WO2014114756A1 - 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

Info

Publication number
WO2014114756A1
WO2014114756A1 PCT/EP2014/051416 EP2014051416W WO2014114756A1 WO 2014114756 A1 WO2014114756 A1 WO 2014114756A1 EP 2014051416 W EP2014051416 W EP 2014051416W WO 2014114756 A1 WO2014114756 A1 WO 2014114756A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
casting
amorphous
steel
cooled
cast
Prior art date
Application number
PCT/EP2014/051416
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Dorothée DORNER
Christian Höckling
Harald Hofmann
Matthias Schirmer
Markus DAAMEN
Original Assignee
Thyssenkrupp Steel Europe Ag
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
Application filed by Thyssenkrupp Steel Europe Ag filed Critical Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Priority to JP2015554158A priority Critical patent/JP6457951B2/ja
Priority to BR112015017627-5A priority patent/BR112015017627B1/pt
Priority to CN201480018468.1A priority patent/CN105143491B/zh
Priority to EP14701377.5A priority patent/EP2948572A1/de
Priority to US14/763,249 priority patent/US10730105B2/en
Priority to KR1020157022868A priority patent/KR102203018B1/ko
Publication of WO2014114756A1 publication Critical patent/WO2014114756A1/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
    • B22D25/00—Special casting characterised by the nature of the product
    • B22D25/06—Special casting characterised by the nature of the product by its physical properties
    • 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
    • B22D11/0611—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by a single casting wheel, e.g. for casting amorphous metal strips or wires
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/04—Influencing the temperature of the metal, e.g. by heating or cooling the mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/11—Making amorphous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/003—Making ferrous alloys making amorphous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure

Definitions

  • the invention relates to methods for producing a
  • Flat steel product having an amorphous, partially amorphous or finely crystalline structure, the fine-crystalline structure having particle sizes in the range from 10 to 10000 nm, and a flat steel product having an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline structure of this type.
  • a molten steel in a casting device becomes a
  • Casting device whose casting area on at least one of its longitudinal sides by a during the
  • Casting in the casting direction moving and cooled wall is formed, poured into a cast strip.
  • the region of the casting device in which the cast strip is formed is referred to as the "casting region”.
  • Steel flat products of the type mentioned above can be produced by strip casting.
  • the molten steel is cast with a casting device in which the casting region or solidification region in which the cast strip is formed is delimited on at least one of its longitudinal sides by a wall that is continuously moving during the casting process.
  • the direction of rotation of the casting rolls is chosen such 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.
  • Above the lower first casting belt may be arranged a second casting belt, the
  • Process at least one casting belt the mold through which the cast strip is formed.
  • the respective casting belt is cooled intensively, so that with the
  • relevant casting tape in contact melt is solidified at the turning away from the feed system reversal point of the casting belt to form a band, which from the casting belt
  • the cast strip emerging from the respective casting device is drawn off, cooled and the
  • 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 tape casting can be completed in a continuous, uninterrupted sequence.
  • Steel strips with an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline structure are suitable, alloys based on iron and one or more elements from the group "B, C, Si, P, Ga” may be, 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. From alloys composed in this way, tapes cast by strip casting are to be produced, which are fine-grained, nanocrystalline or nearly
  • nanocrystalline structure in which more than 90% of the grains are 5 .mu.m to 1 m in size, the melting point of the steel making up the cast strip being in the range of 800-1500.degree. C., the critical one
  • Cooling rate of the steel is less than 10 5 K / s and the cast strip contains ⁇ -Fe and / or ⁇ -Fe phases.
  • P contains and should have optimized magnetic properties.
  • Thin bands will be a suitably compound
  • Chromium content of more than 15 wt .-% is known in which a molten steel is poured in a horizontal strip caster, which comprises a melting furnace, a ladle and a conveyor belt for receiving and cooling of flowing out of the ladle liquid steel strip.
  • the thickness of the steel strips produced in this way is 8 - 25 mm. What cooling rates can be achieved in such a system and if they would be suitable, for example one of the above explained steel flat products remains open.
  • the object of the invention was to provide practical methods for the production of flat steel products which have an amorphous
  • 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.
  • fine crystalline microstructure provides that the molten steel next to iron and production-related unavoidable
  • Composite steel alloys are particularly suitable for amorphous or teilamorphe solidification.
  • the said alloy pairs are 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 have an effect, but in which they at most subordinate contribute to the formation of the invention sought after structure.
  • two elements from the group "Si, B, C, P" must be present in the levels specified in accordance with the invention in a product for the production of flat steel product according to the invention, which is not
  • 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.
  • a flat steel product produced according to the invention has a finely crystalline microstructure with particle sizes in the range from 10 to 10,000 nm, it being possible in practice to regularly produce flat steel products whose grain sizes are limited to a maximum of 1000 nm.
  • the C content can be set to at least 1.0% by weight, especially 1.5% by weight.
  • Si content% Si is 2.0% by weight ⁇ % Si ⁇ 6.0% by weight, in particular 3, 0 wt .-% ⁇ % Si ⁇ 5.5 wt .-%, if for the B content% B is 1.0 wt .-% ⁇ % B ⁇ 3.0 wt .-%, in particular
  • each one or more of the elements Si, B, C and P are added in the specified narrow confined levels, while the other elements of the group "Si, B, C, P" are added within the maximum allowable according to the invention. Similarly, it may be appropriate to each of each in
  • the invention in addition to Fe and unavoidable impurities, it may be limited to Si, B, C and P for certain properties of the resulting steel
  • Salary ranges are (in% by weight):
  • AI up to 10.0%, especially up to 5.0 o
  • N up to 0.5%, in particular up to 0.2 o
  • V up to 2.0%.
  • N can be considered as a possible substituent for C.
  • 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% AI and at least 0.005% N included.
  • the steel alloy according to the invention can be used in the steel industry and comparatively
  • alloyed flat steel product with an amorphous, partially amorphous or fine crystalline structure are in the range of 100 - 1100 K / s.
  • a variant of the method according to the invention for producing a steel strip with an amorphous, partially amorphous or finely crystalline structure is based on the fact that a
  • composite molten steel is poured 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 moving during the casting operation and cooled wall.
  • moving in the casting operation wall may be formed in particular by two counter-rotating casting rolls or a moving during the casting operation in the casting direction band.
