EP2663411A1 - Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlflachprodukts - Google Patents

Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlflachprodukts

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EP2663411A1
EP2663411A1 EP11794191.4A EP11794191A EP2663411A1 EP 2663411 A1 EP2663411 A1 EP 2663411A1 EP 11794191 A EP11794191 A EP 11794191A EP 2663411 A1 EP2663411 A1 EP 2663411A1
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EP
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hot
strip
less
hot rolling
cast
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Evgeny BALICHEV
Jian Bian
Harald Hofmann
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Publication date
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a hot-rolled steel flat product from a high-strength, high-ductile manganese steel, which in addition to a high Mn content has a 5.9-11.5 wt .-% amount of Al content.
  • Vehicle construction in particular the construction of automobile body or chassis parts are suitable.
  • Recrystallization inertia of the cooler band edges can form cracks.
  • the steels counteract hot and cold rolling with extremely high hot or cold rolling resistances, which are significantly higher than with other high-alloy steels, such as RSH steels or conventional high-alloy Mn steels.
  • US Pat. No. 7,794,552 B2 discloses a method for producing a flat steel product from such a conventionally composed, austenitic, high manganese-containing hot rolled steel, which, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight), has a content of 0.85-1.05% C, 16.
  • the strength of the known steel made in this way should be more than 1200 MPa and the product of strength and strength
  • a correspondingly composed molten steel is poured into a preliminary product, which may be a slab, thin slab or a cast strip.
  • the precursor is heated to a temperature of 1100-1300 ° C and hot rolled at a hot rolling end temperature of at least 900 ° C to a hot strip. If necessary, then sufficient for the desired complete recrystallization of the strip surface
  • the resulting hot strip is then at least 20 ° C / s amount
  • the hot strip thus produced can then in one or more cold rolling steps if necessary intermediate annealing be rolled into a cold strip.
  • Deoxidation can be used, however, the Al content is limited to at most 0.05 wt .-% in order to avoid the precipitation of A1N. Accordingly, the presence of AIN precipitates is expected to entail the risk of cracking during deformation of the steel strip produced in the known manner.
  • the object of the invention was a
  • hot-rolled steel flat product first melted a steel, in addition to iron and unavoidable
  • Impurities (in% by weight) C: 0.5-1.3%, Mn: 18-26%, Al: 5.9-11.5%, Si: less than 1%, Cr: less than 8% , Ni: less than 3%, Mo: less than 2%, N: less than 0.1%, B: less than 0.1%, Cu: less than 5%, Nb: less than 1%, Ti: less than 1%, V: less than 1%, Ca: less than 0.05%, Zr: less than 0.1%, P: less than 0.04%, S: less than 0.04%.
  • the contents of the alloying elements Si, Cr, Ni, Mo, N, B, Cu, Nb, Ti, V, Ca, Zr, P and S are in each case alone or in combination with one another as follows
  • Composite molten steel is then cast in a conventional two-roll casting machine in a conventional manner to a cast strip, for example.
  • Horizontal feed direction is redirected, so the cast strip on its way from the casting machine to the heating device typically with a cools
  • Cooling rate of 10 - 20 K / s to a usually not less than 700 ° C amounts Intermediate temperature. According to the invention this
  • Hot rolling start temperature is carried out according to the invention with a minimum of 20 K / s amounts
  • the cast strip heated so rapidly to the hot rolling start temperature is then hot rolled in one or more passes to form a hot strip.
  • a cooling in which the hot strip obtained is cooled at a cooling rate of at least 100 K / s to ⁇ 400 ° C. Due to this rapid cooling, the formation of embrittling constituents, such as carbides or
  • the invention is based on the recognition that the
  • Steel flat product made of a steel having high contents of C, Mn and Al succeeds when a thin, not more than 5 mm, in particular 3 - 5 mm thick strip is cast from a correspondingly composed melt.
  • the thickness of the cast strip is thus already in the range of thickness, which should have the finished hot-rolled product.
  • Cross cracks and star cracks do not occur when casting the cast strip and longitudinal cracks only in greatly reduced numbers.
  • the occurrence of core segregations can be controlled by varying the casting roll force.
  • the thin, according to the invention only max.
  • the cast tape can be
  • Peripheral zones and globulitic nucleus Peripheral zones and globulitic nucleus.
  • the cast strip is heated to the required, 1100 - 1300 ° C hot rolling start temperature while making maximum use of the inherent in leaving the casting machine casting heat.
  • the heating takes place as quickly as possible, especially with a
  • the temperature distribution across the width of the band can be adjusted.
  • the heating may also be carried out that is across the width of the cast strip
  • Hot rolling start temperature is particularly suitable for an inductively operating heating device, as they
  • Contact time can be heated to a relatively precise predetermined temperature can.
  • Hot rolling start temperature is chosen so that the
  • Hot rolling carried out according to the invention is typically in the range from 1000 to 1050 ° C. This proviso is based on the finding that the steels processed according to the invention, due to their high
  • the hot rolling of the cast strip in-line on strip casting reduces the process and material-specific core porosity of the cast strip, promotes the homogeneity of the microstructure and thus improves the overall ribbon properties.
  • Hot rolling only comparatively low degrees of deformation must be achieved. These are typically at least 10%, in particular 10-20%. Such low degrees of deformation can be achieved in one pass, which helps to optimize the economy of the machine
  • the rapid cooling carried out after hot rolling at a cooling rate of at least 100 K / s ensures that no grain growth takes place in the hot-rolled strip after leaving the last hot-rolling mill.
  • the cooling rates achieved with the cooling performed after hot rolling are in the range of 100 to 250 K / s.
  • cooling should take place as close as possible to the end of hot rolling, but no later than within 10 seconds.
  • Protective gas atmosphere can be performed.
  • An inerting of the molten metal region of the molten steel which is to be cast there in the respective strip casting device reduces the formation of oxide deposits on the surfaces.
  • the hot strip obtained according to the invention has a
  • austenitic-ferritic structure with a ferrite content which is typically 5 - 50%.
  • Carbon can in a steel according to the invention in
  • the C content is above 0.5 wt .-%.
