制备具有铁素体组织的冷轧钢带的方法 本发明涉及一种制备具有铁素体组织的冷轧钢带的方法，在该方法中将熔融钢料浇铸成铸带，在冷却时该熔融钢料形成铁素体组织，其中如果需要，可对铸带进行在线热轧，将热轧后的钢带卷绕并在一个或多个步骤中进行冷轧，从而形成冷轧钢带。
由于镍的价格高，因此在世界范围内奥氏体不锈钢正日益被铁素体不锈钢取代，所述的铁素体不锈钢含有的镍通常仅作为生产相关性伴生元素。例如，一种属于本文开始所述类型的、可制造具有铁素体组织的冷轧钢带的方法可从欧洲专利EP 0 881 305 B1中得知。根据现有技术的方法，将含有(以重量％计)最高0.12％的C、最高1％的Mn、最高1％的Si、最高0.04％的P、最高0.030％的S、16％至18％的Cr、余量为铁和不可避免的杂质的铁素体不锈钢浇铸在双辊式浇铸机的两辊之间的浇铸间隙中而形成铸带。随后，将铸带冷却，在该过程中要避免使钢带处于奥氏体-铁素体相变范围内的冷却处理。冷却后，将钢带在600℃和马氏体相变温度之间的温度下进行卷绕。
随后，将卷绕的钢带以最大为300℃/小时地速度冷却至200℃至环境温度之间的温度。最后，对卷绕的钢带进行原本已知的间歇退火。
就经由连续浇铸板坯(其通常用于制备铁素体钢板)步骤的工序而言，首先将板坯表面定型，然后将板坯重新加热，此后将板坯在热轧轧机中制成热轧钢带，然后将该钢带卷绕成卷。随即对由这种方式获得的热轧钢带进行多道次的退火、酸洗和冷轧。最终，通常对冷轧钢带进行光亮退火和平整冷轧。
不管采用上述哪一种方法来制造热轧钢带，由Cr含量在17％范围内的铁素体不锈钢制造冷轧钢带的问题在于在随后的冷加工过程中、特别是深拉过程中可能会起皱或形成橘皮。在此，起皱是指在铁素体铬钢与轧制方向平行的情况下形成的非常明显的线性表面缺陷。另一方面，描述为“橘皮”的表面缺陷没有方向性，其具有粗糙的表面外观特征。
如果以额外的花费将由一种已知的制备工序制得的热轧钢带在相互独立的冷轧道次之间进行中间退火，则可以避免起皱或形成橘皮。然而，这种昂贵的退火步骤导致生产成本增加，进而导致铁素体不锈钢钢带具有比由奥氏体不锈钢制得的等同材料更高的市场价格。
因此，本发明的目的是公开一种方法，使用该方法可由铁素体不锈钢制成冷轧钢带，其中在冷成型的过程中起皱或形成橘皮的风险被降到最小。
根据本发明，所述目的是通过以下方式实现的：在一种属于本文开始所述类型的方法中，在浇铸过程和卷绕过程之间，将铸带以至少150℃/秒的冷却速度由不低于1180℃的起始温度冷却至最高为1000℃的中间温度，然后在900℃至1000℃之间的维持温度下至少保持10秒。
高强度冷却的实际起始温度通常为1180℃至1270℃，特别是1200℃至1250℃。如果达不到1180℃的最低温度，则可能在钢带的边缘已经形成了大量的奥氏体，这将损害本发明方法的成效。
特别适于实施本发明方法的是一种属于以下不锈钢类别的现有技术的钢，所述类别的不锈钢含有10重量％至18重量％的形成铁素体组织的Cr，并且该不锈钢在冷却过程中，开始时形成的铁素体不会完全转变为奥氏体、然后又转变为铁素体。这种钢除了含有铁和不可避免的杂质以外，通常还含有(以重量％计)最高0.08％的C、10％至18％的Cr、最高1％的Si、最高1.5％的Mn、最高1％的Ni、最高0.04％的P和最高0.015％的S。在此可能存在的一定含量的Ni不是为了冶金目的而加入的，而是由制造过程产生的结果，镍是经由含镍的铁水包、转化器或熔炉而进入熔融钢料中的。通常，根据本发明进行加工的钢中Ni的含量为0.7重量％至0.8重量％。
