WO2008034502A1 - Verfahren zur herstellung eines stahlbandes - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines stahlbandes Download PDF

Info

Publication number
WO2008034502A1
WO2008034502A1 PCT/EP2007/007228 EP2007007228W WO2008034502A1 WO 2008034502 A1 WO2008034502 A1 WO 2008034502A1 EP 2007007228 W EP2007007228 W EP 2007007228W WO 2008034502 A1 WO2008034502 A1 WO 2008034502A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
strip
molten steel
ppm
metallic inclusions
Prior art date
Application number
PCT/EP2007/007228
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Christian Bernhard
Gerald Eckerstorfer
Gerald Hohenbichler
Bernd Linzer
Original Assignee
Siemens Vai Metals Technologies Gmbh & Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=38541914&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2008034502(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Priority to KR1020097008241A priority Critical patent/KR101442724B1/ko
Priority to AU2007299343A priority patent/AU2007299343B2/en
Priority to BRPI0717489A priority patent/BRPI0717489B1/pt
Priority to AT07801685T priority patent/ATE514502T1/de
Priority to JP2009528610A priority patent/JP5129253B2/ja
Priority to EP07801685.4A priority patent/EP2066466B2/de
Priority to US12/442,189 priority patent/US20100018665A1/en
Application filed by Siemens Vai Metals Technologies Gmbh & Co filed Critical Siemens Vai Metals Technologies Gmbh & Co
Priority to ES07801685.4T priority patent/ES2366139T5/es
Priority to DK07801685.4T priority patent/DK2066466T3/da
Priority to MX2009002629A priority patent/MX2009002629A/es
Priority to PL07801685T priority patent/PL2066466T3/pl
Priority to SI200730701T priority patent/SI2066466T1/sl
Priority to CN2007800353340A priority patent/CN101516544B/zh
Publication of WO2008034502A1 publication Critical patent/WO2008034502A1/de