  • the C content is significant for austenite formation and strength due to solid solution hardening, increase in stacking fault energy, and formation of carbides. If the hot strip produced according to the invention is cold rolled to form a cold strip, an extremely fine carbide can be precipitated on the cold strip to improve the yield strength of the cold strip by a specific overaging treatment after a final recrystallization annealing. At above 1.2 wt .-% lying C levels, there is a risk that carbides are produced in embrittlement effective amounts.
  • Manganese is present in a steel processed according to the invention in contents of 18-26% by weight. Manganese is
  • a steel processed according to the invention has 5.9-11.5% by weight, in particular> 6-11.5% by weight, Al.
  • Aluminum reduces the density, acts as a solid solution and increases the stacking fault energy. Aluminum also has a passivating effect and increases the
  • Si can be present in a steel processed according to the invention in amounts of less than 1% by weight, in particular 0.1-0.4% by weight, in order to obtain a
  • Cr, Ni and Mo likewise have a solid-solution hardening effect and improve the oxidation and corrosion resistance of the steel processed according to the invention.
  • Cr leads to the formation of special carbides which can be highly embrittling if the contents are too high.
  • Optimally usable are the positive effects of Cr, Ni and Mo, if, as predetermined by the invention, in an inventive processed the Cr content to less than
  • Nitrogen forms nitrides with aluminum and acts
  • the N content of a steel according to the invention is N ⁇ 0.1% by weight, in particular 0.005-0.04% by weight,
  • the B content of a steel according to the invention is up
  • the Cu content is one according to the invention
  • micro-alloying elements Nb, Ti and V lead to it
  • Processed steel non-metallic materials such as A1 2 0 3 and FeS and improves the ductility.
  • the formation of Ca aluminates transfers clay to the slag and improves the degree of purity.
  • Zr acts in accordance with the invention processed steel microcrystalline. Because Zr but due to
  • Grain boundary segregations also has an embrittling effect, the content of a steel processed according to the invention is limited to this element.
  • Annealing 1100 - 1200 ° C annealing temperature is annealed. If the hot strip annealing takes place in a continuous annealing furnace, annealing times of 60 - 300 s are required. Such a hot strip annealing is particularly useful when the Al content of the steel processed according to the invention
  • At least 10 wt .-% is.
  • Cooling rate of at least 40 K / s expire.
  • the hot strip obtained according to the invention can optionally pickled in the usual manner after coiling and in
  • a cold rolling and a final recrystallization annealing condenses and homogenizes, for example, the microstructure in the core region.
  • the hot strip produced according to the invention can accordingly be processed in a manner known per se in one or more passes to form a cold strip. This may turn, if necessary
  • the high hot rolling and cold rolling resistance inherent in the steel according to the invention has only insignificant effects on hot and cold rolling due to the already close to final cast strip and the concomitantly small deformations required. This makes it possible, even from the problematic in terms of their rolling processing steels according to the invention
  • the invention is based on
  • the figure shows schematically a production line 1 for producing a hot strip W.
  • the production line 1 set up for a continuous production process comprises a conventional two-roll casting device 1, in which a melt S in between two counter-rotating Casting 2.3 limited pouring gap is cast into a cast strip G whose thickness is typically
  • exiting cast strip G is in a conventional manner via a strand guide in a
  • deflected horizontal conveying direction F in which it arranged by means of a at the end of the strand guide
  • the casting belt G which is oriented in the conveying direction F, enters a heating device 5. On its way to the heating device 5, the cast strip G cools to an intermediate temperature at a cooling rate of 10 - 20 K / s.
  • Inductors 6 inductively heated to a hot rolling start temperature, which is typically in the range of 1100 - 1300 ° C, in particular at least 1150 ° C.
  • the temperature increase of the cast strip G as it passes through the heating device as a result of the action of the electromagnetic field generated by the inductors 6 is up to 300 ° C, typically 50-150 ° C.
  • the inductors 6 can, as
  • the two-roll caster 1, the strand guide, the conveyor 4 and the heating device 5 are kept under a protective gas atmosphere S.
  • the cast strip G enters a roll stand 9, where it is hot rolled in one pass to a hot strip W having a thickness of typically 2.4 to 4.5 mm.
  • the conveying direction F leaves the last rolling stand 9, in this case is regularly in the range of 1000 - 1050 ° C.
  • the degrees of deformation achieved over the one rolling pass are regularly in the range of 10 to 30%.
  • the hot strip W obtained is cooled in a cooling device 10 at a cooling rate, which is typically 100-200 K / s, to a coiler temperature lying in the range of 300-400 ° C., with the the hot strip W is then wound in a coiler 11 to a coil C.
  • At the reeling can join a hot strip annealing in a heat treatment device, not shown here.
  • the strips G cast from the slits Sl-S3 are cooled on the way to the heating device 5 at a cooling rate of approximately 15 K / s each and heated in the heating device 5 by a temperature increase ⁇ to the respective hot rolling start temperature WAT and in the hot rolling mill 9 in FIG three stitches at one
  • the hot strip produced from the steel S3 is after the
  • Reels were additionally subjected to hot strip annealing at 1100 ° C. in a continuous annealing furnace for 120 s. In this way, even with the hot strip produced from this steel S3, despite its particularly high C, Mn and Al content, surface defects could be reliably prevented.
  • Table 3 shows the microstructure as well as the mechanical

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Description

Verfahren zum Herstellen eines warmgewal
Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts aus einem hochfesten, hochduktilen Manganstahl, der neben einem hohen Mn-Gehalt einen 5,9 - 11,5 Gew.-% betragenden Al-Gehalt aufweist.
Ein Stahl dieser Art und ein Verfahren zu dessen
Herstellung sind beispielsweise aus der DE-AS 1 262 613 bekannt. Gemäß dem in dieser Veröffentlichung
beschriebenen Verfahren werden aus entsprechend
zusammengesetzten Stahlschmelzen Blöcke mit geringem
Durchmesser gegossen, die anschließend zu Stabmaterial warmgewalzt werden. Durch eine Wärmebehandlung bei 800 - 1250 °C kann die Dehnung und Kerbschlagzähigkeit des so erhaltenen Materials verbessert werden. Aus den so erhaltenen Stäben sollen sich Bauteile für Flugzeuge, Geschosse, Turbinen, Getriebe, Ventile und desgleichen herstellen lassen.