对于本发明方法的效果来说关键之处在于将浇铸钢带、快速冷却和将铸带在950±50℃、特别是在950±20℃下保持足够的时间(最少为10秒)相结合。令人吃惊的是，现已表明，在这样的冷轧钢带的冷成型过程中既没有起皱又没有形成橘皮，其中所述冷轧钢带是由一种根据本发明进行热处理的铸带制得的，其没有经历为达到既不起皱又不形成橘皮的目的而必需在冷轧阶段之间实施的昂贵的中间退火处理。
本发明使用的合金钢在浇铸钢带的过程中，最先以铁素体形式凝固。当凝固的钢带冷却时，铁素体随后在1200℃至800℃之间部分转变为奥氏体。其热力学原因为：碳在铁素体中的溶解度非常低，并且该溶解度随着温度的降低而降低。此外，可以结合碳的碳化物只能在900℃以下形成。另一方面，碳在奥氏体中的溶解度显著较高。
在正常的冷却过程中，奥氏体只在晶界处形成，这是因为铁素体中的碳再次快速扩散，并且可以由晶粒内部迁移至边缘处。因此，铁素体的晶界以奥氏体为标志。一旦碳化物在低于900℃的温度下形成，晶界处的奥氏体部分再次减少。由于碳化物的形成是相对较慢的过程，而且该过程不能彻底发生，所以仍残留有奥氏体残余物，其随后在200℃至300℃的温度下转化为马氏体。因此，使用常规的处理方法，残留在晶界处的残余奥氏体形成粗糙的铸态组织。
目前，本发明所基于的思路包括：非常快速地冷却至奥氏体部分形成最多的温度附近(950±50℃、特别是950±20℃)。这样使得晶界处形成的奥氏体最少，这是由于在所述的情况中，在短暂的冷却时间内碳的扩散距离不够，仅仅替代元素(Cr、Ni、Mn等)的扩散距离刚好合适。
同时，在约950℃的维持温度下驱使奥氏体形成的驱动力最大，并且温度依赖性扩散系数很小，使得奥氏体颗粒以成核方式在晶粒内部形成。由于扩散系数大幅减小，使得各种合金中所含有的替代元素的分布不发生变化或仅发生较小程度的变化(准平衡)。同时，减少了过饱和的碳。
如果浇铸带材以本发明的方式在所述温度下保持最少10秒、优选20秒，则奥氏体颗粒就会开始在结构缺陷处的晶粒内部析出。破坏了初始铸态组织的新的晶粒在铁素体基质中形成。保持的时间越长，颗粒密度越大。这种析出机理使得晶粒细化，从而使得根据本发明制得的冷轧钢带不容易起皱和形成橘皮。
在根据本发明的铸带的高强度冷却过程中，冷却速度越快，就越能可靠地抑制奥氏体的形成，如本发明的目的那样。因此原则上力求冷却速度尽可能快。然而，与此相关的实际试验证实，冷却速度为150℃至250℃/秒时就可以可靠地产生本发明所追求的效果。
在上述的本发明基本方法的基础上可得到本发明的不同变体，这些变体可根据下列因素进行选择，所述因素为：在各种情况中制得的冷轧钢带的所需的特性组合、在各种情况中获得的铸带的热成型行为、可利用的设备技术或操作逻辑的要求。因此，例如，可首先进行高强度冷却处理，然后进行热轧或初轧处理(高于1200℃，为铁素体的形式)，然后进行快速冷却处理。此外，还可以快速地通过在1200℃和800℃之间的两相区。这样，最初没有奥氏体形成，而含有过饱和的碳的铁素体发生凝固。如果迅速地由800℃以下加热至维持温度，则晶粒内部又形成奥氏体。在这种情况下，特别迅速地重新加热至维持温度为加工结果带来积极的影响。如果加热进行太慢，则在晶粒边界形成不需要的奥氏体，同时由于碳的扩散使得晶粒内部的过饱和碳减少，最终导致固定的初始铸态组织。而且，应当避免在800℃至900℃的温度范围内保持太长的时间，因为实际的试验证实，在该温度范围内保持约100秒后，由于碳化物的形成使得过饱和的碳减少。
