DE112020004399T5 - Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen und Herstellungsverfahren dafür - Google Patents

Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen und Herstellungsverfahren dafür Download PDF

Info

Publication number
DE112020004399T5
DE112020004399T5 DE112020004399.1T DE112020004399T DE112020004399T5 DE 112020004399 T5 DE112020004399 T5 DE 112020004399T5 DE 112020004399 T DE112020004399 T DE 112020004399T DE 112020004399 T5 DE112020004399 T5 DE 112020004399T5
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
steel
strip
der
strength
die
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Pending
Application number
DE112020004399.1T
Other languages
English (en)
Inventor
Jianchun Wu
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
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
Priority claimed from CN201910888756.7A external-priority patent/CN112522629B/zh
Priority claimed from CN201910889397.7A external-priority patent/CN112522596B/zh
Application filed by Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Publication of DE112020004399T5 publication Critical patent/DE112020004399T5/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C5/00—Manufacture of carbon-steel, e.g. plain mild steel, medium carbon steel or cast steel or stainless steel
    • C21C5/28—Manufacture of steel in the converter
    • C21C5/36—Processes yielding slags of special composition
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C5/00—Manufacture of carbon-steel, e.g. plain mild steel, medium carbon steel or cast steel or stainless steel
    • C21C5/52—Manufacture of steel in electric furnaces
    • C21C5/54—Processes yielding slags of special composition
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C5/00—Manufacture of carbon-steel, e.g. plain mild steel, medium carbon steel or cast steel or stainless steel
    • C21C5/56—Manufacture of steel by other methods
    • C21C5/562—Manufacture of steel by other methods starting from scrap
    • 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
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • 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
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/613—Gases; Liquefied or solidified normally gaseous material
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

