EP2759614A1 - Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge und derart beschaffenes Stahlflachprodukt - Google Patents

Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge und derart beschaffenes Stahlflachprodukt Download PDF

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EP2759614A1 EP13152793.9A EP13152793A EP2759614A1 EP 2759614 A1 EP2759614 A1 EP 2759614A1 EP 13152793 A EP13152793 A EP 13152793A EP 2759614 A1 EP2759614 A1 EP 2759614A1
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Christian Höckling
Harald Hofmann
Matthias Schirmer
Markus DAAMEN
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a flat steel product having an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline microstructure, the fine-crystalline microstructure having particle sizes in the range from 10 to 10,000 nm, and a flat steel product having an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline microstructure of this type.
  • a molten steel is poured into a cast strip in a casting device and cooled down at an accelerated rate.
  • a steel melt containing at least two further elements from the group "Si, B, C and P" in addition to iron and production-dependent unavoidable impurities in a casting device the casting region at least one of its longitudinal sides is formed by a moving in the casting during the casting and cooled wall, cast into a cast strip.
  • the region of the casting device in which the cast strip is formed is referred to as the "casting region”.
  • two-roller casting device also known in technical language as a "twin-roller casting machine”.
  • two casting rolls or casting rolls aligned axially parallel to one another rotate in the casting operation and limit a casting gap defining the casting region in the region of their closest separation.
  • the casting rolls are strongly cooled, so that the melt meeting them solidifies to a shell.
  • the direction of rotation of the casting rolls is chosen so that the melt and with it the shells formed from it on the casting rolls are transported into the casting gap.
  • the trays entering the casting gap are compressed to the cast strip under the effect of sufficient banding force.
  • Another pouring device for strip casting is based on the principle of "belt casting” technology.
  • liquid steel is introduced via a feed system poured round casting tape.
  • the direction of the tape is chosen so that the melt is conveyed away from the feed system.
  • a second casting belt can be arranged, which rotates in opposite directions to the first casting belt.
  • At least one casting belt limits the mold, by which the cast strip is formed, even in the above-mentioned methods.
  • the respective casting belt is intensively cooled, so that the melt coming into contact with the casting belt in question is solidified at the turning point of the casting belt facing away from the supply system to form a belt which can be removed from the casting belt.
  • the cast strip emerging from the respective casting device is drawn off, cooled and fed to further processing.
  • This further processing may include a heat treatment and a hot rolling.
  • the particular advantage of strip casting here is that the steps following the strip casting can be completed in a continuous, uninterrupted sequence.
  • steels which are suitable for the production of steel strips with an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline structure can be alloys based on iron and one or more elements from the group "B, C, Si, P, Ga” In addition to these elements in addition contents of Cr, Mo, W, Ta, V, Nb, Mn, Cu, Al, Co and rare earths may be present.
  • Alloys so formed are said to be cast strip tapes having a fine-grained, nanocrystalline, or near-nanocrystalline texture in which more than 90% of the grains are 5 ⁇ -1 ⁇ m in size, the melting point of the steel from which the cast iron is cast Consist of tapes in the range of 800-1500 ° C, the critical cooling rate of the steel is less than 10 5 K / s and the cast tapes contain ⁇ -Fe and / or ⁇ -Fe phases.
  • the object of the invention was to provide practical methods for the production of flat steel products which have an amorphous, partially amorphous or fine-grained structure.
  • a flat steel product should be specified, which can be produced inexpensively in a practical way.
  • a flat steel product is understood a cast or rolled steel strip or sheet and derived therefrom blanks, blanks or the like.
  • a first object solving this object according to the invention is specified in claim 1.
  • the solution according to the invention of the above-stated object is that such a flat steel product has the features mentioned in claim 13.
  • the invention mentions operating conditions with which, for practice, sufficient reproducibility from a steel containing, in addition to iron and unavoidable impurities, at least two further elements from the group "Si, B, Cu, P" cast strips with amorphous, partially amorphous or can produce fine-crystalline structure.
  • those alloys are preferred in which apart from the constituents which are in each case unavoidable in production but have ineffective constituents in addition to iron, only two further elements of the group "Si, B, C, P" are present in the inventively predetermined contents.
  • such alloys in addition to Fe and unavoidable impurities, only the alloy element pairs Si and B, Si and C, Si and P, B and C, B and P or C and P are present in the steel.
  • Such composite steel alloys are particularly suitable for amorphous or teilamorphe solidification. If necessary, within the specifications according to the invention, said alloy pairs can be supplemented by one or two other alloying elements of the group "Si, B, C, P".
  • the alloying elements of the group "Si, B, C, P" which are not within the specifications according to the invention, although present in measurable levels, where they may indeed have an effect, but at most subordinate to training Contribute to the invention sought after structure. That is, according to the invention, in each case two elements from the group “Si, B, C, P" must be present in the levels specified in the invention in order to produce inventive flat steel product, which does not preclude the respective other elements of the group “Si, B , C, P "are present in contents which are outside the specifications according to the invention. A presence of an alloying element of the group "Si, B, C, P" which is in each case outside the specifications according to the invention is possible in particular if its content is below the lower limit prescribed according to the invention for the content of the relevant element.
  • the widest composition of a steel according to the invention thus comprises as obligatory constituents at least two of the elements boron, silicon, carbon and phosphorus as well as the remainder iron and unavoidable impurities. These elements prove to be particularly advantageous because they can be procured at relatively low cost.
  • the production method according to the invention enables a reproducible production of a steel product with an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline structure.
  • An inventively produced flat steel product has a fine crystalline structure with particle sizes in the range of 10 - 10000 nm, wherein regularly produce flat steel products in practice, whose grain sizes are limited to a maximum of 1000 nm.
  • the C in contents of up to 4.0% by weight promotes the amorphization of the material in flat steel products produced according to the invention.
  • the C content can be set to at least 1.0% by weight, especially 1.5% by weight.
  • the ductility of the material can be increased, whereas the effect of Cr is mainly an improvement in corrosion resistance.
  • the addition of Al increases the corrosion resistance, but also has a supporting effect on the formation of an amorphous structure.
  • N can be considered as a possible substituent for C. Thus, the presence of N, as well as higher C contents, promotes the enhanced formation of an amorphous structure.
  • the molten steel can in each case optionally (in% by weight) at least 0.1% Cu, at least 0.5% Cr, at least 1.0% Al and at least 0.005% N included.
  • the steel alloy according to the invention can be produced with compulsory components which are conventional in the steel industry and which are comparatively inexpensive.
  • a second method for producing a steel strip having an amorphous, partially-amorphous or fine-crystalline structure on a molten steel containing at least two of Si, B, C or P besides Fe and unavoidable impurities is also provided in which a composite molten steel is cast in a casting device into a cast strip whose casting region, in which the cast strip is formed, is formed on at least one of its longitudinal sides by a wall moving and cooled during the casting operation.
  • the wall which delimits the casting area and moves in the casting operation can be formed, in particular, by two counter-rotating casting rolls or a belt moving in the casting direction during the casting operation.
  • the molten steel is now cooled by contact with the moving wall with at least 200 K / s.
  • the formation of the desired structure of the flat steel product can be ensured by performing the rapid cooling in practice to below the glass transition temperature T G of the respective steel. In this way, an amorphous or partially amorphous microstructure is first formed. On the basis of this microstructure, a finely crystalline microstructure can then be produced by means of a subsequent heat treatment above the crystallization temperature T x as a result of the resulting crystal nucleation and crystallization.