如果在冷却过程中温度达到低于500℃(例如环境温度)，则不再形成碳化物。与此截然不同的是，过饱和的铁素体发生凝固，为了在晶粒内部形成奥氏体颗粒，可以随后迅速地重新加热(离线加热)至950℃。
在本发明的基础上，将铸带在根据本发明的高强度冷却的过程中冷却至900℃至1000℃的中间温度，使得以直接的方式迅速达到为本发明关键因素的温度。
实际的试验证实，根据本发明快速冷却至中间温度，并在浇铸过程和卷绕过程之间保持在维持温度下会产生积极的效果，此外，使用这种方法，还使得所得的冷轧钢带不容易起皱和形成橘皮，所述方法中省略了浇铸过程和卷绕过程之间的热轧处理。但是，在所述铸带是(例如)通过双辊式浇铸机以常规方式制备的情况中，对于其微组织形成和其特征分布的均匀性来说，通常在钢带浇铸过程和卷绕过程之间，对所述铸带进行至少一个道次的热轧。由于组织缺陷被引入到微组织中，因此使得奥氏体颗粒的密度和析出速度随热变形而增加。利用这种晶粒细化机理的关键取决于选择最优的变形条件以及冷却和加热速度。原则上，快速加热或冷却只可以在薄的钢带中实现。因此，通过根据本发明的方式进行浇铸而制得的钢带特别适于所述的热力学处理。如果使用根据本发明的方法来进行热轧处理，则优选的是，首先直接将钢带浇铸成1mm至5mm的厚度，优选2mm至3mm的厚度，然后将铸带进行在线热轧处理，使得每道次压下率为5％至60％、特别是10％至40％。在这种情况中，本发明的方法的功能是能够针对所实施的热轧处理(如果需要)来选择钢带的温度控制，使得在热轧过程中这样的温度条件占优势，所述温度条件与在各种情况中加工的钢的延伸行为或所获得的钢带的所需的特性组合达到最佳匹配。
由此，根据本发明的方法的各种变体(包括热轧)如下：
变体1
-浇铸铸带；
-在不低于1180℃、通常为1180℃至1270℃的热轧温度下对铸带进行热轧(在热轧过程中铸带发生初始冷却)；
-在热轧后立即以至少150℃/秒的冷却速度冷却至900℃至1000℃，中间温度和维持温度都等于该温度；
-将所得到的钢带在900℃至1000℃、特别是950℃±20℃的相应温度下保持至少10秒。
关于本发明方法的第一个变体，在热轧后仅实施根据本发明的冷却和钢带的保温。同时，在这种情况下，应当在热轧后尽可能早地开始冷却，由此在实际中在离开最后的热轧机座后的小于3秒内、特别是在1秒内开始进行冷却。这样，铸带的浇铸热量可直接传导到热轧阶段中，使得不仅可以得到高的热轧温度，而且可以将用于控制钢带的温度所必须的能量消耗也减少至最低。
变体2
-浇铸铸带；
-以至少150℃/秒的冷却速度冷却至900℃至1000℃的中间温度；
-在中间温度下对铸带进行热轧；
-将所得到的钢带在维持温度下保持至少10秒，该维持温度可同样为900℃至1000℃，特别是基本上等于中间温度或者为950℃±20℃。
在本发明的这种变体中，在热轧前冷却至中间温度，并且在对铸带进行热轧后将其保持在维持温度下。通过在900℃至1000℃下进行热轧，在热轧钢带的微组织中产生附加的位错，其起到在随后保持于维持温度下的过程中用于形成奥氏体的成核点的作用。
变体3
-浇铸铸带；
-以至少150℃/秒的冷却速度冷却至900℃至1000℃的中间温度；
-将铸带在维持温度下保持至少10秒，该维持温度可同样为900℃至1000℃，特别是基本上等于中间温度或者为950℃±20℃；
-在中间温度下对铸带进行热轧；
