EP1699582A1 - Verfahren zum erzeugen von warmbändern aus leichtbaustahl - Google Patents

Verfahren zum erzeugen von warmbändern aus leichtbaustahl

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EP1699582A1
EP1699582A1 EP04802997A EP04802997A EP1699582A1 EP 1699582 A1 EP1699582 A1 EP 1699582A1 EP 04802997 A EP04802997 A EP 04802997A EP 04802997 A EP04802997 A EP 04802997A EP 1699582 A1 EP1699582 A1 EP 1699582A1
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conveyor belt
melt
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Karl-Heinz Spitzer
Georg Frommeyer
Volker Flaxa
Udo BRÜX
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Salzgitter Flachstahl GmbH
Max Planck Institut fuer Nachhaltige Materialien GmbH
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Max Planck Institut fuer Eisenforschung GmbH
Salzgitter Flachstahl GmbH
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    • C21D8/0426—Hot rolling

Definitions

  • the invention relates to a method for producing hot strips from a deformable, in particular good cold deep-drawing lightweight structural steel according to the preamble of claim 1.
  • the high degree of forming is achieved through TRIP (Transformation Induced Plasticity) and TWIP (Twinning Induced Plasticity) properties of the steel.
  • Steels with high Mn contents tend to segregate, as occurs in conventional continuous casting through bending, bulging of the strand, sedimentation and suction segregation in the swamp tip area.
  • the invention has for its object to provide a method for producing hot strips from a formable, in particular good cold deep-drawing lightweight steel that avoids the disadvantages described above.
  • the steel has contents in mass% for C 0.04 to ⁇ 1.0 AI 0.05 to ⁇ 4.0 Si 0.05 to ⁇ 6.0 Mn 9.0 to ⁇ 30.0 , Remainder iron including usual steel accompanying elements and in which a melt is cast in a horizontal strip caster close to the final dimensions as well as calmed and free of bending to a preliminary strip in the range between 6 and 15 mm and then fed to a further treatment.
  • Remainder iron including usual steel accompanying elements and in which a melt is cast in a horizontal strip caster close to the final dimensions as well as calmed and free of bending to a preliminary strip in the range between 6 and 15 mm and then fed to a further treatment.
  • Cr, Cu, Ti, Zr, V and Nb can optionally be added to the molten steel.
  • the steel according to the invention is characterized either as a stabilized ⁇ -crystal or as a partially stabilized ⁇ -mixed crystal with a defined stacking error energy, which has a z. T. shows multiple TRIP effect.
  • the advantage of the proposed lightweight steel can be seen in the fact that through a targeted alloy composition and choice of process parameters such as degree of deformation and heat treatment, a wide range of strength and ductility requirements can be covered, whereby tensile strengths of up to 1400 MPa are possible.
  • the addition of carbon plays a key role here.
  • the invention overcomes this prejudice by proposing a balanced ratio of the addition of aluminum and manganese, which also allows a targeted addition of carbon.
  • the hydrogen content in the steel plays an important role.
  • the phenomenon manifests itself in the fact that e.g. B. cracks appear on deep-drawn cups after some time in the edge area.
  • the cracking process can take several days. For this reason it is proposed to limit the hydrogen content to ⁇ 20 ppm, preferably to ⁇ 5 ppm. This can be achieved by careful handling during the melting process, e.g. B. by a special rinsing and vacuum treatment.
  • the lightweight steel mainly with TRIP or with TWIP properties it may be necessary to equip the lightweight steel mainly with TRIP or with TWIP properties.
  • the easiest way to do this is to control the Mn content. If the lower range of approximately 9-18% is selected, then an end product with predominantly TRIP properties is to be expected, whereas the upper range with approximately 22-30% is preferred, the TWIP properties predominate. As mentioned before, this control is also possible by adding other elements, ⁇ especially carbon. In this context it should be mentioned that from the point of view of sufficient corrosion resistance, a higher Cr content is advantageous for the lower Mn range specified and a lower Cr content for the upper Mn range.
  • the bending during solidification which is considered to be disadvantageous, is avoided in that the underside of the casting belt receiving the melt is supported on a plurality of rollers lying next to one another.
  • the support is strengthened in such a way that a negative pressure is generated in the region of the casting belt, so that the casting belt is pressed firmly onto the rollers.