  • the molten steel is cooled by contact with the moving wall with at least 200 K / s.
  • composition of the steel according to the invention for all the inventive methods presented here as well as for a flat steel product according to the invention.
  • Crystallization temperature T x by the resulting nucleation and crystallization a fine crystalline structure are produced.
  • the procedure has the advantage that the fine granularity can be set very precisely, with a very homogeneous particle size distribution with very little due to the large number of crystallization nuclei forming
  • an additional cooling device can be provided which directly adjoins the casting area of the casting device used for casting the cast strip
  • the molten steel can safely with the cooling rate according to the invention predetermined to below the glass transition temperature T G. be cooled to an amorphous or partially amorphous
  • the additional cooling device ensures that in cases where it is in the casting of the
  • Cooling of the band is continued after the casting area so quickly that the microstructure state to be generated according to the invention is reliably achieved.
  • Another advantage of the additional, subsequent to the casting device cooling is that with such a cooling a special
  • the cooling can be carried out so that the glass transition temperature T G accelerates, but is not cooled in a sufficient for the expression of a fully amorphous structure speed.
  • the cast strip may indeed be cooled accelerated according to the specifications of the invention, but this cooling before reaching the
  • Another way to produce a flat steel product according to the invention with a fine-crystalline structure is to first produce a ribbon with an amorphous or partially amorphous microstructure, which is then melted by an annealing process and crystallization caused thereby
  • Crystallization takes place at a plurality of crystal nuclei and therefore the forming crystal grains are distributed very uniformly in the material.
  • the crystallization temperature T x which is important for the expression of the finely crystalline microstructure, is in the
  • the inventively required if necessary additional cooling device can be designed so that a cooling medium is added directly to the cast strip becomes.
  • This cooling medium may be water, liquid nitrogen or another equivalent
  • cooling gases such as gaseous
  • Nitrogen, hydrogen, a gas mixture or water mist, are applied.
  • Suitable cooling devices for this purpose are known from the prior art (KR2008 / 0057755A).
  • Cooling speed depends, among other things, on the particular composition of the molten steel. 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 undergo structural superplasticity. Consequently, based on flat steel products according to the invention, the most complex component geometries can be achieved by grain boundary sliding operations at elevated temperatures (thermal activation).
  • Composition typically annealing times of 2 s - 2 h sufficient.
  • the strip thicknesses with which the cast and cooled strip according to the invention leaves the casting gap are typically in the range from 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.
  • Microstructure can be optimized by, for example, in poured state still existing cavities are closed.
  • the hot rolling may take place at a temperature in the range between the glass transition temperature T G and the crystallization temperature T x
  • hot rolling start temperature are hot rolled to the hot strip.
  • the method according to the invention is suitable, for example, for a two-roller casting device whose revolving axes rotate relative to one another about axes parallel to one another and which form a continuously moving cooled longitudinal wall of the casting area in the casting direction in which the strip 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.
  • FIG. 1 shows schematically a device for producing cast strip in FIG. 1
  • 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
  • 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 in the direction of gravity R in the casting area 5 inside
  • melt S solidifies when it touches the peripheral surface of the rollers 3,4, due to the there taking place intense heat dissipation to one shell.
  • the adhering to the rollers 3.4 shells are by the rotation of the rollers 3,4 in the
  • Cooling power 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 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 decreases steadily until they are below the glass transition temperature T G of each potted
  • Crystallization temperature Tx of each potted molten steel S lying annealing temperature T G i üh over a glow time t G iu h is heated.
  • 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.
  • Composition Z1, Z2, Z3 is 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 region 5, which in each case occurs during the cooling of the cast strip B in FIG the additional cooling device 7 scored cooling rate ARZ and the target temperature T z of the additional cooling specified. Furthermore, in Table 2 of
  • 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 10000 nm and a correspondingly procured
  • 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 besides Fe and
  • At least two further elements which belong to the group "Si, B, C, P" due to production-related unavoidable impurities.
  • the contents of these elements (in% by weight) Si: 1.2 to 7.0%, B: 0.4 to 4.0%, C: 0.5 to 4.0% , P: 1.5-8.0%.
  • Casting device (2) whose casting region (5) is formed on at least one of its longitudinal sides by a wall which moves and cools in the casting direction (G) during the casting operation, to form a cast strip (B)
  • molten steel (S) is cooled by contact with the moving cooled wall at a cooling rate of at least 200 K / s.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)