  • This procedure has the advantage that the fine granularity can be set very precisely, with a very homogeneous particle size distribution with a very small fluctuation range being established due to the multiplicity of crystallization nuclei forming.
  • the rapid cooling of the cast strip starting in the casting area after Exit from the casting area will continue.
  • the continued cooling is advantageous in the immediate connection to the exit from the Casting, so that a largely continuous accelerated decrease in temperature is ensured in the cast strip until the respective desired microstructure state is reached.
  • an additional cooling device can be provided, which is connected directly to the casting area of the casting device used for casting the cast strip.
  • the molten steel can be safely cooled to below the glass transition temperature T G with the cooling rate predetermined according to the invention in order to produce an amorphous or partially amorphous microstructure in the cast flat steel product.
  • the additional cooling device ensures that, in cases where there is only insufficient heat dissipation in the casting area of the casting device due to contact with the moving and cooled wall of the casting area, the cooling of the strip following the casting area takes place so quickly is continued, that the microstructure state according to the invention to be generated is achieved safely.
  • Another advantage of the additional, subsequent to the pouring device cooling is that can be controlled controlled with such cooling a specially adapted cooling curve. This may be useful if targeted cast tapes are to be obtained with a teilamorphen or fine crystalline structure as a result of the casting and cooling process.
  • the cooling can be made so that the glass transition temperature T G accelerates, but not in one for the expression of a complete amorphous structure sufficient speed is cooled.
  • the cast strip can be cooled accelerated according to the inventive specifications, but this cooling are stopped before reaching the glass transition temperature T G of each processed steel.
  • This way represents a first possibility to produce a predetermined, fine-crystalline structure in the resulting flat steel product.
  • the fine-crystalline structure is formed directly from the melt here, by allowing a controlled via the additional cooling crystallization.
  • Another way of producing a flat steel product according to the invention with a finely crystalline structure is to first produce a ribbon having an amorphous or partially amorphous microstructure, which is then converted into a finely crystalline state by an annealing process and crystallization caused thereby.
  • the peculiarity of this procedure is that the crystallization takes place at a plurality of crystal nuclei and therefore the forming crystal grains are distributed very evenly in the material.
  • the crystallization temperature T x which is important for the development of the finely crystalline microstructure, is on average about 30-50 K above the glass transition temperature T G of the respective processed steel.
  • T G glass transition temperature
  • the inventively provided if necessary additional cooling device may be formed so that a cooling medium is added directly to the cast strip.
  • This cooling medium can be water, liquid nitrogen or another correspondingly effective cooling liquid.
  • cooling gases such as gaseous nitrogen, hydrogen, a gas mixture or water mist can also be applied. Suitable cooling devices for this purpose are known from the prior art ( KR2008 / 0057755A ).
  • the cooling rate critical for achieving an amorphous structure depends, inter alia, on the particular composition of the molten steel that is set. Thus, it may be appropriate to provide the cooling rates of more than 250 K / s, more than 450 K / s or even more than 800 K / s.
  • a particular aspect of finely crystalline steels of the type produced according to the invention is their ability to structural superplasticity. Consequently, on the basis of flat steel products according to the invention, the most complex component geometries can be represented by grain boundary sliding processes at elevated temperatures (thermal activation).
  • a particularly process-reliable possibility of producing a flat steel product with a fine-crystalline structure provides that the cast strip emerging from the casting gap of the casting device and optionally additionally cooled thereafter has an amorphous or partially amorphous structure and that the cast and thus produced strip is then annealed at a minimum of the crystallization temperature Tx of the respective steel annealing temperature T anneal until the desired microstructure state is reached.
  • the annealing temperatures T annealing suitable for this purpose are 500-1000 ° C.
  • annealing times of 2 s to 2 h are sufficient, depending on the specific concretely selected composition.
  • the belt speeds with which the cast strip emerges from the casting gap are typically in the range of 0.3-1.7 m / s in practice.
  • the strip thicknesses with which the cast and cooled strip according to the invention leaves the casting gap lie typically in the range of 0.8 to 4.5 mm, in particular 0.8 to 3.0 mm.
  • the cast strip may be subjected to hot rolling in which the hot rolling start temperature should be 500-1000 ° C. Due to the hot rolling steps following the casting and cooling process in-line, on the one hand the desired final thickness of the strip and, on the other hand, the surface finish can be adjusted and the microstructure optimized, for example by closing still existing cavities in the cast state.
  • the hot rolling may also be hot rolled to the hot strip at a hot rolling start temperature in the range between the glass transition temperature T G and the crystallization temperature T x .
  • a two-roller casting is suitable, the mutually axially parallel to each other aligned axes rotating rollers each form a continuous casting in the casting continuously cooled longitudinal wall of the casting area, in which the band is formed.
  • the methods of the invention require only minor changes to existing methods and devices for the continuous production of close-to-scale flat steel products.
  • the invention will be explained in more detail with reference to a drawing illustrating an exemplary embodiment.
  • the single figure shows schematically a device for producing cast strip in a lateral view.
  • the plant 1 for producing a cast strip B comprises a casting device 2, which is constructed as a conventional two-roller casting device and accordingly two mutually aligned around axis-parallel to each other and at the same height axes X1, X2 rotating rollers 3,4.
  • the rollers 3, 4 are arranged with a thickness defining the thickness D of the cast strip B to be produced, and thus delimit on their longitudinal sides a casting area 5 in the form of a casting gap, in which the cast strip B is formed.
  • the casting area 5 is sealed in a likewise known manner by side plates (not visible here), which are pressed against the end faces of the rollers 3, 4.
  • the intensively cooled rollers 3, 4 rotate and in this way form longitudinal walls of a casting mold formed by the rollers 3, 4 and the side plates, which move continuously in the casting operation.
  • the direction of rotation of the rollers 3, 4 is directed in the direction of gravity R into the casting area 5, so that, as a result of the rotation, melt S is conveyed from the melt pool in the casting area 5, which is present in the space above the casting area 5 between the rollers 3, 4.
  • the melt S solidifies when it touches the peripheral surface of the rollers 3,4, due to There takes place intense heat dissipation to one shell.
  • the shells adhering to the rollers 3, 4 are conveyed into the casting area 5 by the rotation of the rollers 3, 4, where they are pressed together under the effect of a band forming force K to form the cast strip B.
  • the effective cooling in the casting area 5 and the band forming force K are coordinated so that the continuously emerging from the casting area 5 cast strip B is largely completely solidified.
  • the cast strip B In order to suppress crystallization effects, the cast strip B, following the casting area 5, enters a cooling device 7, which applies a cooling medium to the cast strip B, so that it cools further.
  • the cooling by the cooling device 7 sets in the immediate connection to the casting area 5 and takes place so strong that the temperature T of the cast strip B steadily decreases until it is below the glass transition temperature T G of each potted melt S. Any crystallization of the structure of the cast strip B is thus suppressed, so that it is still in an amorphous state on reaching the conveying path 6.
  • the emerging from the casting area 5 Band B is initially conveyed away vertically in the direction of gravity R and then deflected in a known manner in a continuously curved arc in a horizontally oriented conveying path 6.
  • the cast strip B can then pass through a heating device 8 in which the strip B is through- heated at an annealing temperature T annealing above the crystallization temperature Tx of the respectively cast molten steel S over an annealing time t ann .
  • the aim of this heat treatment is the controlled formation of a fine crystalline microstructure with grain sizes ranging from 10 to 10,000 nm in the cast strip B.