  • the length of the conveyor belt is selected so that at the end of the conveyor belt, the preliminary belt is largely solidified before it is deflected.
  • a homogenization zone which is used for temperature compensation and possible voltage reduction.
  • a further treatment which can be a direct coiling of the preliminary strip or consists of an upstream rolling process in order to apply the required deformation of at least 50%, preferably of> 70%.
  • the direct coiling of the pre-strip has the advantage that you can choose the casting speed with regard to optimal solidification conditions, regardless of the cycle of the subsequent rolling process.
  • the strand shell When the strand shell is formed at the beginning of the solidification, the strand shell may be lifted locally from the circulating belt of the strip casting installation. Under certain circumstances, this leads to impermissible unevenness in the underside of the pre-strip produced. In order to avoid this, it is necessary to ensure that the cooling conditions are as equal as possible for all surface elements of the strand shell of a strip extending over the width of the conveyor belt. This can be achieved by conditioning the top of the circulating belt, e.g. B. by a targeted structuring or by applying a thermally insulating separation layer.
  • One of the aforementioned structuring measures is e.g. B. sandblasting or brushing the top of the circulating belt.
  • An example of the thermally insulating separating layer is the coating by plasma spraying with, for example, aluminum oxide or zirconium oxide.
  • Another embodiment of a structuring is the embossing of a knob structure, e.g. B. with upwardly directed knobs of a few 100 microns in height and a few millimeters in diameter and a distance of the knobs of a few millimeters.
  • the tensile test lying in the rolling direction gave a tensile strength of 1046 MPa and an elongation (A80) of 35%. Depending on the degree of deformation and heat treatment, the tensile strength can be increased to over 1100 MPa and the elongation (A80) over 40%.
  • a second example shows the possibility of shifting the strength and ductility properties against each other by increasing the carbon content with almost the same Mn content.
  • the cold strip of 1.0 mm made from this steel was under protective gas annealed at 1050 ° C and a holding time of 15 minutes.
  • the tensile strength has dropped to 817 MPa, but the A80 elongation has increased to 60%. This means that despite the low Mn content, the higher carbon addition has moved the steel more into the TWIP range.
  • the average tensile strength was 632 MPa and the A80 elongation was 57%.
  • This example also clearly shows that with high Mn contents the elongation can be increased significantly, but this is always detrimental to the strength as long as the carbon content is low.
  • the three examples show the range of variation in terms of strength and elongation, with the Mn and C content playing a key role.
  • the influence of analysis is also overlaid by treatments of the hot strip in the form of annealing and / or by combined cold forming (e.g. rolling, stretching, deep drawing) and intermediate annealing or final annealing.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfähigen Leichtbaustahl, bestehend aus den Hauptelementen Si, Al und Mn, der eine hohe Zugfestigkeit und TRIP- und/oder TWIP-Eigenschaften aufweist. Dabei betragen die Gehalte in Masse-% für C 0,04 bis < 1,0; Al 0,05 bis < 4,0; SI 0,05 BIS< 6,0; Mn 9,0 bis < 30,0; Rest Eisen einschliesslich üblicher stahlbegleitender Elemente. Die Schmelze wird in einer horizontalen Bandgiessanlage endabmessungsnah sowie strömungsberuhigt und biegefrei zu einem Vorband im Bereich zwischen 6 und 15 mm vergossen und anschliessend einer Weiterbehandlung zugeführt.

Description

52 780-1
Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus Leichtbaustahl
Beschreibung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfahigen Leichtbaustahl gemäß dem Oberbegriff des Patentanspruches 1.
Der heiß umkämpfte Autqmobilmarkt zwingt die Hersteller ständig nach Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches unter Beibehaltung eines höchstmöglichen Komforts zu suchen. Dabei spielt die Gewichtsersparnis eine entscheidende Rolle, Diesem Wunsch versuchen die Lieferanten insbesondere für den Karosseriebereich dadurch Rechnung zu tragen, dass durch den Einsatz höherfester Stähle die Wanddicken reduziert werden können, ohne Einbußen der Beulsteifigkeit sowie der Umformung durch Tief- und/oder Streckziehen und der Beschichtung in Kauf nehmen zu müssen.