Neuere Entwicklungen haben gezeigt, dass Stähle der eingangs angegebenen Art aufgrund einer sehr guten
Eigenschaftskombination aus hoher Festigkeit, hoher
Verformungsfähigkeit, einer signifikant reduzierten Dichte und einem damit einhergehend minimiertem Gewicht sich als Flachprodukte, also als Stahlbänder oder -bleche, besonders für die Herstellung von Bauteilen für den
Fahrzeugbau, insbesondere den Bau von Automobilkarosserieoder Fahrwerksteilen eignen.
Problematisch ist dabei allerdings, dass sich die
betreffenden Stähle aufgrund ihrer Legierungslage über konventionelle Erzeugungsrouten, wie sie bei hoch
kohlenstoffhaltigen Stählen üblicherweise angewendet werden, nur schwierig verarbeiten lassen. So weisen die bekannten Stähle eine erhöhte Neigung zu Kernsegregationen von Mn und AI beim Gießen und Erstarren auf. Darüber hinaus besteht bei ihnen eine erhöhte Gefahr, dass Oberflächenrisse beim Stranggießen entstehen und sich der Strang beim Abführen aus der Gießkokille zurückbiegt. Darüber hinaus sind aufgrund ihrer geringen thermischen Leitfähigkeit in der Regel lange Vorwärmzeiten erforderlich, um die aus den in Rede stehenden Stählen gegossenen Brammen auf eine für das Warmwalzen
erforderliche Temperatur zu bringen. Mit den langen Brammen- Ofenliegezeiten geht eine ausgeprägte Neigung zur
Randentkohlung einher. Gleichzeitig bringt die geringe
Wärmeleitfähigkeit das Problem mit sich, dass sich beim
Vorwärmen, Vorblocken und Warmwalzen Risse in Folge der
Rekristallisationsträgheit der kühleren Bandkanten Risse bilden können. Schließlich setzen die Stähle dem Warm- und Kaltwalzen extrem hohe Warm- bzw. Kaltwalzwiderstände entgegen, die deutlich höher sind als bei anderen hochlegierten Stählen, wie beispielsweise RSH-Stählen oder konventionellen hochlegierten Mn-Stählen.
Aus der US 7 794 552 B2 ist ein Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts aus einem solchen konventionell zusammengesetzten, austenitischen, hoch manganhaltigen Warmwalzstahl bekannt, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0.85 - 1,05 % C, 16 - 19 Mn, bis zu 2 % Si, bis zu 0,050 % AI; bis zu 0.030 % S, bis zu 0,050 % P, bis zu 0,1 % N und optional ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo, Ni, Cu, Ti, Nb, V" mit der Maßgabe enthält, dass der Cr-Gehalt bis zu 1 %, der Mo-Gehalt bis zu 1,5 %, der Ni-Gehalt bis zu 1 %, der Cu- Gehalt bis zu 5 %, der Ti-Gehalt bis zu 0,50 %, der Nb- Gehalt bis zu 0,50 % und der V-Gehalt bis zu 0,50 % betragen kann. Der rekristallisierte Oberflächenanteil des erhaltenen Stahlbands oder -blechs soll dabei gleich 100 % sein, während der Oberflächenanteil an ausgeschiedenen Karbiden gleich 0 % sein soll. Gleichzeitig soll die mittlere Korngröße des Stahls ^ 10 m betragen. Die
Festigkeit des so beschaffenen bekannten Stahls soll mehr als 1200 MPa und das Produkt aus Festigkeit und
Bruchdehnung mehr als 65000 MPa betragen.
Um dies zu erreichen, wird gemäß dem bekannten Verfahren eine entsprechend zusammengesetzte Stahlschmelze zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich um eine Bramme, Dünnbramme oder ein gegossenes Band handeln kann. Das Vorprodukt wird auf eine Temperatur von 1100 - 1300 °C erwärmt und bei einer Warmwalzendtemperatur von mindestens 900 °C zu einem Warmband warmgewalzt. Erforderlichenfalls wird anschließend eine für die gewünschte vollständige Rekristallisation der Bandoberfläche ausreichende
Haltezeit eingehalten. Das erhaltene Warmband wird dann mit einer mindestens 20 °C/s betragenden
Abkühlgeschwindigkeit auf eine höchstens 400 °C betragende Haspeltemperatur abgekühlt und zu einem Coil gewickelt. Das so erzeugte Warmband kann anschließend in einem oder mehreren Kaltwalzschritten mit erforderlichenfalls zwischengeschalteter Glühung zu einem Kaltband gewalzt werden .
Das aus der US 7 794 552 B2 bekannte Verfahren ist für Stähle bestimmt, bei deren Erschmelzung AI zwar zur
Desoxidation eingesetzt werden kann, deren Al-Gehalt jedoch auf höchstens 0,05 Gew.-% beschränkt ist, um die Ausscheindung von A1N zu vermeiden. Die Anwesenheit von AIN-Ausscheidungen soll demnach die Gefahr der Entstehung von Rissen bei der Verformung des in der bekannten Weise erzeugten Stahlbands mit sich bringen.
Vor dem Hintergrund des voranstehend beschriebenen Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein
wirtschaftliches und prozesssicher beherrschbares Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts aus einem Stahl anzugeben, der neben einem hohen Mn-Gehalt einen hohen Al-Gehalt aufweist.