Abstract

Die Erfindung stellt Verfahren zum Erzeugen eines 0,8 - 4,5 mm dicken 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. Dabei 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 %. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist bei entsprechender Zusammensetzung und einem entsprechend beschaffenen Gefüge eine Härte HV0,5 von 760 - 900 auf.

Description

Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge und derart beschaffenes Stahlf achprodukt
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 Ärbeitsschritte 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, AI, 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 Ä - 1 m 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 .
Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der US 6,416,879 Bl ein Fe-basiertes amorphes
Dünnband mit einer Dicke von 10 - 100 μιη bekannt, das in Atom-% 78 - 90 % Fe, 2 - 4,5 % Si, 5 - 16 B %, 0,02 - 4 % C und 0,2 - 12 % P enthält und optimierte magnetische Eigenschaften besitzen soll. Zur Herstellung des
Dünnbands wird eine entsprechend zusammengesetzte
Schmelze unter Laborbedingungen auf eine schnell
rotierende Kühlwalze gegossen, erstarrt dort und wird dann von der Walze abgezogen. Auf diese Weise werden Gießgeschwindigkeiten erreicht, die im Bereich von ca. 25 m/s liegen. Weiter wird erwähnt, dass die Herstellung eines solchen Dünnbands auch in einer Zwei-Walzen- Gießmaschine gelingen soll. Jedoch fehlen hierzu weitere Erläuterungen. Auch geht aus diesem Stand der Technik nicht hervor, wie die bekannte Vorgehensweise in der großtechnischen Praxis, in der größere Blechdicken und andere Eigenschaften des erhaltenen Bands gewünscht werden, umgesetzt werden könnte.
Ein dem voranstehend beschriebenen Stand der Technik ähnlicher Stand der Technik ist aus der US 4,219,355 bekannt. Dort besteht ebenfalls die Zielrichtung, ein dünnes, folienartiges Band mit einer Dicke von 30 - 100 μιη herzustellen, das optimierte magnetische Eigenschaften besitzt. Zu diesem Zweck wird auch in diesem Fall eine geeignet zusammengesetzte Schmelze auf eine rotierende Walze gegossen, auf der es mit einer Geschwindigkeit von 105 - 106 °C/s abgekühlt wird, um ein amorphes Gefüge zu erzeugen. Dabei bleibt ebenso offen, wie dies in der Praxis großtechnisch umgesetzt werden soll, wenn
Flachprodukte größerer Dicke und mit einem anderen
Anforderungsprofil erzeugt werden sollen.
Aus der DE 10 2009 048 165 AI ist schließlich ein
Verfahren zum Bandgießen eines Stahls mit einem
Chromgehalt von mehr als 15 Gew.-% bekannt, bei dem eine Stahlschmelze in einer horizontalen Bandgießanlage vergossen wird, die einen Schmelzofen, eine Gießpfanne und ein Transportband zur Aufnahme und zum Abkühlen eines aus der Gießpfanne herausfließenden flüssigen Stahlbands umfasst. Die Dicke der so hergestellten Stahlbänder beträgt 8 - 25 mm. Welche Abkühlgeschwindigkeiten bei einer solchen Anlage erzielt werden können und ob sie geeignet wären, beispielsweise eines der voranstehend erläuterten Stahlflachprodukte herzustellen, bleibt dabei offen .
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 diese Aufgabe lösendes Verfahren ist in Anspruch 1 angegeben.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt besteht die
erfindungsgemäße Lösung der voranstehend angegebenen Aufgabe darin, dass ein solches Stahlflachprodukt die in Anspruch 15 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 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 Erfindung 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 o,
o /
B: 0,4 - 4,0 o.
o
C: 0,5 - 4,0 o,
o
P: 1,5 - 8,0 0,
Ό
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
Ämorphisierung 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 Ge .-% < %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, AI, 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 Q,
Cr: bis zu 10, 0 %, insbesondere bis zu 5,0 o
AI: bis zu 10,0 %, insbesondere bis zu 5,0 o
o /
N: bis zu 0,5 % , , insbesondere bis zu 0,2 o
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 AI 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, AI und N nutzen zu können, kann die Stahlschmelze jeweils optional (in Gew.-%) mindestens 0,1 % Cu, mindestens 0,5 % Cr, mindestens 1,0 % AI 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.
Typische Abkühlraten, mit denen es gelingt, ein
erfindungsgemäß legiertes Stahlflachprodukt mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge zu erzeugen, liegen im Bereich von 100 - 1100 K/s.
Überraschend hat sich hier gezeigt, dass es mit solchen auch im großtechnischen Umfang realisierbaren
Abkühlgeschwindigkeiten möglich ist, Bänder mit größeren Dicken, als sie beim voranstehend erläuterten Stand der Technik vorgesehen sind, mit dem gewünschten Gefüge betriebssicher zu erzeugen.
Entsprechend den voranstehenden Erläuterungen beruht eine Variante des erfindungsgemäßen Verfahrens zum Erzeugen eines Stahlbands mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge darauf, dass eine in
erfindungsgemäßer Weise 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 die Stahlschmelze über den Kontakt mit der sich bewegenden Wand mit mindestens 200 K/s abgekühlt.
Dabei gelten die hier gegebenen Erläuterungen zur
Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls für alle 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 wird. 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 TGiüh geglüht wird, bis der gewünschte Gefügezustand erreicht ist. Bei innerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden
Stahlzusammensetzungen betragen die hierzu geeigneten Glühtemperaturen Giü 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 Äbkühlvorgang
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
armwalzanfangstemperatur 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 XI, 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 Umfangsflache 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 Bandformungs kraft 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 TGiüh über eine Glühzeit tGiuh 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 Zl,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 ZI erzeugten gegossenen Bands B sind unterschiedliche
Wärmebehandlungen in der Erwärmungseinrichtung 8
durchgeführt worden. Die dabei jeweils eingestellte
Glühtemperatur TGiüh und die Glühzeit tGiüh 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
XlrX2 Rotationsachsen der Rollen 3,4
Figure imgf000026_0001
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 1
Figure imgf000026_0002
Tabelle 2
Figure imgf000026_0003
Tabelle 3