  • the cast strip B thus heat treated is then hot rolled in a hot rolling mill 9 to hot strip WB.
  • a cast strip B has been produced in each case from three steel melts S with the compositions Z1, Z2, Z3 given in Table 1.
  • the thickness D of the strips B cast from the respective molten steel S the cooling rate AR achieved in each case during the cooling of the melt S in the casting area 5, respectively during the cooling of the cast strip emerging from the casting area 5 B in the additional cooling device 7 scored cooling rate ARZ and the target temperature T Z of the additional cooling specified.
  • Table 2 shows the microstructural state and any structural constituents of the resulting band.
  • the cast strip B before the heat treatment already had a fine crystalline structure of ⁇ -Fe, Fe 2 B, Fe 3 B and Fe 3 Si at a hardness of HV0.5 of 840-900. Even after the heat treatment, the microstructure consisted of ⁇ -Fe, Fe 2 B, Fe 3 B and Fe 3 Si, but the hardness was now HV0.5 760-810.
  • the invention thus provides methods for producing a steel strip B having an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline structure with grain sizes in the range from 10 to 10,000 nm and a correspondingly obtained flat steel product.
  • a molten steel in a casting device (2) is cast into a cast strip (B) and cooled down at an accelerated rate.
  • the melt contains at least two further elements which belong to the group "Si, B, C, P".
  • the contents of these elements (in% by weight) Si: 1, 2 - 7,0%, B: 0,4 - 4,0%, C: 0, 5 - 4,0% , P: 1.5-8.0%.
  • the molten steel containing Si, B, C and P is mixed in a casting device (2) whose casting region (5) is formed on at least one of its longitudinal sides by a Casting in G cardatticardi (G) moving and cooled wall is formed, poured into a cast strip (B), wherein the molten steel (S) is cooled by contact with the moving cooled wall with a cooling rate of at least 200 K / s.

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Abstract

Die Erfindung stellt Verfahren zum Erzeugen eines Stahlbands mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge mit Korngrößen im Bereich von 10 - 10000 nm sowie ein entsprechend beschaffenes Stahlflachprodukt zur Verfügung. Gemäß der Erfindung wird dazu eine Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung (2) zu einem gegossenen Band (B) vergossen und beschleunigt abgekühlt. Die Schmelze enthält neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei weitere Elemente, die der Gruppe "Si, B,C,P" angehören. Gemäß einer ersten Verfahrensvariante gilt für die Gehalte an diesen Elementen (in Gew.-%) Si: 1,2 - 7,0 %, B: 0,4 - 4,0 %, C: 0,5 - 4,0 %, P: 1,5 - 8,0 %. Gemäß einer zweiten Verfahrensvariante wird die Si, B, C und P enthaltende Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung (2), deren Gießbereich (5) an mindestens einer seiner Längsseiten durch eine sich während des Gießbetriebs in Gießrichtung (G) bewegende und gekühlte Wand gebildet ist, zu einem gegossenen Band (B) vergossen, wobei die Stahlschmelze (S) durch Kontakt mit der sich bewegenden gekühlten Wand mit einer Abkühlrate von mindestens 200 K/s abgekühlt wird.

Description

  • Die Erfindung betrifft Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge, wobei das feinkristalline Gefüge Korngrößen im Bereich von 10 - 10000 nm aufweist, sowie ein Stahlflachprodukt mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge dieser Art.
  • Gemäß einer ersten Verfahrensvariante wird dabei eine Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung zu einem gegossenen Band vergossen und beschleunigt abgekühlt.
  • Gemäß einer anderen Verfahrensvariante wird zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge, eine neben Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei weitere Elemente aus der Gruppe "Si, B, C und P" enthaltende Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung, deren Gießbereich an mindestens einer seiner Längsseiten durch eine sich während des Gießbetriebs in Gießrichtung bewegende und gekühlte Wand gebildet ist, zu einem gegossenen Band vergossen. Als "Gießbereich" wird dabei der Bereich der Gießeinrichtung bezeichnet, in dem das gegossene Band geformt wird.
  • Aus der WO 2008/049069 A2 ist es bekannt, dass sich Stahlflachprodukte der voranstehend genannten Art durch Bandgussverfahren erzeugen lassen. Beim Bandgießen wird die Stahlschmelze mit einer Gießeinrichtung vergossen, bei der der Gießbereich bzw. Erstarrungsbereich, in dem das gegossene Band geformt wird, an mindestens einer seiner Längsseiten durch eine während des Gießvorgangs kontinuierlich fortbewegte Wand begrenzt ist.
  • Ein Beispiel für ein solches endabmessungsnahes, kontinuierliches Gießverfahren bzw. eine Gießeinrichtung zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts ist die so genannte "Zwei-Rollen-Gießeinrichtung", in der Fachsprache auch als "Twin-Roller-Gießmaschine" bezeichnet. Bei einer Zwei-Rollen-Gießvorrichtung rotieren im Gießbetrieb zwei achsparallel zueinander ausgerichtete Gießwalzen bzw. Gießrollen gegenläufig und begrenzen im Bereich ihres engsten Abstands einen den Gießbereich definierenden Gießspalt. Die Gießrollen sind dabei stark gekühlt, so dass die auf sie treffende Schmelze zu jeweils einer Schale erstarrt. Die Drehrichtung der Gießrollen ist dabei so gewählt, dass die Schmelze und mit ihr die aus ihr auf den Gießrollen gebildeten Schalen in den Gießspalt transportiert werden. Die in den Gießspalt gelangenden Schalen werden unter Wirkung einer ausreichenden Bandformungskraft zu dem gegossenen Band zusammengedrückt.
  • Eine andere Gießeinrichtung zum Bandgießen basiert auf dem Prinzip der "Belt-Casting"- Technologie. Bei einer für das Belt-Casting-Verfahren bestimmten Gießeinrichtung wird flüssiger Stahl über ein Zuführsystem auf ein umlaufendes Gießband gegossen. Die Laufrichtung des Bands ist dabei so gewählt, dass die Schmelze vom Zuführsystem weggefördert wird. Oberhalb des unteren ersten Gießbands kann ein zweites Gießband angeordnet sein, das gegenläufig zum ersten Gießband umläuft.
  • Unabhängig davon, ob ein oder zwei Gießbänder vorgesehen sind, begrenzt auch bei den voranstehend genannten Verfahren mindestens ein Gießband die Kokille, durch die das gegossene Band gebildet wird. Das jeweilige Gießband wird dabei intensiv gekühlt, so dass die mit dem betreffenden Gießband in Kontakt kommende Schmelze am vom Zufuhrsystem abgewandten Umkehrpunkt des Gießbands zu einem Band verfestigt ist, das von dem Gießband abgenommen werden kann.
  • Das aus der jeweiligen Gießeinrichtung austretende gegossene Band wird abgezogen, abgekühlt und der Weiterverarbeitung zugeleitet. Diese Weiterverarbeitung kann eine Wärmebehandlung und ein Warmwalzen umfassen. Der besondere Vorteil des Bandgießens besteht hier darin, dass die auf das Bandgießen folgenden Arbeitsschritte in einer kontinuierlichen, unterbrechungsfreien Abfolge absolviert werden können.