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

Abstract

Bei der Erfindung werden ein Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen und ein Herstellungsverfahren dafür offenbart. Der Stahl weist die folgende chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent auf: C 0,01% bis 0,05%, Si 0,2% bis 0,6%, Mn: 0,8% bis 1,5%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,005%, N ≤ 0,008%, Als < 0,001%, Ca ≤ 0,0050%, Nb 0,01% bis 0,08%, und optional ein oder zwei Elemente von Cu 0,1% bis 0,6% und Sn 0,005% bis 0,04%, wobei Mn/S > 250 und der Gesamtsauerstoffgehalt [O]T0,007% bis 0,020% beträgt, und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist. Dabei werden selektiv Nb und andere Mikrolegierungselemente zugegeben. Beim Schmelzen werden die Basizität der Schlacke, die Art und den Schmelzpunkt der Einschlüsse in Stahl, den Gehalt an freiem Sauerstoff in Stahlschmelze und den Gehalt an säurelöslichem Aluminium Als gesteuert. Dann wird durch Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder ein Gießband gegossen, welches Gießband direkt in eine untere geschlossene Kammer mit einer nicht oxidierenden Atmosphäre eintritt und dann unter geschlossenen Bedingungen in ein Inline-Walzwerk zum Warmwalzen gelangt. Nach dem Walzen wird der Bandstahl durch Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt, und die schließlich hergestellte Stahlspule kann sowohl direkt als warmgewalztes Blech als auch nach Säurebeizung und Abflachung verwendet werden.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft die Herstellungstechnologie für Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen, insbesondere einen Nb-mikrolegierten Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen und ein Herstellungsverfahren dafür.
  • Stand der Technik
  • In herkömmlichen Stahlherstellungsprozessen sind Zinn (Sn) und Kupfer (Cu) typische Restelemente bzw. schädliche Elemente im Stahl. Es ist sehr schwierig und teuer, Sn und Cu in den Stahlherstellungsprozessen ausreichend zu entfernen. Wenn der Stahl Sn und Cu enthält, können sie im Wesentlichen nicht vollständig eliminiert werden. Die Gehalte an Sn und Cu können nur durch Verdünnen der Stahlschmelze verringert werden, was zu einer Erhöhung der Schmelzkosten der Stahlprodukte führt.
  • In den letzten Jahren gibt es aufgrund der kontinuierlichen Wiederverwendung von Stahlschrott immer mehr Ressourcen aus dem Stahlschrott, und der Strompreis ist ebenfalls weiter gesunken. In China entwickelt sich die auf Stahlschrott basierende Stahlerzeugung im Elektroofen in kurzem Prozess zunehmend, was zu einer allmählichen Erhöhung der Gehalte an Restelementen wie Sn und Cu im Stahl führt. Sn und Cu in Stahl sind für Seigerung anfällige Elemente, die sich leicht an Korngrenzen ansammeln und Defekte wie Risse verursachen können. Daher werden in herkömmlichen Verfahren die Gehalte an Sn- und Cu-Elementen streng kontrolliert. In gewöhnlichem Baustahl werden klare Anforderungen an die Gehalte an Sn und Cu gestellt: Sn (Gew.-%) ≤ 0,005%; und Cu (Gew.-%) ≤ 0,2%.
  • Wenn also die Restelemente wie Sn und Cu in Stahl (insbesondere Stahlschrott) rational verwertet werden können, d.h., ein „Verwandeln von Schaden in Nutzen“ erfolgen kann, wird sich dies positiv auf die gesamte metallurgische Industrie auswirken. Auf diese Weise kann eine effektive Nutzung von vorhandenem Stahlschrott oder minderwertigen Bodenschätzen (Erz mit hohem Zinngehalt, Erz mit hohem Kupfergehalt) realisiert werden und das Wiederverwendung von Stahl gefördert werden, wodurch die Produktionskosten reduziert werden können und die nachhaltige Entwicklung der Stahlindustrie realisiert werden kann.
  • Die meisten herkömmlichen dünnen Stahlbänder werden durch ein mehrfaches kontinuierliches Walzen von Gussrohlingen mit einer Dicke von 70 mm bis 200 mm hergestellt. Der Ablauf eines herkömmlichen Warmwalzverfahrens ist wie folgt: Stranggießen + Wiedererhitzen und Warmhalten eines Gussrohlings + Vorwalzen + Fertigwalzen + Abkühlen + Aufwickeln; d.h., zunächst wird ein Gussrohling mit einer Dicke von etwa 200 mm durch Stranggießen erhalten, wobei, nachdem der Gussrohling wiedererhitzt und warm gehalten wurde, er einem Vorwalzen und Fertigwalzen unterzogen wird, um ein Stahlband mit einer Dicke von in der Regel mehr als 2 mm zu erhalten, wobei schließlich das Stahlband laminar abgekühlt und aufgewickelt wird, um den gesamten Produktionsprozess des Warmwalzens abzuschließen. Es ist relativ schwierig, ein Stahlband mit einer Dicke von weniger als 1,5 mm (einschließlich) herzustellen, was normalerweise durch anschließendes Kaltwalzen und Glühen des warmgewalzten Stahlbands erfolgt. Und der Ablauf dieses Verfahrens dauert lang, der Energieverbrauch ist hoch, die Anzahl von Aggregaten sowie Ausrüstungen ist groß, und die Infrastrukturkosten sind hoch, was zu höheren Produktionskosten führt.
  • Der Ablauf des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge: Stranggießen + Warmhalten und Durcherhitzen eines Gussrohlings + kontinuierliches Warmwalzen + Abkühlen + Aufwickeln. Dieses Verfahren unterscheidet sich hauptsächlich von einem herkömmlichen Verfahren dadurch: Die Dicke des Gussrohlings des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge wird stark auf 50 mm bis 90 mm reduziert. Aufgrund des dünnen Gussrohlings muss der Gussrohling nur 1 bis 2 Mal vorgewalzt werden (bei einer Gussrohlingsdicke von 70 mm bis 90 mm) oder muss nicht vorgewalzt werden (bei einer Gussrohlingsdicke von 50 mm), während ein Stranggussrohling des herkömmlichen Verfahrens jedoch wiederholt in mehreren Durchgängen gewalzt werden muss, bevor er vor dem Fertigwalzen auf die gewünschte Spezifikation verdünnt werden kann; der Gussrohling des Stranggieß- und Walzverfahrens für dünne Blechrohlinge wird nicht abgekühlt und gelangt direkt in einen Tiefofen zum Durcherhitzen und zur Wärmeerhaltung oder einer geringen Temperaturergänzung. Daher verkürzt das Stranggieß- und Walzverfahren für dünne Blechrohlinge den Prozessablauf erheblich, reduziert den Energieverbrauch, verringert die Investitionen und senkt somit die Produktionskosten. Aufgrund der schnellen Abkühlgeschwindigkeit beim Stranggießen und kontinuierlichen Walzen von dünnen Blechrohlingen werden die Festigkeit des Stahls und das Streckgrenzenverhältnis erhöht, wodurch die Walzlast erhöht wird, so dass die Spezifikation der Dicke von warmgewalzten Produkten, die wirtschaftlich hergestellt werden können, nicht zu gering sein kann, wobei die Dicke normalerweise ≥ 1,5 mm beträgt (siehe chinesische Patente CN200610123458.1, CN200610035800.2 und CN200710031548.2 und keines dieser Patente bezieht sich auf die Elemente Sn und Cu).
  • Ein vollständiges Endlos-Stranggieß- und -walzverfahren für dünne Blechrohlinge (Abkürzung: ESP) ist ein verbessertes Verfahren, das in den letzten Jahren auf der Grundlage des oben erwähnten halbendlosen -Stranggieß- und - walzverfahren für Dünnblechrohlinge entwickelt wurde. Das ESP realisiert endloses Walzen beim Stranggießen von Blechrohlingen, verzichtet auf das Brennschneiden von Blechrohlingen und die Heizöfen, die der Wärmeerhaltung und des Durcherhitzens sowie Übergangs von Blechrohlingen dienen, wodurch die Länge der gesamten Produktionslinie stark auf etwa 190 Meter verkürzt wird. Die von der Stranggießmaschine gegossenen Blechrohlinge haben eine Dicke von 90 bis 110 mm und eine Breite von 1100 bis 1600 mm. Die stranggegossenen Blechrohlinge durchlaufen einen Abschnitt eines Induktionsheizrollgangs, der der Wärmeerhaltung und Durcherhitzung der Blechrohlinge dient, wonach die Blechrohlinge nacheinander einem Vorwalzen, einem Fertigwalzen, einer Schichtkühlung und einem Aufwickeln unterzogen werden, um warmgewalzte Bleche zu erhalten. Da dieses Verfahren Endloswalzen realisiert, können warmgewalzte Bleche mit der dünnsten Dicke von 0,8 mm erhalten werden, was den Spezifikationsbereich von warmgewalzten Blechen erweitert. Darüber hinaus kann die Leistung einer einzelnen Produktionslinie 2,2 Millionen t/Jahr erreichen. Gegenwärtig wird das Verfahren schnell entwickelt und gefördert. Derzeit sind weltweit viele ESP-Produktionslinien in Betrieb.
  • Das Stranggieß- und -walzverfahren für Dünnbänder weist einen kürzeren Prozessablauf als das Stranggieß- und -walzverfahren für Dünnbleche auf. Die Stranggusstechnologie für Dünnbänder ist eine Spitzentechnologie auf dem Gebiet der Metallurgie und Materialforschung. Ihr Aufkommen hat die Eisen- und Stahlindustrie revolutioniert. Sie hat den Produktionsprozess von Stahlbändern in der traditionellen metallurgischen Industrie verändert, integriert das Stranggießen, das Walzen und sogar die Wärmebehandlung, so dass ein hergestellter Knüppel für Dünnbänder durch einmaliges Inline-Warmwalzen auf einmal zu einem dünnen Bandstahl geformt wird, wodurch der Produktionsprozess erheblich vereinfacht wird, der Produktionszyklus verkürzt wird, wobei die Länge der Prozesslinie nur etwa 50 m beträgt. Dementsprechend wird die Ausrüstungsinvestition ebenfalls reduziert und die Produktkosten werden erheblich reduziert. Damit handelt es sich dabei um ein kohlenstoffarmes und umweltfreundliches Verfahren zur Herstellung von warmgewalztem Dünnband. Das Doppelwalzen-Stranggießverfahren für Dünnbänder stellt eine Hauptform des Stranggießverfahrens für Dünnbänder dar und ist auch das einzige Stranggießverfahren für Dünnbänder, das weltweit industrialisiert wird.
  • Der typische Prozessablauf des Doppelwalzen-Stranggießverfahrens für Dünnbänder ist in 1 dargestellt, wobei die geschmolzene Stahlschmelze in einer Pfanne 1 durch einen langen Pfannenausguss 2, einen Tundish 3, einen Tauchausguss 4 und einen Verteiler 5 direkt in ein Schmelzbad 7 gegossen wird, das von zwei relativ zueinander rotierenden und schnell abkühlbaren Kristallisationswalzen 8a, 8b und seitlichen Dichtvorrichtungen 6a, 6b umschlossen ist, wobei die Stahlschmelze an Umfangsflächen, an denen die Kristallisationswalzen 8a und 8b rotieren, zu einer Erstarrungsschale erstarrt und allmählich anwächst, wonach am kleinsten Spalt (Walzenspalt) zwischen den beiden Kristallisationswalzen 8a, 8b ein Stahlband 11 mit einer Dicke von 1 mm bis 5 mm gebildet wird, wobei das Stahlband von einer Führungsplatte 9 zu einer Klemmwalze 12 geführt und zum Walzwerk 13 geschickt wird, um zu einem dünnen Band mit einer Dicke von 0,7 mm bis 2,5 mm gewalzt zu werden, wobei der dünne Bandstahl anschließend durch eine Kühlvorrichtung 14 abgekühlt wird, dann durch eine fliegende Schervorrichtung 16 geschnitten wird und schließlich zum Aufwickeln in eine Haspel 19 eingegeben wird.
  • Der Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen stellt eine wichtige Stahlsorte von modernem hochfestem Stahl (AHSS) dar und weist hohe Festigkeit und Dehnung sowie ausgezeichnete Formbarkeit und Bördelbarkeit auf, womit hohe Anforderungen an die Formbarkeit bei Autoteilen mit komplizierten Formen, beispielsweise bei einem Aufhängungsarm der Hinterachse des Fahrwerks eines Kraftfahrzeugs, erfüllt werden können, wobei die Anwendung auch bei anderen Teilen, die zum Ausbilden von Flanschen gebördelt werden sollen, denkbar ist. Die Bördelbarkeit wird mit der Lochaufweitungsrate angegeben und als ein Indikator der Formbarkeit von Stahl spiegelt das Lochaufweitungsvermögen die Beständigkeit eines Werkstoffs gegen lokale Rissbildung in einer senkrecht zu dem Lochrand verlaufenden Richtung infolge einer zu großen lokalen Dehnung bzw. Verformung des Lochrands während einer Lochaufweitung wider.
  • Mit den steigenden Anforderungen im Automobildesign an den Fahrwerkaufbau sind Teile immer komplizierter ausgeformt, wodurch die Anforderungen an die Bördelbarkeit und das Lochaufweitungsvermögen von Stahlblechen weiter erhöht werden. Durch Gestalten der Form der Bördelung und der lokalen Lochaufweitung bei Autoteilen können die Festigkeit und die Steifigkeit der Teile erhöht werden, womit die Aufgabe zum Leichtbau und zum Verringern der Dicke von Automobilstahlblechen erfüllt werden kann. Baustahlbleche aus herkömmlichem mischkristallverfestigtem Kohlenstoff-Mangan-Stahl und niedriglegiertem ausscheidungsverfestigtem Stahl können die Formungsanforderungen von Fahrwerk- und Aufhängungsarmteilen bei Kraftfahrzeugen nur schwer erfüllen. Beispielsweise bei herkömmlichen 440 MPa-Stahlblechen weisen mischkristallverfestigter Kohlenstoff-Mangan-Stahl und niedriglegierter ausscheidungsverfestigter Stahl eine Lochaufweitungsrate von nur 50% bis 70% auf. Vor diesem Hintergrund wurde Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen entwickelt. In den 1990igen Jahren wurden in den USA, Japan und anderen Ländern warmgewalzte Stahlbleche mit hohem Lochaufweitungsvermögen und einem Festigkeitsniveau von 440 bis 780 MPa entwickelt, die eine Lochaufweitungsrate von 70% bis 131% aufweisen und Anwendung vor allem bei Automobilfahrwerken, Rädern und anderen Teilen mit hohen Anforderungen an die Formbarkeit, insbesondere die Bördelbarkeit, finden. Das Lochaufweitungsvermögen eines Stahlblechs steht im Zusammenhang mit der Zusammensetzung, der Festigkeit und der Strukturgleichmäßigkeit des Stahlblechs. Aufgrund der höheren Gehalte an Cr, Nb, Ti, V, Mo und anderen teuren Legierungselementen werden hohe Kosten verursacht, obwohl somit bei einer geringen Abkühlgeschwindigkeit eine zweiphasige Struktur aus Ferrit/Bainit erhalten werden kann.
  • Vorher standen zum Erfüllen der Verwendungsbedingung von Stahlblechen bei Limousinenfahrwerken zwei Möglichkeiten zur Verfügung. Bei einer Möglichkeit wurden Stahlbleche mit niedrigerer Festigkeit (≤ 300 MPa) verwendet, um ein höheres Lochaufweitungsvermögen zu erzielen; Bei der anderen Möglichkeit wurde die Menge der Bördelungen bei der Bauteilkonstruktion verringert, um die Anforderungen an das Lochaufweitungsvermögen zu senken. Mit der ständigen Erhöhung der Festigkeit der Automobilstähle nimmt die Lochaufweitungsrate herkömmlicher Automobilstähle auch dementsprechend ab, sodass die Erfüllung der Anforderungen der Limousinenfahrwerke an die Lochaufweitungsrate von Stahlblechen schwer zu erwarten ist. Mit den immer höheren Anforderungen des Automobildesigns an den Fahrwerkaufbau weisen die Bauteile immer kompliziertere Formen auf und dabei werden auch immer höhere Anforderungen an die Festigkeit gestellt, während die Anforderungen an die Lochaufweitungsrate von Stahlblechen auch erhöht werden. Vor diesem Hintergrund ist der Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen bereits zu einer wichtigen Automobilstahlsorte geworden.
  • Die zurzeit am häufigsten verwendeten Stähle mit hohem Lochaufweitungsvermögen weisen vor allem ein Festigkeitsniveau von 440 MPa bzw. 590 MPa auf und dabei besteht die mikroskopische Struktur vor allem aus Ferrit und Bainit, wobei in einigen Fällen eine geringe Menge von Martensitstruktur enthalten ist. Das Lochaufweitungsvermögen eines Stahlblechs steht im Zusammenhang mit mehreren Faktoren, die vor allem u.a. Gehaltsniveau von Einschlüssen, Eigenschaftsunterschiede zwischen den einzelnen Phasen in der Struktur, Strukturgleichmäßigkeit, Streckgrenzenverhältnis und Art der Struktur umfassen. Hinsichtlich der Art der Struktur weist die ferritische und die bainitische Struktur ein vergleichsweise hohes Lochaufweitungsvermögen auf, aber ihre Festigkeit ist vergleichsweise gering und kann kaum das Niveau von 780 MPa und mehr erreichen, weshalb die Festigkeitsniveaus bestehender Stähle mit hohem Lochaufweitungsvermögen vor allem bei 440 MPa und 590 MPa liegen. Der Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen ist bereits zu einer wichtigen Sorte von Automobilstahlblechen geworden.
  • Aufgrund der natürlichen Vorteile des Dünnbandstranggießens hinsichtlich der technischen Prozesse wird gegenüber herkömmlichem Warmwalzprozess während der Abkühlung nach dem Walzen beim Dünnbandstranggießen leicht bainitische Mikrostruktur erzeugt, womit ohne Schwierigkeiten erzielt wird, dass die somit hergestellten Produkte ausgezeichnetes Lochaufweitungsvermögen aufweisen. Daher weist das Herstellen von Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen durch Dünnbandstranggießen auch natürliche Vorteile auf.
  • Das Herstellen von Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen durch Dünnbandstranggießen zielt vor allem auf den Markt dünner, warmgewalzter Automobilstähle mit einer Dicke von weniger als oder gleich 1,8 mm ab. Aufgrund der geringen Dicke zeichnet sich die Dünnbandstranggusstechnik durch starke Vorteile hinsichtlich der Herstellung und der Kosten aus. Stahlbänder mit hohem Lochaufweitungsvermögen, die direkt in warmgewalztem/säuregebeiztem Zustand geliefert werden, weisen als Spezifikationsmerkmal der Produkte eine Dicke von u.a. 1,2 mm, 1,25 mm, 1,4 mm, 1,5 mm, 1,6 mm, 1,7 mm und 1,8 mm auf. Aufgrund der geringen Dicke der Produkte und der begrenzten Fähigkeit herkömmlicher kontinuierlicher Warmwalzlinien bei vielen Herstellern können herkömmliche dünne Stähle mit hohem Lochaufweitungsvermögen in der Regel nicht in allen Spezifikationen geliefert werden; oder erfolgt die Produktion zunächst durch kontinuierliches Warmwalzen und dann erfolgt ein Kaltwalzen. Ein derartiger Produktionsprozess erhöht die Produktionskosten dünner Stähle mit hohem Lochaufweitungsvermögen.