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels

Definitions

  • the invention relates to a method for the continuous production of a steel strip having at least two casting rolls and optionally laterally arranged side plates, wherein in operation between the casting rolls and the side plates, a pouring reservoir can be formed, from which molten steel melt can be applied to the casting rolls.
  • composition of a molten steel is selected such that liquid non-metallic inclusions are formed in the molten steel which remain liquid during the solidification of the steel shell and through the formation of a liquid Films on the surface of the casting rolls allow a homogeneous heat flow and thus a homogeneous cooling effect.
  • the tolerance of non-metallic inclusion melting temperature to deviations from a setpoint of the steel composition should be sufficient to ensure the presence of liquid non-metallic inclusions in the casting process in each melted melt in the industrial smelting operation.
  • the object of the invention is achieved by a method in which a molten steel with a Mn and Si content in a certain ratio and with a certain sulfur content in normal operation using a certain band forming force (roll separating force, RSF) is processed.
  • a molten steel with a Mn and Si content in a certain ratio and with a certain sulfur content in normal operation using a certain band forming force (roll separating force, RSF) is processed.
  • the invention therefore relates to a method for producing a strip-cast low carbon, Mn / Si partially annealed steel strip, wherein a molten steel is fed from a melt reservoir between at least two, with a steel belt moving and cooled casting rolls and solidifies at the casting rolls at least partially to the steel strip, characterized in that the molten steel has a sulfur content between 20 and 300 ppm and a ratio Mn / Si ⁇ 3.5 and in normal operation, the band forming force between 2 and 50 kN / m.
  • a steel strip made in this way is largely free of cracks and surface defects and has a homogeneous surface.
  • low-carbon steel strip is meant a steel strip in which the carbon content is less than 0.1% by weight.
  • the inventive composition of the molten steel ensures a low melting temperature of the non-metallic inclusions.
  • the low melting temperature causes the non-metallic inclusions in the casting process during the solidification of the steel shell on the casting rolls in the liquid state.
  • the tolerance of the melting temperature of non-metallic inclusions to deviations from a target value of the steel composition increases. This broadened composition range ensures that the molten steel has a composition that guarantees liquid non-metallic inclusions in the casting process, even if the setpoint for a particular steel composition is not exactly met in industrial smelting operations.
  • nonmetallic inclusions of an oxidic or sulfidic nature are formed in a molten steel.
  • the main components of non-metallic inclusions in Mn / Si partially annealed steel melts are MnO and SiO 2 .
  • the non-metallic inclusions consist mainly of a
  • Multiphase system with the main components MnO-SiO 2 -MnS exist. If the proportion of MnS in this multi-phase system is less than 37% by weight MnS, the melting temperature of the multiphase system is lower than the melting temperature of a multiphase system composed of the main components MnO and SiO 2 .
  • the 3-phase system MnO-SiO 2 -MnS has a ternary eutectic at approximately 1130 0 C.
  • VnS in Figure 1 The modeling of the 3-phase system MnO-Si (VMnS in Figure 1 shows that the liquidus touches the binary edge system MnO-SiO 2 at its eutectic temperature of 1251 0 C in the elektischer point and in the transition to a 3-phase system with increasing MnS At lower temperatures, the liquidus area has lifted off the edge system and exists only at minimum levels of MnS.
  • the width of the melting interval increases up to a sulfur content of about 300 ppm and then remains approximately constant.
  • FIG. 2 shows the opposite behavior of increasing hot cracking tendency and decreasing melting temperature of the nonmetallic inclusions.
  • the sulfur content recommended according to the invention in which sufficiently low melting temperatures of the non-metallic inclusions and at the same time tolerable hot cracking tendency can be achieved, can be deduced.
  • the presence of sulfur in a steel alloy results in the expansion of the 2-phase area solid / liquid, i. the melting interval, the steel alloy while lowering its solidus temperature, whereby the temperature range of the hot cracking formation between Liquid Impenetration Temperature LIT and zero ductility temperature ZDT is extended.
  • the width of the 2-phase region increases approximately linearly up to about 45 ° C. From this sulfur content, the width of the 2-phase region remains approximately constant as a result of MnS precipitation in the course of solidification with increasing sulfur content. These MnS precipitates deposit in solid form on the casting roll surfaces and thereby hinder a homogeneous heat flow or a homogeneous cooling effect, which favors the formation of surface defects and cracks. Rising sulfur content of the molten steel leads to increasing amounts of MnS precipitates and thus to the increase of surface defects and cracks.
  • the maximum sulfur content according to the invention is limited to 300 ppm.
  • a sulfur content of the molten steel below 20 ppm, lowering the melting temperature of the liquid non-metallic inclusions to multiphase systems of the major components MnO and SiO 2 is not large enough to ensure the presence of liquid nonmetallic inclusions in the casting process during the solidification of the steel shell on the casting rolls.
  • the width of the compositional range in which liquid nonmetallic inclusions are present in the multiphase system is not large enough to ensure sufficient tolerance to deviations from a setpoint of the steel composition in industrial smelting operation.