  • In der oben bereits erwähnten WO 2008/049069 A2 ist erwähnt, dass Stähle, die zur Herstellung von Stahlbändern mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge geeignet sind, Legierungen auf Basis von Eisen und einem oder mehreren Elementen aus der Gruppe "B, C, Si, P, Ga" sein können, wobei neben diesen Elementen zusätzlich Gehalte an Cr, Mo, W, Ta, V, Nb, Mn, Cu, Al, Co und Seltene Erden vorhanden sein können. Aus derart zusammengesetzten Legierungen sollen sich durch Bandgießen gegossene Bänder erzeugen lassen, die ein feinkörniges, nanokristallines oder nahezu nanokristallines Gefüge aufweisen, bei dem mehr als 90 % der Körner 5 Å - 1 µm groß sind, wobei der Schmelzpunkt des Stahls, aus dem die gegossenen Bänder bestehen, im Bereich von 800 - 1500 °C liegt, die kritische Abkühlgeschwindigkeit des Stahls weniger als 105 K/s beträgt und die gegossenen Bänder α-Fe- und / oder γ-Fe-Phasen enthalten.
  • Die in der WO 2008/049069 A2 wiedergegebenen Überlegungen beschränken sich auf eine Erörterung der für die Erzeugung von gegossenem Band mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge zweckmäßigen Arbeitsschritte.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand daher die Aufgabe der Erfindung darin, praxisgerechte Verfahren zur Herstellung von Stahlflachprodukten anzugeben, die ein amorphes, teilamorphes oder feinkörniges Gefüge besitzen.
  • Darüber hinaus sollte ein Stahlflachprodukt angegeben werden, das sich auf praxisgerechte Weise kostengünstig herstellen lässt. Als Stahlflachprodukt wird dabei ein gegossenes oder gewalztes Stahlband oder -blech sowie daraus gewonnene Platinen, Zuschnitte oder desgleichen verstanden.
  • Ein gemäß der Erfindung erstes diese Aufgabe lösendes Verfahren ist in Anspruch 1 angegeben.
  • Ein gemäß der Erfindung die voranstehend genannte Aufgabe ebenfalls lösendes zweites Verfahren ist in Anspruch 3 angegeben.
  • In Bezug auf das Stahlflachprodukt besteht die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend angegebenen Aufgabe darin, dass ein solches Stahlflachprodukt die in Anspruch 13 genannten Merkmale besitzt.
  • Den verschiedenen hier genannten Verkörperungen der Erfindung liegt der gemeinsame Gedanke zu Grunde, dass sich durch endabmessungsnahe Gießverfahren Stahlflachprodukte erzeugen lassen, die aus amorph, teilamorph oder nanokristallin bzw. feinkristallin erstarrenden Stählen bestehen. Dabei sind die erfindungsgemäß jeweils verarbeiteten Stähle so zusammengesetzt, dass sich der gewünschte Gefügezustand sicher einstellt. Wenn hier im Zusammenhang mit Stahllegierungen "%"-Angaben gemacht werden, sind diese immer als "Gew.-%" zu verstehen, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
  • Gleichzeitig nennt die Erfindung Betriebsbedingungen, mit denen sich mit für die Praxis hinreichender Reproduzierbarkeit aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei weitere Elemente aus der Gruppe "Si,B,Cu,P" enthält, gegossene Bänder mit amorpher, teilamorpher oder feinkristalliner Struktur erzeugen lassen.
  • Das erfindungsgemäße erste Verfahren zum Erzeugen eines Stahlbands mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge sieht vor, dass die Stahlschmelze neben Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei weitere Elemente aus der Gruppe "Si, B, C, P" enthält. Dabei liegen gemäß der ersten Erfindungsvariante die Gehalte der jeweils mindestens vorhandenen beiden Elemente aus der Gruppe "Si, B, C, P" jeweils in folgenden Bereichen (in Gew.-%):
    • Si: 1, 2 - 7,0 %,
    • B: 0, 4 - 4,0 %,
    • C: 0, 5 - 4,0 %,
    • P: 1, 5 - 8, 0 %
  • Grundsätzlich werden erfindungsgemäß solche Legierungen bevorzugt, bei denen neben den jeweils herstellungsbedingt unvermeidbaren, jedoch hinsichtlich der Eigenschaften der erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukte unwirksamen Bestandteilen neben Eisen nur zwei weitere Elemente der Gruppe "Si, B, C, P" in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten vorhanden sind. Bei solchen Legierungen sind dann im Stahl neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen jeweils nur die Legierungselementepaare Si und B, Si und C, Si und P, B und C, B und P oder C und P anwesend. Derart zusammengesetzte Stahllegierungen sind insbesondere für eine amorphe oder teilamorphe Erstarrung geeignet. Erforderlichenfalls können dabei innerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben die genannten Legierungspaare um jeweils ein oder zwei andere Legierungselemente der Gruppe "Si, B, C, P" ergänzt werden. Dabei ist es genauso möglich, dass die Legierungselemente der Gruppe "Si, B, C, P", die jeweils nicht innerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegen, zwar in messbaren Gehalten vorhanden sind, bei denen sie zwar eine Wirkung haben mögen, bei denen sie jedoch allenfalls untergeordnet zur Ausbildung des erfindungsgemäß angestrebten Gefüges beitragen. D.h., erfindungsgemäß müssen in einem für die Erzeugung von erfindungsgemäßem Stahlflachprodukt jeweils zwei Elemente aus der Gruppe "Si, B, C, P" in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten vorhanden sein, was nicht ausschließt, dass die jeweils anderen Elemente der Gruppe "Si, B, C, P" in Gehalten vorhanden sind, die außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegen. Eine Anwesenheit eines jeweils außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben enthaltenen Legierungselements der Gruppe "Si, B, C, P" ist insbesondere dann möglich, wenn sein Gehalt unterhalb der erfindungsgemäß für den Gehalt an dem betreffenden Element vorgeschriebenen Untergrenze liegt.
  • Die breiteste Zusammensetzung eines erfindungsgemäßen Stahls umfasst als Pflichtbestandteile somit wenigstens zwei der Elemente Bor, Silizium, Kohlenstoff und Phosphor sowie als Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen. Diese Elemente erweisen sich als besonders vorteilhaft, weil sie zu relativ geringen Kosten beschafft werden können. Mit den in den Ansprüchen genannten Gehalten an diesen Elementen ermöglicht das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren eine reproduzierbare Herstellung eines Stahlprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge. Ein erfindungsgemäß erzeugtes Stahlflachprodukt weist ein feinkristallines Gefüge mit Korngrößen im Bereich von 10 - 10000 nm auf, wobei sich in der Praxis regelmäßig Stahlflachprodukte erzeugen lassen, deren Korngrößen auf maximale 1000 nm beschränkt sind.
  • C in Gehalten von bis zu 4,0 Gew.-% fördert in erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukten die Amorphisierung des Werkstoffs. Um diesen Effekt sicher zu erreichen, kann der C-Gehalt auf mindestens 1,0 Gew.-%, insbesondere 1,5 Gew.-%, gesetzt werden.
