DE3129154A1

DE3129154A1 - Verfahren zur verhinderung der rissbildung der oberflaeche auf ni enthaltenden, kontinuierlich gegossenen stahlprodukten

Info

Publication number: DE3129154A1
Application number: DE19813129154
Authority: DE
Inventors: Chiaki Yokohama Kanagawa Ouchi; Tetsuya Kawasaki Kanagawa Sampei
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1980-07-23
Filing date: 1981-07-23
Publication date: 1982-03-25
Also published as: US4408652A; JPS5726141A; CA1168480A; JPS608134B2; GB2080333B; GB2080333A; DE3129154C2

Description

NIPPON KOKAlT KABUSHIKI KAISHA, Tokio / Japan

Verfahren zur Verhinderung der Rißbildung der Oberfläche auf Ni enthaltenden, kontinuierlich gegossenen Stahlprodukten

Beschreibung .

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Verhinderung der Rißbildung der Oberfläche von Nickel enthaltenden, kontinuierlich gegossenen Stahlprodukten zur Verwendung bei niedrigen Temperaturen.

Das kontinuierliche Gießen wurde in weitem Umfang bei den Stahlherstellungsverfahren entwickelt, da es geeignet ist, die .Blockherstellungs-Flachwalzstufen zu vermeiden, um so die Energie und die Arbeitskraft zu sparen oder die Ausbeute zu vermehren. Das kontinuierliche Gießen wurde qualitativ und quantitativ auf zugängliche Gebiete ausgeweitet und auf Ni-Stahl (5,5 bis 10 % Ni), wie einen 9 % Ni-Stahl, und andere für diese Niedrigtemperaturverwendungen angewandt.

Jedoch ist das kontinuierliche Gießen von Ni-Stahl mit einem schwerwiegenden Problem behaftet. Dies besteht darin, daß die kontinuierlich gegossenen Stahlprodukte, die 5i5 bis 10 % Ni enthalten, außerordentlich viele Fehler, wie eine Rißbildung der Oberfläche auf den Stahlprodukten, aufweisen, im Vergleich mit niederlegiertem Stahl,und daher besteht die Notwendigkeit einer komplizierten Oberflächenkonditionierungsbehandlung, wie eines kalten Ausschärfens (scarfing) oder eines niedriggradigen Plachwalzens (slabbing) für das Vorverfahren zu einer Heißwalzarbeitsweise in einer nachfolgenden Stufe. Diese Behandlungen wirken als. Hemmnisse, so daß die vorausgehend erwähnten Vorteile nicht in zufriedenstellender Weise ausgenutzt werden können.

In Hinsicht auf die Ursachen der Oberflächenrißbildungen ist es im allgemeinen bekannt, daß unter einer Bedingung, daß die -f-(Austenit)-Korngrenze durch zweite Phasen (Sulfide oder Nitride) versprödet unter Ausfällen an der ^-Komgrenze, wenn eine Zugbeanspruchung, überschreitend eine bestimmte Grenze, auf die Stahloberfläche ausgeübt wird, Kerne von Hohlräumen oder Poren erzeugt werden als Umschreibung bzw. Einkreisung der zweiten Phase, und diese Hohlstellen sich miteinander verketten und endlich Rißbildungen verursachen. Da bei dem kontinuierlichen Gießverfahren eine Beanspruchung in dem kontinuierlich gegossenen Stahl zwischen (fen Walzen in den Kühlzonen erfolgt oder eine thermische Beanspruchung durch Wiederholen des Kühlens und der Wärmewiederherstellung (Vorwärmung), werden die Oberflächenrißbildungen leichter verursacht als beim herkömmlichen Blockgießverfahren.

