten Materialien.
      11. 11. Hingegen werden bei der vorliegenden Erfindung Kristallisationswalzen mit einem Rollendurchmesser von 500 bis 1500 mm, vorzugsweise Φ800 mm, und ein zweistufiges Stahlschmelze-Verteilungssystem (Tundish + Verteiler) verwendet. Die aus dem Verteiler fließende Stahlschmelze bildet unterschiedliche Verteilungsmodi entlang der Walzenoberfläche und zwei Endoberflächen und fließt auf zwei Wegen, ohne sich gegenseitig zu stören. Aufgrund der Verwendung eines zweistufigen Verteilungssystems werden die Kosten für feuerfeste Materialien im Vergleich zum dreistufigen Verteilungssystem stark reduziert; der Strömungsweg der Stahlschmelze wird verkürzt, so dass der Temperaturabfall der Stahlschmelze verringert wird, wobei die Abstichtemperatur reduziert werden kann, die im Vergleich zu der im dreistufigen Verteilungssystem um 30°C bis 50°C reduziert werden kann. Die Reduzierung der Abstichtemperatur kann die Kosten der Stahlherstellung effektiv senken, Energie sparen und die Lebensdauer von feuerfesten Materialien verlängern. Die vorliegende Erfindung wirkt mit einer Kristallisationswalze mit einem bevorzugten Durchmesser von Φ800 mm zusammen und verwendet ein zweistufiges Verteilungssystem für Stahlschmelze. Dies ermöglicht nicht nur Erfordernis einer stabilen Verteilung der Stahlschmelze, sondern auch die Ziele einer einfachen Struktur und eines bequemen Betriebs und niedriger Verarbeitungskosten.
  • Figurenliste
    • 1 zeigt ein schematisches Diagramm der technischen Anordnung der Doppelwalzen-Dünnbandstranggusstechnik der vorliegenden Erfindung,
    • 2 zeigt ein schematisches Diagramm der Beziehung zwischen einem Sn-Gehalt und einer durchschnittlichen Wärmestromdichte;
    • 3 zeigt ein schematisches Diagramm der Beziehung zwischen einem Sn-Gehalt und einer Oberflächenrauhigkeit eines Gießbands;
    • 4 zeigt ein ternäre Phasendiagramm von MnO-SiO2-Al203 (schattierter Bereich:
      • Bereich mit niedrigem Schmelzpunkt);
    • 5 zeigt ein schematisches Diagramm einer thermodynamischen Kurve der BN-, AlN-Ausscheidung.
  • Ausführliche Ausführungsformen
  • Nachfolgend wird die vorliegende Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert, durch welche Ausführungsbeispiele die vorliegende Erfindung jedoch keineswegs eingeschränkt wird. Jegliche Änderungen an Ausführungen der vorliegenden Erfindung, die vom Fachmann unter der Lehre der vorliegenden Beschreibung vorgenommen werden, fallen in den Schutzumfang der Ansprüche der vorliegenden Erfindung.
  • Unter Bezugnahme auf 1 wird die Stahlschmelze, die dem Design der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung entspricht, über eine Pfanne 1 durch einen langen Pfannenausguss 2, einen Tundish 3, einen Tauchausguss 4 und einen Verteiler 5 direkt in ein Schmelzbad 7 gegossen, das von zwei relativ zueinander rotierenden und schnell abkühlbaren Kristallisationswalzen 8a, 8b und seitlichen Dichtungsplattenvorrichtungen 6a, 6b umschlossen ist, wobei die Stahlschmelze an Umfangsflächen, an denen die Kristallisationswalzen 8a und 8b rotieren, zu einer Erstarrungsschale erstarrt und allmählich anwächst, wonach am kleinsten Spalt (Walzenspalt) zwischen den beiden Kristallisationswalzen ein Gießband 11 mit einer Dicke von 1,5 mm bis 3 mm gebildet wird.
  • Die Kristallisationswalzen nach der vorliegenden Erfindung weisen einen Durchmesser von 500 bis 1500 mm auf und werden innen durch Wasser zum Abkühlen durchströmt. Je nach der Dicke des Gießbands beträgt die Gießgeschwindigkeit einer Gießmaschine 60 bis 150 m/min.