根据第三个变体，在对铸带进行热轧前将其冷却至中间温度并保持在维持温度下。对在铁素体基质中的高密度的奥氏体晶粒微组织(其通过在之前实施的保持在维持温度下的操作而形成)进行热轧会导致高密度的位错，其在随后的重结晶中会导致形成细晶粒组织。这种重结晶通常是由于合适的重结晶退火处理而产生的，所述处理如在所讨论的这种类型的冷轧钢带的制造过程中按标准进行的那样。
变体4
-浇铸铸带；
-以至少150℃/秒的冷却速度冷却至低于900℃、特别是在800℃范围内的中间温度；
-在中间温度下对铸带进行热轧；
-将所得到的钢带快速加热至950℃±50℃、特别是950℃±20℃的维持温度；
-将钢带保持在维持温度下。
在这种变体中，在低于900℃、特别是在大约800℃范围内的温度下，对具有屈服应力的纯铁素体相进行热轧(所述纯铁素体相的屈服应力低于对混合相进行轧制时的屈服应力)。因此，如果这种情况是需要的和理想的，则可以在降低的能量消耗和较低的辊磨损的条件下获得较高的变形度。
根据本发明将铸带高强度冷却至低于900℃的温度范围内提供了在基本上低于800℃的温度下对铸带进行轧制或在低于500℃、特别是低于400℃的温度下进行进一步热处理的可能性。
可以在所述的铸带浇铸机上特别经济地实施上述变体中所述的本发明的方法，其中按照步骤的顺序依次连续进行浇铸、热轧(如果需要)、卷绕、以及在浇铸过程和卷绕过程之间实施的本发明的冷却至中间温度和保持在维持温度下的步骤。
然而，本发明所追求的效果还提供了非连续地实施根据本发明方法的各个处理步骤的可能性。例如，如果相应的设备技术是可利用的或出于逻辑上的原因最好在不同时间进行所述的处理步骤，则非连续的方式可以证明是有利的。由此得到了下面的本发明的第五个变体。
变体5
-浇铸铸带；
-以至少150℃/秒的速度冷却至低于900℃、特别是低于800℃的中间温度；
-冷却至低于500℃、特别是环境温度；
-快速加热至最终的热轧温度；
-在热轧温度下对铸带进行热轧；
-将所得到的钢带快速加热至950℃的维持温度；
-将钢带保持在维持温度下。
根据本发明的第4个变体，将根据本发明的铸带冷却过程规定为：将铸带冷却至低于900℃、特别是低于800℃的中间温度，该冷却过程可降至环境温度那样低的温度。随后将铸带重新加热至维持温度。在本文中随后是指可以在冷却步骤和保持步骤之间进行其他处理步骤，例如在特定温度下进行热轧、存放、分割为板等。
此外，可以在浇铸后将铸带冷却至环境温度，并且紧接着在下一刻首先将铸带加热至用于热轧的最佳温度，然后使其处于维持温度下并保持所需的时间。
在实施本发明的方法时，如果中间温度达到800℃至900℃，则在重新加热至维持温度时，原则上由于已经提及的原因应当快速通过该温度范围。因此，本发明的一个有利的实施方案提供了在1至5秒内、特别是在2至3秒内从各个中间温度重新加热至维持温度。
如果在冷却过程中，所达到的中间温度基本上低于800℃、特别是中间温度为环境温度或稍高于该环境温度，则由于已经提及的原因，必须将钢带足够快地重新加热以进行热轧。因此，本发明规定将钢带在200秒内、特别是在100秒内从低的中间温度重新加热至特定的热轧温度，该温度通常为700℃至800℃。如果加热至800℃的速度太慢，则可能析出不需要的碳化物。这导致过饱和状态过早消失，并由此导致奥氏体颗粒密度大幅减小，结果无法达到本发明力求的晶粒细化的效果。