  • the sulfur content is at least 50 ppm, more preferably at least 70 ppm.
  • the upper limit of the sulfur content is preferably 250 ppm, particularly preferably 200 ppm.
  • the sulfur content of the molten steel can be brought to the desired level by desulphurisation or controlled addition of sulfur or sulfur compounds.
  • the Mn / Si ratio according to the invention must be greater than or equal to 3.5.
  • the strip forming force is the force with which the casting rolls are pressed against one another during the casting process, normalized to the width of the steel strip.
  • the band forming force has an influence on the presence of cracks and surface defects of a band-cast steel strip.
  • the higher the band forming force the more temperature inhomogeneities occur in the "kissing point" of the steel shells Such temperature inhomogeneities lead to uneven cooling of the steel strip, which can result in surface cracks
  • stresses build up in the band-cast steel strip, which also leads to cracks and may cause deteriorated mechanical properties.
  • Bandformkraft adversely affect the stability of the casting process, because at a low band forming force there is a risk that the metal shells solidified on the casting rolls are insufficiently pressed together due to inhomogeneities during solidification and the steel strip tears under its own weight that the steel shells partially or over the entire Stick to the width of the casting roll and that it comes to tears of the steel shell.
  • the size of the roller separation force during normal operation is between 5 and 250 kN / m.
  • the strip forming force is less than 50 kN / m. Since the inventive composition of the molten steel due to ensuring the occurrence of liquid non-metallic inclusions minimizes the formation of inhomogeneities during the solidification of the steel shells, such a low strip forming force can be used without risk to the stability of the casting process.
  • the crack frequency increases with increasing band forming force.
  • the lower limit for the strip forming force is 2 kN / m. Below this value, sufficient stability of the casting process is not guaranteed.
  • the band forming force is at least 5 kN / m. Its upper limit is preferably 30 kN / m.
  • the given values for the strip forming force refer to the steady-state normal operation of a casting plant, but not to the conditions when starting up the plant or for temporary extraordinary load effects.
  • the non-metallic inclusions of the molten steel have a mass fraction of Al 2 O 3 which is less than 45% by weight.
  • the forming multiphase system with the main components MnO-SiO 2 -MnS-Al 2 ⁇ 3 has a melting temperature which is lower than the melting temperature of a multiphase system of the main components MnO and SiO 2 .
  • the composition range in which liquid non-metallic inclusions exist is wider than that in the multiphase system of the main components MnO and SiO 2 .
  • the Al 2 O 3 content is adjusted by the choice of the starting materials for the preparation of the molten steel or, if appropriate, by the specific addition of Al or Al compounds.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines von Rissen und Oberflächendefekten weitgehend freien, bandgegossenen, niedriggekohlten, Mn/Si-teilberuhigten Stahlbandes aus einer Stahlschmelze mit einem Schwefelgehalt zwischen 20 und 300 ppm und einem Verhältnis Mn/Si = 3,5 unter Anwendung einer Bandformkraft zwischen 2 und 50 kN/m.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur kontinuierlichen Herstellung eines Stahlbandes mit mindestens zwei Gießrollen und gegebenenfalls seitlich angeordneten Seitenplatten, wobei im Betrieb zwischen den Gießwalzen und den Seitenplatten ein Gießreservoir ausbildbar ist, aus welchem flüssige Stahlschmelze an die Gießrollen aufgebbar ist.
Hintergrund der Erfindung Bei der Herstellung eines Stahlbandes aus einer niedriggekohlten, Mn/Si- teilberuhigten Stahlschmelze weist das erzeugte Stahlband bei Anwendung des aus dem Stand der Technik bekannten Zweiwalzen-Gießverfahrens vielfach Risse und Oberflächendefekte auf, wodurch die Qualität des erzeugten Stahlbandes deutlich gemindert wird.
Aus WO03024644 und US2005145304 ist bekannt, Risse und Oberflächendefekte dadurch zu vermeiden oder zumindest zu vermindern, dass die Zusammensetzung einer Stahlschmelze so gewählt wird, dass in der Stahlschmelze flüssige nichtmetallische Einschlüsse entstehen, welche bei der Erstarrung der Stahlschale flüssig bleiben und durch die Bildung eines flüssigen Films auf der Oberfläche der Gießrollen einen homogenen Wärmefluss und damit eine homogene Kühlwirkung ermöglichen.
Im industriellen Schmelzbetrieb sind die in einer Mn/Si-teilberuhigten Stahlschmelze tatsächlich vorliegenden MnO/SiO2-Verhältnisse aus operativen Gründen oft wesentlich geringer als theoretisch errechnet. Die Schmelztemperatur der nichtmetallischen Einschlüsse Mn/Si-teilberuhigter Stahlschmelzen reagiert sehr empfindlich auf Änderungen der Stahlzusammensetzung und damit verbundenen Änderungen des MnO/Siθ2-Verhältnisses ihrer eigenen Zusammensetzung. Bei Beachtung der im Stand der Technik angegebenen metallurgischen Regeln zur Herstellung der flüssigen nichtmetallische Einschlüsse kann daher im industriellen Schmelzbetrieb nicht davon ausgegangen werden, dass jede behandelte Pfanne eine Zusammensetzung aufweist, welche das Vorhandensein flüssiger nichtmetallischer Einschlüsse beim Gießprozess sicherstellt. Somit können wieder Risse und Oberflächendefekte entstehen.