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
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, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Dicke des gegossenen Bands (B) 0,8 - 4,5 mm beträgt und d a s s 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, AI, , Nb, Mn, Ti, V" enthält mit der Maßgabe (in Ge .-%) :
Cu: bis zu 5,0 o.
Cr: bis zu 10, 0 o
AI: bis zu 10, 0 g.
0
N: bis zu 0, 5 o.
o ,
Nb: bis zu 2,0 g,
° /
Mn: bis zu 3,0 g.
Ti : bis zu 2,0 g,
o
V: bis zu 2,0 0,
0 . Verfahren nach Anspruch 1, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die
Stahlschmelze mit einer Abkühlrate von 100 - 1100 K/s abgekühlt wird.
Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Stahlschmelze mit einer Abkühlrate von
mindestens 200 K/s bis unterhalb der
Glasübergangstemperatur TG abgekühlt wird.
Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die 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 dem gegossenen Band (B) vergossen wird, und d a s s die Stahlschmelze (S) durch Kontakt mit der sich bewegenden gekühlten Wand mit einer Abkühlrate von mindestens 200 K/s abgekühlt wird .
Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche 4, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das gegossene Band (B) nach Austritt aus dem
Gießbereich (5) fortgesetzt mit einer Abkühlrate von mindestens 200 K/s abgekühlt wird. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 oder 5, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s das aus dem Gießbereich (5) austretende gegossene Band (B) kontinuierlich abgekühlt wird, bis die Glasübergangstemperatur TG des jeweiligen Stahls unterschritten ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s das gegossene Band (B) bei einer 500 - 1000 °C betragenden Warmwalzanfangstemperatur zu einem Warmband warmgewalzt wird.
Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s das 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
Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s das aus dem Gießbereich (5) der Gießeinrichtung (2) austretende und optional zusätzlich abgekühlte gegossene Band (B) ein amorphes oder teilamorphes Gefüge aufweist und d a s s das so beschaffene gegossene Band (B) bei einer mindestens der Kristallisationstemperatur Tx des jeweiligen Stahls entsprechenden Glühtemperatur TGiuh geglüht wird.
10. Verfahren nach Anspruch 8, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die
Glühtemperatur TGiüh im Bereich von 500 - 1000 °C liegt .
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 9,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Stahlschmelze (S) neben den mindestens zwei Elementen aus der Gruppe von Si, B, C und P
mindestens ein Element aus der Gruppe von Cu, Cr, AI, N, Nb, Mn, Ti und V enthält.
12. Verfahren nach Anspruch 10, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die
Stahlschmelze (S) neben Eisen und
herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
Si: 1,2 - 7, 0 %,
B: 0,4 - 4, 0 %,
C: 0,5 - - 4,0 o.
O ,
P: 1,5 - - 8,0 g_
0
sowie optional eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe von Cu, Cr, AI, N, Nb, Mn, Ti und V enthält mit der Maßgabe
Cu: bis zu 5,0 %,
Cr: bis zu 10,0 %, AI: 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 % .
13. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für mindestens eines der Elemente aus der 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 % .
Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Stahlschmelze jeweils optional (in Gew.-%) mindestens 0,1 % Cu, mindestens 0,5 % Cr, mindestens 1,0 % AI und mindestens 0,005 % N enthält.
Stahlflachprodukt mit einer Dicke von 0,8 - 4,5 mm und bestehend aus einem Stahl, 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, AI , , b, Mn, Ti , V" mit der Maßgabe enthält (in Gew.-%):
Cu: bis zu 5,0 %,
Cr: bis zu 10,0 %
AI: 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, wobei die Härte HVO , 5 des Stahlflachprodukts 760 - 900 beträgt.
PCT/EP2014/051416 2013-01-25 2014-01-24 Verfahren zum erzeugen eines stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen gefüge und derart beschaffenes stahlflachprodukt WO2014114756A1 (de)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015554158A JP6457951B2 (ja) 2013-01-25 2014-01-24 アモルファス微細構造、部分的アモルファス微細構造又は微結晶微細構造を備えた平鋼製品を製造するための方法及びこのような特性を備えた平鋼製品
BR112015017627-5A BR112015017627B1 (pt) 2013-01-25 2014-01-24 Método de produção de um produto de aço plano com uma microestrutura amorfa, parcialmente amorfa ou cristalina fina e produto de aço plano com tais características
CN201480018468.1A CN105143491B (zh) 2013-01-25 2014-01-24 制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品的方法及具有此特性的扁钢产品
EP14701377.5A EP2948572A1 (de) 2013-01-25 2014-01-24 Verfahren zum erzeugen eines stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen gefüge und derart beschaffenes stahlflachprodukt
US14/763,249 US10730105B2 (en) 2013-01-25 2014-01-24 Method for producing a flat steel product with an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline microstructure and flat steel product with such characteristics
KR1020157022868A KR102203018B1 (ko) 2013-01-25 2014-01-24 무정형, 부분 무정형, 또는 미세 결정형 조직을 보유하는 평강 제품의 제조 방법, 및 상응하는 유형의 평강 제품

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP13152793.9A EP2759614B1 (de) 2013-01-25 2013-01-25 Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge und derart beschaffenes Stahlflachprodukt
EP13152793.9 2013-01-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014114756A1 true WO2014114756A1 (de) 2014-07-31