Diese Aufgabe ist erfindungsgemäß durch das in Anspruch 1 angegebene Verfahren gelöst worden. Vorteilhafte
Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
Gemäß der Erfindung wird zur Herstellung eines
warmgewalzten Stahlflachprodukts zunächst ein Stahl erschmolzen, der neben Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,5 - 1,3 %, Mn: 18 - 26 %, AI: 5,9 - 11,5 %, Si: weniger als 1 %, Cr: weniger als 8 %, Ni: weniger als 3 %, Mo: weniger als 2 %, N: weniger als 0,1 %, B: weniger als 0,1 %, Cu: weniger als 5 %, Nb: weniger als 1 %, Ti: weniger als 1 %, V: weniger als 1 %, Ca: weniger als 0,05 %, Zr: weniger als 0,1 %, P: weniger als 0,04 %, S: weniger als 0,04 % enthält. Bei praxisgerechten Ausgestaltungen der Erfindung sind dabei die Gehalte der Legierungselemente Si, Cr, Ni, Mo, N, B, Cu, Nb, Ti, V, Ca, Zr, P und S jeweils für sich oder in Kombination miteinander nach folgender Maßgabe
eingestellt (in Gew.-%) 0,1 - 0,4 % Si, < 3,0 % Cr,
< 1,0 % Ni, < 0,5 % Mo, 0,005 - 0,04 % N, < 0,0050 % B,
< 1 % Cu, < 0,2 % Nb, < 0,3 % Ti, < 0,3 % V, < 0,005 % Ca,
< 0,005 % Zr, 0,01 - 0,03 % P oder 0,005 - 0,02 % S.
Eine in der voranstehend angegebenen Weise
zusammengesetzte Stahlschmelze wird dann beispielsweise in einer konventionellen Zwei-Walzen-Gießmaschine in an sich bekannter Weise zu einem gegossenen Band vergossen.
Der Vorteil des Vergießens der Schmelze zu einem
gegossenen Band besteht bekannterweise darin, dass beim Bandgießen in Folge der schnellen Erstarrung weniger
Seigerungen auftreten. Dies ist bei hochlegierten Stählen der erfindungsgemäß verarbeiteten Art besonders
vorteilhaft, weil durch eine gleichmäßigere Verteilung der Legierungselemente homogene Bandeigenschaften und eine optimale Qualität des erhaltenen Produkts erreicht werden.
Wird zum Erzeugen des gegossenen Bands eine konventionelle Zwei-Rollen-Gießmaschine eingesetzt, bei der das gegossene Band in vertikaler Richtung austritt und mittels einer Strangführungseinrichtung in einem Bogen in eine
horizontale Förderrichtung umgeleitet wird, so kühlt das gegossene Band auf seinem Weg von der Gießmaschine zur Erwärmungseinrichtung typischerweise mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von 10 - 20 K/s auf eine in der Regel nicht weniger als 700 °C betragende Zwischentemperatur ab. Erfindungsgemäß wird dieser
Temperaturverlust möglichst gering gehalten, so dass die dem gegossenen Band beim Austritt aus der Gießmaschine innewohnende Gießhitze bis zur Erwärmungseinrichtung weitestgehend mitgenommen wird. Auf diese Weise kann die in der Erwärmungseinrichtung für die dort durchgeführte Temperaturerhöhung auf die Warmwalzanfangstemperatur benötigte Energiemenge minimiert werden.
Die Erwärmung des gegossenen Bands auf die jeweilige, im Bereich von 1100 - 1300 °C liegende
Warmwalzanfangstemperatur erfolgt erfindungsgemäß mit einer mindestens 20 K/s betragenden
Erwärmungsgeschwindigkeit .
Das derart schnell auf die Warmwalzanfangstemperatur erwärmte gegossene Band wird anschließend in einem oder mehreren Stichen zu einem Warmband warmgewalzt.
Innerhalb von 10 s nach dem Ende des Warmwalzens setzt dann erfindungsgemäß eine Abkühlung ein, bei der das erhaltene Warmband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 100 K/s auf < 400 °C abgekühlt wird. Durch diese schnelle Abkühlung wird die Bildung von versprödend wirkenden Bestandteilen, wie Karbiden oder
intermetallischen Phasen, unterdrückt.
Schließlich wird das abgekühlte Warmband bei einer
Haspeltemperatur von bis zu 400 °C zu einem Coil
gewickelt . Die einzelnen Arbeitsschritte des erfindungsgemäßen
Verfahrens werden in einer kontinuierlichen,
unterbrechungsfreien Abfolge absolviert.
Die Erfindung geht von der Erkenntnis aus, dass die
Herstellung eines kanten- und oberflächenrissfreien
Stahlflachprodukts aus einem Stahl, der hohe Gehalte an C, Mn und AI aufweist, gelingt, wenn aus einer entsprechend zusammengesetzten Schmelze ein dünnes, maximal 5 mm, insbesondere 3 - 5 mm dickes Band gegossen wird. Die Dicke des gegossenen Bands liegt demnach bereits im Bereich der Dicke, die das fertig erzeugte Warmflachprodukt aufweisen soll.
Die beim erfindungsgemäßen Verfahren genutzte Möglichkeit, einen Stahl, der hohe Gehalte an C, AI und Mn aufweist, im Bandguss zu vergießen und die damit einhergehend schnelle Erstarrung des Stahls nach dem Gießen verringert die
Häufigkeit von Kernsegregationen im gegossenen Band.
Querrisse und Sternchenrisse treten beim Gießen des gegossenen Bandes gar nicht und Längsrisse nur noch in stark verminderter Zahl auf. Beim Gießen des Bandes in einer Zwei-Walzen-Gießmaschine kann das Auftreten von Kernseigerungen durch Variation der Gießrollenkraft gesteuert werden. Das dünne, erfindungsgemäß nur max.
5 mm, insbesondere 3 - 5 mm dick gegossene Band weist bereits bei seinem Austritt aus dem Gießspalt einen günstigen Querschnitt mit geringen Biegespannungen auf. Dementsprechend lässt sich das gegossene Band
unproblematisch aus der Vertikalen in eine horizontale Förderrichtung biegen, in der es die weiteren Stationen seiner Verarbeitung durchläuft. Gleichzeitig ist durch die Nutzung des Bandgießens die Randendkohlung stark reduziert, da keine langwierige
Brammenerwärmung mehr notwendig ist. Die Gefahr einer Rissbildung beim Warmwalzen ist aufgrund der
homogenisierten Temperaturverteilung, die bei der
erfindungsgemäß schnell durchgeführten Erwärmung vor dem Warmwalzen erzielt wird, minimiert.
Das erfindungsgemäß gegossene Band zeichnet sich durch eine dreischichtige Gießstruktur mit dendritischen
Randzonen und globulitischem Kern aus.