Um die Oberflächenrißbildungen auf den kontinuierlich gegossenen Produkten, wie Barren (Walzblöcken , Billets), Brammen (Platten, "slabs), Luppen (Rohblöcken, blooms) usw. (kurz als "Bramme", (slab) im nachfolgenden bezeichnet) zu vermindern, wurden im Stand der Technik Methoden der Kontrollvorkehrungen angewandt, xirie der Gießtemperaturen oder der Geschwindigkeiten,oder Kontrollerfordernisse, wie die Menge des Kühlwassers in der sekundären Kühlzone, oder die Verwendung eines elektromagnetischen Rührens. Selbst wenn eine Beschränkung vorgesehen wird, wie gegenüber der Gießbedingung oder der Kühlbedingung, in Hinsicht auf den Ni-Stahl, konnte das Auftreten von Oberflächenrißbildungen nicht verhindert werden.

Im Hinblick auf diese Umstände soll durch die vorliegende Erfindung Abhilfe geschaffen werden.

Ein Gegenstand der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung von Nickel enthaltenden Stahlbrammen für die Niedrigtemperaturverwendungen durch das kontinuierliche Gießverfahren zu schaffen, ohne Vorsehung von irgendwelchen Beschränkungen,, wie für die Gießbedingungen oder

die Kühlbedingungen, wobei die Oberflächenrißbildungen auf der kontinuierlich, gegossenen Stahlbramme oder -platte vermindert oder ausgeschaltet wird, so daß die Oberflächenkonditionierungsbehandlungen vor dem Endwalzen nicht langer erforderlich sind..

Zum Erzielen dieses Gegenstandes wurden Untersuchungen durchgeführt über die Ursache der Oberflächenrißbildungen und Gegenmaßnahmen dagegen, wobei durch Spezifizierung der chemischen Zusammensetzung des geschmolzenen Stahls,der kontinuierlich gegossen werden soll, es möglich war, Stahl— gießrohblöcke oder Brammen mit keinerlei Oberflächenrißbildungen zu erhalten, die nicht eine Behandlung zur Entfernung dieser Fehler erforderten.

So ist die vorliegende Erfindung dadurch gekennzeichnet* daß bei einem kontinuierlichen Gießen von 5)5 bis 10 % Ni enthaltendem Stahl die chemische Zusammensetzung des geschmolzenen Stahls eingestellt wird auf S weniger als 0,0020 %, ■N weniger als 0,0045 % und Ca 0,0020 bis 0,0070 %, und weiter dadurch gekennzeichnet ist, daß der Ti-Gehalt auf 0,005 bis 0,015 % eingestellt wird und dieser geschmolzene Stahl kontinuierlich gegossen wird.

Im folgenden soll die Erfindung in Hinsicht auf die Figuren erläutert werden. '

Fig. 1 ist eine graphische Darstellung des Verhältnisses zwischen der heißen Streckbarkeit (Duktilität) (RA) durch Hochtemperaturzugtests und die Oberflächenkonditionierungsrate auf dem kontinuierlich gegossenen Si-Mn-Stahl und Si-Mn-Stahl, der kleine Kengen an Nb und/oder V enthält.

Fig. 2 -("A) und (B) sind graphische Darstellungen, die thermische Zyklen zum Erhalt der heißen Streckbarkeit mit dem Heißsugtest zeigen.

Fig. 3 ist eine graphische Darstellung, die den Unterschied in

der heißen Streckbarkeit zwischen 9 % Efi-Stahl "und Si-Mn-Stahl zeigt.

4 bis 6 sind graphische Darstellungen, die die Resultate von Testen über die heiße Streckbarkeit bei zahlreichen thermischen Zyklen mit Stählen zeigen, die durch das erfindungsgemäße Verfahren und daß übliche Verfahren erzielt wurden, und

Pig. 7 ist eine graphische Darstellung, die die optimalen Bereiche von S, Kf, Ca und Ti-Gehalten zum Erzielen der heißen Streckbarkeit (EA.) von mehr als 70 % zeigt.

Es ist gut bekannt, wie vorausgehend erwähnt, daß das Auftreten der Oberflächenrißbildungen in den kontinuierlich gegossenen Brammen eine sehr enge Beziehung zu einer schlechten Heißstreckbarkeit in dem Temperaturbereich nach der Verfestigung besitzt, und die Oberflächenrißbildungen konditioniert werden sollten, um sie aus den Brammen vor dem Heißwal ζ vor fahr en zu entfernen.