Ein Lösungsansatz dazu ist in der EP 0 889 144 A1 veröffentlicht. In dieser Schrift wird ein kaltumformbarer, insbesondere gut tiefziehfähiger, austenitischer Leichtbaustahl vorgeschlagen, der eine Zugfestigkeit bis 1100 Pa aufweist. Die Hauptelemente dieses Stahles sind Si, AI und Mn im Bereich 1 - 6 % Si, 1 bis 8 % AI und 10 bis 30 % Mn, Rest Eisen einschließlich üblicher Stahlbegleitelemente.
Der hohe Umformgrad wird durch TRIP- (Transformation Induced Plasticity) und TWIP- (Twinning Induced Plasticity) Eigenschaften des Stahles erreicht. Stähle mit hohen Mn- Gehalten neigen zu Seigerungen, wie sie beim konventionellen Stranggießen durch Biegung, Ausbauchung des Stranges, Sedimentation und Saugseigerung im Sumpfspitzenbereich vorkommen.
Die auf diese Weise entstehende Makroseigerung, die auch zu intermetallischen Phasen führen kann, führt zu schwerwiegenden Bandfehlern beim Warmwalzen. Hochlegierte Stähle neigen grundsätzlich auch zu Innenrissen, die letztlich Markroseigerungsfehler darstellen. Diese resultieren z. B. aus Biegebeanspruchungen während des Herstellungsprozesses.
Stähle mit hohen AI-Gehalten lassen sich mit konventionellen Gießpulvern nicht vergießen, da AI im besonderen Maße das SiO2 im Gießpulver reduziert und somit zu einer verschlechterten Reibung zwischen Strangschale und Kokille führt.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfähigem Leichtbaustahl anzugeben, das die zuvor geschilderten Nachteile vermeidet.
Diese Aufgabe wird ausgehend vom Oberbegriff in Verbindung mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruches 1 gelöst.
Nach der Lehre der Erfindung weist der Stahl Gehalte in Masse % für C 0,04 bis ≤ 1 ,0 AI 0,05 bis < 4,0 Si 0,05 bis ≤ 6,0 Mn 9,0 bis < 30,0 auf, Rest Eisen einschließlich üblicher Stahlbegleitelemente und bei dem eine Schmelze in einer horizontalen Bandgießanlage endabmessungsnah sowie strömungsberuhigt und biegefrei zu einem Vorband im Bereich zwischen 6 und 15 mm vergossen und anschließend einer Weiterbehandlung zugeführt wird. Optional können je nach Anforderung Cr, Cu, Ti, Zr, V und Nb der Stahlschmelze zugegeben werden.
Der erfindungsgemäße Stahl ist gefügemäßig entweder als stabilisierter γ-Kristall oder als teilstabilisierter γ-Mischkristall mit definierter Stapelfehlerenergie ausgeprägt, der einen z. T. multiplen TRIP-Effekt zeigt.
Der letztgenannte Effekt ist die spannungs- oder dehnungsinduzierte Umwandlung eines flächenzentrierten γ-Mischkristalls in ein martensitisches ε-Gefüge mit hexagonaler dichtester Kugelpackung, der dann zum Teil in einen raumzentrierten α-Martensit und Restaustenit transformiert. „ Ms Λ, Ms ' ru hcp bcc fcc = face centred cubic bcc = body centred cubic hcp = hexogonal clbsed packed
Zahlreiche Versuche haben zur Erkenntnis geführt, dass im komplexen Zusammenspiel zwischen AI, Si und Mn dem Kohlenstoffgehalt eine überragende Bedeutung zukommt. Es erhöht zum Einen die Stapelfehlerenergie und erweitert zum Anderen den metastabilen Austenitbereich. Dadurch wird die verformungsinduzierte Martensitbildung und die damit verbundene Verfestigung gehemmt und auch die Duktilität gesteigert.
Weitere Verbesserungen lassen sich erreichen durch gezielte Zugaben von Kupfer und/oder Chrom. Mit der Zugabe von Kupfer wird der ε-Martensit stabilisiert und die Verzinkbarkeit verbessert. Zudem erhöht Kupfer die Korrosionsbeständigkeit des Stahles. Auch Chrom stabilisiert den ε-Martensit und verbessert die Korrosionsbeständigkeit.