Aufgabe der Erfindung Es ist die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, diese bekannten Nachteile des Standes der Technik zu vermeiden, und ein Verfahren für die Herstellung eines von Rissen und Oberflächendefekten weitgehend freien Stahlbandes mit homogener Oberfläche aus einer niedriggekohlten, Mn/Si-teilberuhigten Stahlschmelze bereitzustellen. Bei diesem Verfahren soll die Toleranz der Schmelztemperatur nichtmetallischer Einschlüsse gegenüber Abweichungen von einem Sollwert der Stahlzusammensetzung ausreichen, um im industriellen Schmelzbetrieb in jeder behandelten Pfanne das Vorhandensein flüssiger nichtmetallischer Einschlüsse beim Gießprozess sicherzustellen.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Die Aufgabe der Erfindung wird erfindungsgemäß durch ein Verfahren gelöst, bei dem eine Stahlschmelze mit einem Mn- und Si-Gehalt in einem bestimmten Verhältnis und mit einem bestimmten Schwefelgehalt im Normalbetrieb unter Anwendung einer bestimmten Bandformkraft (roll separating force, RSF) verarbeitet wird.
Die Erfindung betrifft daher ein Verfahren zur Herstellung eines bandgegossenen niedriggekohlten, Mn/Si-teilberuhigten Stahlbandes, wobei eine Stahlschmelze aus einem Schmelzreservoir zwischen zumindest zwei, sich mit einem Stahlband bewegende und gekühlte Gießrollen aufgegeben wird und an den Gießrollen zumindest teilweise zu dem Stahlband erstarrt, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze einen Schwefelgehalt zwischen 20 und 300 ppm und ein Verhältnis Mn/Si ≥ 3,5 aufweist und im Normalbetrieb die Bandformkraft zwischen 2 und 50 kN/m beträgt.
Unerwarteterweise ist ein derart hergestelltes Stahlband weitgehend frei von Rissen und Oberflächendefekten und besitzt eine homogene Oberfläche. Unter einem niedriggekohlten Stahlband ist ein Stahlband zu verstehen, in dem der Kohlenstoffgehalt geringer als 0,1 Gew% ist.
Durch die erfindungsgemäße Zusammensetzung der Stahlschmelze wird eine geringe Schmelztemperatur der nichtmetallischen Einschlüsse sichergestellt. Die geringe Schmelztemperatur führt dazu, dass die nichtmetallischen Einschlüsse beim Gießprozess während der Erstarrung der Stahlschale auf den Gießrollen in flüssigem Zustand vorliegen. Durch die Verbreiterung des Zusammensetzungsbereiches, in welchem flüssige nichtmetallische Einschlüsse im Mehrphasensystem vorliegen, erhöht sich die Toleranz der Schmelztemperatur nichtmetallischer Einschlüsse gegenüber Abweichungen von einem Sollwert der Stahlzusammensetzung. Dieser verbreiterte Zusammensetzungsbereich stellt sicher, dass die Stahlschmelze auch dann eine Zusammensetzung aufweist, die beim Gießprozess flüssige nichtmetallische Einschlüsse garantiert, wenn im industriellen Schmelzbetrieb der Sollwert für eine bestimmte Stahlzusammensetzung nicht exakt erfüllt wird.
Im Verlauf der Stahlpräparation entstehen in einer Stahlschmelze nichtmetallische Einschlüsse oxidischer oder sulfidischer Art. Die Hauptkomponenten der nichtmetallischen Einschlüsse bei Mn/Si-teilberuhigten Stahlschmelzen sind MnO und SiO2.
Durch die erfindungsgemäße Einstellung des Schwefelgehaltes auf werte zwischen 20 und 300 ppm und des Mn/Si-Verhältnisses auf werte ≥ 3,5 wird erreicht, dass die nichtmetallischen Einschlüsse hauptsächlich aus einem
Mehrphasensystem mit den Hauptkomponenten MnO-SiO2-MnS bestehen. Wenn der Anteil des MnS in diesem Mehrphasensystem weniger als 37 Gew% MnS beträgt, liegt die Schmelztemperatur des Mehrphasensystems tiefer als die Schmelztemperatur eines Mehrphasensystems aus den Hauptkomponenten MnO und SiO2. Das 3-Phasensystems MnO-SiO2-MnS weist ein ternäres Eutektikum bei ca. 11300C auf. Die Modellierung des 3-Phasensystems MnO-Si(VMnS in Figur 1 zeigt, dass der Liquidusbereich das binäre Randsystem MnO-SiO2 bei dessen eutektischer Temperatur von 12510C im elektischen Punkt berührt und sich beim Übergang zu einem 3-Phasensystem mit zunehmendem MnS-Gehalt erweitert. Bei tieferen Temperaturen hat sich der Liquidusbereich vom Randsystem abgehoben und existiert nur mehr ab gewissen Mindestgehalten an MnS.
Typische Betriebspunkte mit gleichzeitig niedriger Schmelztemperatur der nichtmetallischen Einschlüsse und im industriellen Schmelzbetrieb ausreichender Toleranz der Schmelztemperatur gegenüber Schwankungen im MnS-Gehalt liegen bei der erfindungsgemäßen Zusammensetzung der Stahlschmelze bei etwa 15 Gew% MnS.
Die Simulation der Erstarrungsverhältnisse in einer Dünnbandgussanlage mit Hilfe von Tauchversuchen bei dem Bandgießen entsprechenden Einstellungen von Inertgas, Kontaktzeit und Überhitzung, mit Schwefelgehalten der Stahlschmelze zwischen 150 und 500 ppm ergab durchschnittliche MnS-Gehalte in den flüssigen nichtmetallischen Einschlüsse zwischen 7 und 40 Gew%. Höhere Schwefelgehalte von Mn/Si-teilberuhigten Stahlschmelzen führen zu höheren MnS-Gehalten der nichtmetallischen Einschlüsse.
Figur 2 zeigt den Einfluss des Schwefelgehaltes einer niedriggekohlten, Mn/Si- teilberuhigten Stahlschmelze (0,05 Gew% C; 0,7 Gew% Mn; 0,2 Gew% Si) mit einem Mn/Si-Verhältnis von ≥ 3,5 auf die Rissneigung, ausgedrückt durch die Risshäufigkeit bzw. durch die Breite des Schmelzintervalls der Stahlschmelze, auf die Zusammensetzung nichtmetallischer Einschlüsse, und auf die Schmelztemperaturen (Liquidustemperaturen) der nichtmetallischen Einschlüsse. Die Messdaten in Figur 2 wurden aus den oben erwähnten Tauchversuchen gewonnen.
Unterhalb eines Schwefelgehaltes der Schmelze, der zu einem dem ternären Eutektikum bei ca. 11300C entsprechenden MnS-Gehalt der nichtmetallischen Einschlüsse führt, sinkt die Schmelztemperatur der nichtmetallischen Einschlüsse mit steigendem Schwefelgehalt.
Oberhalb eines Schwefelgehaltes der Schmelze, der zu einem dem temären Eutektikum bei ca. 113O0C entsprechenden MnS-Gehalt der nichtmetallischen Einschlüsse führt, steigen die Schmelztemperaturen der nichtmetallischen Einschlüsse sowie die Risshäufigkeit steil an.
Die Breite des Schmelzintervalls nimmt bis zu einem Schwefelgehalt von ca. 300 ppm zu und bleibt dann in etwa konstant.
In Figur 2 ist das gegenläufige Verhalten von steigender Heißrissneigung und sinkender Schmelztemperatur der nichtmetallischen Einschlüsse dargestellt. Aus Figur 2 kann somit der erfindungsgemäß empfohlene Schwefelgehalt, bei dem genügend niedrige Schmelztemperaturen der nichtmetallischen Einschlüsse und gleichzeitig duldbare Heißrissneigung erreicht werden, abgeleitet werden. Das Vorhandensein von Schwefel in einer Stahllegierung führt zur Erweiterung des 2-Phasengebietes fest/flüssig, i.e. des Schmelzintervalls, der Stahllegierung bei gleichzeitiger Senkung ihrer Solidustemperatur, wodurch der Temperaturbereich der Heißrissentstehung zwischen Liquid Impenetration Temperature LIT und zero ductility temperature ZDT erweitert wird.