  • Für die Praxis zweckmäßige Einstellungen der Gehalte an Si, B, C und P ergeben sich dann, wenn für den Si-Gehalt %Si gilt 2,0 Gew.-% ≤ %Si ≤ 6,0 Gew.-%, insbesondere 3,0 Gew.-% ≤ %Si ≤ 5,5 Gew.-%, wenn für den B-Gehalt %B gilt 1,0 Gew.-% ≤ %B ≤ 3,0 Gew.-%, insbesondere 1,5 Gew.-% ≤ %B ≤ 3,0 Gew.-%, wenn für den C-Gehalt %C gilt 1,5 Gew.-% ≤ %C ≤ 3,0 Gew.-% oder wenn für den P-Gehalt %P gilt 2,0 Gew.-% ≤ %P ≤ 6,0 Gew. %. Dabei kann es günstig sein, jeweils eines oder mehrere der Elemente Si, B, C und P in den angegebenen enger eingegrenzten Gehalten zuzugeben, während die anderen Elemente der Gruppe "Si, B, C, P" innerhalb der erfindungsgemäß erlaubten maximalen Vorgaben zugegeben werden. Genauso kann es zweckmäßig sein, jedes der jeweils in erfindungsgemäßen Gehalten vorhandenen Elemente in den hier angegebenen engeren Grenzen zuzugeben.
  • Auch wenn es erfindungsgemäß als vorteilhaft angesehen wird, die Gruppe der Legierungselemente eines erfindungsgemäßen Stahls neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen auf Si, B, C und P zu beschränken, kann es unter bestimmten Umständen für die Einstellung bestimmter Eigenschaften der erhaltenen Stahlflachprodukte zweckmäßig sein, dem Stahl optional eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe "Cu, Cr, Al, N, Nb, Mn, Ti, V" zuzugeben. Die hierzu erfindungsgemäß jeweils in Frage kommenden Gehaltsbereiche lauten (in Gew.-%):
    • Cu: bis zu 5,0 %, insbesondere bis zu 2,0 %,
    • Cr: bis zu 10,0 %, insbesondere bis zu 5,0 %,
    • Al: bis zu 10,0 %, insbesondere bis zu 5,0 %,
    • N: bis zu 0,5 %,, insbesondere bis zu 0,2 %,
    • Nb: bis zu 2,0 %,
    • Mn: bis zu 3,0 %,
    • Ti: bis zu 2,0 %,
    • V: bis zu 2,0 %.
  • Durch die Zugabe von Cu kann die Duktilität des Werkstoffs erhöht werden, wohingegen die Wirkung von Cr hauptsächlich in einer Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit liegt. Auch die Zugabe von Al steigert die Korrosionsbeständigkeit, wirkt aber auch unterstützend auf die Bildung eines amorphen Gefüges. N kann als möglicher Substituent für C angesehen werden. So unterstützt die Anwesenheit von N genauso wie höhere C-Gehalte die verstärkte Bildung eines amorphen Gefüges.
  • Um die positiven Einflüsse der optional zugegebenen Legierungselemente Cu, Cr, Al und N nutzen zu können, kann die Stahlschmelze jeweils optional (in Gew.-%) mindestens 0,1 % Cu, mindestens 0,5 % Cr, mindestens 1,0 % Al und mindestens 0,005 % N enthalten.
  • Die erfindungsgemäße Stahllegierung kann mit in der Stahlindustrie gängigen und vergleichsweise kostengünstigen Legierungselementen als Pflichtbestandteile hergestellt werden.
  • Aufgrund der hohen Gehalte an "leichten" Elementen sind aufgrund reduzierter Dichte sowie der hohen Festigkeit erhebliche Leichtbauvorteile gegenüber konventionellen Stählen denkbar.
  • Entsprechend den voranstehenden Erläuterungen beruht ein die oben genannte Aufgabe ebenfalls lösendes zweites Verfahren zum Erzeugen eines Stahlbands mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge auf einer Stahlschmelze, in der neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei der Elemente Si, B, C oder P enthalten sind, wobei eine derart zusammengesetzte Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung zu einem gegossenen Band vergossen wird, deren Gießbereich, in dem das gegossene Band geformt wird an mindestens einer seiner Längsseiten durch eine sich während des Gießbetriebs bewegende und gekühlte Wand gebildet ist. Die den Gießbereich begrenzende, sich im Gießbetrieb bewegende Wand kann insbesondere durch zwei gegenläufig rotierende Gießrollen oder ein sich während des Gießbetriebs in Gießrichtung bewegendes Band gebildet sein.
  • Erfindungsgemäß wird nun die Stahlschmelze über den Kontakt mit der sich bewegenden Wand mit mindestens 200 K/s abgekühlt.
  • Dabei gelten die oben bereits gegebenen Erläuterungen zur Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls für beide hier vorgestellten erfindungsgemäßen Verfahren genauso wie für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt.
  • Die Ausbildung des angestrebten Gefüges des Stahlflachprodukts kann dadurch gesichert werden, dass das schnelle Abkühlen in der Praxis bis unterhalb der Glasübergangstemperatur TG des jeweiligen Stahls durchgeführt werden. Auf diese Weise wird zunächst ein amorphes oder teilamorphes Gefüge gebildet. Auf der Grundlage dieses Gefüges kann dann mittels einer nachfolgenden Wärmebehandlung oberhalb der Kristallisationstemperatur Tx durch die sich dadurch einstellende Kristallkeimbildung und Auskristallisation ein feinkristallines Gefüge erzeugt werden. Diese Vorgehensweise hat den Vorteil, dass die Feinkörnigkeit sehr präzise einstellbar ist, wobei sich aufgrund der Vielzahl sich bildender Kristallisationskeime eine sehr homogene Korngrößenverteilung mit sehr geringer Schwankungsbreite einstellt.
  • Um sicherzustellen, dass das gegossene Band auch nach dem Austritt aus dem jeweiligen Gießbereich in einer für die Ausbildung eines amorphen oder teilamorphen Gefüges ausreichenden Geschwindigkeit bis zur hierfür kritischen Glasbildungstemperatur des jeweils verarbeiteten Stahls abgekühlt wird, kann die im Gießbereich einsetzende schnelle Abkühlung des gegossenen Bands nach Austritt aus dem Gießbereich fortgesetzt werden. Die fortgesetzte Abkühlung setzt dabei vorteilhafter Weise im unmittelbaren Anschluss an den Austritt aus dem Gießbereich ein, so dass eine weitestgehend kontinuierliche beschleunigte Temperaturabnahme im gegossenen Band gewährleistet ist, bis der jeweils angestrebte Gefügezustand erreicht ist.
  • Hierzu kann eine zusätzliche Kühleinrichtung vorgesehen sein, die unmittelbar an den Gießbereich der zum Gießen des gegossenen Bands eingesetzten Gießeinrichtung angeschlossen ist. Mit einer solchen Kühleinrichtung kann die Stahlschmelze mit der erfindungsgemäß vorgegebenen Abkühlrate sicher bis unter die Glasübergangstemperatur TG abgekühlt werden, um ein amorphes oder teilamorphes Gefüge im gegossenen Stahlflachprodukt zu erzeugen. Dabei gewährleistet die zusätzliche Kühleinrichtung sicher, dass in Fällen, in denen es im Gießbereich der Gießeinrichtung selber durch den Kontakt mit der sich bewegenden und gekühlten Wand des Gießbereichs nur zu einer unzureichenden Wärmeabfuhr gekommen ist, die Abkühlung des Bands im Anschluss an den Gießbereich so schnell fortgesetzt wird, dass der erfindungsgemäß zu erzeugende Gefügezustand sicher erreicht wird.