Das gegossene Band wird unter weitestgehender Ausnutzung der ihm beim Verlassen der Gießmaschine innewohnenden Gießhitze auf die erforderliche, 1100 - 1300 °C betragende Warmwalzanfangstemperatur erwärmt. Die Erwärmung erfolgt dabei möglichst schnell, insbesondere mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 20 K/s.
Typischerweise liegt die bei der erfindungsgemäß
durchgeführten Erwärmung im gegossenen Band erzielte
Temperaturerhöhung im Bereich von bis zu 250 °C, wobei die Mindesterhöhung der Temperatur typischerweise 50 °C beträgt. Neben der Vermeidung der Entstehung von
unerwünschten Ausscheidungen kann durch die
erfindungsgemäß schnell durchgeführte Banderwärmung die Temperaturverteilung über die Breite des Bandes gezielt eingestellt werden. So ist es einerseits möglich, durch die schnelle Erwärmung die Temperaturverteilung zu homogenisieren. Um ein bestimmtes Verformungsverhalten des gegossenen Bands beim Warmwalzprozess zu erzielen, kann andererseits die Erwärmung auch so durchgeführt werden, dass sich über die Breite des gegossenen Bands ein
definiertes Temperaturprofil einstellt. Auf diese Weise lassen sich Bandunebenheiten, Abweichungen vom
Geradeauslauf und andere geometrische Fehler des Bandes minimieren, ohne dass es dazu aufwändiger zusätzlicher Maßnahmen oder Geräte bedarf.
Für die beschleunigte Erwärmung auf die
Warmwalzanfangstemperatur eignet sich insbesondere eine induktiv arbeitende Erwärmungseinrichtung, wie sie
beispielsweise in der DE 103 23 796 B3 beschrieben ist. Der Vorteil der Verwendung eines Induktionsofens für die schnelle Erwärmung bzw. Durchwärmung des zu walzenden Gutes besteht darin, dass das Walzgut bei kurzer
Einwirkzeit auf eine relativ genau vorgebbare Temperatur erwärmt werden, kann.
Die im Zuge der schnellen Erwärmung erreichte
Warmwalzanfangstemperatur ist so gewählt, dass die
Walzwiderstände, die das gegossene Band beim Warmwalzen entgegensetzt, minimiert sind. Dies ist insbesondere dann der Fall, wenn die Warmwalzanfangstemperatur mindestens 1050 °C beträgt. Die Warmwalzendtemperatur des
erfindungsgemäß durchgeführten Warmwalzens liegt dabei typischerweise im Bereich von 1000 - 1050 °C. Dieser Maßgabe liegt die Erkenntnis zu Grunde, dass die gemäß der Erfindung verarbeiteten Stähle aufgrund ihres hohen
Aluminiumgehalts in einem engen Temperaturfenster
verarbeitet werden müssen.
Das in line auf das Bandgießen erfolgende Warmwalzen des gegossenen Bands verringert die Verfahrens- und erkstoffspezifische Kernporosität des Gussbandes, fördert die Homogenität der Mikrostruktur und verbessert so insgesamt die Bandeigenschaften.
Zusätzlich vereinfacht wird das Warmwalzen des an sich nur schwer walzbaren gegossenen Bandes dadurch, dass das gegossene Band bereits vor dem Warmwalzen eine
endabmessungsnahe Dicke besitzt, so dass im Zuge des
Warmwalzens nur noch vergleichbar geringe Umformgrade erzielt werden müssen. Diese betragen typischerweise mindestens 10 %, insbesondere 10 - 20 %. Derart niedrige Verformungsgrade lassen sich in einem Stich erzielen, was zur Optimierung der Wirtschaftlichkeit des
erfindungsgemäßen Verfahrens zusätzlich beiträgt.
Durch die im Anschluss an das Warmwalzen durchgeführte schnelle Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 100 K/s wird sichergestellt, dass im erhaltenen Warmband nach Verlassen des letzten Warmwalzgerüstes kein Kornwachstum stattfindet. Darüber hinaus wird auf diese Weise auch an dieser Stelle des erfindungsgemäßen
Verfahrens die Ausscheidung von Karbiden, Nitriden und Karbonitriden verhindert. Typischerweise liegen die bei der nach dem Warmwalzen durchgeführten Abkühlung erzielten Äbkühlungsgeschwindigkeiten im Bereich von 100 bis 250 K/s .
Um ein Einsetzen des Kornwachstums sicher zu verhindern, sollte die Abkühlung in möglichst engem zeitlichen Abstand zum Ende des Warmwalzens einsetzen, spätestens jedoch innerhalb von 10 s. Um eine Oxidation der Schmelze und des gegossenen Bandes auf seinem Weg zu der Warmwalzeinrichtung zu vermeiden, können beim erfindungsgemäßen Verfahren die vor dem
Warmwalzen absolvierten Arbeitsschritte unter einer
Schutzgasatmosphäre durchgeführt werden. Eine in der jeweiligen Bandgießeinrichtung vorgenommene Inertisierung des Gießspiegelbereiches der dort zum Verguss anstehenden Stahlschmelze verringert die Bildung von Oxidbelegungen der Oberflächen.
Das erfindungsgemäß erhaltene Warmband hat ein
austenitisch-ferritisches Gefüge mit einem Ferritanteil, der typischerweise 5 - 50 % beträgt.
Kohlenstoff kann in einem erfindungsgemäßen Stahl in
Gehalten von 0,5 bis 1,2 Gew.-% vorhanden sein, wobei hier insbesondere Stähle betrachtet werden, deren C-Gehalt oberhalb von 0,5 Gew.-% liegt. Der C-Gehalt ist wesentlich für die Austenitbildung sowie die Festigkeitslage aufgrund von Mischkristallhärtung, Erhöhung der Stapelfehlerenergie und die Bildung von Karbiden. Sofern das erfindungsgemäß erzeugte Warmband zu einem Kaltband kaltgewalzt wird, kann zur Verbesserung der Streckgrenze des Kaltbands durch eine gezielte Überalterungsbehandlung nach einer abschließenden Rekristallisationsglühung am Kaltband ein extrem feines Karbid ausgeschieden werden. Bei oberhalb von 1,2 Gew.-% liegenden C-Gehalten besteht die Gefahr, dass Karbide in versprödend wirkenden Mengen entstehen.