Bis zu einem Schwefelgehalt von 300 ppm in der Stahlschmelze nimmt die Breite des 2-Phasengebietes in etwa linear bis auf ca. 45°C zu. Ab diesem Schwefelgehalt bleibt die Breite des 2-Phasenbereiches durch MnS-Ausscheidung im Zuge der Erstarrung bei zunehmendem Schwefelgehalt in etwa konstant. Diese MnS-Ausscheidungen lagern sich in fester Form an den Gießwalzenoberflächen ab und behindern dadurch einen homogenen Wärmefluss bzw. eine homogene Kühlwirkung, wodurch die Bildung von Oberflächendefekten und Rissen begünstigt wird. Steigender Schwefelgehalt der Stahlschmelze führt zu steigenden Mengen von MnS-Ausscheidungen und damit zur Zunahme von Oberflächendefekten und Rissen.
Daher ist der maximale Schwefelgehalt erfindungsgemäß auf 300 ppm begrenzt. Bei einem Schwefelgehalt der Stahlschmelze unter 20 ppm ist die Absenkung der Schmelztemperatur der flüssigen nichtmetallischen Einschlüsse gegenüber Mehrphasensystemen aus den Hauptkomponenten MnO und SiO2 nicht groß genug, um das Vorhandensein flüssiger nichtmetallische Einschlüsse beim Gießprozess während der Erstarrung der Stahlschale auf den Gießrollen sicherzustellen.
Außerdem ist bei einem Schwefelgehalt unter 20 ppm die Breite des Zusammensetzungsbereiches, in welchem flüssige nichtmetallische Einschlüsse im Mehrphasensystem vorliegen, nicht groß genug, um im industriellen Schmelzbetrieb eine ausreichende Toleranz gegenüber Abweichungen von einem Sollwert der Stahlzusammensetzung sicherzustellen.
Bevorzugterweise beträgt der Schwefelgehalt mindestens 50 ppm, besonders bevorzugt mindestens 70 ppm. Die Obergrenze des Schwefelgehaltes beträgt bevorzugterweise 250 ppm, besonders bevorzugt 200 ppm.
Der Schwefelgehalt der Stahlschmelze kann durch Entschwefelung oder durch kontrollierte Zugabe von Schwefel bzw. von Schwefelverbindungen auf das gewünschte Niveau gebracht werden.
Bei einem Mn/Si-Verhältnis von weniger als 3,5 in der Stahlschmelze bildet sich kein Mehrphasensystem aus den Hauptkomponenten MnO-SiO2-MnS mit einer, gegenüber einem Mehrphasensystem aus den Hauptkomponenten MnO und SiO2, ausreichend großen Erniedrigung der Schmelztemperatur der flüssigen nichtmetallischen Einschlüsse auf werte unterhalb der Schmelztemperatur der Stahlmischung. Daher muss das Mn/Si-Verhältnis erfindungsgemäß größer oder gleich 3,5 sein.
Die Bandformkraft ist die Kraft, mit der die Gießrollen beim Gießprozess aneinander gepresst werden, normiert auf die Breite des Stahlbandes. Die Bandformkraft hat Einfluss auf das Vorhandensein von Rissen und Oberflächendefekten eines bandgegossenen Stahlbandes. Je höher die Bandformkraft ist, desto mehr Temperaturinhomogenitäten treten im „kissing point" der Stahlschalen auf. Derartige Temperaturinhomogenitäten führen zu ungleichmäßiger Abkühlung des Stahlbandes, woraus Oberflächen risse resultieren können. Zusätzlich bauen sich durch hohe Bandformkräfte Spannungen im bandgegossenen Stahlband auf, welche ebenso zu Rissen und verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen können.
Die Anwendung einer niedrigen Bandformkraft vermeidet solche Probleme und bietet zusätzlich den Vorteil, dass die mechanische Beanspruchung der Gießapparatur geringer ist. Allerdings kann die Wahl einer niedrigen
Bandformkraft die Stabilität des Gießprozesses negativ beeinflussen, denn bei einer niedrigen Bandformkraft besteht die Gefahr, dass die auf den Gießrollen erstarrten Metallschalen aufgrund von Inhomogenitäten bei der Erstarrung ungenügend miteinander verpresst werden und das Stahlband unter seinem Eigengewicht reißt, dass die Stahlschalen partiell oder über die gesamte Breite hinweg an der Gießrolle kleben bleiben und dass es zu Einrissen der Stahlschale kommt.
Bei Verfahren nach dem Stand der Technik beträgt die Größe der Rollentrennkraft im Normalbetrieb zwischen 5 und 250 kN/m.
Erfindungsgemäß ist die Bandformkraft kleiner als 50 kN/m. Da die erfindungsgemäße Zusammensetzung der Stahlschmelze aufgrund der Sicherstellung des Auftretens flüssiger nichtmetallischer Einschlüsse die Entstehung von Inhomogenitäten während der Erstarrung der Stahlschalen minimiert, ist eine derart geringe Bandformkraft ohne Gefahr für die Stabilität des Gießprozesses einsetzbar.
Die Risshäufigkeit steigt mit zunehmender Bandformkraft. Bei Anwendung von Bandformkräften über 50 kN/m kann die Herstellung einer homogenen, von Rissen und Oberflächendefekten weitgehen freien Oberfläche des Stahlbandes nicht sichergestellt werden. Erfindungsgemäß liegt die Untergrenze für die Bandformkraft bei 2 kN/m. Unterhalb dieses Wertes ist keine ausreichende Stabilität des Gießprozesses gewährleistet.
Bevorzugterweise beträgt die Bandformkraft mindestens 5 kN/m. Ihre Obergrenze liegt bevorzugterweise bei 30 kN/m.
Die angegebenen Werte für die Bandformkraft beziehen sich auf den stationären Normalbetrieb einer Gießanlage, nicht jedoch auf die Bedingungen beim Anfahren der Anlage oder bei temporären außergewöhnlichen Lasteffekten.
Nach einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens weisen die nichtmetallischen Einschlüsse der Stahlschmelze einen Massenanteil von AI2O3 auf, der unter 45 Gew% liegt. Das sich bildende Mehrphasensystem mit den Hauptkomponenten MnO-Siθ2-MnS-Al2θ3 besitzt eine Schmelztemperatur, welche tiefer liegt als die Schmelztemperatur eines Mehrphasensystems aus den Hauptkomponenten MnO und Siθ2. Außerdem ist der Zusammensetzungsbereiches, in welchem flüssige nichtmetallische Einschlüsse vorliegen, im Mehrphasensystem mit den Hauptkomponenten MnO-Siθ2-MnS-Al2θ3 breiter als in dem Mehrphasensystem aus den Hauptkomponenten MnO und Siθ2. Der AI2O3-Gehalt wird durch die Auswahl der Einsatzstoffe zur Herstellung der Stahlschmelze bzw. gegebenenfalls durch gezielte Beigabe von AI oder AI-Verbindungen eingestellt.