Zur quantitativen Erfassung der Beziehung zwischen der Oberfl lächenlconditionierungsentfemungsrate und der heißen Streckbarkeit bei der hohen Temperatur wurden Hochtemperaturzügtests an Si-Mn-Stahl und Si-Ma-Stahl, enthaltend eine geringe Menge an Eb und/oder V, unternommen und die Beziehung der Reduktion der Zone (EA) und der unvollständigen Entfernungsbehandlungsrate der kontinuierlich geformten Brammen untersucht. Fig. 1 zeigt die Resultate in Hinsicht auf die Brammen, bei denen (I) ein Bereich vorliegt, der wenig Oberflächenkonditionierungsbehandlung erfordert, (II) ist ein Bereich der für die Oberflächenkonditionierungsbehandlung zugänglich ist und (TII) ein Bereich, der schlecht zugänglich ist, da hier ein großer Grad an Oberflächenkonditionierungsbehandlung erforderlich ist. 5¹Xg. 2 zeigt simulierte thermische Zyklen, die ausgelegt sind, um auf die Oberflächenschicht der Stahlbrammen angewandt zu werden. Fig. 2 (A) entspricht der Kühlungsstufe der kontinuierlich gegossenen Bramme nach Verfestigung, wo die Beanspruchung

auf die Oberfläche durch thermische -Beanspruchung oder das Walzen "bei der Kühlungstemperatur der Oberfläche nach Verfestigung wirkt, und Pig. 2 (B) entspricht der Vorwärmungsir e cup er at ing) -Stufe der kontinuierlich gegossenen Bramme, wo die Beanspruchung auf die Oberfläche bei der erhöhten Temperatur, nachdem sie einmal gekühlt wurde,' einwirkt.

Wie aus Pig. T zu ersehen ist, erfordert die Stahlbramme mit schlechter Wärmeduktilität (EA) einen großen Grad an Oberflächenkonditionierungsbehandlung "und daher sind die gegossenen Brammen wertlos, da sie viel Bearbeitung erfordern. Mit Steigerung der Wärmeduktilität nimmt die Oberflächenkonditionierungsrate ab. Die Hitzeduktilität (EA) von mehr als 70 % erfordert eine Oberflächenkonditionierungsbehandlung von weniger als 5 %»

Pig, 3 zeigt den Unterschied der Hitzeduktilität in dem thermischen Zyklus,wie in Pig.2(A) gezeigt, als eine typische Sorte .des niedrig legierten Stahls und 9 % Ni-Stahl als eine typische Sorte des Ni enthaltenden Stahls für Niedertemperaturverwendungen. (I), (II) und (III) in Pig. 3 entsprechen (I), (II) bzw. (III) in Pig. 1. Die chemischen Zusammensetzungen der vorausgehenden zwei Sorten sind in Tabelle 1 gezeigt. -

Tabelle 1 (Gew.-%) . ·

Stahl C Si Mn P S Ni lösl. Al T-N 9 % Ni 0,07 0,17 0,4-7 0,01-1 0,005 8,80 0,038 0,0031 Si-Mn 0:,15 0,29 1,36 "0,013 0,006 — 0,022 0,0066

T-N: gesamtes N

Pig. 3 zeigt den großen Unterschied in der Hitzestreckbarkeit (EA), Dieser Unterschied wird wie folgt verursacht.

