Die Keimbildung von Mikrolegierungskarbonitriden in Stahl erfolgt überwiegend über drei Mechanismen: Kornrandkeimbildung, Versetzungskeimbildung und homogene Keimbildung. In allen Fällen werden die entstehenden Ausscheidungen als kugelförmig angenommen. Die treibende Kraft für die Keimbildung lässt sich durch eine thermodynamische Formel ausdrücken, die die Anfangs- und Gleichgewichtskonzentrationen der Legierungselemente (Mikrolegierungselemente M, Kohlenstoff C und Stickstoff N) sowie die Temperatur berücksichtigt. Diese chemische Triebkraft steht in direktem Zusammenhang mit der freien Enthalpieänderung des Phasenübergangs pro Volumeneinheit, die für die Bildung der Karbonitridphase entscheidend ist.

Das Volumen der entstehenden Karbonitride wird durch die Gitterkonstanten und linearen Ausdehnungskoeffizienten der entsprechenden MC- und MN-Phasen bestimmt, wobei diese Werte temperaturabhängig interpoliert werden. Ebenso ist die Grenzflächenenergie zwischen der Karbonitride und dem Austenit von entscheidender Bedeutung und kann ebenfalls durch Temperatur interpolation zwischen den Werten der entsprechenden Karbide und Nitride beschrieben werden. Die Grenzflächenenergie beeinflusst maßgeblich die kritische Keimgröße und die dafür notwendige Keimenergie.

Die kritische Keimgröße und die kritische Keimarbeit können für die homogene Keimbildung mit einfachen Formeln abgeschätzt werden. Die elastische Spannungsenergie, die bei der Keimbildung zusätzlich entsteht, kann für sehr stabile Ausscheidungen häufig vernachlässigt werden. Für die Keimbildung an Korngrenzen ist die kritische Keimarbeit deutlich geringer als bei homogener Keimbildung, da die Korngrenzen eine ungeordnete Atomanordnung besitzen und somit energetisch günstiger für die Keimbildung sind. Die reduzierte Keimarbeitsformel enthält hierbei einen Korrekturfaktor, der von der Grenzflächenenergie und dem Kontaktwinkel abhängt.

Auch die Keimbildung an Versetzungen, insbesondere an Kantenversetzungen, spielt eine wichtige Rolle, da deren Energiedichte höher ist als bei Schraubenversetzungen. Die Formeln für die kritische Keimgröße und Keimarbeit an Versetzungen beinhalten zusätzlich den Einfluss der Versetzungsparameter wie Burgersvektor, Schermodul und Poissonzahl.

Ein zentraler Aspekt bei Mikrolegierungen mit niedrigem Legierungsgehalt ist die lokale Abnahme der Übersättigung in der Nähe von bereits gebildeten Karbonitrid-Ausscheidungen, was zu einer raschen Verringerung der Keimrate und somit einer zeitlich begrenzten Ausscheidungsdynamik führt. Dies spiegelt sich in den Zeitpunkten für den Beginn der Ausscheidung bei den verschiedenen Keimbildungsmechanismen wider. Diese Startzeiten lassen sich durch komplexe Formeln ausdrücken, die die Aktivierungsenergie der Diffusion, Temperatur und die kritische Keimarbeit berücksichtigen.

Typischerweise werden die Ausscheidungsvorgänge anhand von PTT-Diagrammen (Precipitation Time-Temperature) bewertet. Die Initialphase der Ausscheidung wird bei etwa 5% Ausscheidungsvolumen definiert, das Ende bei ca. 95%. Der Exponent n, der die Art des Wachstums und der Keimbildung charakterisiert, variiert je nach Keimbildungsmechanismus.

Ein Beispiel hierfür ist die Ausscheidung von Ti(C,N) in niedrigkohlenstoffhaltigem mikrolegiertem Stahl mit Ti und Nb. Hierbei nimmt die kritische Keimarbeit mit abnehmender Temperatur ab und ist bei der Korngrenzenkeimbildung am niedrigsten, gefolgt von der Versetzungskeimbildung und zuletzt der homogenen Keimbildung. Dies lässt sich durch die strukturelle Unordnung und Verzerrung an Korngrenzen erklären, die die Bildung von Ti(C,N)-Ausscheidungen energetisch begünstigt. Die resultierende Konzentrationsdifferenz führt zu einer Diffusion der Legierungselemente zum Kornrand und fördert so die Ausscheidung dort.