Mangan ist in einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl in Gehalten von 18 - 26 Gew.-% vorhanden. Mangan ist
wesentlich für die Austenitbildung und erhöht die Stapelfehlerenergie, was sich auf die Verarbeitbarkeit und Verformbarkeit günstig auswirkt.
Ein erfindungsgemäß verarbeiteter Stahl weist 5,9 - 11,5 Gew.-%, insbesondere >6 - 11,5 Gew.-%, AI auf. Aluminium reduziert die Dichte, wirkt mischkristallverfestigend und erhöht die Stapelfehlerenergie. Aluminium hat darüber hinaus einen passivierenden Effekt und erhöht den
Korrosionswiderstand. Die hohen Gehalte an AI führen aufgrund der sehr hohen Stapelfehlerenergie zur Ausprägung der sogenannten "Shear Band Plasticity" als dominierenden Verformungsmechanismus mit einer besonders guten
Kombination von Festigkeiten und Verformungsfähigkeit. Zu hohe Aluminiumgehalte können allerdings eine stark versprödende D03-0rdungsstruktur im Ferrit bzw. übergroße
Gehalte an versprödend wirkenden Al-haltigen K-Karbiden ( (Fe,Mn) 3A1C) bewirken.
Si kann in einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl in weniger als 1 Gew.-%, insbesondere 0,1 - 0,4 Gew.-%, betragenden Gehalten vorhanden sein, um eine
Mischkristallhärtung zu bewirken. Über 1 Gew.-% liegende Gehalte an Si erschweren jedoch die Schweißbarkeit und Lackierbarkeit des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls.
Cr, Ni und Mo wirken ebenfalls mischkristallhärtend und verbessern den Oxidations- und Korrosionswiderstand des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls. Cr führt jedoch bei zu hohen Gehalten zur Bildung von Sonderkarbiden, die stark versprödend wirken können. Optimal nutzbar sind die positiven Effekte von Cr, Ni und Mo, wenn, wie von der Erfindung vorgegeben, bei einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl der Cr-Gehalt auf weniger als
8 Gew.-%, insbesondere weniger als 3 Gew.-%, der Ni-Gehalt auf weniger als 3 Gew.-%, insbesondere weniger als
1 Gew.-%, und der Mo-Gehalt auf weniger als 2 Gew.-%, insbesondere auf weniger als 0,5 Gew.-%, beschränkt ist.
Stickstoff bildet mit Aluminium Nitride und wirkt
festigkeitssteigernd . Zu hohe Gehalte an N führen jedoch zu groben A1N, die sich negativ auf die Prozessierbarkeit , die Oberflächenbeschaffenheit und die Verformbarkeit eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls auswirken können. Daher ist der N-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf N < 0,1 Gew.-%, insbesondere 0,005 - 0,04 Gew.-%,
beschränkt .
Der B-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls ist auf
< 0,1 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,0050 Gew.-%, beschränkt. B wirkt festigkeitssteigernd und bildet
Bornitride und -karbide, die als Nukleationspunkte für die Entstehung weiterer Karbide wirken. Zu hohe B-Gehalte wirken aufgrund von Korngrenzenbelegungen versprödend.
Cu wirkt in erfindungsgemäß verarbeitetem Stahl
mischkristallhärtend und erhöht den Korrosionswiderstand. Bei zu hohen Cu-Gehalten besteht jedoch die Gefahr von "Heißrissigkeit " bei Warmumformung oder beim Warmfügen. Daher ist der Cu-Gehalt eines erfindungsgemäß
verarbeiteten Stahls auf weniger als 5 Gew.-%,
insbesondere weniger als 1 Gew.-%, beschränkt.
Die Mikrolegierungselemente Nb, Ti und V führen zu
Ausscheidungen und Kornfeinung und tragen so zur
Festigkeitssteigerung bei. Zudem erniedrigen diese Elemente über den Kornfeinungseffekt die Neigung des
Stahls zur Lotrissigkeit beim Warmfügen. Diese Effekte lassen sich optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäß verarbeiteter Stahl Nb, Ti oder V jeweils in Gehalten von weniger als 1,0 Gew.-% aufweist, der Nb-Gehalt
insbesondere auf < 0,2 Gew.-%, der Ti-Gehalt insbesondere auf < 0,3 Gew.-%, der V-Gehalt insbesondere auf
< 0,3 Gew.-% beschränkt sind.
Ca in Gehalten von weniger als 0,05 Gew.-%, insbesondere
< 0,005 Gew.-%, speroidiziert in erfindungsgemäß
verarbeitetem Stahl nichtmetallische Materialien wie A1203 und FeS und verbessert die Verformbarkeit. Die Bildung von Ca-Aluminaten überführt Tonerde in die Schlacke und verbessert den Reinheitsgrad.
In Gehalten von weniger als 0,1 Gew.-%, insbesondere
< 0,005 Gew.-%, wirkt Zr in erfindungsgemäß verarbeitetem Stahl mischkristallhärtend. Da Zr aber aufgrund von
Korngrenzensegregationen auch eine versprödende Wirkung hat, ist der Gehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls an diesem Element begrenzt.
P und S segregieren bei einem erfindungsgemäß
verarbeiteten Stahl auf den Korngrenzen und wirken versprödend. Deswegen sollte ihr Gehalt so gering wie möglich, insbesondere niedriger als 0,04 Gew.-% sein, wobei der P-Gehalt vorteilhafterweise 0,01 - 0,03 Gew.-% und der S-Gehalt vorteilhafterweise 0,005 - 0,02 Gew.-% beträgt .
Um eine optimale Verformbarkeit des erfindungsgemäß erhaltenen Warmbands zu gewährleisten, kann nach dem Haspeln und vor der Weiterverarbeitung eine
Warmbandglühung durchgeführt werden, bei dem das
erfindungsgemäß erhaltene Warmband bei einer
1100 - 1200 °C betragenden Glühtemperatur geglüht wird. Erfolgt die Warmbandglühung im Durchlaufglühofen, sind hierzu Glühzeiten von 60 - 300 s erforderlich. Eine solche Warmbandglühung ist insbesondere dann zweckmäßig, wenn der Al-Gehalt des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls
mindestens 10 Gew.-% beträgt. Im Fall derart hoher AI- Gehalte ist es darüber hinaus zur Vermeidung der Bildung von spröden Phasen zweckmäßig, die Abkühlung nach dem Warmwalzen möglichst schnell, insbesondere mit einer
Abkühlrate von mindestens 40 K/s ablaufen zu lassen.