  • Ein weiterer Vorteil der zusätzlichen, im Anschluss an die Gießeinrichtung erfolgenden Kühlung besteht darin, dass sich mit einer solchen Kühlung eine speziell angepasste Abkühlkurve kontrolliert variieren lässt. Dies kann zweckmäßig sein, wenn gezielt gegossene Bänder mit einem teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge als Ergebnis des Gieß- und Abkühlprozesses erhalten werden sollen. So kann die Abkühlung so vorgenommen werden, dass die Glasübergangstemperatur TG zwar beschleunigt, jedoch nicht in einer für die Ausprägung eines vollständig amorphen Gefüges ausreichenden Geschwindigkeit abgekühlt wird.
  • Alternativ kann das gegossene Band zwar entsprechend den erfindungsgemäßen Vorgaben beschleunigt abgekühlt werden, diese Abkühlung jedoch vor Erreichen der Glasübergangstemperatur TG des jeweils verarbeiteten Stahls abgebrochen werden. Dieser Weg stellt eine erste Möglichkeit dar, ein vorbestimmtes, feinkristallines Gefüge im erhaltenen Stahlflachprodukt zu erzeugen. Das feinkristalline Gefüge wird hier unmittelbar aus der Schmelze gebildet, indem eine über die zusätzliche Kühlung gesteuerte Kristallisation zugelassen wird.
  • Ein anderer Weg, ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mit feinkristallinem Gefüge zu erzeugen, besteht darin, zunächst ein Band mit amorphem oder teilamorphem Gefüge herzustellen, das erst danach durch einen Glühprozess und eine dadurch bewirkte Auskristallisation in einen feinkristallinen Zustand überführt wird. Die Besonderheit dieser Vorgehensweise liegt darin, dass die Kristallisation an einer Vielzahl von Kristallkeimen erfolgt und daher die sich bildenden Kristallkörner sehr gleichmäßig im Werkstoff verteilt sind.
  • Die für die Ausprägung des feinkristallinen Gefüges wichtige Kristallisationstemperatur Tx liegt im Durchschnitt etwa 30 - 50 K oberhalb der Glasübergangstemperatur TG des jeweils verarbeiteten Stahls. Für die Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mit amorphem oder teilamorphem Gefüge ist es daher erforderlich, beim Abkühlen der Schmelze die Temperatur TG möglichst schnell mit einer Abkühlgeschwindigkeit v > vkrit zu unterschreiten, wobei vkrit erfindungsgemäß 200 K/s ist. Auf diese Weise wird der amorphe Zustand des Stahls "eingefroren", wohingegen beim Aufheizen auf eine oberhalb der Temperatur Tx liegende Wärmebehandlungstemperatur die Kristallisation des Stahls einsetzt.
  • Die erfindungsgemäß erforderlichenfalls vorgesehene zusätzliche Kühlvorrichtung kann so ausgebildet sein, dass ein Kühlmedium direkt auf das gegossene Band gegeben wird. Bei diesem Kühlmedium kann es sich um Wasser, flüssigen Stickstoff oder eine andere entsprechend wirksame Kühlflüssigkeit handeln. Alternativ oder ergänzend können auch Kühlgase, wie gasförmiger Stickstoff, Wasserstoff, ein Gasgemisch oder Wassernebel, aufgebracht werden. Hierzu geeignete Kühlvorrichtungen sind aus dem Stand der Technik bekannt ( KR2008/0057755A ).
  • Die zur Erreichung eines amorphen Gefüges kritische Abkühlgeschwindigkeit hängt unter anderem von der jeweils eingestellten Zusammensetzung der Stahlschmelze ab. So kann es zweckmäßig sein, die Abkühlgeschwindigkeiten von mehr als 250 K/s, mehr als 450 K/s oder sogar mehr als 800 K/s vorzusehen.
  • Mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens lässt sich somit gezielt ein in der erfindungsgemäßen Weise legiertes Band mit amorphem oder teilamorphem Gefüge erzeugen.
  • Ein besonderer Aspekt von feinkristallinen Stählen der erfindungsgemäß erzeugten Art ist ihre Fähigkeit zur strukturellen Superplastizität. Demzufolge können auf Basis von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten komplexeste Bauteilgeometrien durch Korngrenzgleitvorgänge bei angehobenen Temperaturen (thermische Aktivierung) dargestellt werden.
  • Wie oben bereits erwähnt, sieht eine besonders prozesssichere Möglichkeit der Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit feinkristallinem Gefüge vor, dass das aus dem Gießspalt der Gießeinrichtung austretende und optional im Anschluss daran zusätzlich abgekühlte gegossene Band ein amorphes oder teilamorphes Gefüge aufweist und dass das gegossene und derart beschaffene Band anschließend bei einer mindestens der Kristallisationstemperatur Tx des jeweiligen Stahls entsprechenden Glühtemperatur TGlüh geglüht wird, bis der gewünschte Gefügezustand erreicht ist. Bei innerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahlzusammensetzungen betragen die hierzu geeigneten Glühtemperaturen TGlüh 500 - 1000 °C. Um ein rein feinkristallines Gefüge zu erreichen, sind dabei, abhängig von der jeweils konkret gewählten Zusammensetzung typischerweise Glühzeiten von 2 s - 2 h ausreichend.
  • Die Bandgeschwindigkeiten, mit denen das gegossene Band aus dem Gießspalt austritt, liegen in der Praxis typischerweise im Bereich von 0,3 - 1,7 m/s.
  • Die Banddicken, mit denen das erfindungsgemäß gegossene und abgekühlte Band den Gießspalt verlässt, liegen typischerweise im Bereich von 0,8 - 4,5 mm, insbesondere 0,8 - 3,0 mm.
  • Nach dem Gießen des Bandes und dem optional zusätzlich im Anschluss daran durchgeführten Kühlen kann das gegossene Band einem Warmwalzen unterzogen werden, bei dem die Warmwalzanfangstemperatur 500 - 1000 °C betragen sollte. Durch die inline auf den Gieß- und Abkühlvorgang folgenden Warmwalzschritte kann einerseits die gewünschte Enddicke des Bands und andererseits die Oberflächenbeschaffenheit eingestellt sowie die Mikrostruktur optimiert werden, indem beispielsweise im gegossenen Zustand noch vorhandene Kavitäten geschlossen werden. Um einen amorphen oder teilamorphen Zustand des gegossenen Bands beizubehalten, kann das Warmwalzen zudem bei einer im Bereich zwischen der Glasübergangstemperatur TG und der Kristallisationstemperatur Tx liegenden Warmwalzanfangstemperatur zu dem Warmband warmgewalzt werden.
  • Als Gießeinrichtung für die Durchführung der erfindungsgemäßen Verfahren eignet sich beispielsweise eine Zwei-Rollen-Gießeinrichtung, deren gegeneinander um achsparallel zueinander ausgerichtete Achsen rotierende Rollen jeweils eine sich im Gießbetrieb in Gießrichtung kontinuierlich fortbewegende gekühlte Längswand des Gießbereichs bilden, in dem das Band geformt wird.
  • Die erfindungsgemäßen Verfahren erfordern nur geringe Veränderungen an bestehenden Verfahren bzw. Einrichtungen zur kontinuierlichen Herstellung von endabmessungsnahen Flachstahlprodukten.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand einer ein Ausführungsbeispiel darstellenden Zeichnung näher erläutert. Die einzige Figur zeigt schematisch eine Vorrichtung zum Erzeugen von gegossenem Band in seitlicher Ansicht.