Obgleich der Temperaturbereich des Austenits mohr als 700⁰C in dem niederlegierten Stahl., wie Si-Mn-Stahl, beträgt, ist er so breit wie von der Verfestigungstemperatur bis 4-50 - 600 C

in Ni-Stahl. Das bedeutet , daß der Temperaturbereich des EißbildungsVorkommens weit ist, was durch die Versprödung der V-Korngrenze verursacht wird, die durch die zweite Phasenniederschlagung bei der t'-Korngrenze bewirkt wird. Um dies im Detail auszuführen, wie dies sowohl beim 9 % Fi-Staal als auch Si-Mn-Stahl in Fig. 3 zu sehen ist, wird die Hitzeduktilität (EA) sehr schnell verbessert, sobald die Austenitphase in eine Ferritphase übergeht und der Anteil der Ferritphase zunimmt. Hierbei dürfte angenommen werden, zusätzlich zu der Tatsache der entgegengesetzten Fatur der beiden Phasen, daß der Übergang in den Ferrit zuerst bei der Austenitkorngrenze beginnt. Da eine Substanzausfällung bei der Korngrenze unter Erniedrigung der Hitzedufctilität (RA), wenn die Phase Austenit ist, dort erfolgt, wo der Anfangsübergang zur gM-chen Zeit einsetzt, da der übergang beginnt,wird die AusfälLungs-Substanz mit dem Ferritkorn umgeben, und di&· kann nicht an der Korngrenze des neu geschaffenen Ferrit-Austenits geschehen. Die Existenz der Ausfällungssubstanz an der "J'-Korngrenze übt einen schlechten Einfluß auf die Hitzeduktilität aus, und dies wird daraus klar, daß,wenn die Tsstbemperatur T eine bestimmte Temperatur in den Fig. 3 und 4- überschreitet und diese Ausfällungssubstanz in der Matrix gelöst wird, die Hitzeduktilität (EA) sehr schnell wieder zurückgewonnen wird, obgleich die Stahlstruktur der gleiche Austrenit ist.

Der Grund, warum ein sehr großer Unterschied in der Hitzeduktilität (EA) zwischen Si-Mn-Stahl und 9 % ITi-Stahl auftritt, hängt von dem Unterschied in der verfestigten Struktur ab. D.h. die normale Stahllegierung, wie Si-Ila-Stahl, geht aus dem geschmolzenen Stahl zur 6-Verfestigung und zur "jf-Phase über, und der Übergang 6 - ~f wird in Übereinstimmung mit der Kühlung-Wiederaufwärmung in der Verfestigungsober-, flächenschicht bei dem Kühlverfahren wiederholt. Daher wird die Oberflächenschicht oder die Verfestigungsschicht nahe der Stelle, wo die Oberflächenrißbildungen leicht erfolgen, gleichförmig abgeschnitten, und nachdem sie mehr als eine bestimmte Tiefe erreicht haben, bekommt diese Schicht ein

Stängelgefüge (columnar structure). Andererseits geht der Ni-Stahl sofort von dem geschmolzenen Zustand in die ^-Ver-. festigung über, und daher kann kein Übergang trotz der Wiederholung der Kühlung-Wiederaufwärmung nach der Verfestigung während des Kühlungsverfahrens stattfinden, und das Stängelgefüge entwickelt sich von der Oberflächenschicht oder der Struktur unter der Oberfläche. Eine solche Struktur entwickelt eine große Chance von Rißbildungen durch die Längsbeanspruchung. Außerdem hat Ni-Stahl eine hohe Neigung zu Rißbildung für eine bestimmte Beanspruchung im Vergleich mit dem niederlegierten Stahl.

Infolgedessen besitzt Ni-Stahl die niedrige Heißstreckbarkeit über einen weiten Temperaturbereich, wie aus Pig. 3 zu ersehen ist, und der Hitzeduktilitätswert (RA) ist per se niedrig. Weiterhin ist in Ni-Stahl der Mn-Gehalt. so niedrig wie etwa 0,5 % infolge zahlreicher Regulierungen, und daher verfestigt sich MnS wiederum und fällt aus bei der "^-Korngrenze in Übereinstimmung mit der Wiederaufwärmung-Kühlung und besitzt die starke Neigung zu schlechten Einflüssen durch S.