Claims

Patentansprüche
1) Verfahren zur Herstellung eines bandgegossenen niedriggekohlten, Mn/Si- teilberuh igten Stahlbandes, wobei eine Stahlschmelze aus einem Schmelzreservoir zwischen zumindest zwei, sich mit einem Stahlband bewegende und gekühlte Gießrollen aufgegeben wird und an den Gießrollen zumindest teilweise zu dem Stahlband erstarrt, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze einen Schwefelgehalt zwischen 20 und 300 ppm und ein Verhältnis Mn/Si ≥ 3,5 aufweist und im Normalbetrieb die Bandformkraft zwischen 2 und 50 kN/m beträgt.
2) Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze einen Schwefelgehalt zwischen 50 und 250 ppm aufweist, bevorzugt zwischen 70 und 200 ppm.
3) Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Bandformkraft zwischen 5 und 30 kN/m beträgt.
4) Verfahren nach einem der Ansprüche 1-3, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze nichtmetallische Einschlüsse mit einem Massenanteil an AI2O3 von unter 45 Gew% enthält.
PCT/EP2007/007228 2006-09-22 2007-08-16 Verfahren zur herstellung eines stahlbandes WO2008034502A1 (de)

Priority Applications (13)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN2007800353340A CN101516544B (zh) 2006-09-22 2007-08-16 制造钢带的方法
US12/442,189 US20100018665A1 (en) 2006-09-22 2007-08-16 Process for producing a steel strip
BRPI0717489A BRPI0717489B1 (pt) 2006-09-22 2007-08-16 método para produzir uma tira de aço
AT07801685T ATE514502T1 (de) 2006-09-22 2007-08-16 Verfahren zur herstellung eines stahlbandes
JP2009528610A JP5129253B2 (ja) 2006-09-22 2007-08-16 鋼ストリップの生産プロセス
EP07801685.4A EP2066466B2 (de) 2006-09-22 2007-08-16 Verfahren zur herstellung eines stahlbandes
ES07801685.4T ES2366139T5 (es) 2006-09-22 2007-08-16 Procedimiento para producir un fleje de acero
KR1020097008241A KR101442724B1 (ko) 2006-09-22 2007-08-16 강철 스트립 제조 방법
AU2007299343A AU2007299343B2 (en) 2006-09-22 2007-08-16 Method for producing a steel strip
DK07801685.4T DK2066466T3 (da) 2006-09-22 2007-08-16 Fremgangsmåde til fremstilling af et stålbånd
MX2009002629A MX2009002629A (es) 2006-09-22 2007-08-16 Metodo para producir una tira de acero.
PL07801685T PL2066466T3 (pl) 2006-09-22 2007-08-16 Sposób wytwarzania taśmy stalowej
SI200730701T SI2066466T1 (sl) 2006-09-22 2007-08-16 Postopek za izdelavo jeklenega traku