  • Nachdem das Gießband 11 die Kristallisationswalzen 8a und 8b verlassen hat, weist das Gießband eine Temperatur von 1420°C bis 1480°C und gelangt direkt in eine untere geschlossene Kammer 10, wobei die untere geschlossene Kammer 10 mit einem dem nichtoxidierenden Gas zum Schützen des Bandstahls gefüllt wird, um einen Antioxidationsschutz des Bandstahls zu realisieren, wobei die Atmosphäre für den Antioxidationsschutz N2, Ar oder andere nicht oxidierende Gase sein kann, wie beispielsweise CO2-Gas, das durch Sublimation von Trockeneis erhalten ist, wobei die Sauerstoffkonzentration in der unteren geschlossenen Kammer 10 auf < 5% geregelt wird. Der Schutz des Gießbands 11 durch die untere geschlossene Kammer 10 vor Oxidation erfolgt bis zu dem Eingang eines Walzwerks 13. Die Temperatur des Gießbandes am Ausgang der unteren geschlossenen Kammer 10 beträgt 1150°C bis 1300°C. Dann wird das Gießband durch Schwenken einer Führungsplatte 9 und über eine Klemmwalze 12 und eine Rollenbahn 15 bis zu dem Warmwalzwerk 13 gefördert und zu einem warmgewalzten Band mit einer Dicke von 0,8 bis 2,5 mm warmgewalzt. Der gewalzte Bandstahl wird mittels einer Gaszerstäubungs-Schnellkühlvorrichtung 14 durch Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt, womit die Temperaturgleichmäßigkeit des Bandstahls verbessert wird. Nachdem der Bandstahl durch eine fliegende Schervorrichtung 16 geschnitten wurde, fällt der geschnittene Kopf in eine fliegende Schergrube 18 entlang der Führungsplatte 17 der fliegenden Schere, wobei das warmgewalzte Band nach dem Schneiden in die Haspel 19 zum Aufwickeln eintritt. Nachdem die Spule von der Haspel genommen wurde, wird es natürlich auf Raumtemperatur abgekühlt. Schließlich kann die hergestellte Stahlspule sowohl nach Säurebeizung und Abflachung als auch nach Säurebeizung und Feuerverzinkung verwendet werden.
  • Nachfolgend wird anhand der Ausführungsbeispiele auf das erfindungsgemäße Verfahren näher eingegangen. Die chemische Zusammensetzung bei den Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung ist in Tabelle 2 angegeben und der Rest ist Fe und unvermeidliche Verunreinigungen. Die technischen Parameter des erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens sind in Tabelle 3 angegeben und die mechanische Eigenschaft des schließlich erhaltenen warmgewalzten Bands ist der Tabelle 4 zu entnehmen.
  • An dem Stahl des Ausführungsbeispiels wird eine Korrosionsbeständigkeitsprüfung durchgeführt: Der übliche Kohlenstoffstahl Q345B und der herkömmliche Stahl SPA-H mit Beständigkeit gegen atmosphärische Korrosion werden als Vergleichsproben verwendet. Gemäß dem zyklischen Eintauchkorrosionsprüfungsverfahren für korrosionsbeständigen Stahl (TB/T2375-93) wird eine zyklische Eintauchkorrosionswechselprüfung für 72 h durchgeführt. Durch Berechnen des Gewichtsverlusts durch Korrosion pro Flächeneinheit der Probe wird die durchschnittliche Korrosionsgeschwindigkeit ermittelt, womit wiederum die relative Korrosionsrate der jeweiligen Stahlsorte ermittelt wird. Das Prüfungsergebnis ist in Tabelle 5 angegeben.