In Hinsicht auf das vorausgehend erwähnte, sollte die Hitzeduktilität (RA) bei jedem der thermischen Zyklen zur Verhinderung von Oberflächenrißbildungen erhöht werden, und in der Praxis sind es metallurgische Parameter, wie aus I¹Xg. 1- zu ersehen ist, die eine Verbesserung der Hitzeduktilität (RA) von mehr als 70 % ergeben.

Die vorliegende Erfindung löst das Problem der Schaffung der Hitzeduktilität (RA) von mehr als 70 %, was bei der bestehenden Technik unmöglich war, bei Ni-Stahl mittels der Einstellung der chemischen Zusammensetzung ohne Beschränkung der Gieß- und der Kühlbedingungen bei dem kontinuierlichen Gießen. Dies beruht auf einer Technik der vollständigen Kontrolle der Ausfällung der zweiten Phase (Sulfide und Nitride) bei der ^-Korngrenze, d.h. eine Verhinderung der Ausfällung des Sulfids, wie MnS, und ^;des Nitrids, wie AlN.

TJm dies genauer in Hinsicht auf das kontinuierliche Gießen von Ni-Stahl während der Bewirkung der ^-Verfestigung darzustellen, so handelt es sich um

(1) die Einstellung des IT-Gehalts und S-Gehalts als die Verunreinigungen in dem Stahl auf weniger als 0,0045 % bzw. weniger als 0,0020 % und eine Zugabe von Ca im Bereich zwischen 0,0020 % und 0,0070 %,

(2) die Zugabe von Ti im Bereich von 0,005 % bis 0,015 % zu der in (1) eingestellten Zusammensetzung.

In Abhängigkeit von (2) kann die Hitzeduktilität (RA.) weiter verbessert werden.

Der Grund für die Begrenzung der vorausgehend erwähnten Komponenten ist wie folgt.

Veniger als 0,004-5 % IT: wenn 0,0045 % Überschritten werden, verspröden das säurelösliche Al und IT als AIM" die Eorngrenze bei ■dem niedrigen ~\-Temperaturbereich,und ein EA von mehr als 70 % kann nicht erhalten werden.

Weniger als 0,0020 % S: beim Überschreiten von 0,0020 % verfestigt sich MnS, selbst wenn Ca zugegeben wird, in der Matrix während des Kühlungsverfahrens bei, dem kontinuierlichen Gießverfahren und versprödet die l'-Korngrenze, und ein RA von 70 % kann nicht erhalten werden.

0,0020 bis 0,0070 % Ca: Ca spielt die Rolle einer Modifizierung der Ebrm des MnS als Oxysulf id und verhindert die MnS-Wiederausfällung in Lösung, um eine Streuung in der Matrix zu verhindern und die Wiederausfällung in die Korngrenze zu hemmen. Wenn die Größe geringer als 0,0020 % ist, können diese Wirkungen nicht erhalten werden,und wenn 0,0070 % überschrittQi werden, wird die Reinheit des Stahls verunreinigt und die Materialeigenschaften verschlechtert.

0,005 bis 0,15 % Ti: Ti kombiniert IT als TiIT in der Matrix bei dem hohen Temperaturbereich von Ύ während des Verfesti-

gungsverfahrens, und verhindert gelöstes Al und N vom Ausfällen als AIlT an der Korngrenze "bei dem Niedertemperaturbereich von Austenit-^. Bei weniger als 0,005 % können diese Wirkungen nicht erhalten werden, und ein RA von mehr als 70 % könnte nicht erhalten werden. Eine Zugabe von mehr als 0,015 % ist unnötig und steigert stark die Festigkeit des Produkts und führt.zu einer Verschlechterung der Zähigkeit.

Bei der chemischen Zusammensetzung sind 5,5 "bis 10,0 % Wi allein ein wesentliches Erfordernis und eine Beschränkung ergibt sich nicht für die anderen Elemente.