Family

ID=47681703

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2014/051416 WO2014114756A1 (de) 2013-01-25 2014-01-24 Verfahren zum erzeugen eines stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen gefüge und derart beschaffenes stahlflachprodukt

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10730105B2 (de)
EP (2) EP2759614B1 (de)
JP (1) JP6457951B2 (de)
KR (1) KR102203018B1 (de)
CN (1) CN105143491B (de)
BR (1) BR112015017627B1 (de)
WO (1) WO2014114756A1 (de)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104593701A (zh) * 2015-01-15 2015-05-06 江苏本安环保科技有限公司 一种铁基非晶合金阻隔防爆材料
DE102021116380A1 (de) 2021-06-24 2022-12-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen oder teilamorphen Gefüge und Produkt hergestellt aus einem solchen Stahlflachprodukt

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3039168B1 (de) * 2013-08-28 2018-10-24 Antelope Oil Tool & Mfg. Co., LLC Chromfreie wärmesprayzusammensetzung sowie verfahren und vorrichtung
DE102015217627B4 (de) 2015-09-15 2017-07-20 Thyssenkrupp Ag Bandbearbeitungsvorrichtung sowie Verfahren zur Bearbeitung eines Bands
DE102015116517A1 (de) 2015-09-29 2017-03-30 Thyssenkrupp Ag Vorrichtung und Verfahren zur kontinuierlichen Herstellung eines bandförmigen, metallischen Werkstücks
CN105838993B (zh) * 2016-04-05 2018-03-30 宝山钢铁股份有限公司 具有增强弹性模量特征的轻质钢、钢板及其制造方法
MX2019010126A (es) 2017-02-27 2019-10-15 Nucor Corp Ciclo termico para el refinamiento del grano de austenita.
CN112585287B (zh) * 2018-08-28 2022-03-01 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板、冷轧钢板及它们的制造方法
CN109457168B (zh) * 2018-12-24 2021-07-06 宁波正直科技有限公司 家用燃气灶燃气管合金及其制备方法和燃气管
CN109719264B (zh) * 2019-02-26 2020-10-02 安徽智磁新材料科技有限公司 一种防锈非晶合金及其制备方法
CN109967703B (zh) * 2019-04-08 2020-09-18 东北大学 一种厚度为80～1500μm的宽幅非晶薄带连续大冷速高效制备的方法
CN109822067B (zh) * 2019-04-08 2020-12-18 东北大学 一种镍基非晶薄带材连续制备的方法
CN109957732B (zh) * 2019-04-08 2020-11-27 东北大学 一种锆基非晶薄带材连续制备的方法
CN109825781B (zh) * 2019-04-08 2021-02-05 东北大学 一种铁基非晶薄带材连续制备的方法
CN110195187B (zh) * 2019-05-17 2020-06-05 北京科技大学 一种高弹性模量汽车用钢铁材料及其制备方法
DE102019004114A1 (de) * 2019-06-08 2020-06-18 Daimler Ag Stahllegierung, Bauteil, insbesondere für ein Kraftfahrzeug, sowie Verfahren zum Herstellen eines solchen Bauteils
DE102019122515A1 (de) * 2019-08-21 2021-02-25 Ilsenburger Grobblech Gmbh Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen Stahl sowie ein Stahlband oder Stahlblech hieraus

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4219355A (en) 1979-05-25 1980-08-26 Allied Chemical Corporation Iron-metalloid amorphous alloys for electromagnetic devices
US5958153A (en) * 1995-04-11 1999-09-28 Nippon Steel Corporation Fe-system amorphous metal alloy strip having enhanced AC magnetic properties and method for making the same
US6416879B1 (en) 2000-11-27 2002-07-09 Nippon Steel Corporation Fe-based amorphous alloy thin strip and core produced using the same
WO2008049069A2 (en) 2006-10-18 2008-04-24 The Nanosteel Company, Inc. Improved processing method for the production of amorphous/nanoscale/near nanoscale steel sheet
KR20080057755A (ko) 2006-12-20 2008-06-25 주식회사 포스코 스트립 캐스팅에 의한 비정질 스트립 제조시 냉각방법 및그 장치
DE102009048165A1 (de) 2009-10-02 2011-04-07 Sms Siemag Ag Verfahren zum Bandgießen von Stahl und Anlage zum Bandgießen