  • Wie oben aufgeführt, weist der hochkorrosionsbeständige Stahl, der mittels der Dünnbandstranggusstechnologie gemäß der erfindungsgemäßen Gestaltung der Zusammensetzung der Stahlsorte hergestellt wird, eine Streckgrenze von ≥ 350 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 480 MPa, eine Dehnung von ≥ 26% und ein Streckgrenzenverhältnis von unter 0,8 auf und seine Kaltbearbeitungs-Biegefähigkeit erfüllt die entsprechende Anforderung. Das Vergleichsergebnis der Korrosionsbeständigkeit zeigt auch, dass die relative Korrosionsrate ≤ 25 beträgt.
  • Tabelle 2: Chemische Zusammensetzung von Stahl in Ausführungsbeispiel (Gew.-%)
    Figure DE112020004425T5_0004
    Figure DE112020004425T5_0005
    Tabelle 3: Prozessparameter der Ausführungsbeispiele
    Dicke eines Gießbands mm untere geschloss ene Kammer Atmosph äre Untere geschlossen e Kammer Sauerstoffko nzentration, % Warmwa lztemper atur °C Reduktionsver hältnis beim Warmwalzen % warmgewalz te Banddicke mm Abkühlgesc hwindigkeit nach dem Walzen °C/s Aufwick eltemper atur °C
    Ausführungs beispiel 1 2,1 Ar 3,5 1180 29 1,5 55 695
    Ausführungs beispiel 2 2,5 Ar 4,1 1220 50 1,25 30 700
    Ausführungs beispiel 3 2,2 N2 2,4 1200 45 1,2 79 660
    Ausführungs beispiel 4 1,8 CO2 2,6 1150 31 1,25 20 660
    Ausführungs beispiel 5 1,5 Ar 3,5 1185 33 1,0 82 670
    Ausführungs beispiel 6 2,6 Ar 2,8 1100 42 1,5 62 650
    Ausführungs beispiel 7 1,9 N2 1,5 1190 21 1,5 25 600
    Ausführungs beispiel 8 1,6 CO2 0,6 1220 22 1,25 50 680
    Ausführungs beispiel 9 1,5 N2 1,1 1250 33 1,0 22 650
    Ausführungs beispiel 10 2,0 N2 1,7 1170 30 1,4 75 690
    Ausführungs beispiel 11 2,6 Ar 1,6 1240 42 1,5 100 685
    Ausführungs beispiel 12 2,2 N2 2,6 1170 43 1,25 60 675
    Ausführungs beispiel 13 2,0 CO2 2,4 1180 50 1,0 30 680
    Ausführungs beispiel 14 1,6 Ar 2,5 1160 31 1,1 25 660
    Tabelle 4: Mechanische Eigenschaften von Stahlprodukten in Ausführungsbeispielen
    Beispiel Dicke eines Gießbands mm Dicke eines Fertigprodukts mm Streckgrenze MPa Zugfestigkeit MPa Dehnung % Streckgre nzenverh ältnis Biegedurchmes ser bei 180°-Biegung, a = Banddicke
    Ausführungs beispiel 1 2,1 1,5 375 535 30 0,70 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 2 2,5 1,25 418 560 29 0,75 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 3 2,2 1,2 365 490 30 0,74 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 4 1,8 1,25 388 532 28 0,73 qualifiziert
    Ausführungs 1,5 1,0 375 498 34 0,75 qualifiziert
    beispiel 5
    Ausführungs beispiel 6 2,6 1,5 367 487 31 0,75 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 7 1,9 1,5 358 495 29 0,72 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 8 1,6 1,25 395 535 31 0,74 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 9 1,5 1,0 375 509 26 0,74 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 10 2,0 1,4 388 518 32 0,75 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 11 2,6 1,5 370 503 31 0,74 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 12 2,2 1,25 399 538 34 0,74 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 13 2,0 1,0 376 506 33 0,74 qualifiziert
    Ausführungs beispiel 14 1,6 1,1 375 497 32 0,75 qualifiziert
    Tabelle 5: Prüfungsergebnis der Beständigkeit des Stahls der Ausführungsbeispiele gegen atmosphärische Korrosion
    durchschnittliche Korrosionsgeschwindigkeit (mg/cm2• h) Relative Korrosionsrate (%)
    Q345B 0,4902 100
    SPA-H 0,2148 43,82