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
ATA1593/2006 2006-09-22
AT0159306A AT504225B1 (de) 2006-09-22 2006-09-22 Verfahren zur herstellung eines stahlbandes

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2008034502A1 true WO2008034502A1 (de) 2008-03-27

Family

ID=38541914

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2007/007228 WO2008034502A1 (de) 2006-09-22 2007-08-16 Verfahren zur herstellung eines stahlbandes

Country Status (16)

Country Link
US (1) US20100018665A1 (de)
EP (1) EP2066466B2 (de)
JP (1) JP5129253B2 (de)
KR (1) KR101442724B1 (de)
CN (1) CN101516544B (de)
AT (2) AT504225B1 (de)
AU (1) AU2007299343B2 (de)
BR (1) BRPI0717489B1 (de)
DK (1) DK2066466T3 (de)
ES (1) ES2366139T5 (de)
MX (1) MX2009002629A (de)
PL (1) PL2066466T3 (de)
RU (1) RU2418650C2 (de)
SI (1) SI2066466T1 (de)
UA (1) UA93097C2 (de)
WO (1) WO2008034502A1 (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2178660A1 (de) * 2007-08-13 2010-04-28 Nucor Corporation Dünnes gegossenes stahlband mit reduzierter mikrorissbildung

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113198995A (zh) * 2021-04-25 2021-08-03 芜湖新兴铸管有限责任公司 一种包晶钢连铸坯凹陷改善控制方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0740972A1 (de) * 1995-05-05 1996-11-06 Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. Verfahren und Vorrichtung zum Giessen von Stahlbändern
WO1998057767A1 (en) * 1997-06-19 1998-12-23 Acciai Speciali Terni S.P.A. Continuous casting process for producing low carbon steel strips and strips so obtainable with good as cast mechanical properties
EP1038612A1 (de) * 1999-03-26 2000-09-27 Sollac Verfahren zur Herstellung von Bändern aus Kohlenstoffstahl durch Stranggiessen mittels Doppelwalzen
US20020174746A1 (en) * 2001-04-02 2002-11-28 Clay Gross Ladle refining of steel
WO2003024644A1 (en) 2001-09-14 2003-03-27 Nucor Corporation Casting steel strip
WO2004035247A1 (de) * 2002-10-15 2004-04-29 Voest-Alpine Industrieanlagenbau Gmbh & Co Verfahren zur kontinuierlichen herstellung eines dünnen stahlbandes
WO2005035169A1 (en) * 2003-10-10 2005-04-21 Nucor Corporation Casting steel strip
US20050145304A1 (en) 2003-01-24 2005-07-07 Blejde Walter N. Casting steel strip
WO2007079545A1 (en) * 2006-01-16 2007-07-19 Nucor Corporation Thin cast steel strip with reduced microcracking

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3016632B2 (ja) † 1991-07-09 2000-03-06 日新製鋼株式会社 双ロール式連鋳機の運転制御法
JP3308102B2 (ja) * 1994-05-26 2002-07-29 キャストリップ・リミテッド・ライアビリティ・カンパニー 金属ストリップ連続鋳造方法
JPH09168844A (ja) * 1995-12-19 1997-06-30 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 双ドラム式連続鋳造方法
JP3117638B2 (ja) * 1996-03-28 2000-12-18 新日本製鐵株式会社 薄帯鋳片連続鋳造方法
JP4518645B2 (ja) * 2000-01-21 2010-08-04 日新製鋼株式会社 高強度高靱性マルテンサイト系ステンレス鋼板並びに冷延耳切れ抑止方法および鋼板製造法
AUPR047900A0 (en) † 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
DE10125669B4 (de) * 2001-05-25 2006-04-27 Hammelmann Maschinenfabrik Gmbh Pumpe, insbesondere Plungerpumpe
FR2834722B1 (fr) * 2002-01-14 2004-12-24 Usinor Procede de fabrication d'un produit siderurgique en acier au carbone riche en cuivre, et produit siderurgique ainsi obtenu
KR100489018B1 (ko) * 2002-08-30 2005-05-11 주식회사 포스코 쌍롤형 박판 주조기를 이용한 고망간강의 박판 제조 방법
US7464746B2 (en) † 2006-08-09 2008-12-16 Nucor Corporation Method of casting thin cast strip

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0740972A1 (de) * 1995-05-05 1996-11-06 Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. Verfahren und Vorrichtung zum Giessen von Stahlbändern
WO1998057767A1 (en) * 1997-06-19 1998-12-23 Acciai Speciali Terni S.P.A. Continuous casting process for producing low carbon steel strips and strips so obtainable with good as cast mechanical properties
EP1038612A1 (de) * 1999-03-26 2000-09-27 Sollac Verfahren zur Herstellung von Bändern aus Kohlenstoffstahl durch Stranggiessen mittels Doppelwalzen
US20020174746A1 (en) * 2001-04-02 2002-11-28 Clay Gross Ladle refining of steel
WO2003024644A1 (en) 2001-09-14 2003-03-27 Nucor Corporation Casting steel strip
WO2004035247A1 (de) * 2002-10-15 2004-04-29 Voest-Alpine Industrieanlagenbau Gmbh & Co Verfahren zur kontinuierlichen herstellung eines dünnen stahlbandes
US20050145304A1 (en) 2003-01-24 2005-07-07 Blejde Walter N. Casting steel strip
WO2005035169A1 (en) * 2003-10-10 2005-04-21 Nucor Corporation Casting steel strip
WO2007079545A1 (en) * 2006-01-16 2007-07-19 Nucor Corporation Thin cast steel strip with reduced microcracking