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE789989A (de) 1971-10-15 1973-02-01 Arbed
JPS57193005A (en) * 1981-05-23 1982-11-27 Tdk Corp Amorphous magnetic alloy thin belt for choke coil and magnetic core for the same
JPS5964143A (ja) 1982-10-04 1984-04-12 Nippon Steel Corp 鉄心用非晶質合金薄帯の製造方法
JPS6376842A (ja) 1986-09-18 1988-04-07 Kawasaki Steel Corp トランス鉄心用非晶質合金薄帯の製造方法
JPH04266460A (ja) 1991-02-19 1992-09-22 Nippon Steel Corp 双ロール式薄板連続鋳造における２次冷却方法
JPH0559483A (ja) 1991-08-30 1993-03-09 Kawasaki Steel Corp 商用周波数帯トランス用非晶質合金薄帯の製造方法
JPH05291019A (ja) 1992-04-13 1993-11-05 Nippon Steel Corp Ｆｅ基非晶質合金の製造方法
JPH06274050A (ja) 1993-03-23 1994-09-30 Tokyo Electric Co Ltd 転写装置
JPH06297109A (ja) 1993-04-15 1994-10-25 Nippon Steel Corp 表面性状の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法
JPH08283919A (ja) 1995-04-11 1996-10-29 Nippon Steel Corp Ｆｅ基非晶質合金薄帯およびその製造方法
JP3634286B2 (ja) 2000-11-27 2005-03-30 新日本製鐵株式会社 Ｆｅ基非晶質合金薄帯とそれを用いて製造した鉄心
JP3929327B2 (ja) * 2002-03-01 2007-06-13 独立行政法人科学技術振興機構 軟磁性金属ガラス合金
JP4402960B2 (ja) * 2002-04-05 2010-01-20 新日本製鐵株式会社 軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯、それを用いて製造した鉄心およびそれらに用いる急冷凝固薄帯製造用母合金
WO2004028724A1 (en) 2002-09-27 2004-04-08 Postech Foundation Method and apparatus for producing amorphous alloy sheet, and amorphous alloy sheet produced using the same
CA2564408C (en) * 2004-04-28 2013-01-15 The Nanosteel Company Nano-crystalline steel sheet
JP4849545B2 (ja) 2006-02-02 2012-01-11 Ｎｅｃトーキン株式会社 非晶質軟磁性合金、非晶質軟磁性合金部材、非晶質軟磁性合金薄帯、非晶質軟磁性合金粉末、及びそれを用いた磁芯ならびにインダクタンス部品
JP5057551B2 (ja) 2006-06-21 2012-10-24 株式会社神戸製鋼所 Ｚｒ基金属ガラス板材
JP4319206B2 (ja) 2006-07-20 2009-08-26 独立行政法人科学技術振興機構 軟磁性Ｆｅ基金属ガラス合金
DE502006003835D1 (de) 2006-10-30 2009-07-09 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem mit Bor mikrolegierten Mehrphasenstahl
WO2008068899A1 (ja) * 2006-12-04 2008-06-12 Tohoku Techno Arch Co., Ltd. アモルファス合金組成物
EP2163659B1 (de) 2008-09-11 2016-06-08 Outokumpu Nirosta GmbH Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl
DE102011000089A1 (de) 2011-01-11 2012-07-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts
CN102605293A (zh) 2012-04-18 2012-07-25 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 低温韧性优异的非调质低裂纹敏感性钢板及其生产方法
CN102796969B (zh) * 2012-08-31 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种含硼微合金耐大气腐蚀钢及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4219355A (en) 1979-05-25 1980-08-26 Allied Chemical Corporation Iron-metalloid amorphous alloys for electromagnetic devices
US5958153A (en) * 1995-04-11 1999-09-28 Nippon Steel Corporation Fe-system amorphous metal alloy strip having enhanced AC magnetic properties and method for making the same
US6416879B1 (en) 2000-11-27 2002-07-09 Nippon Steel Corporation Fe-based amorphous alloy thin strip and core produced using the same
WO2008049069A2 (en) 2006-10-18 2008-04-24 The Nanosteel Company, Inc. Improved processing method for the production of amorphous/nanoscale/near nanoscale steel sheet
KR20080057755A (ko) 2006-12-20 2008-06-25 주식회사 포스코 스트립 캐스팅에 의한 비정질 스트립 제조시 냉각방법 및그 장치
DE102009048165A1 (de) 2009-10-02 2011-04-07 Sms Siemag Ag Verfahren zum Bandgießen von Stahl und Anlage zum Bandgießen