  • Die Anlage 1 zum Erzeugen eines gegossenen Bands B umfasst eine Gießeinrichtung 2, die als konventionelle Zwei-Rollen-Gießeinrichtung aufgebaut ist und dementsprechend zwei gegeneinander um achsparallel zueinander und auf gleicher Höhe ausgerichtete Achsen X1,X2 rotierende Rollen 3,4 umfasst. Die Rollen 3,4 sind mit einem die Dicke D des zu produzierenden gegossenen Bands B festlegenden Abstand angeordnet und begrenzen so an dessen Längsseiten einen als Gießspalt ausgebildeten Gießbereich 5, in dem das gegossene Band B geformt wird. An seinen Schmalseiten ist der Gießbereich 5 in ebenso bekannter Weise durch hier nicht sichtbare Seitenplatten abgedichtet, die gegen die Stirnseiten der Rollen 3,4 gedrückt werden.
  • Während des Gießbetriebs rotieren die intensiv gekühlten Rollen 3,4 und bilden auf diese Weise Längswände einer durch die Rollen 3,4 und die Seitenplatten gebildeten Gießkokille, die sich im Gießbetrieb kontinuierlich fortbewegen. Die Drehrichtung der Rollen 3,4 ist dabei in Schwerkraftrichtung R in den Gießbereich 5 hinein gerichtet, so dass in Folge der Rotation Schmelze S aus einem im Raum oberhalb des Gießbereichs 5 zwischen den Rollen 3,4 anstehenden Schmelzenpool in den Gießbereich 5 gefördert wird. Dabei erstarrt die Schmelze S, wenn sie die Umfangsfläche der Rollen 3,4 berührt, aufgrund der dort stattfindenden intensiven Wärmeabfuhr zu jeweils einer Schale. Die auf den Rollen 3,4 haftenden Schalen werden durch die Rotation der Rollen 3,4 in den Gießbereich 5 gefördert und dort unter Wirkung einer Bandformungskraft K zu dem gegossenen Band B zusammengepresst. Die im Gießbereich 5 wirksame Kühlleistung und die Bandformungskraft K sind dabei so aufeinander abgestimmt, dass das kontinuierlich aus dem Gießbereich 5 austretende gegossene Band B weitestgehend vollständig erstarrt ist.
  • Um Kristallisationseffekte zu unterdrücken, läuft das gegossene Band B im Anschluss an den Gießbereich 5 in eine Kühleinrichtung 7 ein, die das gegossene Band B mit einem Kühlmedium beaufschlagt, so dass es weiter abkühlt. Die Abkühlung durch die Kühleinrichtung 7 setzt dabei im unmittelbaren Anschluss an den Gießbereich 5 ein und erfolgt dabei derart stark, dass die Temperatur T des gegossenen Bands B stetig abnimmt, bis sie unterhalb der Glasübergangstemperatur TG der jeweils vergossenen Schmelze S liegt. Jegliche Kristallisation des Gefüges des gegossenen Bands B wird so unterdrückt, so dass es sich bei Erreichen der Förderstrecke 6 nach wie vor in einem amorphen Zustand befindet.
  • Das aus dem Gießbereich 5 austretende Band B wird zunächst in Schwerkraftrichtung R vertikal abgefördert und anschließend in bekannter Weise in einem kontinuierlich gekrümmten Bogen in eine horizontal ausgerichtete Förderstrecke 6 umgelenkt.
  • Auf der Förderstrecke 6 kann das gegossene Band B anschließend eine Erwärmungseinrichtung 8 durchlaufen, in der das Band B bei einer oberhalb der Kristallisationstemperatur Tx der jeweils vergossenen Stahlschmelze S liegenden Glühtemperatur TGlüh über eine Glühzeit tGlüh durcherwärmt wird. Ziel dieser Wärmebehandlung ist die kontrollierte Bildung eines feinkristallinen Gefüges mit im Bereich von 10 - 10000 nm liegenden Korngrößen im gegossenen Band B. Das derart wärmebehandelte gegossene Band B wird anschließend in einem Warmwalzgerüst 9 zu Warmband WB warmgewalzt.
  • In der Anlage 1 ist aus drei Stahlschmelzen S mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen Z1,Z2,Z3 jeweils ein gegossenes Band B erzeugt worden. Für jede Zusammensetzung Z1,Z2,Z3 ist die Dicke D der aus der jeweiligen Stahlschmelze S gegossenen Bänder B, die jeweils bei der Abkühlung der Schmelze S im Gießbereich 5 erzielte Abkühlrate AR, die jeweils bei der Abkühlung des aus dem Gießbereich 5 austretenden gegossenen Bands B in der zusätzlichen Kühleinrichtung 7 erzielte Abkühlrate ARZ sowie die Zieltemperatur TZ der zusätzlichen Abkühlung angegeben. Des Weiteren sind in Tabelle 2 der Gefügezustand und die ggf. vorhandenen Gefügebestandteile des erhaltenen Bands aufgeführt.
  • An zwei Proben des in der voranstehend erläuterten Weise aus der Stahlschmelze S mit der Zusammensetzung Z1 erzeugten gegossenen Bands B sind unterschiedliche Wärmebehandlungen in der Erwärmungseinrichtung 8 durchgeführt worden. Die dabei jeweils eingestellte Glühtemperatur TGlüh und die Glühzeit tGlüh der Wärmebehandlung sind in Tabelle 3 gegenübergestellt.
  • Es zeigte sich, dass das gegossene Band B vor der Wärmebehandlung bereits ein feinkristallines Gefüge aus α-Fe, Fe2B, Fe3B und Fe3Si bei einer Härte HV0,5 von 840 - 900 aufwies. Auch nach der Wärmebehandlung bestand das Gefüge aus α-Fe, Fe2B, Fe3B und Fe3Si, jedoch betrug nun die Härte HV0,5 760 - 810.
  • Es versteht sich, dass die beschriebene Wärmebehandlung mittels der Erwärmungseinrichtung 8 sowie das Warmwalzen mit dem Warmwalzgerüst 9 nur optionale Verfahrensschritte sind.
  • Die Erfindung stellt somit Verfahren zum Erzeugen eines Stahlbands B mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge mit Korngrößen im Bereich von 10 - 10000 nm sowie ein entsprechend beschaffenes Stahlflachprodukt zur Verfügung. Gemäß der Erfindung wird dazu eine Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung (2) zu einem gegossenen Band (B) vergossen und beschleunigt abgekühlt. Die Schmelze enthält neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei weitere Elemente, die der Gruppe "Si, B,C,P" angehören. Gemäß einer ersten Verfahrensvariante gilt für die Gehalte an diesen Elementen (in Gew.-%) Si: 1, 2 - 7,0 %, B: 0,4 - 4,0 %, C: 0, 5 - 4,0 %, P: 1,5 - 8,0 %. Gemäß einer zweiten Verfahrensvariante wird die Si, B, C und P enthaltende Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung (2), deren Gießbereich (5) an mindestens einer seiner Längsseiten durch eine sich während des Gießbetriebs in Gießrichtung (G) bewegende und gekühlte Wand gebildet ist, zu einem gegossenen Band (B) vergossen, wobei die Stahlschmelze (S) durch Kontakt mit der sich bewegenden gekühlten Wand mit einer Abkühlrate von mindestens 200 K/s abgekühlt wird.