Das erfindungsgemäß erhaltene Warmband kann in üblicher Weise nach dem Haspeln optional gebeizt und im
unbeschichteten oder beschichteten Zustand eingesetzt werden. Ebenso ist es möglich, das erfindungsgemäß
erzeugte Warmband nach einem optional durchgeführten
Beizen in an sich bekannter Weise mit einer metallischen, beispielsweise vor Korrosion schützenden Schutzschicht zu beschichten. Des Weiteren ist es denkbar, das
erfindungsgemäß erzeugte Warmflachprodukt mit
Beschichtungen zu versehen, durch die die Umformung des Warmbands vereinfacht wird.
Mit der erfindungsgemäßen Vorgehensweise besteht die
Möglichkeit, die erfindungsgemäß erhaltenen Warmbänder zu Kaltbandprodukten kalt zuwalzen, die abschließend einer Rekristallisationsglühung, Überalterungsglühung
(Ausscheidungshärtung durch feinste Karbide) und
verschiedenen Formen der Oberflächenveredelung (Z, ZE, ZN, FAL) unterzogen werden können. Ein Kaltwalzen und eine abschließende Rekristallisationsglühung verdichtet und homogenisiert dabei beispielsweise die Mikrostruktur im Kernbereich .
Werden Stahlflachprodukte mit noch geringeren Dicken gefordert, so lässt sich das erfindungsgemäß erzeugte Warmband dementsprechend in an sich bekannter Weise in einer oder mehreren Stichen zu einem Kaltband verarbeiten. Dieses kann erforderlichenfalls wiederum
oberflächenbeschichtet werden, um es gegen Umwelteinflüsse zu schützen.
Der dem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl innewohnende hohe Warmwalz- und Kaltwalzwiderstand wirkt sich wegen des bereits endabmessungsnah gegossenen Bandes und den damit einhergehend nur geringen erforderlichen Verformungen beim Warm- und Kaltwalzen nur unwesentlich aus. Dies erlaubt es, auch aus den hinsichtlich ihrer Walzverarbeitung an sich problematischen Stählen der erfindungsgemäß
verarbeiteten Art Flachprodukte von geringer Dicke zu erzeugen .
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von
Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Die Figur zeigt schematisch eine Fertigungslinie 1 zur Herstellung eines Warmbands W.
Die für einen im kontinuierlichen Durchlauf erfolgenden Fertigungsablauf eingerichtete Fertigungslinie 1 umfasst eine konventionelle Zwei-Walzen-Gießeinrichtung 1, bei der eine Schmelze S im zwischen zwei gegenläufig rotierenden Gießwalzen 2,3 begrenzten Gießspalt zu einem gegossenen Band G vergossen wird, dessen Dicke typischerweise
3 - 5 mm beträgt. Das in vertikaler Ausrichtung
austretende gegossene Band G wird in ebenfalls an sich bekannter Weise über eine Strangführung in eine
horizontale Förderrichtung F umgelenkt, in der es mittels einer am Ende der Strangführung angeordneten
Fördereinrichtung 4 vorangeschoben wird.
Das so ausgerichtet in Förderrichtung F bewegte gegossene Band G läuft in eine Erwärmungseinrichtung 5 ein. Auf seinem Weg zur Erwärmungseinrichtung 5 kühlt das gegossene Band G mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 - 20 K/s auf eine Zwischentemperatur ab.
In der Erwärmungseinrichtung 5 wird das mit der
Zwischentemperatur dort eintretende gegossene Band G mittels quer zur Förderrichtung F ausgerichteter
Induktoren 6 induktiv auf eine Warmwalzanfangstemperatur erwärmt, die typischerweise im Bereich von 1100 - 1300 °C, liegt, insbesondere mindestens 1150 °C beträgt.
Die beim Durchlauf durch die Erwärmungseinrichtung in Folge der Wirkung des von den Induktoren 6 erzeugten elektromagnetischen Feldes erzielte Temperaturerhöhung des gegossenen Bandes G beträgt bis zu 300 °C, typischerweise 50 - 150 °C. Die Induktoren 6 können dabei, wie
beispielsweise in der DE 103 23 796 B3 beschrieben, so verstellbar und steuerbar sein, dass einerseits das gegossene Band G über seine gesamte Breite gleichmäßig erwärmt und andererseits gezielt ein bestimmtes Temperaturprofil im gegossenen Band G eingestellt werden kann .
Um einen Kontakt der Schmelze S und des gegossenen Bandes G mit der Umgebungsatmosphäre U zu vermeiden, sind die Zwei-Walzen-Gießeinrichtung 1, die Strangführung, die Fördereinrichtung 4 und die Erwärmungseinrichtung 5 unter einer Schutzgasatmosphäre S gehalten.
Im Anschluss an die Erwärmungseinrichtung 5 läuft das gegossene Band G in ein Walzgerüst 9 ein, in dem es in einem Stich zu einem Warmband W mit einer Dicke von typischerweise 2,4 - 4,5 mm warmgewalzt wird. Die
Warmwalzendtemperatur , mit der das Warmband W das in
Förderrichtung F letzte Walzgerüst 9 verlässt, liegt dabei regelmäßig im Bereich von 1000 - 1050 °C. Die über den einen Walzstich erzielten Umformgrade liegen regelmäßig im Bereich von 10 - 30 %.
Innerhalb von 10 s nach dem Austritt aus dem Walzgerüst 9 wird das erhaltene Warmband W in einer Kühleinrichtung 10 mit einer Abkühlgeschwindigkeit, die typischerweise 100 - 200 K/s beträgt, auf eine im Bereich von 300 - 400 °C liegende Haspeltemperatur abgekühlt, mit der das Warmband W dann in einer Haspeleinrichtung 11 zu einem Coil C gewickelt wird.
An das Haspeln kann sich eine Warmbandglühung in einer hier nicht dargestellten Wärmebehandlungseinrichtung anschließen .