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
SPITZER K-H ET AL: "DIRECT STRIP CASTING (DSC) - AN OPTION FOR THE PRODUCTION OF NEW STEEL GRADES", STEEL RESEARCH, DUESSELDORF, DE, vol. 74, no. 11/12, 1 January 2003 (2003-01-01), pages 724 - 731, XP009028744, ISSN: 0177-4832 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104593701A (zh) * 2015-01-15 2015-05-06 江苏本安环保科技有限公司 一种铁基非晶合金阻隔防爆材料
DE102021116380A1 (de) 2021-06-24 2022-12-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen oder teilamorphen Gefüge und Produkt hergestellt aus einem solchen Stahlflachprodukt
DE102021116380B4 (de) 2021-06-24 2023-04-06 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen oder teilamorphen Gefüge und Produkt hergestellt aus einem solchen Stahlflachprodukt

Also Published As

Publication number Publication date
CN105143491A (zh) 2015-12-09
KR102203018B1 (ko) 2021-01-14
JP6457951B2 (ja) 2019-01-23
JP2016507383A (ja) 2016-03-10
US20150360285A1 (en) 2015-12-17
EP2759614B1 (de) 2019-01-02
KR20150110729A (ko) 2015-10-02
US10730105B2 (en) 2020-08-04
CN105143491B (zh) 2016-12-14
EP2759614A1 (de) 2014-07-30
EP2948572A1 (de) 2015-12-02
BR112015017627A2 (pt) 2017-07-11
BR112015017627B1 (pt) 2020-09-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2759614B1 (de) Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge und derart beschaffenes Stahlflachprodukt
DE3049906C2 (de)
EP2663411B1 (de) Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlflachprodukts
DE60014145T2 (de) Verfahren zum herstellen von kohlenstoffstahlbändern, insbesondere für verpackungsmaterial, und so hergestellte bändern
DE60219484T2 (de) Verfahren zum bearbeiten stranggegossenen metallischen brammen oder bändern
EP3019292B1 (de) Verfahren zur erzeugung eines flachproduktes aus einer eisenbasierten formgedächtnislegierung
DE10046181C2 (de) Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder -blechs
DE112013001401T5 (de) Band aus amorpher legierung
DE102009036378A1 (de) Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen eines mikrolegierten Stahls, insbesondere eines Röhrenstahls
EP1341937B1 (de) Verfahren zum erzeugen eines warmbandes aus einem einen hohen mangan-gehalt aufweisenden stahl
DE112013001191T5 (de) Band aus amorpher Legierung und Herstellungsverfahren davon
DE102009018683A1 (de) Verfahren und Vorrichtung zum Stranggießen einer Bramme
DE112015005690T5 (de) Warmgewalztes martensitisches Leichtbau-Stahlblech und Verfahren zum Herstellen desselben
EP2483014B1 (de) Verfahren zum bandgiessen von stahl und anlage zum bandgiessen
EP1802405B1 (de) Verfahren zum herstellen von blechen aus einer magnesiumschmelze
DE60316568T2 (de) Bandtemperaturregelvorrichtung in einer kontinuierlichen bandgiessanlage
EP2756897A1 (de) Verfahren zum Herstellen eines als metallischer Verbundwerkstoff ausgeführten Flachprodukts
EP1966399B1 (de) Verfahren zum herstellen eines kaltbands mit ferritischem gefüge
DE102021116380B4 (de) Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen oder teilamorphen Gefüge und Produkt hergestellt aus einem solchen Stahlflachprodukt
EP1228255A1 (de) Verfahren zum herstellen eines warmbandes
DE69912710T2 (de) Herstellungsverfahren eines dünnen Bandes aus rostfreiem Stahl
DE102012108648B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem Gießband aus einer Magnesiumlegierung mit gutem Umformverhalten
DE2557095A1 (de) Einrichtungen fuer kontinuierliches giessen von aluminium und dessen legierung
DE2146227A1 (de) Verfahren zur Erzeugung von dreischichtigen Walzprodukten
DE102012109651B4 (de) Gießwalze zum Gießen von metallischem Band und mit einer solchen Gießwalze ausgestattete Zweiwalzengießvorrichtung

Legal Events

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

Ref document number: 201480018468.1

Country of ref document: CN

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

Ref document number: 14701377

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015554158

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2014701377

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14763249

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112015017627

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20157022868

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112015017627

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20150723