    • BEZUGSZEICHEN
    • 1
    Anlage zum Erzeugen eines gegossenen Bands B
    2
    Gießeinrichtung
    3, 4
    Rollen der Gießeinrichtung 2
    5
    Gießbereich
    6
    horizontal ausgerichtete Förderstrecke
    7
    Kühleinrichtung
    8
    Erwärmungseinrichtung
    9
    Warmwalzgerüst
    B
    gegossenes Band
    D
    Dicke des gegossenen Bands B
    R
    Schwerkraftrichtung
    S
    Schmelze
    K
    Bandformungskraft
    X1, X2
    Rotationsachsen der Rollen 3,4
    Tabelle 1
    C Si Mn P Al Cr Cu Nb Ti V B
    Z1 0,038 5,5 0,44 3,3 0,005 0,3 0,133 0,059 0,11 0,048 2,0
    Z2 0,041 3,3 0,51 0,025 0,005 0,4 0,09 0,001 0,09 0,055 2,2
    Z3 1,5 3,0 0, 64 0,030 1,30 0,4 0,08 0,002 0,08 0,045 1,6
    Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
    Tabelle 2
    D [mm] AR [K/s] ARZ [K/s] Tz [°C] Gefüge
    Z1 1,2 900 900 400 amorph
    Z2 1,2 1050 600 600 feinkristalline α-Fe, Fe2B, Fe3B, Fe3Si
    Z3 1,1 700 500 500 feinkristallin, α-Fe, Fe2C, Fe2B, Fe3B, Fe3Si
    Tabelle 3
    D [mm] Tglüh [°C] tglüh [°C] Gefüge
    Z1 1,2 600°C 1 min Teilamorph (amorph + α-Fe, Fe2B, Fe3B, Fe3Si)
    Z1 1,2 600°C 20 min feinkristallin α-Fe, Fe2B, Fe3B, Fe3Si

Claims (15)

  1. Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge, wobei das feinkristalline Gefüge Korngrößen im Bereich von 10 - 10000 nm aufweist, bei dem eine Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung (2) zu einem gegossenen Band (B) vergossen und dabei beschleunigt abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze neben Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei weitere Elemente, die der Gruppe "Si,B,C,P" angehören, mit der Maßgabe (in Gew.-%)
    Si: 1,2 - 7,0 %,
    B: 0,4 - 4,0 %,
    C: 0,5 - 4,0 %,
    P: 1,5 - 8,0 %
    sowie optional eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe "Cu,Cr,Al,N,Nb,Mn,Ti,V" enthält mit der Maßgabe (in Gew.-%):
    Cu: bis zu 5, %,
    Cr: bis zu 10,0 %,
    Al: bis zu 10,0 %,
    N: bis zu 0,5 %,
    Nb: bis zu 2,0 %,
    Mn: bis zu 3,0 %,
    Ti: bis zu 2,0 %,
    V: bis zu 2,0 %.
  2. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze mit einer Abkühlrate von mindestens 200 K/s bis unterhalb der Glasübergangstemperatur TG abgekühlt wird.
  3. Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge, bei dem eine neben Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei weitere Elemente aus der Gruppe von Si, B, C und P enthaltende Stahlschmelze in einer Gießeinrichtung (2), deren Gießbereich (5) an mindestens einer seiner Längsseiten durch eine sich während des Gießbetriebs in Gießrichtung (G) bewegende und gekühlte Wand gebildet ist, zu einem gegossenen Band (B) vergossen wird, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze (S) durch Kontakt mit der sich bewegenden gekühlten Wand mit einer Abkühlrate von mindestens 200 K/s abgekühlt wird.
  4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass das gegossene Band (B) nach Austritt aus dem Gießbereich (5) fortgesetzt mit einer Abkühlrate von mindestens 200 K/s abgekühlt wird.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, dass das aus dem Gießbereich (5) austretende gegossene Band (B) kontinuierlich abgekühlt wird, bis die Glasübergangstemperatur TG des jeweiligen Stahls unterschritten ist.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 - 5, dadurch gekennzeichnet, dass das gegossene Band (B) bei einer 500 - 1000 °C betragenden Warmwalzanfangstemperatur zu einem Warmband warmgewalzt wird.
  7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das amorph oder teilamorph gegossene Band (B) bei einer im Bereich zwischen der Glasübergangstemperatur TG und der Kristallisationstemperatur Tx liegenden Warmwalzanfangstemperatur zu dem Warmband warmgewalzt wird
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 - 7, dadurch gekennzeichnet, dass das aus dem Gießbereich (5) der Gießeinrichtung (2) austretende und optional zusätzlich abgekühlte gegossene Band (B) ein amorphes oder teilamorphes Gefüge aufweist und dass das so beschaffene gegossene Band (B) bei einer mindestens der Kristallisationstemperatur Tx des jeweiligen Stahls entsprechenden Glühtemperatur TGlüh geglüht wird.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur TGlüh im Bereich von 500 - 1000 °C liegt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze (S) neben den mindestens zwei Elementen aus der Gruppe von Si, B, C und P mindestens ein Element aus der Gruppe von Cu, Cr, Al, N, Nb, Mn, Ti und V enthält.
  11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze (S) neben Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
    Si: 1,2 - 7,0 %,
    B: 0,4 - 4,0 %,
    C: 0,5 - 4,0 %,
    P: 1,5 - 8,0 %
    sowie optional eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe von Cu, Cr, Al, N, Nb, Mn, Ti und V enthält mit der Maßgabe
    Cu: bis zu 5,0 %,
    Cr: bis zu 10,0 %,
    Al: bis zu 10,0 %,
    N: bis zu 0,5 %,
    Nb: bis zu 2,0 %,
    Mn: bis zu 3,0 %,
    Ti: bis zu 2,0 %,
    V: bis zu 2,0 %.
  12. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Gießeinrichtung (2) eine Zwei-Rollen-Gießeinrichtung ist, deren gegeneinander um achsparallel zueinander ausgerichtete Achsen (X1,X2) rotierende Rollen (3,4) jeweils eine sich im Gießbetrieb in Gießrichtung (G) kontinuierlich fortbewegende gekühlte Längswand des Gießbereichs (5) bilden, in dem das Band (B) geformt wird.
  13. Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens zwei weitere Elemente aus der Gruppe von Si, B, C und P mit der Maßgabe enthält (in Gew.-%):
    Si: 1,2 - 7,0 %,
    B: 0,4 - 4,0 %,
    C: 0,5 - 4,0 %,
    P: 1,5 - 8,0 %,
    sowie optional eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe "Cu,Cr,Al,N,Nb,Mn,Ti,V" mit der Maßgabe enthält (in Gew.-%):
    Cu: bis zu 5,0 %,
    Cr: bis zu 10,0 %,
    Al: bis zu 10,0 %,
    N: bis zu 0,5 %,
    Nb: bis zu 2,0 %,
    Mn: bis zu 3,0 %,
    Ti: bis zu 2,0 %,
    V: bis zu 2,0 %.
    und ein amorphes, teilamorphes oder feinkristallines Gefüge mit Korngrößen aufweist, die im Bereich von 10 - 10000 nm liegen.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1, 2 oder 11 oder Stahlflachprodukt nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass für mindestens eines der Elemente aus Gruppe "Si,B,C,P" jeweils eine der folgenden Maßgaben gilt (in Gew.-%) :
    Si: 2,0 - 6,0 %,
    B: 0,4 - 3,0 %,
    C: 0,5 - 3,0 %
    oder
    P: 2, 0 - 6,0 %.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1, 2, 11, 12 oder 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze jeweils optional (in Gew.-%) mindestens 0,1 % Cu, mindestens 0,5 % Cr, mindestens 1,0 % Al und mindestens 0,005 % N enthält.
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