因此，本发明提供了这样的方法，该方法提供了在避免昂贵的生产步骤的同时，制备出性能和价格都具有竞争力的产品的可能性。本发明方法的特殊优点在于：可以制得其特征为均匀的外观和无氧化层的表面的冷轧钢带。无氧化层的表面通过以下方式实现：在根据本发明的高强度冷却过程中已经尽可能多地除去了任何附着在铸带上的氧化层，使得在进行热轧(如果需要)的过程中，在最坏的情况下，由仍存在于钢带上的氧化层所引起的表面损害的程度达到最小。
因此，使用本发明的方法，省略了现有技术的昂贵的去氧化层过程(其经常导致连续的生产顺序被打断)。此外，通过本发明的方法可以节省现有技术用于对冷轧材料进行必须的间歇退火所仍需要的花费。在本发明方法的过程中，可冷却至低于800℃的温度进一步允许在诸如600℃的温度下对(例如)铸带或热轧带进行修整，这样通常可避免平整性问题。最后，根据本发明的方法使得在钢带铸造线上的热变形度增大，这是由于借助于(例如)第二个辊的机座或更小直径的工作辊来实现大体自由地变温控制所导致的，结果，相对通过常规的生产工艺制造的冷轧钢带，根据本发明制造的冷轧钢带可以具有更好的深拉/拉张能力。实施本发明的方法所必须的快速的温度变化在本发明的情况中可仅仅通过使用钢带浇铸技术实现，因为只有厚度最小的铸带才可以使温度在钢带的整个横截面上充分快速的变化。示例性实施方案：在各种情况中，含有(以重量％计)0.043％的C、0.25％的Si、0.36％的Mn、0.021％的P、0.002％的S、16.23％的Cr、0.49％的Ni的铁素体钢是下列所述的示例性实施方案的基础，实施所述实施方案用于证实本发明的效果(试验I至IV)。
在常规设计的浇铸轧制设备中，由合适的熔融钢料制得各方案的铸带，对铸带进行热轧从而制得热轧钢带，最后将热轧钢带卷绕。此处所用的钢带浇铸设备包括双辊式浇铸机、沿铸带的传送方向以在线方式排布在浇铸机后的热轧机座、以及位于热轧机座后方的沿所述传输方向排布的卷绕装置。根据特定的试验程序，还可使用高强度水冷却设备、感应炉和电子保温炉。
在根据本发明的热处理后，所得的热轧钢带具有细晶粒组织，与通常描述为“细”的微组织截然不同的是，在本发明的细晶粒组织中，在相对多的铁素体晶粒(基质)中发现许多颗粒(马氏体、残留的奥氏体和碳化物)。因此，这种微组织总体上更细，而其本身也比常规的细晶粒微组织更不均匀。因此，根据本发明制得的钢带的微组织的特征为：在每个晶粒中具有很多的颗粒。
随后，按照常规的方式，对在使用浇铸轧制设备的试验I至IV中根据本发明制得的各个热轧钢带进行处理，包括间歇退火、酸洗、在不进行中间退火的条件下进行冷轧、光亮退火和平整冷轧。
由采用这种方式获得的冷轧钢带(总变形度为70％)来制备试样。这些试验中没有一个出现橘皮或起皱。
试验I
在根据本发明方法的第一个变体中，铸带的厚度为3mm。在离开双辊式浇铸机的浇铸间隙的铸带达到1180℃的铸带温度时，进行高强度水冷却处理。铸带在2秒内冷却至950℃的中间温度。
然后，将按照这种方式冷却的铸带以连续的生产顺序不间断地在感应式加热炉中在维持温度(在这种情况中维持温度等于中间温度)下保持10秒。
然后，将按照本发明的方式进行热处理后的铸带热轧为2.5mm厚的钢带。
在钢带到达卷绕装置(钢带在此处被卷绕成卷)前，其在热轧机座后的输出辊道上冷却至约550℃的卷绕温度。
按照这种方式获得的热轧钢带具有柱状晶粒组织(约100μm宽，500μm长)和中心等轴晶区(gleichachsigen Bandmittenbereich)(晶粒尺寸为150μm)。晶界被马氏体和碳化物的薄层占据。在晶粒内部发现晶粒尺寸为20μm的重结晶的区域。此外，由碳化物、马氏体和残留奥氏体构成的精细分布的分离的颗粒存在于微组织中。颗粒密度通常为15至25个颗粒/晶粒。