  • Bei der Verwendung warmgewalzten Bandstahls als dünnes warmgewalztes Produkt werden keine höchsten Anforderungen an die Oberflächenqualität des Bandstahls gestellt. Als allgemeine Anforderung gilt, je dünner der Zunder auf der Oberfläche des Bandstahls, desto besser; dies erfordert die Kontrolle der Zunderbildung in den nachfolgenden Stufen zum Gießen des Bandes und eine geschlossene Kammer wird von der Kristallisationswalze bis zum Eingang des Walzwerks verwendet, um die Oxidation des Gießbandes zu verhindern. In der geschlossenen Kammer wird beispielsweise Wasserstoff zugegeben (siehe US-Patent US 6920912 ) oder das Sauerstoffgehalt auf weniger als 5% geregelt (siehe US-Patent US 20060182989 ); beide Maßnahmen können die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Gießbandes steuern. Die Steuerung der Dicke des Zunders im Förderprozess vom Walzwerk zum Aufwickeln ist jedoch selten Gegenstand von Patenten. Insbesondere beim Prozess des Abkühlens des Bandes durch laminares Kühlen oder Sprühkühlen kommt der Hochtemperaturbandstahl in Kontakt mit dem Kühlwasser, wobei die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Gießbandes schnell anwächst. Gleichzeitig bringt der Kontakt von Hochtemperaturbandstahl mit Kühlwasser viele Probleme mit sich: Erstens bilden sich auf der Oberfläche des Bandstahls Wasserflecken (Rostflecken), die die Oberflächenqualität beeinträchtigen; Zweitens verursacht das für das laminare Kühlen oder Sprühkühlen verwendete Kühlwasser leicht eine ungleichmäßige lokale Abkühlung der Oberfläche des Bandstahls und somit eine ungleichmäßige Mikrostruktur innerhalb des Bandstahls, was zu einer ungleichmäßigen Bandleistung des Bandstahls führt und die Produktqualität beeinträchtigt; Drittens verursacht die ungleichmäßige Abkühlung der Oberfläche des Bandstahls eine Verschlechterung der Blechform und beeinträchtigt die Qualität der Blechform.
  • Aufgrund der technischen Eigenschaft der schnellen Erstarrung beim Dünnbandstranggießen bestehen bei den damit hergestellten Stahlsorten in der Regel Probleme wie ungleichmäßige Struktur, relativ geringe Dehnung, relativ hohes Streckgrenzenverhältnis und unzureichende Formbarkeit; Gleichzeitig weisen Austenitkörner des Gießbands offensichtliche Ungleichmäßigkeit auf, was zu ungleichmäßiger Struktur des nach der austenitischen Phasenumwandlung erhaltenen Endprodukts und somit auch zur Instabilität der Produktleistung führt. Daher ist es mittelmäßig schwierig und herauszufordernd, mittels einer Dünnbandstranggusslinie einige für die Automobilbranche und die petrochemische Branche benötigte Produkte mit hohem Lochaufweitungsvermögen herzustellen. Die Produktion von Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen durch Dünnbandstrangguss ist nicht möglich, wenn die Technik mit der herkömmlichen Zusammensetzung ohne Anpassung verwendet wird, und vielmehr sind dabei Durchbrüche hinsichtlich der Zusammensetzung und der Technik erforderlich.
  • Die chinesische Patentschrift CN 103602890 offenbart ein Stahlblech mit hohem Lochaufweitungsvermögen und einem Festigkeitsniveau von 540 MPa und ein Herstellungsverfahren dafür. Bei diesem Patent erfolgt die Produktion durch die herkömmliche Stranggusstechnik und die herkömmliche Warmwalztechnik und dabei erfolgt die Abkühlung durch einstufige herkömmliche Laminarkühlung.
  • Die chinesische Patentschrift CN 103602890 offenbart ein Stahlblech mit hohem Lochaufweitungsvermögen und einem Festigkeitsniveau von 440 MPa und ein Herstellungsverfahren dafür. Bei diesem Patent erfolgt die Produktion durch die herkömmliche Stranggusstechnik und die herkömmliche Warmwalztechnik und dabei erfolgt die Abkühlung durch einstufige herkömmliche Laminarkühlung.
  • Die chinesischen Patentschriften CN 105154769 und CN 106119702 offenbaren jeweils einen hochfesten Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen und einem Festigkeitsniveau von 780 MPa bzw. 980 MPa und ein Herstellungsverfahren dafür und betreffen somit das Gebiet hochfesten Stahls. Dabei wird die Verfestigung der Stahlsorte durch Beigeben jeweils von Ti und Mo bzw. Ti, Nb, Cr, V und anderen Mikrolegierungselementen mit höheren Gehalten erreicht, was zu hohen Legierungskosten führt; Des Weiteren erfolgt dabei die Produktion durch die herkömmliche Stranggusstechnik und die herkömmliche Warmwalztechnik.
  • Bei der internationalen Patentschrift WO 200928515 wird durch Verwendung von C, Si und Mn unter Beigabe von den Legierungselementen Nb und Ti mit geringen Gehalten das Herstellen von Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen und einer Zugfestigkeit von mehr als 490 MPa ermöglicht. Dabei muss beim Warmwalzen eine zweistufige Laminarkühlung verwendet werden. Im Labor lässt sich eine zweistufige Kühlungssteuerung genau simulieren und gute Erprobungsergebnisse können erhalten werden, aber in der Warmwalzproduktion verändert sich die Temperatur eines Bandstahls beim Warmwalzen stark und die Stahlblechtemperatur eines Luftkühlungsabschnitts lässt sich nicht messen. Beim Steuern der Laminarkühlung mittels eines zweistufigen Kühlungsmodells unterliegt die Ist-Temperatur von Stahlblechen starken Schwankungen, was leicht zu großen Schwankungen der Eigenschaften des Kopfs, des mittleren Abschnitts und des Schwanzes einer Stahlspule führt.
  • Offenbarung der Erfindung
  • Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Nb-mikrolegierten Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen und ein Herstellungsverfahren dafür bereitzustellen, womit Vorteile hinsichtlich kurzen Prozesses des Dünnbandstranggießens völlig ausgenutzt werden, was zur weiteren Senkung der Produktionsprozesskosten und zur Erhöhung der Produktleistung beiträgt. In einigen Ausführungsmöglichkeiten werden bei der vorliegenden Erfindung durch völlige Ausnutzung von Stahlschrott als Rohstoff die Kosten der Stahlschmelze gesenkt, wobei durch die Vorteile des Dünnbandstranggießen hinsichtlich kurzen Prozesses eine weitere Senkung der Produktionsprozesskosten und eine Erhöhung der Produktleistung ermöglicht werden.
  • Um die obige Aufgabe zu lösen, wird in der vorliegenden Erfindung die folgende technische Lösung verwendet:
    • Erfindungsgemäß werden dem Stahl (einschließlich von Stahlschrott, der Cu und/oder Sn enthält) selektiv Nb und andere Mikrolegierungselemente zugegeben; Beim Schmelzen werden die Basizität der Schlacke, die Art und der Schmelzpunkt der Einschlüsse in Stahl, der Gehalt an freiem Sauerstoff in Stahlschmelze und der Gehalt an säurelöslichem Aluminium Als gesteuert; Dann wird ein Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder durchgeführt, um ein Gießband mit einer Dicke von 1,5 mm bis 3 mm zu gießen, wobei, nachdem das Gießband die Kristallisationswalzen verlassen hat, es direkt in eine untere geschlossene Kammer mit einer nicht oxidierenden Atmosphäre eintritt und dann unter geschlossenen Bedingungen in ein Inline-Walzwerk zum Warmwalzen gelangt; Nach dem Walzen wird der Bandstahl durch eine Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt. Die Gaszerstäubung-Kühlung kann die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Bandstahls effektiv verringern, die Gleichmäßigkeit der Temperatur des Bandstahls verbessern und die Qualität der Oberfläche des Bandstahls erhöhen; Schließlich kann die hergestellte Stahlspule sowohl direkt als warmgewalztes Blech als auch nach Säurebeizung und Abflachung verwendet werden.
  • Konkret weist der erfindungsgemäße Nb-mikrolegierte Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen die folgende chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent auf: C: 0,01% bis 0,05%, Si: 0,2% bis 0,6%, Mn: 0,8% bis 1,5%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,005%, N ≤ 0,008%, Als: < 0,001%, Ca ≤ 0,0050% und Nb: 0,01% bis 0,08%, und optional ein oder zwei Elemente von Cu 0,1% bis 0,6% und Sn 0,005% bis 0,04%, wobei Mn/S > 250 und der Gesamtsauerstoffgehalt [O]T 0,007% bis 0,020% beträgt, und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist.
  • In einigen Ausführungsmöglichkeiten weist der Nb-mikrolegierte Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen die folgende chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent auf: C: 0,01% bis 0,05%, Si: 0,2% bis 0,6%, Mn: 0,8% bis 1,5%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,005%, N ≤ 0,008%, Als: < 0,001%, Ca ≤ 0,0050% und Nb: 0,01% bis 0,08%, wobei Mn/S > 250 und der Gesamtsauerstoffgehalt [O]T 0,007% bis 0,020% beträgt, wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist, und die folgende Bedingung erfüllt ist: ein oder zwei Elemente von Cu 0,1% bis 0.6% und Sn 0,005% bis 0,04% enthalten ist oder sind. Vorzugsweise handelt es sich bei solchen Nb-mikrolegierte Stähle mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen um auf Stahlschrott basierte hochfeste Stähle mit hohem Lochaufweitungsvermögen.
  • In einigen Ausführungsmöglichkeiten weist der Nb-mikrolegierte Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen die folgende chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent auf: C: 0,01% bis 0,05%, Si: 0,2% bis 0,6%, Mn: 0,8% bis 1,5%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,005%, N ≤ 0,008%, Als: < 0,001%, Ca ≤ 0,0050% und Nb: 0,01% bis 0,08%, wobei Mn/S > 250 und der Gesamtsauerstoffgehalt [O]T 0,007% bis 0,020% beträgt, und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist.
  • Erfindungsgemäß handelt es sich bei der Mikrostruktur des Stahls mit hohem Lochaufweitungsvermögen um Ferrit (F) und Bainit (B), wobei das Verhältnis der Bainitphase (B) ≥ 15% beträgt.
  • Der erfindungsgemäße Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen weist eine Streckgrenze von ≥ 440 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 590 MPa, eine Dehnung von ≥ 19% und eine Lochaufweitungsrate von ≥ 100% auf.
  • In einer Ausgestaltung der chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen:
    • C: C ist das wirtschaftlichste und grundlegendste Verstärkungselement in Stahl, das die Festigkeit von Stahl durch Mischkristallverfestigung und Ausscheidungshärtung verbessert. C ist ein wesentliches Element für die Ausscheidung von Zementit während der Austenitumwandlung, weswegen die Höhe des C-Gehalts weitgehend die Festigkeit des Stahls bestimmt, d. h. dass ein höherer C-Gehalt einer höheren Festigkeit entspricht. Da jedoch die interstitielle feste Lösung und die Ausschneidung von C die Plastizität und Zähigkeit von Stahl stark beeinträchtigen und ein zu hoher C-Gehalt für die Schweißleistung ungünstig ist, kann der C-Gehalt nicht zu hoch sein, wobei die Festigkeit von Stahl durch angemessene Zugabe von Legierungselementen kompensiert wird. Gleichzeitig bilden sich beim herkömmlichen Blechrohlings-Stranggießen durch das Gießen in der peritektischen Reaktionszone Oberflächenrisse auf dem Gussrohling leicht, und in schweren Fällen kann es zu Durchbruchsunfällen kommen. Dasselbe gilt für das Dünnbandstranggießen, wobei beim Gießen in der peritektischen Reaktionszone Oberflächenrisse leicht am Rohling des Gießbandes gebildet werden, wobei in schweren Fällen das Gießband brechen kann. Daher muss das Dünnbandstranggießen einer Fe-C-Legierung auch die peritektische Reaktionszone vermeiden. Daher beträgt der in der vorliegenden Erfindung gewählte Bereich des C-Gehalts 0,01% bis 0,05%.
    • Si: Si dient zur Mischkristallverfestigung im Stahl und bei der vorliegenden Erfindung wird durch Beigeben von Si ferner die Aufgabe zur Desoxidation erfüllt, womit die Stahlreinheit erhöht werden kann; Gleichzeitig kann Si den Bereich, in dem Ferrit gebildet wird, vergrößern und somit das Auftreten der Perlitphase vermeiden. Ein zu hoher Si-Gehalt führt jedoch leicht zu dem Defekt „roten Zunder“ an der Oberfläche des gewalzten Stahlblechs. Aus diesem Grund liegt der Si-Gehalt bei der vorliegenden Erfindung im Bereich von 0,2% bis 0,6%.
    • Mn: Mn ist eines der billigsten Legierungselemente. Es kann die Härtbarkeit von Stahl verbessern und hat eine beträchtliche Feststofflöslichkeit in Stahl. Es verbessert die Festigkeit von Stahl durch Mischkristallverfestigung, während es die Plastizität und Zähigkeit von Stahl in Wesentlichen nicht beeinträchtigt. Es ist das wichtigste Verstärkungselement zur Verbesserung der Festigkeit von Stahl und kann auch eine Rolle bei der Desoxidation von Stahl spielen. Ein zu hoher Mn-Gehalt wird jedoch zu einer Verschlechterung der Schweißbarkeit und der Zähigkeit der von der Schweißwärme betroffenen Zone führen. Aus diesem Grund liegt der Mn-Gehalt bei der vorliegenden Erfindung im Bereich von 0,8% bis 1,5%.
    • P: Ein hoher P-Gehalt scheidet sich leicht an der Korngrenze aus, was die Kaltsprödigkeit des Stahls erhöht, die Schweißleistung verschlechtert, die Plastizität verringert und die Kaltbiegeleistung verschlechtert. Beim Stranggießverfahren für Dünnbänder sind die Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeiten des Gießbandes extrem schnell, was die Seigerung von P effektiv unterdrücken kann, wodurch die Nachteile von P effektiv vermieden und die Vorteile von P voll zur Geltung gebracht werden können. Daher ist bei der vorliegenden Erfindung ein P-Gehalt höher als der des herkömmlichen Herstellungsverfahrens verwendet, wobei der zulässige Bereich des Gehalts des P-Elements in geeigneter Weise erweitert wird, wobei die Entphosphorung im Stahlherstellungsprozess gespart wird. Im realen Betrieb muss die Entphosphorung nicht absichtlich durchgeführt werden, und es muss auch kein zusätzlicher Phosphor zugegeben werden. Der P-Gehalt liegt im Bereich von ≤ 0,02%.
    • S: Unter normalen Umständen ist S ein schädliches Element im Stahl, das eine Heißsprödigkeit von Stahl verursacht, die Duktilität und Zähigkeit des Stahls verringert und beim Walzen Risse verursacht. S bildet leicht MnS im Stahl und die Menge und die Morphologie der Sulfiden im Stahl beeinflussen unmittelbar die Lochaufweitungsrate des Stahlbleches, sodass der S-Gehalt unter 0,005% liegen muss. Die Menge und die Morphologie der Einschlusselemente beeinflussen wesentlich die Lochaufweitungsrate des Stahlbleches und insbesondere Einschlüsse in Form von streifenförmigen Sulfiden führen leicht zur Rissbildung bei der Verformung. Daher wird bei der vorliegenden Erfindung S auch als Verunreinigungselement kontrolliert und sein Gehaltsbereich beträgt ≤ 0,005%. Und Mn/S ≥ 250.
    • Als: Um die Einschlüsse im Stahl zu kontrollieren, erfordert die vorliegende Erfindung, dass Al nicht zur Desoxidation verwendet werden kann. Bei der Verwendung des feuerfesten Materials soll die zusätzliche Einführung von Al so weit wie möglich vermieden werden, und der Gehalt an säurelöslichem Aluminium Als soll streng auf < 0,001% geregelt werden.
    • N: Analog zu dem Element C kann das Element N durch interstitielle feste Lösung die Festigkeit von Stahl erhöhen. Jedoch beeinträchtigt die interstitielle feste Lösung von N erheblich die Plastizität und die Zähigkeit von Stahl. Das Vorhandensein von N in freiem Zustand erhöht das Streckgrenzenverhältnis von Stahl, weshalb der N-Gehalt auch nicht zu hoch sein sollte. Aus diesem Grund liegt der N-Gehalt bei der vorliegenden Erfindung im Bereich von ≤ 0,008%. In einigen Ausführungsmöglichkeiten beträgt der N-Gehalt 0,004% bis 0,008%.
    • Nb: Aufgrund der einzigartigen Eigenschaft der schnellen Erstarrung und Abkühlung bei der Dünnbandstranggusstechnik kann das zugegebene Legierungselement Nb vor allem in fester Lösung im Stahlband vorhanden sein, sodass auch bei auf die Raumtemperatur abgekühltem Stahlband nahezu keine Ausscheidung von Nb erkennbar ist. Das Element Nb, das in festem Zustand im Stahl gelöst ist, kann zur Mischkristallverfestigung dienen. Gemäß der vorliegenden Erfindung ist vorgesehen, dass der Nb-Gehalt im Bereich von 0,01% bis 0,08% liegt.
    • Ca: Es kann die Morphologie der Sulfide im Stahl ändern, streifenförmige MnS-Einschlüsse in kugelförmige CaS-Einschlüsse umwandeln, die Plastizität und die Zähigkeit von Stahlblechen erhöhen und zum Erhöhen der Lochaufweitungsrate von Stahlblechen beitragen. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Ca-Gehalt auf < 0,0050% geregelt. In einigen Ausführungsmöglichkeiten beträgt der Ca-Gehalt 0,001% bis 0,005%.