    Ausführungsbeispiel 1 0,1152 23,50
    Ausführungsbeispiel 2 0,1178 24,03
    Ausführungsbeispiel 3 0,1038 21,18
    Ausführungsbeispiel 4 0,1156 23,58
    Ausführungsbeispiel 5 0,1202 24,52
    Ausführungsbeispiel 6 0,1087 22,17
    Ausführungsbeispiel 7 0,1161 23,68
    Ausführungsbeispiel 8 0,1126 22,97
    Ausführungsbeispiel 9 0,1218 24,85
    Ausführungsbeispiel 10 0,1169 23,85
    Ausführungsbeispiel 11 0,1187 24,21
    Ausführungsbeispiel 12 0,1068 21,79
    Ausführungsbeispiel 13 0,1143 23,32
    Ausführungsbeispiel 14 0,1194 24,36
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Claims (12)

  1. Dünner hochkorrosionsbeständiger Stahl, mit der folgenden chemischen Zusammensetzung in Gewichtsprozent: C: 0,02% bis 0,06%, Si: 0,1% bis 0,5%, Mn: 0,4% bis 1,7%, P ≤ 0,02%, Cr: 4,0% bis 6,0%, Ni: 1,0% bis 3,0%, S ≤ 0,007%, N: 0,004% bis 0,010%, Als < 0,001%, B: 0,001% bis 0,006%, Gesamtsauerstoffgehalt [O]T: 0,007% bis 0,020%; wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist, und die folgenden Bedingungen gleichzeitig erfüllt sind: ein oder zwei Elemente von Cu: 0,1% bis 0,6% und Sn: 0,005% bis 0,04% enthalten ist oder sind; Mn/S ≥ 250 .
    Figure DE112020004425T5_0006
  2. Dünner hochkorrosionsbeständiger Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der hochkorrosionsbeständige Stahl eine Streckgrenze von ≥ 350 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 480 MPa, eine Dehnung von ≥ 26% und eine relative Korrosionsrate von ≤ 25% aufweist.
  3. Dünner hochkorrosionsbeständiger Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die durchschnittliche Korrosionsgeschwindigkeit des hochkorrosionsbeständigen Stahls geringer als 0,1250 mg/cm2• h ist.
  4. Dünner hochkorrosionsbeständiger Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Streckgrenzenverhältnis des hochkorrosionsbeständigen Stahls ≤ 0,75 beträgt.
  5. Dünner hochkorrosionsbeständiger Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei der mikroskopischen Struktur des hochkorrosionsbeständigen Stahls um eine gemischte Mikrostruktur aus nadelförmigem Ferrit und Perlit handelt.
  6. Verfahren zum Herstellen eines dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: a) Schmelzen das Schmelzen wird gemäß der Zusammensetzung nach Anspruch 1 durchgeführt, wobei die Basizität a = CaO/SiO2 der Schlacke im Stahlherstellungsprozess so geregelt wird, dass a < 1,5, vorzugsweise a < 1,2, oder a = 0,7 bis 1,0 gilt; wobei MnO/SiO2 in einem aus der Stahlschmelze erhaltenen ternären Einschluss MnO-SiO2-Al2O3 mit niedrigem Schmelzpunkt auf 0,5 bis 2, vorzugsweise 1 bis 1,8, geregelt wird; wobei der Gehalt an freiem Sauerstoff [O]Free in der Stahlschmelze 0,0005-0,005% beträgt; und wobei in der Stahlschmelze Mn/S ≥ 250 gilt; b) Stranggießen das Stranggießen erfolgt durch Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder und an der schmälsten Stelle des Spalts zweier Kristallisationswalzen wird ein Gießband mit einer Dicke von 1,5 mm bis 3 mm gebildet; wobei der Durchmesser der Kristallisationswalze zwischen 500 mm bis 1500 mm liegt und vorzugsweise 800 mm beträgt; wobei die Kristallisationswalze durch Wasser innerhalb derselben gekühlt werden, wobei die Gießgeschwindigkeit einer Gießmaschine im Bereich von 60 m/min bis 150 m/min liegt; bei einer Stranggussverteilung wird ein zweistufiges Verteilungssystem für Stahlschmelze verwendet, das aus einem Tundish und einem Verteiler besteht: c) Schützen in einer unteren geschlossenen Kammer nachdem ein Gießband aus den Kristallisationswalzen austrat, liegt seine Temperatur im Bereich von 1420°C bis 1480°C, wonach das Gießband direkt in die untere geschlossene Kammer eintritt, die mit einem nicht oxidierenden Gas gefüllt ist, wobei die Sauerstoffkonzentration in der unteren geschlossenen Kammer auf ≤ 5% geregelt wird, und wobei die Temperatur des Gießbandes am Auslass der unteren geschlossenen Kammer 1150°C bis 1300°C beträgt; d) Inline-Warmwalzen das Gießband wird durch eine Klemmwalze in der unteren geschlossenen Kammer zu einem Walzwerk gefördert und zu einem Bandstahl mit einer Dicke von 0,8 bis 2,5 mm gewalzt, wobei die Walztemperatur 1100°C bis 1250°C beträgt, wobei das Reduktionsverhältnis beim Warmwalzen auf 10% bis 50% geregelt wird und vorzugsweise 30% bis 50% beträgt, und wobei die Dicke des gewalzten Bandstahls 0,8 mm bis 2,5 mm, vorzugsweise 1,0 mm bis 1,8 mm, beträgt; e) Abkühlen des Bandstahls nach dem Walzen der gewalzte Bandstahl wird nach dem Walzen abgekühlt, wobei das Abkühlen des Bandstahls unter Verwendung einer Gaszerstäubung-Kühlung erfolgt, und wobei die Abkühlgeschwindigkeit der Gaszerstäubung-Kühlung 20°C/s bis 100°C/s beträgt; f) Aufwickeln des Bandstahls der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl wird unmittelbar zu einer Spule aufgewickelt, wobei die Aufwickeltemperatur im Bereich von 600°C bis 700°C liegt.
  7. Verfahren zum Herstellen eines dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass es ferner Schritt g) Nachbehandeln umfasst, wobei die Stahlspule nach Säurebeizung und Abflachung als säuregebeizte und abgeflachte Spule oder nach Säurebeizung und Feuerverzinkung als verzinktes Blech verwendet wird.
  8. Verfahren zum Herstellen eines dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt a) der Rohstoff zum Schmelzen zu 100% aus Stahlschrott ohne Vorsieben besteht, wobei das Schmelzen der Stahlschmelze in einem Elektroofen erfolgt; oder das Schmelzen in einem Konverter erfolgt, wobei der Stahlschrott ohne Vorsieben in einem Anteil von mehr als 20% des Rohstoffs zum Schmelzen in den Konverter zugegeben wird; und danach der Rohstoff in einen LF-Ofen, einen VD/VOD-Ofen oder einen RH-Ofen zum Raffinieren eingegeben wird.
  9. Verfahren zum Herstellen eines dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt c) das nicht oxidierende Gas N2, Ar oder durch Sublimation von Trockeneis erhaltenes CO2-Gas ist.
  10. Verfahren zum Herstellen eines dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt e) bei der Gaszerstäubung-Kühlung das Gas-Wasser-Durchflussverhältnis bei 15 : 1 bis 10 : 1, der Luftdruck bei 0,5 bis 0,8 MPa und der Wasserdruck bei 1,0 bis 1,5 MPa liegt, wobei der Durchfluss in m3/h angegeben ist.
  11. Verfahren zum Herstellen eines dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt f) das Aufwickeln durch eine Doppelhaspel oder durch eine Karussellhaspel erfolgt, um die kontinuierliche Produktion des Bandstahls sicherzustellen.
  12. Verfahren zum Herstellen eines dünnen hochkorrosionsbeständigen Stahls nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt f) der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl nach einem Abtrennen seines Kopfs schlechter Qualität durch eine Schopfschere direkt zu einer Spule aufgewickelt wird, wobei die Aufwickeltemperatur 600°C bis 700°C beträgt.
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