Der Vorteil des vorgeschlagenen Leichtbaustahles ist darin zu sehen, dass durch gezielte Legierungszusammensetzung und Wahl der Prozessparameter wie Umformgrad und Wärmebehandlung ein breites Spektrum von Festigkeits- und Duktilitätsanforderungen abgedeckt werden kann, wobei Zugfestigkeiten bis 1400 MPa möglich sind. Dabei spielt die Kohlenstoffzugabe eine Schlüsselrolle.
Bislang wurde, in der Fachwelt die Meinung vertreten, den Kohlenstoffgehalt möglichst auf
Null zu setzen, um die Bildung von -Karbiden zu vermeiden. Die Erfindung überwindet dieses Vorurteil durch den Vorschlag eines ausgewogenen Verhältnisses der Zugabe von Aluminium und Mangan, das auch eine gezielte Zugabe von Kohlenstoff gestattet.
Für das Phänomen "delayed fracture", das bei Stählen mit überwiegend TRIP-Eigenschaften auftreten kann,. spielt der Wasserstoffgehalt im Stahl eine wichtige Rolle. Das Phänomen äußert sich darin, dass z. B. an tiefgezogenen Näpfen nach einiger Zeit im Kantenbereich Risse auftreten. Der Rissbildungsvorgang kann sich über mehrere Tage hinziehen. Aus diesem Grunde wird vorgeschlagen, den Wasserstoffgehalt auf < 20 ppm vorzugsweise auf < 5 ppm zu begrenzen. Dieses lässt sich durch eine sorgfältige Behandlung während der Erschmelzung erreichen, z. B. durch eine spezielle Spül- und Vakuumbehandlung.
Je nach Anforderung kann es erforderlich sein, den Leichtbaustahl überwiegend mit TRIP oder mit TWIP-Eigenschaften auszustatten. Dies kann man am einfachsten durch Steuerung des Mn-Gehaltes erreichen. Wird der untere Bereich von etwa 9 - 18 % gewählt, dann ist ein Endprodukt mit überwiegend TRIP-Eigenschaften zu erwarten, wird hingegen der obere Bereich mit etwa 22 - 30 % bevorzugt, überwiegen die TWIP-Eigenschaften. Wie schon zuvor erwähnt, ist diese Steuerung auch durch gezielte Zugabe anderer Elemente, < insbesondere Kohlenstoff, möglich. In diesem Zusammenhang sei erwähnt, dass unter dem Blickwinkel einer ausreichenden Korrosionsbeständigkeit für den unteren angegebenen Mn- Bereich ein höherer Cr-Gehalt und für den oberen Mn-Bereich ein niedrigerer Cr-Gehalt vorteilhaft ist.
Verfahrenstechnisch wird vorgeschlagen, die Strömungsberuhigung dadurch zu erreichen, dass eine mitlaufende elektromagnetische Bremse eingesetzt wird, die dafür sorgt, dass im Idealfall die Geschwindigkeit des Schmelzenzulaufs gleich der Geschwindigkeit des umlaufenden Förderbandes ist.
Die als nachteilig angesehene Biegung während der Erstarrung wird dadurch vermieden, dass die Unterseite des die Schmelze aufnehmenden Gießbandes sich auf einer Vielzahl von nebeneinander liegenden Rollen abstützt. Verstärkt wird die Abstützung in der Weise, dass im Bereich des Gießbandes ein Unterdruck erzeugt wird, so dass das Gießband fest auf die Rollen gedrückt wird.
Um diese Bedingungen während der kritischen Phase der Erstarrung aufrecht zu erhalten, wird die Länge des Förderbandes so gewählt, dass am Ende des Förderbandes vor dessen Umlenkung das Vorband weitestgehend durcherstarrt ist.
Am Ende des Förderbandes schließt sich eine Homogenisierungszone an, die für einen Temperaturausgleich und möglichen Spannungsabbau genutzt wird. Danach folgt eine Weiterbehandlung, die ein direktes Aufcoilen des Vorbandes sein kann oder aus einem vorgeschalteten Walzprozess besteht, um die erforderliche Umformung von mindestens 50 % vorzugsweise von > 70% aufzubringen. Das direkte Aufcoilen des Vorbandes hat den Vorteil, dass man die Gießgeschwindigkeit hinsichtlich optimaler Erstarrungsbedingungen wählen kann, unabhängig vom Takt des nachfolgenden Walzprozesses.