    • Cu: Es dient vor allem zur Mischkristall- und Ausscheidungsverfestigung im Stahl. Da Cu für Seigerung anfällig ist, wird der Cu-Gehalt bei herkömmlichem technischem Prozess in der Regel streng kontrolliert. Mit dem schnellen Erstarrungseffekt des Stranggießens für Dünnbänder wird bei der vorliegenden Erfindung die Obergrenze von Cu auf 0,60% erhöht. 2 zeigt den Einfluss von Kupfer auf den Grenzflächenwärmestrom bei der Beigabe des Elements Kupfer mit verschiedenen Anteilen im Stahl. Wie sich aus dem Erprobungsergebnis ergibt, nehmen sowohl der Spitzenwärmestrom als auch der durchschnittliche Wärmestrom der Grenzflächenwärmeübertragung von Stahl mit der Zunahme des Kupfer-Gehalts ab. Wenn der Cu-Gehalt 0,80% erreicht, sind der Spitzenwärmestrom und der durchschnittliche Wärmestrom noch vergleichsweise hoch, während bei einem Cu-Gehalt von mehr als 2,5% sowohl der Spitzenwärmestrom als auch der durchschnittliche Wärmestrom erheblich abnehmen. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Cu-Gehalt auf 0,1% bis 0,6% geregelt, sodass durch das Element Cu kein großer Einfluss auf den Spitzenwärmestrom und den durchschnittlichen Wärmestrom ausgeübt wird. Mit der Zunahme des Cu-Gehalts kann bis zu einem gewissen Grad eine effektive Ausnutzung von Kupfer bei bestehenden Ressourcen von Stahlschrott oder minderwertigen Bodenschätzen (Erze mit hohem Gehalt an Kupfer) verwirklicht und die Wiederverwertung von Stahl gefördert werden und neben verringerten Produktionskosten wird eine nachhaltige Entwicklung ermöglicht. Es sollte darauf hingewiesen werden, dass bei der vorliegenden Erfindung das Element Cu im Stahlschrott völlig ausgenutzt wird, ohne das Metall Cu zusätzlich zugegeben wird. Ansonsten werden die Stahlerzeugungskosten erhöht.
    • Sn: Als eines der wesentlichen Bestandteilselemente im Schrottstahl wird das Element Sn auch allgemein als schädliches Element im Stahl angesehen. Da Sn für Seigerung anfällig ist und beim Vorhandensein in geringer Menge sich an Korngrenzen ansammelt, was zu Rissbildung und anderen Defekten führt, wird der Gehalt an Sn bei herkömmlicher Technik streng kontrolliert. Aufgrund der Eigenschaften der schnellen Erstarrung des Stranggießens für Dünnbänder wird die Segregation von Elementen zwischen Dendriten stark reduziert, was die feste Lösung von Elementen stark erhöhen kann. Daher kann unter den Bedingungen des Stranggießens für Dünnbänder der Bereich von Sn-Elementen erweitert werden, so dass die Kosten der Stahlherstellung erheblich gesenkt werden können. 3 zeigt eine Beziehung zwischen dem Sn-Element und der durchschnittlichen Wärmestromdichte. Aus 3 ist ersichtlich, dass, wenn die zugesetzte Sn-Menge weniger als 0,04% beträgt, dies wenig Einfluss auf die Wärmestromdichte hat, das heißt, dass dies keinen Einfluss auf den Erstarrungsprozess der Dünnbänder übt. 4 zeigt eine Beziehung zwischen einem Sn-Gehalt und einer Oberflächenrauhigkeit. Da die Risse auf der Oberfläche des Gießbandes üblicherweise an ungleichmäßigen Falten auf der Oberfläche des Gießbandes erzeugt werden, wird die Rauhigkeit der Oberfläche verwendet, um das Auftreten von Oberflächenrissen zu charakterisieren. Bei einer hohen Rauhigkeit ist dann die Wahrscheinlichkeit der Rissbildung hoch. Aus 4 ist ersichtlich, dass die Erhöhung des Sn-Gehaltes unter der Bedingung schneller Erstarrung keine nachteilige Auswirkung auf die Oberflächenqualität des Gießbandes aufweist. Aus den Ergebnissen der 3 und 4 ist ersichtlich, dass Sn die Erstarrung und Oberflächenqualität des Gießbandes nicht beeinträchtigt. Daher können in der vorliegenden Erfindung die Anforderungen an den Sn-Gehalt weiter reduziert werden, wobei der Sn-Gehalt so ausgelegt wird, dass er im Bereich von 0,005% bis 0,04% liegt. Es sollte darauf hingewiesen werden, dass bei der vorliegenden Erfindung das Element Sn im Stahlschrott völlig ausgenutzt wird, ohne das Metall Sn zusätzlich zugegeben wird. Ansonsten werden die Stahlerzeugungskosten erhöht.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen umfasst die folgenden Schritte:
    1. 1) Schmelzen das Schmelzen wird gemäß der oben genannten chemischen Zusammensetzung durchgeführt, wobei die Basizität a = CaO/SiO2 (Massenverhältnis) der während des Schmelzens erzeugten Schlacke so geregelt wird, dass a < 1,5, vorzugsweise a < 1,2, oder a = 0,7 bis 1,0 gilt; wobei ein ternärer Einschluss mit einem niedrigen Schmelzpunkt, MnO-SiO2-Al2O3, erhalten werden muss, wobei das Verhältnis MnO/SiO2 (Massenverhältnis) im ternären Einschluss MnO-SiO2-Al2O3 auf 0,5 bis 2, vorzugsweise 1 bis 1,8, geregelt wird; wobei der Bereich von freiem Sauerstoff [O]Free in der Stahlschmelze beträgt: 0,0005% bis 0,005% liegt, und wobei in der Stahlschmelze Mn/S > 250 gilt;
    2. 2) Stranggießen das Stranggießen erfolgt durch Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder und an der schmalsten Stelle des Spalts zweier Kristallisationswalzen wird ein Gießband mit einer Dicke von 1,5 mm bis 3 mm gebildet; wobei der Durchmesser der Kristallisationswalze zwischen 500 mm bis 1500 mm liegt und vorzugsweise 800 mm beträgt; wobei die Kristallisationswalze durch Wasser innerhalb derselben gekühlt werden, wobei die Gießgeschwindigkeit einer Gießmaschine im Bereich von 60 m/min bis 150 m/min liegt; bei einer Stranggussverteilung wird ein zweistufiges Verteilungssystem für Stahlschmelze verwendet, das aus einem Tundish und einem Verteiler besteht:
    3. 3) Schützen in einer unteren geschlossenen Kammer:
      • nachdem ein Gießband aus den Kristallisationswalzen austrat, liegt seine Temperatur im Bereich von 1420°C bis 1480°C, wonach das Gießband direkt in die untere geschlossene Kammer eintritt, die mit einem nicht oxidierenden Gas gefüllt ist, wobei die Sauerstoffkonzentration (volumetrisch) in der unteren geschlossenen Kammer auf < 5% geregelt wird, und wobei die Temperatur des Gießbandes am Auslass der unteren geschlossenen Kammer 1150°C bis 1300°C beträgt;
    4. 4) Inline-Warmwalzen das Gießband wird durch eine Klemmwalze in der unteren geschlossenen Kammer zu einem Walzwerk gefördert und zu einem Bandstahl gewalzt, wobei die Walztemperatur 1100°C bis 1250°C beträgt, wobei das Reduktionsverhältnis beim Warmwalzen auf 10% bis 50% geregelt wird und vorzugsweise 30% bis 50% beträgt; und wobei die Dicke des warmgewalzten Stahlbads 0,8 mm bis 2,5 mm, vorzugsweise 1,0 mm bis 1,8 mm, beträgt;
    5. 5) Abkühlen nach dem Walzen der Inline-warmgewalzte Bandstahl wird nach dem Walzen abgekühlt, wobei das Abkühlen unter Verwendung einer Gaszerstäubung-Kühlung erfolgt, und wobei die Abkühlgeschwindigkeit ≥ 50°C/s beträgt;
    6. 6) Aufwickeln des Bandstahls der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl wird unmittelbar zu einer Spule aufgewickelt, wobei die Aufwickeltemperatur 470°C bis 570°C beträgt.
  • Vorzugsweise erfolgt in Schritt 1) das Schmelzen in einem Elektroofen oder in einem Konverter und der Rohstoff wird dann in einen LF-Ofen, einen VD/VOD-Ofen oder einen RH-Ofen zum Raffinieren eingegeben.
  • Vorzugsweise besteht der Rohstoff zum Schmelzen in Schritt 1) bei einigen Ausführungsmöglichkeiten zu 100% aus Stahlschrott ohne Vorsieben, wobei das Schmelzen der Stahlschmelze in einem Elektroofen erfolgt; oder erfolgt das Schmelzen in einem Konverter, wobei der Stahlschrott ohne Vorsieben in einem Anteil von mehr als 20% des Rohstoffs zum Schmelzen in den Konverter eingegeben wird, und danach wird der Rohstoff in einen LF-Ofen, einen VD/VOD-Ofen oder einen RH-Ofen zum Raffinieren eingegeben.
  • Vorzugsweise ist in Schritt 3) das nichtoxidierende Gas N2, Ar oder durch Sublimation von Trockeneis erhaltenes CO2-Gas.
  • Vorzugsweise liegt in Schritt 5) bei der Gaszerstäubungskühlung das Luft-/Wasser-Verhältnis bei 15 : 1 bis 10 : 1, der Luftdruck bei 0,5 bis 0,8 MPa und der Wasserdruck bei 1,0 bis 1,5 MPa. Hierin bezieht sich das Luft-Wasser-Verhältnis auf das Durchflussverhältnis von Druckluft zu Wasser, wobei die Durchflusseinheit m3/h ist.
  • Vorzugsweise liegt in Schritt 5) die Abkühlgeschwindigkeit bei 50°C/s bis 75°C/s.
  • Vorzugsweise erfolgt in Schritt 6) das Aufwickeln unter Verwendung einer Doppelhaspel oder durch Karussell-Wickeln.
  • Vorzugsweise wird in Schritt 6) der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl nach Abschneiden des Kopfs mit unzureichender Qualität mittels einer Kopfschere unmittelbar zu einer Spule aufgewickelt, wobei die Aufwickeltemperatur 470°C bis 570°C beträgt.
  • Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen gilt Folgendes:
    • Zur Verbesserung der Gießbarkeit der Strahlschmelze für DünnbandStranggießen wird die Basizität a = CaO/SiO2 der Schlacke im Stahlherstellungsprozess so geregelt, dass a < 1,5, vorzugsweise a < 1,2, oder a = 0,7 bis 1,0.
    • Zur Verbesserung der Gießbarkeit der Strahlschmelze für DünnbandStranggießen muss ein ternärer Einschluss mit einem niedrigen Schmelzpunkt, MnO-SiO2-Al2O3, erhalten werden, wie im schattierten Bereich der 2 gezeigt. Das Verhältnis MnO/SiO2 im ternären Einschluss MnO-SiO2-Al2O3 wird auf 0,5 bis 2, vorzugsweise 1 bis 1,8, geregelt.
    • Zur Verbesserung der Gießbarkeit der Strahlschmelze für DünnbandStranggießen ist O in Stahl ein wesentliches Element zur Bildung von Oxideinschlüssen. Für das Bilden des ternären Einschlusses mit niedrigem Schmelzpunkt, MnO-SiO2-Al2O3, bei der vorliegenden Erfindung soll der Bereich von freiem Sauerstoff [O]Free in der Stahlschmelze 0,0005% bis 0,005% sein.
    • Zur Verbesserung der Gießbarkeit der Strahlschmelze für DünnbandStranggießen sollen unter den obigen Komponenten Mn und S so geregelt werden, dass Mn/S > 250.
  • Das Schmelzen wird gemäß der vorgesehenen chemischen Zusammensetzung durchgeführt und das Schmelzen der Stahlschmelze kann sowohl in einem Elektroofen als auch in einem Konverter erfolgen. Dann erfolgt das Einleiten beispielsweise in einen LF-Ofen, einen VD/VOD-Ofen, einen RH-Ofen usw. zur Raffination.
  • Der Bandstahl, der einem Inline-Warmwalzen unterzogen ist, wird nach dem Walzen abgekühlt. Das Abkühlen erfolgt durch eine Gaszerstäubung-Kühlung, wobei die Gaszerstäubung-Kühlung die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Bandstahls effektiv verringern, die Gleichmäßigkeit der Temperatur des Bandstahls verbessern und die Qualität der Oberfläche des Bandstahls erhöhen kann. Bei der Gaszerstäubungskühlung liegt das Luft-/Wasserverhältnis bei 15 : 1 bis 10 : 1, der Luftdruck bei 0,5 bis 0,8 MPa und der Wasserdruck bei 1,0 bis 1,5 MPa. Nach der Gaszerstäubung wird ein Hochdruck-Wassernebel gebildet und auf die Oberfläche des Stahlbands gesprüht. Dadurch wird einerseits die Temperatur des Stahlbandes reduziert und andererseits bildet der Wassernebel einen dichten Gasfilm, der die Oberfläche des Bandstahls bedeckt, um die Oxidation des Bandstahls zu verhindern, wodurch das Wachstum von Zunder an der Oberfläche des warmgewalzten Bandstahls wirksam kontrolliert wird. Durch eine derartige Kühlungsmethode können Probleme, die durch herkömmliche Sprüh- oder Laminarkühlung verursacht werden, vermieden und eine gleichmäßige Senkung der Oberflächentemperatur des Bandstahls und eine erhöhte Temperaturgleichmäßigkeit des Bandstahls bewirkt werden, womit die innere Mikrostruktur homogenisiert wird; gleichzeitig ist das Abkühlen gleichmäßig, was die Formqualität und Leistungsstabilität von Bandstahl verbessern kann, die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Bandstahls wird effektiv verringert. Die Abkühlgeschwindigkeit der Gaszerstäubungs-Kühlung liegt im Bereich von ≥ 50°C/s und der Bandstahl wird auf 470°C bis 570°C abgekühlt, sodass der Austenit hoher Temperatur nach dem Walzen in eine gemischte Mikrostruktur aus Ferrit und einer geringen Menge von Bainit umgewandelt wird, wie in 6 gezeigt.
  • Der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl wird nach Abschneiden des Kopfs mit unzureichender Qualität mittels einer Kopfschere unmittelbar zu einer Spule aufgewickelt, wobei die Aufwickeltemperatur 470°C bis 570°C beträgt. Die Haspel ist eine Doppelhaspel und kann auch eine Karussellhaspel sein, um die kontinuierliche Produktion von Bandstahl sicherzustellen. Vorzugsweise wird eine Karussellhaspel verwendet.
  • Erläuterung über die Verwendbarkeit von Stahlschrott zu 100% ohne Vorsieben als Rohstoff:
    • Zum Sparen von Investitions- und Produktionskosten beschäftigen sich moderne Eisen- und Stahlhersteller aktiv mit der technologischen Innovation bestehender Produktionsprozesse. Angesichts der Probleme langer Prozesse und hoher Anzahl an Anlagen bei bestehender Technik zum Herstellen warmgewalzten Bandstahls kombinieren zahlreiche Hersteller die Strangguss- und Walztechnologie eng mit herkömmlicher Technik, um die Anforderung der Strangguss- und Walztechnik zu erfüllen.
  • Wenn Stahlschmelze durch Konverter-Stahlerzeugung bereitgestellt wird, müssen dann Hersteller über entsprechende Bedingungen zum Bereitstellen der Stahlschmelze verfügen. In der Regel werden Ausrüstungen zur Hochofen-Eisenerzeugung oder zur alternativen Eisenerzeugung ohne Hochofen benötigt, was zurzeit einen Eisen- und Stahlproduktionsmodus mit langem Prozess darstellt. Mit der Zunahme der Ressourcen aus dem Stahlschrott wird heutzutage durch die staatliche Behörde das Erhöhen des Konverter-Stahlschrottverhältnisses gefördert, um die Energie zu sparen, den Energieverbrauch zu verringern und die Kosten zu senken. Vorher lag das durchschnittliche Konverter-Stahlschrottverhältnis bei ungefähr 8% und das gegenwärtige und zukünftige Ziel des Konverter-Stahlschrottverhältnisses beträgt 15% bis 25%.
  • Beim Bereitstellen der Stahlschmelze durch Elektroofen-Stahlerzeugung besteht der Rohstoff vor allem aus Stahlschrott. Bei herkömmlicher Technik, beispielsweise beim Druckguss oder Strangguss für Dickbleche, beträgt die Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeit nur 10-1°C/s bis 10°C/s und eine Seigerung solcher Restelemente im Stahlschrott erfolgt an Korngrenzen während der Erstarrung, wodurch die Leistung und die Qualität von Stahl verschlechtert werden und in schlimmeren Fällen direkt Rissbildung und Brüche verursacht werden. Daher müssen bei herkömmlicher Technik solche schädlichen Elemente streng kontrolliert werden. Bei der Auswahl von Stahlschrott als Rohstoff muss ein Vorsieben erfolgen und während der Stahlerzeugung sind einige besondere Behandlungen, beispielsweise das Beigeben vorbehandelten Rohstoffs zur Verdünnung, notwendig, was unvermeidlich zur Erhöhung der Produktionskosten führt. Aufgrund der Notwendigkeit zum Kontrollieren der Zusammensetzung von Stahl wird eine bestimmte Qualitätsanforderung an Stahlschrott, der als Rohstoff verwendet wird, gestellt. In der Regel muss Stahlschrott vorgesiebt und eingestuft werden. Bei einigen chinesischen Stahlwerken, die Elektroofen zur Stahlerzeugung verwenden, wird der Zusammensetzung des Rohstoffs vorbehandelter Rohstoff, beispielsweise bezogener Eisenschwamm, Eisenkarbid usw., zum Verdünnen schwer zu entfernender schädlicher Elemente im Stahlschrott zugegeben, um die Qualität der Stahlschmelze zu verbessern. Bei einigen chinesischen Stahlwerken, die gleichzeitig über Hochöfen und Elektroofen verfügen, wird selbsthergestellte Eisenschmelze in einen Elektroofen eingegeben und als Rohstoff für den Elektroofen verwendet, um die Produktionseffizienz des Elektroofens zu erhöhen, womit die Abstichzeit des Elektroofens erheblich verkürzt wird. Das Mischverhältnis der Eisenschmelze in dem Elektroofen kann 30% bis 50% betragen.
  • Bei der Doppelwalzen-Dünnbandstranggusstechnologie, die sich durch eine typische hypo-schnelle Erstarrung auszeichnet, liegt die Erstarrungs- und Abkühlgeschwindigkeit hingegen bei 102°C/s bis zu 104°C/s, sodass einige schädliche Restelemente im Stahlschrott, beispielsweise Cu, Sn, P usw., ohne Seigerung an Korngrenzen weitestgehend im festen Zustand in die Stahlmatrix aufgelöst werden können. Somit kann bei der Stahlherstellung in einem Elektroofen ohne Vorsieben zu 100% Stahlschrott zum Schmelzen verwendet werden, wodurch Rohstoffkosten erheblich verringert werden; wenn das Schmelzen in einem Konverter erfolgt, wird dem Konverter Stahlschrott ohne Vorsieben in einem Anteil von mehr als 20% des Rohstoffs zum Schmelzen hinzugefügt, wodurch der Schrottanteil im Konverter maximiert wird und die Produktionskosten erheblich gesenkt werden. Solche Restelemente können ferner zur Mischkristallverfestigung dienen, womit ultradünner warmgewalzter Bandstahl mit ausgezeichneter Leistung hergestellt wird. Somit wird eine umfassende Ausnutzung minderwertiger Stahlschrottressourcen zur Produktion erzielt und solche schädlichen Elemente im Stahlschrott werden „in Nutzen umgewandelt“, womit eine „Ausnutzung der Abfallstoffe“ verwirklicht wird.
  • Erläuterung über die Gründe hinsichtlich der Gießbarkeit beim Dünnbandstranggießen der vorliegenden Erfindung:
    • Für die Gießbarkeit liegt bisher keine klare Definition vor und im herkömmlichen Sinne handelt es sich dabei um einen häufig verwendeten Begriff, der in engem Zusammenhang mit der Fließbarkeit, der Abschreckneigung und dem Schrumpfverhalten der Stahlschmelze sowie dem Produktqualität steht und in Bezug auf die Arten der Metalle und die zugehörigen technischen Faktoren definiert wird. Die Gießbarkeit des Dünnbandstranggießens (Cast Ability of Strip Casting, CASC) wird so definiert, dass sie sich auf die Durchführbarkeit des Doppelwalzengießens bei einer Stahlsorte bezieht. Bei guter Gießbarkeit wird davon ausgegangen, dass beim Gießen keine unerwünschten Einschränkungen, die das Gießen unmöglich machen oder zu unzureichender Qualität der Gießprodukte führen, auftreten. Bei schlechter Gießbarkeit wird davon ausgegangen, dass beim Gießen Probleme, wie z.B. unzureichende Fließbarkeit der Stahlschmelze, Verklumpung und Brückenbildung im Schmelzbad, schwerer Bandbruch, Oberflächenrissbildung und Schlackeneinschlüsse an der Oberfläche, häufig auftreten, was dazu führt, dass die Produktion nicht normal und stabil erfolgen kann oder die Produktqualität die Anforderungen nicht erfüllt.
  • Laut der Forschung und der Analyse über die Gießbarkeit beim Dünnbandstranggießen kann die Gießbarkeit einer Stahlsorte beim Dünnbandstranggießen zusammenfassend anhand der folgenden Aspekte festgestellt werden: (i) Ob ungleichmäßige Erstarrung und Schrumpfung vermieden werden können; (ii) Ob die Gleichmäßigkeit der Grenzflächenwärmeübertragung verbessert werden kann, um somit die Gleichmäßigkeit der Erstarrung zu erhöhen; (iii) Ob die Heißsprödigkeit während der Erstarrung verbessert oder kontrolliert werden kann. Bei schlechter Gießbarkeit einer Stahlsorte beim Dünnbandstranggießen wird davon ausgegangen, dass der Produktionsprozess eine schlechte Stabilität aufweist und die Qualitätsstabilität der erzeugten Produkte ebenfalls schlecht ist, sodass die Produktionskapazität nicht zur Geltung gebracht werden kann und eine niedrige Gutteilquote der Produkte verursacht wird. Solche Produkte eignen sich nicht für die Herstellung mittels der Dünnbandstranggusstechnik.
  • Bei der erfindungsgemäßen Stahlsorte werden die Anforderungen an die Gießbarkeit beim Dünnbandstranggießen hinsichtlich der Kontrolle des Kohlenstoffgehalts (Vermeiden peritektischer Zone zum Lösen des Problems ungleichmäßiger Erstarrung und Schrumpfung), der Kontrolle der Basizität, der Kontrolle von Als, der Kontrolle des Gesamtsauerstoffgehalts und der Gehalt an freiem Sauerstoff, der Kontrolle des ternären MnO-SiO2-Al2O3-Einschlusses mit niedrigem Schmelzpunkt (Verbessern der Gleichmäßigkeit der Grenzflächenwärmeübertragung zum Lösen des Problems der Gleichmäßigkeit der Erstarrung) und der Kontrolle von Mn/S (Vermeiden der Heißsprödigkeit) völlig erfüllt.
  • Grund für das bevorzugte Verwenden der Sprühkühlung nach dem Walzen der dünnbandstranggegossenen und warmgewalzten Stahlspule der vorliegenden Erfindung:
    • Bei herkömmlichem Stranggießen wird ebenfalls die Sprühkühlung verwendet, aber dabei sind der Wirkungsbereich und die Temperatur unterschiedlich: Bei herkömmlichem Stranggießen erfolgt eine Sprühkühlung eines Gussrohlings in einem fächerförmigen Segmentbereich des Ausgangs, an dem der Gussrohling aus einem Kristallisator austritt. Nun weist der Gussrohling eine hohe Temperatur auf und befindet sich gemäß dem Phasendiagramm in einem einphasigen Bereich aus Austenit hoher Temperatur. Die Sprühkühlung in diesem Bereich zielt vor allem darauf ab, die Position des Endphase der Erstarrung zu steuern, die Oberflächenabkühlung des Gussrohlings zu beschleunigen, die Oberflächen-Austenitkornstruktur zu verfeinern, die Oberflächenfestigkeit des Gussrohlings zu erhöhen, die Oberflächenqualität des Gussrohlings zu verbessern und Rissbildung zu vermeiden. Bei der vorliegenden Erfindung erfolgt eine Sprühkühlung des ultradünnen Bandstahls auf eine niedrige Temperatur nach dem Inline-Warmwalzen des Gießbands. Gemäß dem Phasendiagramm befindet sich der Bandstahl in einem Festphasenumwandlungsbereich, in dem eine Umwandlung von Austenit hoher Temperatur in Ferrit erfolgt. In diesem Bereich erfolgt eine Sprühkühlung des Bandstahls. Durch Einstellen der Sprühkühlstärke kann effektiv die Art der Mikrostruktur nach der Festphasenumwandlung kontrolliert werden, womit die Leistungsanforderungen des Endprodukts erfüllt werden.
  • Grund für das bevorzugte Verwenden einer Karusellhaspel zum Co-Coiling für die dünnbandstranggegossene und warmgewalzte Stahlspule der vorliegenden Erfindung:
    • Zurzeit wird bei den meisten Produktionslinien ultradünner warmgewalzter Stahlspulen eine Unterflur-Doppelhaspel oder eine Unterflur-Dreifachhaspel verwendet, da bei solchen Produktionslinien ferner die Produktion dicker warmgewalzter Bleche berücksichtigt wird. Beispielsweise wird bei der ESP-Produktionslinie der Firma Avedi eine Unterflur-Dreifachhaspel und bei der bei der Firma Tangsteel eingeführten FTSC-Produktionslinie von Danieli eine Unterflur-Doppelhaspel zum Aufwickeln verwendet. Bei der Castrip-Dünnbandstranggusslinie der amerikanischen Firma Nucor wird trotz der Verwendung herkömmlicher Praktiken ebenfalls eine Unterflur-Doppelhaspel eingesetzt. Der Abstand zwischen Unterflurhaspeln beträgt in der Regel 8 bis 10 Meter (der typische Wert beträgt 9,4 m) und beim herstellen ultradünnen warmgewalzten Bandstahls durch Dünnbandstranggießen wird der Bandstahl auch mit einer sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeit in der Luft abgekühlt, sodass der Abstand ausreichend erheblich ist, um den Unterschied der Aufwickeltemperatur zu beeinflussen. Dabei kann die Temperaturabweichung zwischen zwei Haspeln 49°C erreichen, wodurch die Leistungsabweichung der Stahlspule erheblich beeinflusst wird.
  • Bei der vorliegenden Erfindung wird hingegen eine Karusellhaspel verwendet, womit das Co-Coiling einer warmgewalzten Stahlspule erzielt werden kann und die Einheitlichkeit der Aufwickeltemperatur sichergestellt wird, womit die Stabilität der Stahlspulen-Produktleistung wesentlich verbessert wird. Zurzeit finden Karusellhaspeln auf dem Markt breite Anwendung bei dem Gebiet des Kaltwalzens und zeichnen sich vor allem vorteilhafterweise dadurch aus, dass somit das Aufwickeln dünnen Bandstahls ermöglicht und zudem eine kleine Bodenfläche eingenommen wird, womit die Linie der Produktionslinie erheblich verkürzt werden kann. Aufgrund der niedrigen Temperatur von Bandstahl auf dem Gebiet des Kaltwalzens ist dies leicht zu verwirklichen. Bei der vorliegenden Erfindung wird das Verwenden der Karusellhaspeln beim Aufwickeln ultradünner warmgewalzter Stahlspulen vorgeschlagen und die Wärmebeständigkeit der Ausrüstungen in Betracht gezogen, womit das Aufwickeln ultradünnen warmgewalzten Bandstahls verwirklicht wird. Eine derartige Aufwickelmethode ist fortschrittlicher als die Aufwickelmethode bei der Castrip-Dünnbandstranggusslinie der amerikanischen Firma Nucor.
  • Unterschiede und Verbesserungen der vorliegenden Erfindung gegenüber dem Stand der Technik:
    • Zahlreiche Patentschriften über die Herstellung von Dünnbandprodukten durch Dünnbandstranggießen und zugehörige Techniken sind bekannt, aber von der Herstellung des erfindungsgemäßen Stahls mit hohem Lochaufweitungsvermögen durch Dünnbandstranggießen wurde bisher nichts berichtet.
  • Das offensichtlichste Merkmal der vorliegenden Erfindung, das sich von der bestehenden Dünnband-Stranggießtechnologie unterscheidet, ist der Durchmesser der Kristallisationswalze und der entsprechende Strömungsverteilungsmodus. Die technischen Merkmale von EUROSTRIP sind Kristallisationswalzen mit einem großen Durchmesser von Φ 1500 mm, wobei die Kristallisationswalzen groß sind, die Schmelzbadkapazität groß ist, die Strömungsverteilung einfach ist und die Herstellungs-, Betriebs- und Wartungskosten der Kristallisationswalzen hoch sind. Die technischen Merkmale von CASTRIP sind Kristallisationswalzen mit einem kleinen Durchmesser von Φ500 mm, wobei die Kristallisationswalzen klein sind, die Schmelzbadkapazität klein ist, die Strömungsverteilung sehr schwierig ist und die Herstellungs-, Betriebs- und Wartungskosten der Kristallisationswalzen niedrig sind. Um das Problem der gleichmäßigen Strömungsverteilung bei einem kleinen Schmelzbad zu lösen, verwendet CASTRIP ein dreistufiges Verteilungssystem für Stahlschmelze, das aus einem Tundish, einer Übergangspfanne und einem Verteiler besteht. Die Verwendung des dreistufigen Verteilungssystems führt direkt zu einer Erhöhung der Kosten für feuerfeste Materialien; noch wichtiger ist, dass das dreistufige Verteilungssystem den Strömungsweg der Stahlschmelze länger macht und der Temperaturabfall des Stahlschmelze ebenfalls größer ist. Um die Temperatur der Stahlschmelze im Schmelzbad zu erfüllen, muss die Abstichtemperatur stark erhöht werden. Die Erhöhung der Abstichtemperatur führt zu Problemen wie erhöhten Stahlherstellungskosten, erhöhtem Energieverbrauch und verkürzter Lebensdauer von feuerfesten Materialien.
  • Hingegen werden bei der vorliegenden Erfindung Kristallisationswalzen mit einem Rollendurchmesser von 500 bis 1500 mm, vorzugsweise Φ800 mm, und ein zweistufiges Stahlschmelze-Verteilungssystem (Tundish + Verteiler) verwendet. Die aus dem Verteiler fließende Stahlschmelze bildet unterschiedliche Verteilungsmodi entlang der Walzenoberfläche und zwei Endoberflächen und fließt auf zwei Wegen, ohne sich gegenseitig zu stören. Aufgrund der Verwendung eines zweistufigen Verteilungssystems werden die Kosten für feuerfeste Materialien im Vergleich zum dreistufigen Verteilungssystem stark reduziert; der Strömungsweg der Stahlschmelze wird verkürzt, so dass der Temperaturabfall der Stahlschmelze verringert wird, wobei die Abstichtemperatur reduziert werden kann, die im Vergleich zu der im dreistufigen Verteilungssystem um 30°C bis 50°C reduziert werden kann. Die Reduzierung der Abstichtemperatur kann die Kosten der Stahlherstellung effektiv senken, Energie sparen und die Lebensdauer von feuerfesten Materialien verlängern. Die vorliegende Erfindung wirkt mit einer Kristallisationswalze mit einem bevorzugten Durchmesser von Φ800 mm zusammen und verwendet ein zweistufiges Verteilungssystem für Stahlschmelze. Dies ermöglicht nicht nur Erfordernis einer stabilen Verteilung der Stahlschmelze, sondern auch die Ziele einer einfachen Struktur und eines bequemen Betriebs und niedriger Verarbeitungskosten.
  • Bei der chinesischen Patentschrift CN 101353757 wird ein Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen und einer Zugfestigkeit von 440 MPa mittels einer kohlenstoffarmen Mikrolegierungszusammensetzung hergestellt und der Zusammensetzung wird eine winzige Menge von Nb: 0% bis 0,25% und von Ti: 0% bis 0,03% beigegeben. Aufgrund der Verwendung einer Aufwickeltemperatur von 600°C erfolgt die Produktion bei diesem Patent durch herkömmliches Stranggießen und herkömmliches Warmwalzen, sodass bei warmgewalzten Blechen aus Kohlenstoff-Mangan-Stahl oft streifenförmige Strukturen vorhanden sind, was zu verringerter Lochaufweitungsrate der Stahlbleche führt. Gleichzeitig werden mehrere Mikrolegierungen beigegeben, wodurch die Stahlerzeugungskosten erhöht werden. Die vorliegende Erfindung unterscheidet sich offensichtlich von diesem Patent hinsichtlich der Produktionstechnik: Bei der vorliegenden Erfindung erfolgt die Produktion durch Dünnbandstranggießen, womit der Produktionsprozess erheblich verkürzt und streifenförmige Struktur vermieden werden kann. Gleichzeitig kann der Verbrauch von Mikrolegierungen verringert werden und die Beigabe einer geringen Menge von Mikrolegierungen reicht schon aus, um gleiche oder selbst bessere Leistung zu erzielen.
  • Die chinesische Patentschrift CN 101928881 offenbart ein warmgewalztes Stahlblech mit hohem Lochaufweitungsvermögen und einem Zugfestigkeitsniveau von 590 MPa und eine Herstellungstechnik dafür. Bei diesem Patent wird der Zusammensetzung eine winzige Menge von Nb: 0% bis 0,10% und von Ti: 0% bis 0,04% beigegeben und die Produktion erfolgt durch herkömmliches Stranggießen und herkömmliches Warmwalzen. Das fertiggewalzte Stahlblech wird mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 50°C/s bis 100°C/s auf 600°C bis 750°C abgekühlt und danach mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 5°C/s bis 15°C/s in der Luft für 3 bis 10 Sekunden abgekühlt. Anschließend wird das Stahlblech wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 70°C/s bis 150°C/s auf 350°C bis 500°C abgekühlt und aufgewickelt, wonach eine Luftkühlung auf die Raumtemperatur erfolgt. Die anschließende Abkühlung erfolgt durch komplizierte dreistufige Kühlung, was zu großen Schwankungen der Aufwickeltemperatur, starken Schwankungen der Eigenschaften des Kopfs, des mittleren Abschnitts und des Schwanzes einer Stahlspule und auch großen Schwankungen der Lochaufweitungsrate führt. Bei der vorliegenden Erfindung wird zur Produktion hingegen die Dünnband-Stranggießtechnik verwendet, womit der technische Produktionsprozess wesentlich vereinfacht und die Verwendung komplizierter dreistufiger Kühlung gespart wird, was ein offensichtliches fortgeschrittenes Merkmal darstellt.
  • Die japanische Patentschrift JP 2006063394 offenbart einen warmgewalzten Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen, der einen Kohlenstoffgehalt von 0,20% bis 0,48% und eine Zugfestigkeit von ≥ 440 MPa aufweist. Dabei wird das Legierungselement Cr beigegeben, aber die Lochaufweitungsrate beträgt nur ≥ 70% und nach dem Warmwalzen muss ein Ausglühvorgang bei 640°C erfolgen. Dabei erreicht der Kohlenstoffgehalt bereits den Bereich beim Stahl mit mittlerem und hohem Kohlenstoffgehalt und ist wesentlich höher als die kohlenstoffarme Gestaltung der vorliegenden Erfindung. Bei dem warmgewalzten hochfesten Stahlblech, das aus der japanischen Patentschrift JP 2006305700 bekannt ist, wird eine Zusammensetzungsgestaltung aus C-Si-Mn+Ti verwendet, womit eine Zugfestigkeit von mehr als 780 MPa und eine Lochaufweitungsrate von nur über 68% erzielt werden. Der warmgewalzte Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen, der aus der japanischen Patentschrift JP 2003/016614 bekannt ist, weist einen Kohlenstoffgehalt von 0,02% bis 0,10%, einen Si-Gehalt von ≤ 0.5% und ein Zugfestigkeit von ≥ 590 MPa auf, aber dabei werden zahlreiche Legierungselemente, wie z.B. Nb, Ti, V, Cr und RE, beigegeben, was auf das Erzielen einer guten Beschichtbarkeit der Oberfläche abzielt und zu hohen Stahlerzeugungskosten führt. Gegenüber diesem Patent wird bei der vorliegenden Erfindung ein einfaches Legierungskomponentensystem verwendet und die Dünnband-Stranggießtechnik zum Erzielen der Leistung von Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen eingesetzt, sodass sich die vorliegende Erfindung durch Einfachheit und hohe Effizienz auszeichnet.
  • Das warmgewalzte Stahlblech, das aus der amerikanischen Patentschrift US 2006096678 bekannt ist, weist eine Zugfestigkeit von über 780 MPa, eine Dehnung von über 22% und eine Lochaufweitungsrate von über 60% auf. Das warmgewalzte Stahlblech, das aus der amerikanischen Patentschrift US 4415376 bekannt ist, weist eine Streckgrenze von über 80 ksi (550 MPa) und eine Lochaufweitungsrate von über 58% auf und dabei werden Nb und V zur Verfestigung verwendet. Im Gegensatz zu der erfindungsgemäßen Produktionstechnik werden bei solchen Patenten als Produktionstechnik herkömmliches Stranggießen und herkömmliches Warmwalzen verwendet und dabei weisen Produkte niedrige Lochaufweitungsraten auf.
  • Die vorliegende Erfindung zeichnet sich vor allem durch die folgenden Vorteile aus:
    • Mittels der Dünnband-Stranggießtechnologie wird ein Nb-mikrolegierte Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen hergestellt. Insbesondere von dem Nb-mikrolegierten Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen, der Zinn (Sn) und Kupfer (Cu) enthält und mittels der Dünnband-Stranggießtechnologie hergestellt wird, und dem zugehörigen Verfahren wurde bisher nichts berichtet. Die Vorteile davon werden nachfolgend zusammengefasst:
      1. 1. Bei der vorliegenden Erfindung werden komplizierte Prozesse wie Blechrohlingserwärmung und wiederholtes Warmwalzen in mehreren Durchgängen gespart. Die vorliegende Erfindung erfolgt durch ein Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder und einen einmaligen Inline-Warmwalzprozess, wobei der Produktionsprozess kürzer und effizienter ist, wobei die Investitionskosten und Produktionskosten der Produktionslinie erheblich reduziert werden.
      2. 2. Bei der vorliegenden Erfindung sind viele komplizierte Zwischenschritte bei der Herstellung herkömmlichen Stahls mit hohem Lochaufweitungsvermögen gespart. Im Vergleich zum herkömmlichen Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen werden der Energieverbrauch und die CO2-Emission bei der erfindungsgemäßen Herstellung stark reduziert, und es handelt sich um ein grünes und umweltfreundliches Produkt.