Für ein umfassendes Verständnis der Ausscheidungsprozesse ist es wichtig, dass der Leser auch die Wechselwirkung zwischen thermodynamischen Triebkräften und kinetischen Einschränkungen beachtet. Während thermodynamische Größen die Möglichkeit der Ausscheidung beschreiben, bestimmen kinetische Faktoren wie Diffusionsraten, Keimraten und Wachstumsmechanismen die Geschwindigkeit und Ausprägung der tatsächlichen Ausscheidung. Zudem sind mechanische Spannungen und Gitterfehler nicht nur als Keimstellen wichtig, sondern beeinflussen auch die Form, Größe und Verteilung der Ausscheidungen entscheidend. Das Zusammenspiel dieser Faktoren ist für die gezielte Steuerung von Materialeigenschaften und für die Vermeidung von Defekten wie z.B. Transversalrissen bei mikrolegiertem Stahl von großer Bedeutung.

Wie beeinflusst die heiße Ladung von mikrolegiertem Stahl das Entstehen von Rissen und wie kann dies kontrolliert werden?

Die heiße Ladung von mikrolegierten Stahlblocken ist ein wesentlicher Bestandteil der modernen Stahlproduktion, da sie eine effiziente Nutzung der Produktionsressourcen und eine Reduktion der Energieverluste ermöglicht. Doch trotz der zahlreichen Vorteile führt dieser Prozess häufig zu Rissen auf der Oberfläche des Stahls, insbesondere bei mikrolegierten Stählen, die aufgrund ihrer speziellen Zusammensetzung und Festigkeitseigenschaften besonders anfällig sind. Diese Risse entstehen durch die Temperaturunterschiede, die während des Ladungsprozesses auftreten, und stellen ein bedeutendes Problem für die Qualität des Endprodukts dar.

Der Temperaturverlauf während der heißen Ladung ist ein entscheidender Faktor für das Verständnis der Rissbildung. Mikrolegierter Stahl wird mit einer sehr spezifischen Temperaturgradientenbehandlung produziert, wobei die Temperatur des Stahlblocks bei der Ladung auf den Ofenofen unterschiedliche Phasen durchläuft. Ein zu schneller Temperaturabfall oder zu hohe Temperaturen an der Oberfläche können zu einer übermäßigen Abkühlung des Stahls führen, was in Kombination mit der hohen Festigkeit und der niedrigen Duktilität von mikrolegiertem Stahl zu Spannungen und damit zu Rissen führt. Diese Risse können das gesamte Produktionsverfahren beeinträchtigen, da sie die Qualität und Festigkeit des Endprodukts mindern.

Die Morphologie der Risse ist ein weiterer wichtiger Aspekt, der bei der Analyse der Rissursache berücksichtigt werden muss. In mikrolegiertem Stahl zeigen sich häufig schmale, lange Risse, die entlang der Oberfläche verlaufen. Diese Risse entstehen vor allem aufgrund der Wechselwirkung zwischen der metallurgischen Struktur des Stahls und den thermischen Spannungen, die während des Ladens erzeugt werden. Eine genauere Untersuchung der Oberflächenstruktur des Stahls während des heißen Ladens zeigt, dass die Struktur an der Oberfläche des Stahls oft von einer dünnen, spröden Schicht geprägt ist, die das Material besonders anfällig für Rissbildung macht.

Die Ursachen der Rissbildung in mikrolegiertem Stahl sind vielfältig und hängen von mehreren Faktoren ab. Neben den Temperaturgradienten spielen auch die chemische Zusammensetzung des Stahls und der Grad der Mikrolegierung eine Rolle. Mikrolegierte Stähle enthalten geringe Mengen an Legierungselementen wie Vanadium (V), Niob (Nb), Titan (Ti) und Bor (B), die das Verhalten des Stahls bei hohen Temperaturen beeinflussen. Diese Elemente tragen dazu bei, die Kornstruktur des Stahls zu verfeinern und die Festigkeit zu erhöhen, was jedoch auch dazu führt, dass der Stahl weniger dehnbar ist und daher bei zu schnellen Temperaturänderungen schneller Risse bildet. Außerdem können die in diesen Stählen vorhandenen Mikropartikel, die durch die Mikrolegierung entstehen, die Flexibilität weiter einschränken und die Rissbildung begünstigen.