Andererseits kann es insbesondere aus wirtschaftlichen Gründen (hohe Produktivität) vorteilhaft sein, den erfindungsgemäßen Werkstoff direkt nach dem Gießen inline ganz oder teilweise bis auf seine endgültige Dicke zu walzen.
Bei der Bildung der Strangschale zu Beginn der Erstarrung kann es lokal zu Abhebungen der Strangschale vom umlaufenden Band der Bandgießanlage kommen. Dies führt unter Umständen zu unzulässigen Unebenheiten der Unterseite des erzeugten Vorbandes. Um dies zu vermeiden, ist es erforderlich für alle Flächenelemente der sich bildenden Strangschale eines sich über die Breite des Förderbandes erstreckenden Streifens möglichst gleiche Abkühlbedingungen zu gewährleisten. Dies kann man durch eine Konditionierung der Oberseite des umlaufenden Bandes erreichen, z. B. durch eine gezielte Strukturierung oder durch Aufbringen einer thermisch isolierenden Trennschicht.
Eine der vorgenannten Strukturierungsmaßnahmen ist z. B. ein Sandstrahlen oder Bürsten der Oberseite des umlaufenden Bandes. Ein Beispiel für die thermisch isolierende Trennschicht ist die Beschichtung durch Plasmaspritzen mit beispielsweise Aluminiumoxid oder Zirkonoxid. Ein weiteres Ausführungsbeispiel für eine Strukturierung ist das Aufprägen einer Noppenstruktur, z. B. mit nach oben gerichteten Noppen von einigen 100 μm Höhe und einigen Millimeter Durchmesser sowie einem Abstand der Noppen von einigen Millimetern.
Anhand eines Ausführungsbeispieles werden die erreichbaren Werte demonstriert. Ausgehend von einem Stahl mit der Analyse
C = 0,06 % Mn = 15,5 % AI = 2,0 % Si = 2,6 % H2 = 4 ppm wurde ein Warmband mit einer Dicke von 2,5 mm erzeugt.
Die in Walzrichtung liegende Zugprobe ergab eine Zugfestigkeit von 1046 MPa und eine Dehnung (A80) von 35 %. In Abhängigkeit vom Umformgrad und Wärmebehandlung kann die Zugfestigkeit bis über 1100 MPa und die Dehnung (A80) über 40 % gesteigert werden. Ein zweites Beispiel zeigt die Möglichkeit, wie man durch Anhebung des Kohlenstoffgehaltes bei nahezu gleichem Mn-Gehalt die Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften gegeneinander verschieben kann.
Der Stahl dieses Ausführungsbeispiels weist folgende Gehalte auf C = 0,7 % Mn = 15 % AI = 2,5 % Si = 2,5 % ' H2 = 3 ppm Das aus diesem Stahl hergestellte Kaltband von 1 ,0 mm wurde unter Schutzgas bei 1050 °C und einer Haltezeit von 15 Minuten rekristallisierend geglüht. Die Zugfestigkeit ist auf 817 MPa abgesunken, dafür aber die A80-Dehnung auf 60 % gestiegen. Dies bedeutet, dass trotz des niedrigen Mn-Gehaltes durch die höhere Kohlenstoffzugabe der Stahl mehr in den Bereich mit TWIP-Eigenschaften verschoben worden ist.
Ein weiteres Beispiel zeigt die Ergebnisse mit hohem Mn-Gehalt und niedrigem Kohlenstoffgehalt. Die Gehalte betrugen
C = 0,041 % Mn = 25 % AI = 3,4 % Si = 2,54 % H2 = 4 ppm
Nach einer vergleichbaren Wärmebehandlung wie zuvor beschrieben, betrug die Zugfestigkeit im Mittel 632 MPa und die A80-Dehnung 57 %. Auch dieses Beispiel zeigt deutlich, dass man mit hohen Mn-Gehalten die Dehnung stark steigern kann, dies aber immer zulasten der Festigkeit geht, solange der Kohlenstoffgehalt niedrig ist.