      3. 3. Aufgrund der natürlichen Vorteile des Dünnbandstranggießens hinsichtlich der technischen Prozesse wird gegenüber herkömmlichem Warmwalzprozess während der Abkühlung nach dem Walzen beim Dünnbandstranggießen leicht bainitische Mikrostruktur erzeugt, womit ohne Schwierigkeiten erzielt wird, dass die somit hergestellten Produkte ausgezeichnetes Lochaufweitungsvermögen aufweisen.
      4. 4. Bei der vorliegenden Erfindung wird Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen mittels der Dünnband-Stranggießtechnologie hergestellt und das Gießband selbst weist eine vergleichsweise geringe Dicke auf, wobei das Gießband durch das Inline-Warmwalzen auf eine gewünschte Produktdicke verarbeitet wird, wodurch Produkte dünner Spezifikation ohne Kaltwalzen direkt an den Markt geliefert werden können, wodurch der Zweck der Lieferung von warmgewalzten Dünnblechen erreicht wird, was die Kostenleistung von Blechen und Bändern erheblich verbessern kann.
      5. 5. Beim Schmelzen der vorliegenden Erfindung erfolgt die Stahlherstellung durch einen Elektroofen, wobei die Rohstoffe zum Schmelzen im wirklichen Sinne 100% Stahlschrott sein können, ohne eine Vorsiebung durchzuführen, was die Rohstoffkosten stark senkt; wenn das Schmelzen in einem Konverter erfolgt, wird dem Konverter der Stahlschrott ohne Vorsieben in einem Anteil von mehr als 20% des Rohstoffs zum Schmelzen hinzugefügt, wodurch der Schrottanteil im Konverter maximiert wird und die Schmelzkosten sowie der Energieverbrauch erheblich gesenkt werden.
      6. 6. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Stahlschrott, der Cu und Sn enthält, verwendet, wobei die schädlichen Elemente Cu und Sn im Stahl „in Nutzen umgewandelt“ werden, wobei eine vollständige Nutzung von vorhandenem Stahlschrott oder minderwertigen und minderwertigen Bodenschätzen (Erz mit hohem Zinngehalt, Erz mit hohem Kupfergehalt) realisiert wird und das Recycling von Stahl gefördert wird, wodurch die Produktionskosten reduziert werden und die nachhaltige Entwicklung der Stahlindustrie realisiert wird.
      7. 7. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Bandstahl nach dem Walzen durch eine Gaszerstäubung-Kühlung abgekühlt, wobei die durch herkömmliche Sprüh- oder Laminarkühlung verursachten Probleme vermieden werden können, so dass die Oberflächentemperatur des Bandstahls gleichmäßig abgesenkt wird und die Gleichmäßigkeit der Temperatur des Bandstahls verbessert wird, wodurch der Effekt der Homogenisierung der inneren Mikrostruktur erreicht wird; gleichzeitig ist das Abkühlen gleichmäßig, was die Formqualität und Leistungsstabilität von Bandstahl verbessern kann, die Dicke des Zunders auf der Oberfläche des Bandstahls wird effektiv verringert.
      8. 8. Beim herkömmlichen Verfahren werden während des Abkühlens des Blechrohlings die Legierungselemente ausgeschieden. Wenn der Blechrohling wiedererhitzt wird, wird die Ausnutzungsrate von Legierungselementen oft aufgrund einer unzureichenden Rücklösung von Legierungselementen reduziert. Hingegen wird in der Dünnband-Stranggießtechnik bei der vorliegenden Erfindung Gießband hoher Temperatur unmittelbar warmgewalzt und zugegebene Legierungselemente sind vor allem in festem Zustand gelöst, womit der Nutzungsgrad der Legierung erhöht werden kann.
      9. 9. Bei der vorliegenden Erfindung wird zum Aufwickeln eine Karussellhaspel verwendet, womit die Länge der Produktionslinie effektiv verkürzt wird; gleichzeitig kann Co-Coiling die Regelgenauigkeit der Aufrolltemperatur erheblich verbessern und die Stabilität der Produktleistung verbessern.
  • Figurenliste
    • 1 zeigt ein schematisches Diagramm der technischen Anordnung der Doppelwalzen-Dünnbandstranggusstechnik der vorliegenden Erfindung;
    • 2 zeigt ein schematisches Diagramm des Einflusses von Cu auf den Grenzflächen-Wärmestrom;
    • 3 zeigt ein schematisches Diagramm der Beziehung zwischen einem Sn-Gehalt und einer durchschnittlichen Wärmestromdichte;
    • 4 zeigt ein schematisches Diagramm der Beziehung zwischen einem Sn-Gehalt und einer Oberflächenrauhigkeit eines Gießbands;
    • 5 zeigt ein ternäres Phasendiagramm von MnO-SiO2-Al2O3 (Schattierter Bereich: Bereich niedrigen Schmelzpunkts);
    • 6 zeigt ein Foto der Mikrostruktur des Stahls gemäß dem Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung.
  • Ausführliche Ausführungsformen
  • Nachfolgend wird die vorliegende Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und beiliegenden Zeichnungen näher erläutert, aber durch solche Ausführungsbeispiele wird die vorliegende Erfindung keineswegs eingeschränkt. Jegliche Änderungen an Ausführungen der vorliegenden Erfindung, die vom Fachmann unter der Lehre der vorliegenden Beschreibung vorgenommen werden, fallen in den Schutzumfang der Ansprüche der vorliegenden Erfindung.
  • Unter Bezugnahme auf 1 wird die Stahlschmelze, die dem Design der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung entspricht, über eine Pfanne 1 durch einen langen Pfannenausguss 2, einen Tundish 3, einen Tauchausguss 4 und einen Verteiler 5 direkt in ein Schmelzbad 7 gegossen, das von zwei relativ zueinander rotierenden und schnell abkühlbaren Kristallisationswalzen 8a, 8b und seitlichen Dichtungsplattenvorrichtungen 6a, 6b umschlossen ist, wobei die Stahlschmelze an Umfangsflächen, an denen die Kristallisationswalzen 8a und 8b rotieren, zu einer Erstarrungsschale erstarrt und allmählich anwächst, wonach am kleinsten Spalt (Walzenspalt) zwischen den beiden Kristallisationswalzen ein Gießband 11 mit einer Dicke von 1,5 mm bis 3 mm gebildet wird. Die Kristallisationswalzen nach dem vorliegenden Ausführungsbeispiel weisen einen Durchmesser von 500 bis 1500 mm auf und werden innen durch Wasser zum Abkühlen durchströmt. Je nach der Dicke des Gießbands beträgt die Gießgeschwindigkeit einer Gießmaschine 60 bis 150 m/min.
  • Nachdem das Gießband 11 die Kristallisationswalzen 8a und 8b verlassen hat, weist das Gießband eine Temperatur von 1420°C bis 1480°C und gelangt direkt in eine untere geschlossene Kammer 10, wobei die untere geschlossene Kammer 10 mit einem nichtoxidierenden Gas zum Schützen des Gießbands gefüllt wird, um einen Antioxidationsschutz des Gießbands zu realisieren, wobei die Atmosphäre für den Antioxidationsschutz N2, Ar oder andere nicht oxidierende Gase sein kann, wie beispielsweise CO2-Gas, das durch Sublimation von Trockeneis erhalten ist, wobei die Sauerstoffkonzentration in der unteren geschlossenen Kammer 10 auf < 5% geregelt wird und der Antioxidationsschutz des Gießbands 11 durch die untere geschlossene Kammer 10 bis zu dem Eingang eines Walzwerks 13 erfolgt. Die Temperatur des Gießbands am Ausgang der unteren geschlossenen Kammer 10 beträgt 1150°C bis 1300°C. Dann wird das Gießband durch Schwenken einer Führungsplatte 9 und über eine Klemmwalze 12 und eine Rollenbahn 15 bis zu dem Walzwerk 13 gefördert und zu einem warmgewalzten Bandstahl mit einer Dicke von 0,8 bis 2,5 mm warmgewalzt. Der gewalzte Bandstahl wird mittels einer Gaszerstäubungs-Schnellkühlvorrichtung 14 durch Gaszerstäubungskühlung abgekühlt, womit die Temperaturgleichmäßigkeit des Bandstahls verbessert wird. Nachdem der Bandstahl durch eine fliegende Schervorrichtung 16 geschnitten wurde, fällt der geschnittene Kopf in eine fliegende Schergrube 18 entlang der Führungsplatte 17 der fliegenden Schere, wobei der warmgewalzte Bandstahl nach dem Kopfbeschnitt in eine Haspel 19 zum Aufwickeln eintritt. Nachdem die Spule von der Haspel genommen wurde, wird es natürlich auf Raumtemperatur abgekühlt. Schließlich kann die hergestellte Stahlspule sowohl direkt als warmgewalztes Blech als auch nach Säurebeizung und Abflachung verwendet werden.
  • Die chemische Zusammensetzung bei den Ausführungsbeispielen der vorliegenden Erfindung ist in Tabelle 1 angegeben und der Rest besteht aus Fe und anderen unvermeidbaren Verunreinigungen. Die technischen Parameter des erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens sind in Tabelle 2 angegeben und die Eigenschaften der schließlich erhaltenen Produkte sind der Tabelle 3 zu entnehmen. Das Ermittlungsverfahren der Lochaufweitungsrate wird gemäß der internationalen Norm ISO 16630: 2009 durchgeführt.
  • Zusammenfassend weist der erfindungsgemäße Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen, der mittels der Dünnband-Stranggießtechnologie gemäß der vorgesehenen Stahlsortenzusammensetzung hergestellt wird, eine Streckgrenze von ≥ 440 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 590 MPa, eine Dehnung von ≥ 19% und eine Lochaufweitungsrate von ≥ 100% auf. Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung von Stahl in Ausführungsbeispielen (Gew.-%)
    C Si Mn P S N O Als Nb Ca
    Ausführungsbeispiel 1 0,04 0,27 1,35 0,008 0,004 0,0064 0,0093 0,0009 0,06 0,003
    Ausführungsbeispiel 2 0,05 0,20 0,90 0,013 0,003 0,0068 0,0110 0,0006 0,05 0,004
    Ausführungsbeispiel 3 0,02 0,38 1,28 0,015 0,004 0,0048 0,0150 0,0004 0,03 0,005
    Ausführungsbeispiel 4 0,01 0,22 1,26 0,013 0,005 0,0067 0,0130 0,0008 0,03 0,004
    Ausführungsbeispiel 5 0,03 0,41 0,85 0,009 0,002 0,0062 0,0120 0,0007 0,01 0,003
    Ausführungsbeispiel 6 0,04 0,45 0,80 0,012 0,002 0,0046 0,0070 0,0008 0,04 0,001
    Ausführungsbeispiel 7 0,02 0,28 0,95 0,015 0,003 0,0040 0,0100 0,0005 0,06 0,002
    Ausführungsbeispiel 8 0,05 0,37 1,30 0,014 0,005 0,0080 0,0085 0,0006 0,05 0,004
    Ausführungsbeispiel 9 0,04 0,36 0,84 0,018 0,003 0,0078 0,0200 0,0003 0,04 0,004
    Ausführungsbeispiel 10 0,02 0,45 0,90 0,020 0,001 0,0065 0,0125 0,0004 0,07 0,004
    Ausführungsbeispiel 11 0,02 0,60 0,85 0,010 0,002 0,0080 0,0090 0,0009 0,04 0,003
    Ausführungsbeispiel 12 0,03 0,59 1,50 0,012 0,005 0,0075 0,0118 0,0003 0,06 0,001
    Ausführungsbeispiel 13 0,05 0,45 1,37 0,018 0,004 0,0045 0,0132 0,0006 0,08 0,002
    Ausführungsbeispiel 14 0,02 0,28 1,40 0,017 0,003 0,0064 0,0075 0,0005 0,03 0,003
    Tabelle 2: Prozessparameter der Ausführungsbeispiele
    Dicke des Gießbands, mm Atmosphäre der unteren geschlossenen Kammer Sauerstoffkonzentration der unteren geschlossenen Kammer, % Warmwalztemperatur, °C Reduktionsverhältnis beim Warmwalzen % warmgewalzte Banddicke mm Abkühlgeschwindigkeit nach dem Walzen, °C/s Aufwickeltemperatur °C
    Ausführungs beispiel 1 2,7 N2 3,3 1150 35 1,75 58 495
    Ausführungs beispiel 2 2,6 Ar 4,2 1200 37 1,65 60 535
    Ausführungs beispiel 3 2,3 N2 2,3 1110 48 1,2 59 565
    Ausführungs beispiel 4 1,8 CO2 2,5 1150 31 1,25 70 560
    Ausführungs beispiel 5 1,7 Ar 3,5 1185 41 1,0 52 570
    Ausführungs beispiel 6 3,0 Ar 2,8 1100 40 1,8 52 550
    Ausführungs beispiel 7 1,9 N2 1,5 1190 24 1,45 55 505
    Ausführungs beispiel 8 1,6 CO2 0,6 1120 22 1,25 60 480
    Ausführungs beispiel 9 1,5 N2 1,3 1250 33 1,0 62 550
    Ausführungs beispiel 10 2,0 N2 1,6 1180 30 1,4 75 525
    Ausführungs beispiel 11 2,6 Ar 1,8 1140 38 1,6 65 485
    Ausführungs beispiel 12 2,3 N2 2,6 1170 46 1,25 50 475
    Ausführungs beispiel 13 2,0 CO2 2,4 1160 50 1,0 70 480
    Ausführungs beispiel 14 1,6 Ar 2,5 1160 31 1,1 55 560
    Tabelle 3: Eigenschaften von Stahlprodukten in Ausführungsbeispielen
    Dicke des Gießbands, mm Dicke eines Fertigprodukts, mm Streckgrenze MPa Zugfestigkeit MPa Dehnung % Lochaufweitungsrate %
    Ausführungsbeispiel 1 2,7 1,75 467 596 22 118
    Ausführungsbeispiel 2 2,6 1,65 468 615 25 117
    Ausführungsbeispiel 3 2,3 1,2 452 635 22 102
    Ausführungsbeispiel 4 1,8 1,25 469 658 26 111
    Ausführungsbeispiel 5 1,7 1,0 485 644 19 108
    Ausführungsbeispiel 6 3,0 1,8 468 637 23 116
    Ausführungsbeispiel 7 1,9 1,45 440 598 24 125
    Ausführungsbeispiel 8 1,6 1,25 496 632 21 122
    Ausführungsbeispiel 9 1,5 1,0 468 626 27 115
    Ausführungsbeispiel 10 2,0 1,4 474 617 21 107
    Ausführungsbeispiel 11 2,6 1,6 455 628 22 114
    Ausführungsbeispiel 12 2,3 1,25 457 605 25 108
    Ausführungsbeispiel 13 2,0 1,0 475 624 26 106
    Ausführungsbeispiel 14 1,6 1,1 468 638 26 114
  • Die chemische Zusammensetzung bei dem Stahlschrott-basierten Ausführungsbeispiel der Erfindung ist in Tabelle 4 angegeben und der Rest besteht aus Fe und anderen unvermeidbaren Verunreinigungen. Die technischen Parameter des erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens sind in Tabelle 5 angegeben und die Eigenschaften der schließlich erhaltenen Produkte sind der Tabelle 6 zu entnehmen.
  • Zusammenfassend weist der Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen, der mittels der Dünnband-Stranggießtechnologie gemäß dem Bereich der erfindungsgemäßen Stahlsortenzusammensetzung hergestellt wird, eine Streckgrenze von ≥ 440 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 590 MPa, eine Dehnung von ≥ 19% und eine Lochaufweitungsrate von ≥ 100% auf. Tabelle 4: Chemische Zusammensetzung von Stahl in Ausführungsbeispielen (Gew.-%)
    C Si Mn P S N O Als Nb Cu Sn Ca
    Ausführungsbeispiel 15 0,03 0,26 1,37 0,008 0,004 0,0054 0,0093 0,0009 0,03 0,35 0,022 0,005
    Ausführungsbeispiel 16 0,01 0,20 0,92 0,013 0,003 0,0071 0,0110 0,0006 0,04 0,16 0,005 0,004
    Ausführungsbeispiel 17 0,04 0,35 1,28 0,015 0,004 0,0068 0,0150 0,0004 0,06 0,10 0,003
    Ausführungsbeispiel 18 0,05 0,28 1,26 0,013 0,005 0,0067 0,0130 0,0008 0,04 0,56 0,040 0,003
    Ausführungsbeispiel 19 0,04 0,45 0,85 0,009 0,002 0,0052 0,0120 0,0007 0,01 0,44 0,014 0,005
    Ausführungsbeispiel 20 0,05 0,41 0,80 0,012 0,002 0,0046 0,0070 0,0008 0,03 0,023 0,001
    Ausführungsbeispiel 21 0,03 0,29 0,95 0,015 0,003 0,0040 0,0100 0,0005 0,07 0,38 0,035 0,002
    Ausführungsbeispiel 22 0,02 0,38 1,30 0,014 0,005 0,0080 0,0085 0,0006 0,05 0,60 0,015 0,005
    Ausführungsbeispiel 23 0,04 0,33 0,85 0,018 0,003 0,0078 0,0200 0,0003 0,03 0,37 0,002
    Ausführungsbeispiel 24 0,05 0,43 0,90 0,020 0,001 0,0065 0,0125 0,0004 0,06 0,53 0,016 0,004
    Ausführungsbeispiel 25 0,02 0,60 0,85 0,010 0,002 0,0080 0,0090 0,0009 0,03 0,038 0,005
    Ausführungsbeispiel 26 0,05 0,57 1,50 0,012 0,005 0,0055 0,0118 0,0003 0,08 0,35 0,013 0,001
    Ausführungsbeispiel 27 0,03 0,46 1,38 0,018 0,004 0,0045 0,0132 0,0006 0,07 0,036 0,004
    Ausführungsbeispiel 28 0,02 0,27 1,40 0,017 0,003 0,0074 0,0075 0,0005 0,04 0,27 0,027 0,003
    Tabelle 5: Prozessparameter des Stahls in Ausführungsbeispielen
    Dicke des Gießbands, mm untere geschlossene Kammer Atmosphäre untere geschlossene Kammer Sauerstoffkonzentration, % Warmwalztemperatur °C Reduktionsverhältnis beim Warmwalzen, % warmgewalzte Banddicke mm Abkühlgeschwindigkeit nach dem Walzen °C/s Aufwickeltemperatur °C
    Ausführungsbeispiel 15 2,6 Ar 3,3 1130 33 1,75 53 495
    Ausführungsbeispiel 16 2,5 Ar 4,2 1200 46 1,35 60 535
    Ausführungsbeispiel 17 2,3 N2 2,3 1110 43 1,30 59 565
    Ausführungsbeispiel 18 1,8 CO2 2,5 1150 31 1,25 70 560
    Ausführungsbeispiel 19 1,5 Ar 3,5 1185 33 1,00 52 570
    Ausführungsbeispiel 20 3,0 Ar 2,8 1100 40 1,80 52 550
    Ausführungsbeispiel 21 1,9 N2 1,5 1190 21 1,50 55 505
    Ausführungsbeispiel 22 1,8 CO2 0,6 1120 31 1,25 60 480
    Ausführungsbeispiel 23 1,6 N2 1,3 1250 38 1,00 62 550
    Ausführungsbeispiel 24 2,0 N2 1,6 1180 30 1,40 75 525
    Ausführungsbeispiel 25 2,6 Ar 1,8 1140 38 1,60 65 485
    Ausführungsbeispiel 26 2,2 N2 2,6 1170 43 1,25 50 475
    Ausführungsbeispiel 27 2,0 CO2 2,4 1160 50 1,00 70 480
    Ausführungsbeispiel 28 1,7 Ar 2,5 1160 35 1,10 55 560
    Tabelle 6: Eigenschaften von Stahlprodukten in Ausführungsbeispielen
    Dicke eines Gießbands mm Dicke eines Fertigprodukts mm Streckgrenze MPa Zugfestigkeit MPa Dehnung % Lochaufweitungsrate %
    Ausführungsbeispiel 15 2,6 1,75 458 598 21 115
    Ausführungsbeispiel 16 2,5 1,35 488 612 25 111
    Ausführungsbeispiel 17 2,3 1,3 460 625 19 112
    Ausführungsbeispiel 18 1,8 1,25 463 638 28 103
    Ausführungsbeispiel 19 1,5 1,0 485 645 23 108
    Ausführungsbeispiel 20 3,0 1,8 467 638 28 112
    Ausführungsbeispiel 21 1,9 1,5 440 599 22 117
    Ausführungsbeispiel 22 1,8 1,25 498 636 21 120
    Ausführungsbeispiel 23 1,6 1,0 463 613 24 113
    Ausführungsbeispiel 24 2,0 1,4 474 614 20 117
    Ausführungsbeispiel 25 2,6 1,6 452 625 22 103
    Ausführungsbeispiel 26 2,2 1,25 469 618 23 105
    Ausführungsbeispiel 27 2,0 1,0 473 615 27 107
    Ausführungsbeispiel 28 1,7 1,1 465 642 26 118
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • US 6920912 [0016]
    • US 20060182989 [0016]
    • CN 103602890 [0018, 0019]
    • CN 105154769 [0020]
    • CN 106119702 [0020]
    • WO 200928515 [0021]
    • CN 101353757 [0055]
    • CN 101928881 [0056]
    • JP 2006063394 [0057]
    • JP 2006305700 [0057]
    • JP 2003/016614 [0057]
    • US 2006096678 [0058]
    • US 4415376 [0058]