Hinsichtlich der anderen Komponenten außer Ni ist es weiterhin vorteilhaft, daß der Stahl zusammengesetzt ist, wie dies für Mi-Stahl bekannt ist, aus 0,02 bis 0,10 % G, 0,02 bis 0,50 % Si, 0,35 bis 0,85 % Mn, 0,005 Ms 0,05 % gelöstes Al und der Eest Fe und unvermeidbare "Verunreinigungen sind, andererseits kann er eines oder mehrere der Elemente Cu in einem Anteil von weniger als 0,5 %·, Or in einem Anteil von weniger als 0,5 % v&ä. Mo in einem Anteil von iireniger als 0,5 °/° enthalten. Wenn der Wert von Ni geringer als 5₅5 % ist, vollzieht sich der Übergang zusammen mit dem Verfestigungsverfahren der liquiden Phasen - 6 - ^ , und es ist außerhalb der Erfindung. Wenn Ni 10 % übersteigt, kann eine .Verbesserung der Zähigkeit nicht bei der niedrigen Temperatur wie auch eine solche Steigerung erfolgen, und dies liegt auch außerhalb der Erfindung.

Nach der Erfindung wird das übliche kontinuierliche Gießen von Ni enthaltendem Stahl mit diesen Komponenten ohne das Erfordernis irgendwelcher spezieller Beschränkungen (Gießbe- . dingungen und Kühlbedingungen) durchgeführt. Nach dem vorliegenden Verfahren kann die Gießbramme mit einer Hitzeduktilität von mehr als 70 % und ohne die Oberflächenrißbildung' durchgeführt werden.

Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde 9 % Ni-Stahl als eine

typische Sorte von "[-verf estigendem Ui-Staiii kontinuierlicli
gegossen. Tabelle 2 zeigt die chemischen Zusammensetzungen
der Teststücke.

Pig. 4- bis 6 zeigen die thermischen Zyklen der Teststücke und
die Resultate der Hitzeduktilitätstests entsprechend hierzu.

Tabelle 2 (Gew.-%)

säure-C Si Mn P S Ni Ti Ca lösl.Al T-

1 0,07 0,17 0,47 0,011 0,0050 8,80 — — 0_;038 0,0031

A 2 0,06 0,21 0,52 0,013 0,0019 9,06 — ~ 0,045 0,0023

3 0,06 0,22 0,55 0,013 0,0050 8,96 0,012 — 0,045 0,0019

4 0,05 0,18 0,54 0_;011 0,0015 8_;90 — 0_;0056 0_?028 0,0016 B 5 0,05 0,18 0,55 O_;Oll 0_;0009 8_;70 0,008 0_;0058 0,036 0,0016

.6 0,06 0_;18 0,49 0_;011 0_;0014 8,81.0,013 0_;0057 0,034 0,0028

A: üblicher Stahl B: erfindungsgemäßer Stahl

T-N: gesamtes ET

Wie aus Tabelle 2 und den Fig. 4- bis 6 zu ersehen ist, sind
im Vergleich mit den üblichen Stählen (1: gewöhnlicher Stahl;
2: ITiedrig-S-Stahl; 3: Ti-Zus atz stahl) die erfindungsgemäßen
Stähle (4: Medrig-S-Ca; 5 und 6: Hiedrig-S-Ca-Ti-Stahl)
besonders ausgezeichnet bei der Hitzeduktilität, und sie
zeigen die Hitzeduktilität (RA) von mehr als 70 % bei jedem
der themischen Zyklen. Die Oberflächenrißbildungen v/erden wirksam vermieden, wie sich hinsichtlich Fig. 1 oder 3 ergibt.

Zur Definierung des begrenzenden Merkmals jeder der Komponenten wurden "Untersuchungen unternommen bezüglich der Relation
zwischen der niedrigsten Hitzeduktilität (RA), dem S-Gehalt und ÜT-G-chalt und den Wirkungen der Ca-Zugabe und Ti-Zugabe in

Hinsicht auf andere Ni-Stähle als die Stähle, die in Tabelle gezeigt sind. Die Resultate v/erden in Fig. 7 wiedergegeben.