Insgesamt zeigen die drei Beispiele die Variationsbreite hinsichtlich Festigkeit und Dehnung, wobei dem Mn- und C-Gehalt eine Schlüsselrolle zukommt. Überlagert wird der Analyseneinfluss noch durch Behandlungen des Warmbandes in Form von Glühen und/oder durch kombiniertes Kaltumformen (z. B. Walzen, Strecken, Tiefziehen) und Zwischenglühen bzw. Endglühen.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfahigen Leichtbaustahl, bestehend aus den Hauptelementen Si, AI und Mn, der eine hohe Zugfestigkeit und TRIP- und/oder TWIP-Eigenschaften aufweist dadurch gekennzeichnet, dass die Gehalte in Masse-% für C 0,04 bis ≤ 1 ,0 AI 0,05 bis < 4,0 Si 0,05 bis ≤ 6,0 Mn 9,0 bis ≤ 30,0 betragen, Rest Eisen einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, und bei dem eine Schmelze in einer horizontalen Bandgießanlage endabmessungsnah sowie strömungsberuhigt und biegefrei zu einem Vorband im Bereich zwischen 6 und 15 mm vergossen und anschließend einer Weiterbehandlung zugeführt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt 0,06 bis ≤ 0,7 % beträgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 und 2 dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl Cr bis ≤ 6,5 % enthält.
4. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 3 dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt 9 - 18 % beträgt.
5. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 3 dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt 18 - 22 % beträgt.
6. Verfahren nach den Ansprüchen 3 - 5 dadurch gekennzeichnet, dass der Cr-Gehalt 0,3 - 1 ,0 % beträgt.
7. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 3 dadurch gekennzeichnet, .dass der Mn-Gehalt 22 - 30 % beträgt.
8. Verfahren nach Anspruch 3 und 7 dadurch gekennzeichnet, dass der Cr-Gehalt 0,05 - 0,2 % beträgt.
9. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 8 dadurch gekennzeichnet, dass der Si-Gehalt 2,0 - 4,0 % beträgt.
10. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 9 dadurch gekennzeichnet, dass der AI-Gehalt 2,0 - 3,0 % beträgt.
11. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 10 dadurch gekennzeichnet, dass der Wasserstoffgehalt < 20 ppm beträgt.
12. Verfahren nach Anspruch 11 dadurch gekennzeichnet, dass der Wasserstoffgehalt < 5 ppm beträgt.
13. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 12 dadurch gekennzeichnet, dass optional Cu bis ≤ 4 % enthalten ist.
14. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 13 dadurch gekennzeichnet, dass optional Titan und Zirkon in Summe bis ≤ 0,7 % enthalten sind.
15. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 12 dadurch gekennzeichnet, dass optional Niob und Vanadin in Summe bis ≤ 0,06 % enthalten sind.
16. Verfahren nach den Ansprüchen 14 und 15 dadurch gekennzeichnet, dass optional Titan, Zirkon, Niob und Vanadin in Summe bis ≤ 0,8 % enthalten sind.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 16 dadurch gekennzeichnet, dass die Geschwindigkeit des Schmelzenzulaufs gleich der Geschwindigkeit des umlaufenden Förderbandes ist.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 17 dadurch gekennzeichnet, dass für alle Flächenelemente der mit Beginn der Erstarrung sich bildenden Strangschale eines sich über die Breite des Förderbandes erstreckenden Streifens etwa gleiche Abkühlbedingungen gegeben sind.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 18 dadurch gekennzeichnet, dass die auf das Förderband aufgegebene Schmelze am Ende des Förderbandes weitestgehend durcherstarrt ist.
20. Verfahren nach Anspruch 1 und 19 dadurch gekennzeichnet, dass nach der Durcherstarrung und vor Beginn der Weiterbehandlung das Vorband eine Homogenisierungszone durchläuft.
21. Verfahren nach Anspruch 1 und 20 dadurch gekennzeichnet, dass die Weiterbehandlung ein Aufcoilen des Vorbandes ist.
22. Verfahren nach Anspruch 1 und 20 dadurch gekennzeichnet, dass das Vorband in line einem Walzprozess unterworfen und danach aufgecoilt wird.
23. Verfahren nach Anspruch 22 dadurch gekennzeichnet; dass der Umformgrad mindestens 50 %, vorzugsweise > 70 %, beträgt.
EP04802997.9A 2003-12-23 2004-12-22 Verfahren zum erzeugen von warmbändern aus leichtbaustahl Expired - Lifetime EP1699582B1 (de)

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