Claims (13)

  1. Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen, aufweisend die folgende chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent: C: 0,01% bis 0,05%, Si: 0,2% bis 0,6%, Mn: 0,8% bis 1,5%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,005%, N ≤ 0,008%, Als: < 0,001%, Ca ≤ 0,0050%, Nb: 0,01% bis 0,08%, und optional ein oder zwei Elemente von Cu 0,1% bis 0,6% und Sn 0,005% bis 0,04%, wobei Mn/S > 250 und der Gesamtsauerstoffgehalt [O]T 0,007% bis 0,020% beträgt, und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist.
  2. Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Nb-mikrolegierte Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen die folgende chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist: C: 0,01% bis 0,05%, Si: 0,2% bis 0,6%, Mn: 0,8% bis 1,5%, P ≤ 0,02%, S ≤ 0,005%, N ≤ 0,008%, Als: < 0,001%, Ca ≤ 0,0050% und Nb: 0,01% bis 0,08%, wobei Mn/S > 250 und der Gesamtsauerstoffgehalt [O]T 0,007% bis 0,020% beträgt, wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen ist, und die folgende Bedingung erfüllt ist: ein oder zwei Elemente von Cu 0,1% bis 0.6% und Sn 0,005% bis 0,04% enthalten ist oder sind.
  3. Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Mikrostruktur des Stahls mit hohem Lochaufweitungsvermögen aus Ferrit und Bainit ausgebildet ist, wobei der Anteil an Bainitphase ≥ 15% beträgt.
  4. Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mit hohem Lochaufweitungsvermögen eine Streckgrenze von ≥ 440 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 590 MPa, eine Dehnung von ≥ 19% und eine Lochaufweitungsrate von ≥ 100% aufweist.
  5. Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Nb-mikrolegierte Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen eine Dicke von 0,8 mm bis 2,5 mm, vorzugsweise von 1,0 mm bis 1,8 mm, aufweist.
  6. Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: 1) Schmelzen das Schmelzen wird gemäß der Zusammensetzung nach Anspruch 1 durchgeführt, wobei die Basizität a = CaO/SiO2 der während der Stahlherstellung erzeugten Schlacke so geregelt wird, dass a < 1,5, vorzugsweise a < 1,2, oder a = 0,7 bis 1,0 gilt; wobei ein ternärer Einschluss mit einem niedrigen Schmelzpunkt, MnO-SiO2-Al2O3, erhalten werden muss, wobei das Verhältnis MnO/SiO2 im ternären Einschluss MnO-SiO2-Al2O3 auf 0,5 bis 2, vorzugsweise 1 bis 1,8, geregelt wird; wobei der Bereich von freiem Sauerstoff [O]Free in der Stahlschmelze beträgt: 0,0005% bis 0,005% liegt, und wobei in der Stahlschmelze Mn/S > 250 gilt; 2) Stranggießen das Stranggießen erfolgt durch Doppelwalzen-Stranggießen für Dünnbänder und an der schmalsten Stelle des Spalts zweier Kristallisationswalzen wird ein Gießband mit einer Dicke von 1,5 mm bis 3 mm gebildet; wobei der Durchmesser der Kristallisationswalze zwischen 500 mm bis 1500 mm liegt und vorzugsweise 800 mm beträgt; wobei die Kristallisationswalze durch Wasser innerhalb derselben gekühlt werden, wobei die Gießgeschwindigkeit einer Gießmaschine im Bereich von 60 m/min bis 150 m/min liegt; bei einer Stranggussverteilung wird ein zweistufiges Verteilungssystem für Stahlschmelze verwendet, das aus einem Tundish und einem Verteiler besteht: 3) Schützen in einer unteren geschlossenen Kammer: nachdem ein Gussband aus den Kristallisationswalzen austrat, liegt seine Temperatur im Bereich von 1420°C bis 1480°C, wonach das Gussband direkt in die untere geschlossene Kammer eintritt, die mit einem nicht oxidierenden Gas gefüllt ist, wobei die Sauerstoffkonzentration in der unteren geschlossenen Kammer auf < 5% geregelt wird, und wobei die Temperatur des Gussbandes am Auslass der unteren geschlossenen Kammer 1150°C bis 1300°C beträgt; 4) Inline-Warmwalzen das Gießband wird durch eine Klemmwalze in der unteren geschlossenen Kammer zu einem Walzwerk gefördert und zu einem Bandstahl gewalzt, wobei die Walztemperatur 1100°C bis 1250°C beträgt, wobei das Reduktionsverhältnis beim Warmwalzen auf 10% bis 50% geregelt wird und vorzugsweise 30% bis 50% beträgt; und wobei die Dicke des warmgewalzten Stahlbads 0,8 mm bis 2,5 mm, vorzugsweise 1,0 mm bis 1,8 mm, beträgt; 5) Abkühlen nach dem Walzen der Inline-warmgewalzte Bandstahl wird nach dem Walzen abgekühlt, wobei das Abkühlen unter Verwendung einer Gaszerstäubung-Kühlung erfolgt, und wobei die Abkühlgeschwindigkeit ≥ 50°C/s beträgt; 6) Aufwickeln des Bandstahls der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl wird unmittelbar zu einer Spule aufgewickelt, wobei die Aufwickeltemperatur 470°C bis 570°C beträgt.
  7. Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt 1) das Schmelzen in einem Elektroofen oder in einem Konverter erfolgt und der Rohstoff dann in einen LF-Ofen, einen VD/VOD-Ofen oder einen RH-Ofen zum Raffinieren eingegeben wird.
  8. Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt 1) das Schmelzen in einem Elektroofen erfolgt und der Rohstoff zum Schmelzen zu 100% aus Stahlschrott ohne Vorsieben besteht; oder das Schmelzen in einem Konverter erfolgt, wobei der Stahlschrott ohne Vorsieben in einem Anteil von mehr als 20 Gew.-% des Rohstoffs zum Schmelzen in den Konverter eingegeben wird; und danach wird der Rohstoff in einen LF-Ofen, einen VD/VOD-Ofen oder einen RH-Ofen zum Raffinieren eingegeben.
  9. Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt 3) das nicht oxidierende Gas N2, Ar oder durch Sublimation von Trockeneis erhaltenes CO2-Gas ist.
  10. Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt 5) bei der Gaszerstäubung-Kühlung das Gas-Wasserverhältnis bei 15 : 1 bis 10 : 1, der Luftdruck bei 0,5 bis 0,8 MPa und der Wasserdruck bei 1,0 bis 1,5 MPa liegt.
  11. Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt 6) das Aufwickeln durch eine Doppelhaspel oder durch eine Karussellhaspel erfolgt.
  12. Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt 5) die Abkühlgeschwindigkeit 50°C/s bis 75°C/s beträgt.
  13. Verfahren zum Herstellen eines Nb-mikrolegierten Stahls mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt 6) der abgekühlte warmgewalzte Bandstahl nach einem Abtrennen seines Kopfs schlechter Qualität durch eine Schopfschere direkt zu einer Spule aufgewickelt wird.
DE112020004399.1T 2019-09-19 2020-09-17 Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen und Herstellungsverfahren dafür Pending DE112020004399T5 (de)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910888756.7A CN112522629B (zh) 2019-09-19 2019-09-19 一种Nb微合金化高强高扩孔钢及其生产方法
CN201910889397.7 2019-09-19
CN201910889397.7A CN112522596B (zh) 2019-09-19 2019-09-19 一种基于废钢的高强高扩孔钢及其生产方法
CN201910888756.7 2019-09-19
PCT/CN2020/115964 WO2021052434A1 (zh) 2019-09-19 2020-09-17 一种Nb微合金化高强高扩孔钢及其生产方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE112020004399T5 true DE112020004399T5 (de) 2022-06-02