试验II
在第二个试验中，首先由使用上文所述合金的熔融钢料制备厚度为2.8mm的铸带。将该铸带在感应式加热炉中保持在1200℃的温度下，然后在该温度下热轧成厚度为2.1mm的钢带。
在热轧后立即进行高强度水冷却。在这种情况中，将以约1米/秒输送的钢带在1秒内冷却至950℃的中间温度。然后，钢带到达输出辊道上，该输出辊道的第一部分与热轧机座相连，并装配有长度为15米的板罩，其用于确保将钢带在第一部分中在基本恒定的温度下保持15秒。随后，仍在输出辊道上将钢带冷却至约500℃的卷绕温度，在该温度下钢带最终被卷绕成卷。
在第二个试验中获得的热轧钢带的微组织具有与在第一个试验中获得的热轧钢带的微组织相同的柱状晶粒组织(约100μm宽，500μm长)和中心等轴晶区(晶粒尺寸为150μm)。此外，在这种情况中，晶界表现为由马氏体和碳化物占据的薄层。同样，在晶粒内部发现晶粒尺寸为20μm的重结晶的区域。此外，精细分布的分离的颗粒(其也与在第一个试验中获得的钢带相同，由碳化物、马氏体和残留奥氏体构成)存在于微组织中。颗粒密度通常为20至30个颗粒/晶粒。
试验III
在第三个试验中，首先浇铸厚度为3mm的铸带。在铸带达到1180℃的温度后，开始进行高强度水冷却处理，铸带在3秒内冷却至780℃的中间温度。然后，将按照这种方式冷却的铸带在感应式加热炉中保温，加热至800℃的热轧温度，并在该热轧温度下将铸带热轧成厚度为2.5mm的钢带。然后将钢带在输出辊道上冷却至约550℃的卷绕温度，并在该温度下进行卷绕。
在环境温度下，从按照这种方式获得的钢带中分割出样品钢板。然后，首先将样品钢板以感应加热方式加热至800℃，然后在15秒内加热至950℃。800℃和950℃之间的加热时间持续2秒。
使用保温炉，将钢带在950℃的维持温度下保持20秒。随后，进行空气冷却。
这样热处理的热轧钢带样品板的微组织同样表现出柱状晶粒组织(约100μm宽，500μm长)和中心等轴晶区(晶粒尺寸为150μm)。在晶界处，薄层也被马氏体和碳化物占据。在晶粒内部也发现了晶粒尺寸为20μm的重结晶的区域，并且由碳化物、马氏体和残留奥氏体构成的精细分布的分离的颗粒存在于微组织中。颗粒密度通常为40至60个颗粒/晶粒。
试验IV
与试验III类似，制备厚度为3mm的铸带，在铸带温度达到1180℃时，进行高强度冷却处理，直至达到780℃的中间温度为止。然而，与试验III不同的是，不仅是保持维持温度的步骤，而且热轧步骤都是离线进行的。
为了达到所述的目的，在铸带冷却至环境温度后，由该铸带分割出钢板，并将这些钢板在30秒内由环境温度以感应加热方式加热至800℃的热轧温度，其中所述钢板被热轧为2.4mm厚的钢带。在对热轧钢板反复进行冷却后，在3秒内将这些钢板重新加热至950℃的维持温度。
使用保温炉，将重新加热的钢带在维持温度下保持20秒。随后，对该钢带进行空气冷却处理。
此外，在该示例性实施方案中，在保持于维持温度下之后，热轧钢板的微组织表现出柱状晶粒组织(约100μm宽，500μm长)和中心等轴晶区(晶粒尺寸为150μm)，其中在晶界处同样具有被马氏体和碳化物占据的薄层，并且在晶粒内部还发现晶粒尺寸为20μm的重结晶的区域。与其它试验完全一样，由碳化物、马氏体和残留奥氏体构成的精细分布的分离的颗粒同样存在于微组织中。颗粒密度通常为40至60个颗粒/晶粒。