In der.(a)-Eolonne von Pig. 7 bedeutet die Kennmarke (o) ohne Ca, der schwarae Punkt (·) bedeutet Ca-Zugabe stahl, und der durchstrichene schwarze Punkt (♦) bedeutet Ca-Ti-Stahl. Diese Figur bedeutet, daß die gestrichelte Zone, d.h. die Hitzeduktilität von mehr als 70 % nur bei den Stählen von weniger als 0,0020 % S, weniger als 0,004-5 % N und Ca-Zugabe gefunden wird. ■

In der (b)-Eolonne von Fig. 7 bedeutet der weiße Punlct Ti-Zugabestahl und der schwarze Punlct Ti-Ca-Stahl* Diese Figur, sagt aus, daß die gestrichelte Zone, d.h. die Hitzeduktilität von mehr als 70 % bei den Stählen von weniger als 0,004-5 % ET und gleichzeitig Zugabe von Ti und Ca gefunden wird. Die Hitzeduktilität von diesen ist noch besser als bei dem alleinigen Ca-Zugabestahl.

Der erfindungsgemäße Stahl wurde einem gerichteten Walzen und der gewöhnlichen Hitzetemperatux* für 9 % ITi-Stahl unterworfen und es ergab sich eine Bestätigung in der Festigkeit und der Zähigkeit. Die Resultate zeigten, daß der Duktilitätsx-iert hoch war im Vergleich mit dem früheren Stahl und die Anisotrophie klein war.

Nach der vorliegenden Erfindung ist bei dem kontinuierlichen Gießen von 5? 5 t>is 10 % Έ1 -Stahl die Komponente selbst keinerlei Beschränkungen,betreffend die Gieß- und Kühlbedingungen, unterworfen, wobei aber wirksam die Oberflachenrißbildungen vermieden werden, so daß die komplizierte Oberflächenkonditionierungsbehandlungen für die Gießbramme vor dem Walzen des nachfolgenden Verfahrens vermieden werden kann und die Vorteile des kontinuierlichen Gießens völlig ausgenutzt werden können.

Claims

Dr. F.Zumstein sen. - Dr.-E,.Assmainn;- Dr. R.K.Qenigsberger Dipl.-Phys. R. Holzbauer - Dipl.-Ing. F. Klingseisen - Dr. F. Zumstein jun. PATENTANWÄLTE ZUGELASSENE VERTRETER BEIM EUROPÄISCHEN PATENTAMT REPRESENTATIVES BEFORETHE EUROPEAN PATENTOF F. I ς Ε Case P-81711-611 20/Gf Patentansprüche

1. Verfahren zur Verhinderung der Rißbildung der Oberfläche auf Nickel enthaltendem Stahl beim kontinuierlichen Gießen, dadurch gekennzeichnet, daß der S-Gehalt auf weniger als 0,0020 %, der ΪΓ-Gehalt auf weniger als 0,0045 % und der Ca-Gehalt auf 0,0020 bis 0,00?0 % in einem 5,5 his 10 % Ui enthaltenden Stahl eingestellt wird, wobei der Rest Pe und unvermeidbare Verunreinigungen sind ,und ■ daß ein kontinuierliches Gießen dieses Stahls durchgeführt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn-

z e i c h η et, daß weiterhin der Ti-Gehalt auf 0,005 "bis : 0,015 % in dem Stahl eingestellt wird und das kontinuierliche Gießen des Stahls durchgeführt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es weiterhin bei 0,02 bis 0,10 % C, 0,02bis 0,50 % Si, 0,35 bis 0,85 % Mn und 0,005 bis 0,05 %

säure lös lic hem Al durchgeführt wird und das kontinuierliche Gießen des Stahls erfolgt.

4-. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es weiterhin bei einem Gehalt von einem oder mehreren der Komponenten Cu in einem Anteil von weniger als Cr in einem Anteil von weniger als 0,5 % "und Mo in einem Anteil von weniger als 0,5 % durchgeführt wird und das kontinuierliche Gießen des Stahls erfolgt.