Family

ID=74883385

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE112020004399.1T Pending DE112020004399T5 (de) 2019-09-19 2020-09-17 Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen und Herstellungsverfahren dafür

Country Status (3)

Country Link
US (1) US20220389534A1 (de)
DE (1) DE112020004399T5 (de)
WO (1) WO2021052434A1 (de)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114686665A (zh) * 2022-03-16 2022-07-01 安阳钢铁集团有限责任公司 一种抗时效微碳钢深冲带钢及其生产方法

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4415376A (en) 1980-08-01 1983-11-15 Bethlehem Steel Corporation Formable high strength low alloy steel sheet
JP2003016614A (ja) 2001-06-29 2003-01-17 Sony Corp 磁気ヘッドの製造方法
US6920912B2 (en) 1999-12-01 2005-07-26 Nucor Corporation Casting steel strip
JP2006063394A (ja) 2003-08-28 2006-03-09 Jfe Steel Kk 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
US20060096678A1 (en) 2003-04-21 2006-05-11 Jfe Steel Corporation High Strength Hot Rolled Steel Sheet and Method for Manufacturing the Same
US20060182989A1 (en) 2005-02-15 2006-08-17 Nucor Corporation Thin cast strip with protective layer, and method for making the same
JP2006305700A (ja) 2005-04-28 2006-11-09 Osg Corp タップ及びタップの製造方法。
CN101353757A (zh) 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度为440MPa级热轧高扩孔钢板及其制造方法
WO2009028515A1 (ja) 2007-08-24 2009-03-05 Jfe Steel Corporation 高強度熱延鋼板の製造方法
CN101928881A (zh) 2009-06-26 2010-12-29 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度为590MPa级热轧高扩孔钢板及其制造工艺
CN103602890A (zh) 2013-11-29 2014-02-26 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度540MPa级高扩孔钢板及其制造方法
CN105154769A (zh) 2015-09-18 2015-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
CN106119702A (zh) 2016-06-21 2016-11-16 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4715637B2 (ja) * 2006-05-30 2011-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR101130837B1 (ko) * 2008-04-10 2012-03-28 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판과 아연 도금 강판 및 이 강판들의 제조 방법
JP4842413B2 (ja) * 2010-03-10 2011-12-21 新日本製鐵株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
ES2654055T3 (es) * 2011-04-21 2018-02-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una capacidad de alargamiento altamente uniforme y una expansibilidad de agujeros excelente y procedimiento para fabricar la misma
IN2014DN06757A (de) * 2012-02-17 2015-05-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
CN104357743B (zh) * 2014-11-17 2017-02-22 武汉钢铁(集团)公司 一种扩孔率≥90%的热轧带钢及生产方法
KR101797383B1 (ko) * 2016-08-09 2017-11-13 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN108570604A (zh) * 2018-04-28 2018-09-25 唐山钢铁集团有限责任公司 一种780MPa级热轧酸洗高扩孔钢带及其生产方法

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4415376A (en) 1980-08-01 1983-11-15 Bethlehem Steel Corporation Formable high strength low alloy steel sheet
US6920912B2 (en) 1999-12-01 2005-07-26 Nucor Corporation Casting steel strip
JP2003016614A (ja) 2001-06-29 2003-01-17 Sony Corp 磁気ヘッドの製造方法
US20060096678A1 (en) 2003-04-21 2006-05-11 Jfe Steel Corporation High Strength Hot Rolled Steel Sheet and Method for Manufacturing the Same
JP2006063394A (ja) 2003-08-28 2006-03-09 Jfe Steel Kk 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
US20060182989A1 (en) 2005-02-15 2006-08-17 Nucor Corporation Thin cast strip with protective layer, and method for making the same
JP2006305700A (ja) 2005-04-28 2006-11-09 Osg Corp タップ及びタップの製造方法。
CN101353757A (zh) 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度为440MPa级热轧高扩孔钢板及其制造方法
WO2009028515A1 (ja) 2007-08-24 2009-03-05 Jfe Steel Corporation 高強度熱延鋼板の製造方法
CN101928881A (zh) 2009-06-26 2010-12-29 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度为590MPa级热轧高扩孔钢板及其制造工艺
CN103602890A (zh) 2013-11-29 2014-02-26 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度540MPa级高扩孔钢板及其制造方法
CN105154769A (zh) 2015-09-18 2015-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
CN106119702A (zh) 2016-06-21 2016-11-16 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20220389534A1 (en) 2022-12-08
WO2021052434A1 (zh) 2021-03-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE112013000841B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines witterungsbeständigen kontinuierlichen Dünnbandguss-Stahls, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist
DE112013000747B4 (de) Herstellungsverfahren zum Bandgießen eines an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahlbands mit einer Güte von 550 MPa
EP2663411B1 (de) Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlflachprodukts
DE112013001434B4 (de) Herstellungsverfahren zum Bandgießen eines an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls mit einer Güte von 700 MPa
EP2864517B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa
CN102787278B (zh) 一种含硼耐候薄带钢及其制造方法
DE112020004462T9 (de) Feuerfestes und witterungsbeständiges stahlblech/-band und verfahren zur herstellung desselben
LU102372B1 (de) Stahlstab von der klasse 600mpa für stahlbeton und herstellungsverfahren dafür
CN101845599B (zh) 一种耐候钢及其制造方法
CN109161797B (zh) 一种轻量化耐疲劳热轧双相车轮钢及其生产方法
DE112020004461T5 (de) Warmgewalztes 30crmo-legiertes stahlblech/-band und verfahren zur herstellung desselben
CN102787280B (zh) 一种含硼耐候薄带钢及其制造方法
CN102787279B (zh) 一种含硼微合金耐大气腐蚀钢及其制造方法
CN102796969B (zh) 一种含硼微合金耐大气腐蚀钢及其制造方法
EP1807542A1 (de) Höherfestes, twip-eigenschaften aufweisendes stahlband oder -blech und verfahren zu dessen herstellung mittels &#34;direct strip casting &#34;
CN110983193B (zh) 基于薄带铸轧的800MPa级高强钢及其生产方法
DE60207591T2 (de) Verfahren zur herstellung von geschweissten röhren und dadurch hergestelltes rohr
DE112020004425T5 (de) Dünner hochkorrosionsbeständiger stahl und herstellungsverfahren dafür
CN107475624A (zh) 含钛厚规格耐候钢及其生产方法
CN107385319A (zh) 屈服强度400MPa级精密焊管用钢板及其制造方法
CN103667969B (zh) 一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法
WO2021052312A1 (zh) 马氏体钢带及其制造方法
DE112020004399T5 (de) Nb-mikrolegierter Stahl mit hoher Festigkeit und hohem Lochaufweitungsvermögen und Herstellungsverfahren dafür
WO2001029273A1 (de) Verfahren zum herstellen eines warmbandes
DE112020004433T5 (de) Warmgewalztes Stahlblech/-band mit Beständigkeit gegen Schwefelsäure-Taupunktkorrosion und Herstellungsverfahren dafür