In der Fertigungslinie 1 sind in der voranstehend
erläuterten Weise vier Warmbänder aus Schmelzen Sl - S3 erzeugt worden, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind.
Die aus den Schmelzen Sl - S3 jeweils gegossenen Bänder G sind auf dem Weg zu der Erwärmungseinrichtung 5 mit einer Abkühlrate von jeweils etwa 15 K/s abgekühlt und in der Erwärmungseinrichtung 5 um eine Temperaturerhöhung ΔΤ auf die jeweilige Warmwalzanfangstemperatur WAT erwärmt und im Warmwalzgerüst 9 in drei Stichen bei einem
Gesamtumformgrad cpg und einer Warmwalzendtemperatur WET zu jeweils einem Warmband W mit einer Dicke dWB warmgewalzt worden. Unmittelbar anschließend sind die Warmbänder W jeweils mit einer Abkühlgeschwindigkeit tk auf die jeweilige Haspeltemperatur HAT abgekühlt worden, mit der sie zu jeweils einem Coil C gehaspelt worden sind. Die bei der Verarbeitung der aus den Stählen Sl - S3 gegossenen
Bändern G jeweils gegebenen Parameter ΔΤ, WAT, WET, (pg, dW, tk und HAT sind in Tabelle 2 angegeben.
Das aus dem Stahl S3 erzeugte Warmband ist nach dem
Haspeln zusätzlich in einem Durchlaufglühofen für 120 s einer Warmbandglühung bei 1100 °C unterzogen worden. Auf diese Weise konnten auch bei dem aus diesem Stahl S3 erzeugten Warmband trotz seines besonders hohen C, Mn und Al-Gehalts Oberflächendefekte sicher verhindert werden.
In Tabelle 3 sind das Gefüge sowie die mechanischen
Eigenschaften Warmbanddicke dWB, Dichte pWB, Dehngrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm, Dehnung A80, n-Wert und r-Wert der aus den Stählen Sl - S3 erzeugten, durch die hier erläuterte erfindungsgemäße Vorgehensweise erhaltenen Warmbänder angegeben. BEZUGSZEICHEN
I Fertigungslinie 2 , 3 Gießwalzen
4 Fördereinrichtung
5 Erwärmungseinrichtung
6 Induktoren
9 Walzgerüst
10 Kühleinrichtung
II Haspeleinrichtung
A Schutzgasatmosphäre
C Coil
F Förderrichtung
G gegossenes Band
S Schmelze
U Umgebungsatmosphäre
W Warmband
Angaben in Gew. -%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 1
Tabelle 2
n.e. = nicht ermittelt
Tabelle 3

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts umfassend folgende
Arbeitsschritte :
- Erschmelzen einer Stahlschmelze (S), die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
C: 0,5 - : 1,3 %
Mn: 18 - 26 %,
AI: 5,9 - : LI, 5 o
° /
Si: weniger als 1 %,
Cr: weniger als 8 %
Ni: weniger als o
Mo: weniger als 2 % f
N: weniger als 0,1 %
B: weniger als 0,1 %
Cu: weniger als 5 %
Nb: weniger als 1 %,
Ti : weniger als 1 %,
V: weniger als 1 2-
Ca: weniger als 0, 05 o
o
Zr: weniger als 0,1 %
P: weniger als 0, 04 Q.
0
S: weniger als 0, 04 o
enthält , - Vergießen der Stahlschmelze (S) zu einem gegossenen Band (G) ,
- mit einer mindestens 20 K/s betragenden
Erwärmungsgeschwindigkeit erfolgendes Erwärmen des gegossenen Bands (G) auf eine 1100 - 1300 °C betragende Warmwalzanfangstemperatur ,
- Warmwalzen des auf die Warmwalzanfangstemperatur erwärmten gegossenen Bands (G) zu einem Warmband (W) ,
- innerhalb von 10 s nach dem Warmwalzen einsetzende Abkühlung des Warmbands (W) mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 100 K/s auf
< 400 °C,
- Aufwickeln des abgekühlten Warmbands (W) zu einem Coil (C) bei einer Haspeltemperatur von bis zu 400 °C.
2. Verfahren nach Anspruch 1, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die
Stahlschmelze (in Gew.-%) 0,1 - 0,4 % Si, < 3,0 % Cr,
< 1,0 % Ni, < 0,5 % Mo, 0,005 - 0,04 % N, < 0,0050 % B, < 1 % Cu, < 0,2 % Nb, < 0,3 % Ti, < 0,3 % V,
< 0,005 % Ca, < 0,005 % Zr, 0,01 - 0,03 % P oder 0,005 - 0,02 % S enthält.
3. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das Vergießen der Stahlschmelze zu einem gegossenen Band (G) in einer Zwei-Walzen-Gießmaschine
durchgeführt wird.
4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Dicke des gegossenen Bands (G) höchstens 5 mm beträgt .
5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die beschleunigte Erwärmung auf die
Warmwalzanfangstemperatur mittels einer induktiv arbeitenden Erwärmungseinrichtung (5) durchgeführt wird .
6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Warmwalzanfangstemperatur , auf die das gegossene Band (G) erwärmt wird, mindestens 1150 °C beträgt.
7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s der im Zuge des Warmwalzens erzielte Gesamtumformgrad mindestens 10 %, insbesondere 10 - 20 %, beträgt.
8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Warmwalzendtemperatur des Warmwalzens
1000 - 1050 °C beträgt.
9. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das Warmwalzen in einem Stich durchgeführt wird.
10. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die beschleunigte Abkühlung des Warmbands (W) innerhalb von 10 s nach dem Ende des Warmwalzens einsetzt .
11. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s seine vor dem Warmwalzen durchgeführten
Arbeitsschritte unter einer Schutzgasatmosphäre (A) durchgeführt werden.
12. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das erhaltene Warmband (W) einer Warmbandglühung bei einer 900 - 1150 °C betragenden Glühtemperatur unterzogen wird. Verfahren nach Anspruch 12, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s der Al-Gehalt des gegossenen Bands (G) ) mindestens 10 Gew.-% beträgt .
Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s das Warmband (W) zu einem Kaltband kaltgewalzt wird
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