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
BIRAT J P: "Coulée continue de bandes d'acier", TECHNIQUES DE L'INGENIEUR, MATERIAUX METALLIQUES, vol. m, no. 7816, March 2000 (2000-03-01), pages 1 - 10, XP002188728 *
CAVAZOS ET AL: "Considerations for multivariable control of the twin-roller strip caster", ISA TRANSACTIONS, INSTRUMENT SOCIETY OF AMERICA. PITTSBURGH, US, vol. 45, no. 2, April 2006 (2006-04-01), pages 271 - 294, XP005836503, ISSN: 0019-0578 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2178660A1 (de) * 2007-08-13 2010-04-28 Nucor Corporation Dünnes gegossenes stahlband mit reduzierter mikrorissbildung
EP2178660A4 (de) * 2007-08-13 2015-03-18 Nucor Corp Dünnes gegossenes stahlband mit reduzierter mikrorissbildung

Also Published As

Publication number Publication date
DK2066466T3 (da) 2011-10-24
ES2366139T5 (es) 2014-10-06
BRPI0717489B1 (pt) 2016-02-10
CN101516544B (zh) 2011-06-08
BRPI0717489A2 (pt) 2013-10-15
AU2007299343B2 (en) 2011-09-08
AT504225A1 (de) 2008-04-15
JP5129253B2 (ja) 2013-01-30
AT504225B1 (de) 2008-10-15
EP2066466A1 (de) 2009-06-10
JP2010504214A (ja) 2010-02-12
MX2009002629A (es) 2009-03-24
AU2007299343A1 (en) 2008-03-27
PL2066466T3 (pl) 2011-11-30
KR101442724B1 (ko) 2014-09-23
SI2066466T1 (sl) 2011-10-28
KR20090064462A (ko) 2009-06-18
EP2066466B1 (de) 2011-06-29
EP2066466B2 (de) 2014-08-27
ES2366139T3 (es) 2011-10-17
ATE514502T1 (de) 2011-07-15
US20100018665A1 (en) 2010-01-28
RU2009115180A (ru) 2010-10-27
RU2418650C2 (ru) 2011-05-20
CN101516544A (zh) 2009-08-26
UA93097C2 (uk) 2011-01-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2006094718A1 (de) Verfahren und anlage zur herstellung eines leichtbaustahls mit einem hohe mangan-gehalt
DE10043748A1 (de) Zylinderförmiges Sputtertarget und Verfahren zu seiner Herstellung
EP2066466B2 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes
EP1183118B1 (de) Automatisierung einer hochgeschwindigkeits-stranggiessanlage
CH617608A5 (de)
DE2550012A1 (de) Verfahren zum aendern der strangbreite beim stranggiessen
DE2609769C2 (de) Feuerfestes Schutzrohr für einen Gießstrahl
EP0734295A1 (de) Stranggiessanlage und verfahren zur erzeugung von dünnbrammen
DE3245672C2 (de) Tauchausguß für den Strangguß
JPH036855B2 (de)
DE2853867C2 (de) Verfahren zum Vermeiden von Rissen im Kantenbereich von in einer Stranggießkokille gegossenen Metallsträngen sowie Zusatzstoff und Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens
DE1928844A1 (de) Stahl-Feinungsmittel
EP2483014A1 (de) Verfahren zum bandgiessen von stahl und anlage zum bandgiessen
DE2527553C3 (de) Gießpulver für den Strang- und Blockguß
DE2758018A1 (de) Verfahren zum stranggiessen von stahl
DE2605146A1 (de) Verfahren zum kontinuierlichen giessen von stahlstraengen
DE60100659T2 (de) Verfahren zur behandlung von elektroöfenschlacken
EP3427863A1 (de) Verfahren und anlage zur herstellung von gussblöcken aus metall
DE2241876A1 (de) Verfahren zur entfernung von al tief 2 o tief 3 aus stahlschmelzen
DE2944159A1 (de) Verfahren zur herstellung einer desoxidierten stahlbramme durch kontinuierliches giessen
KR102034448B1 (ko) 강재 및 이의 제조 방법
AT517228B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Endlosbandes aus einem metallischen Werkstoff
DE1812917C (de) Schlackenpulver als Zusatz beim Gießen von titanlegierten Stahlen in Kokillen
DE2626354A1 (de) Giesspulver fuer kokillenguss und kontinuierlichen guss
AT207507B (de) Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von Gußblöcken

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200780035334.0

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 07801685

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007801685

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1464/DELNP/2009

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007299343

Country of ref document: AU

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2009/002629

Country of ref document: MX

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2009528610

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2007299343

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20070816

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2009115180

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020097008241

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12442189

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: PI0717489

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20090319