Die Kontrolle der Rissbildung in mikrolegiertem Stahl während des heißen Ladens ist eine Herausforderung, die eine Kombination aus fortschrittlicher Technologie und präziser Steuerung der Fertigungsprozesse erfordert. Eine der vielversprechendsten Methoden zur Kontrolle dieser Risse ist die Oberflächenhärtungstechnologie, die eine kontrollierte Abkühlung des Stahls ermöglicht, um die Entstehung von Rissen zu minimieren. Dabei werden verschiedene Kühltechniken eingesetzt, die die Oberflächentemperatur des Stahls gezielt reduzieren und so die Gefahr von Oberflächenrissen verringern. Ein weiterer wichtiger Aspekt der Kontrolle ist die kontinuierliche Überwachung des Temperaturprofils während des gesamten Produktionsprozesses. Durch den Einsatz moderner Messtechnik und computergestützter Steuerungssysteme lässt sich der Temperaturverlauf genau regulieren, um thermische Spannungen zu vermeiden.

Eine entscheidende Rolle spielt dabei die Optimierung der Kühlparameter und der Positionierung der Kühlvorrichtungen entlang des Gießprozesses. Durch die gezielte Positionierung der Kühlvorrichtungen lässt sich eine gleichmäßigere Abkühlung des Stahlblocks erreichen, wodurch die Entstehung von Rissen weiter reduziert werden kann. In der Praxis bedeutet dies, dass die genaue Bestimmung des besten Abkühlpunkts und der optimalen Kühlparameter eine der Schlüsseltechniken zur Verbesserung der Rissresistenz von mikrolegiertem Stahl darstellt.

Zusätzlich ist es wichtig, die Langzeiteffekte von mikrolegierten Elementen auf das Verhalten des Stahls bei unterschiedlichen Temperaturen zu untersuchen. Auch wenn die Mikrolegierung die Festigkeit des Stahls verbessert, können bei einer unkontrollierten Temperaturentwicklung während des Produktionsprozesses langfristige negative Auswirkungen auftreten, die zu einer verminderten Festigkeit und Haltbarkeit des Endprodukts führen.

Abschließend lässt sich sagen, dass die heiße Ladung von mikrolegiertem Stahl ein komplexer Prozess ist, der eine sorgfältige Kontrolle der Temperatur und der Abkühlbedingungen erfordert, um Risse zu vermeiden. Das Verständnis der thermischen und mechanischen Eigenschaften des Materials, die richtige Wahl der Legierungselemente und eine präzise Steuerung der Fertigungsprozesse sind entscheidend, um die Qualität des Stahls zu gewährleisten und Rissbildung zu minimieren.

Wie verhält sich die thermo-mechanische Schalenbildung in der Dünnstranggießform?

Die Modellierung des Wärmeübergangs bei der Schalenbildung im Dünnstranggießverfahren orientiert sich an den klassischen Ansätzen der Schalen-Erstarrung in konventionellen Formsystemen, wobei ein konvektiver Wärmeübergang zwischen der Kupferformplatte und dem Kühlwasser über eine temperaturabhängige Grenzfläche definiert wird. Die Wärmeübergangskoeffizienten an der Grenzfläche Wasser-Wasserkanal werden dabei gemäß der nahwandigen Wärmeübergangsgesetzgebung berechnet, die auf komplexen Beziehungen zwischen dimensionslosen Größen wie der Prandtl-Zahl, der dimensionslosen Entfernung von der Wand und empirischen Konstanten basiert. Insbesondere wird die Rauheit der Wasserkanalwand durch eine dimensionslose Rauheitshöhe und eine Korrekturfunktion berücksichtigt, was für die präzise Beschreibung des Wärmeübergangs entscheidend ist.

Mechanisch gesehen ist die Schale während des Erstarrungsprozesses verschiedenen komplexen Belastungen ausgesetzt. Die Modellannahmen setzen die Verformung der Formkupferplatte als vernachlässigbar voraus und fixieren somit die Verschiebungsrandbedingungen der Formwände und der Symmetrieebene der Strangschale auf Null. Gleichzeitig wirkt der ferrostatistische Druck des flüssigen Stahls an der Erstarrungsfront auf die Schale, deren Festkörperanteil bei etwa 0,884 liegt. Die Verbindung zwischen Schale und heißer Formwand ist als starrer-weicher Kontakt ausgelegt, wodurch ein realistisches dreidimensionales thermo-mechanisches Verhalten simuliert werden kann.

Die resultierenden Verformungen der Schale verteilen sich unterschiedlich in Breiten- und Dickenrichtung der Schale. Im oberen Bereich der Form, insbesondere im Übergang vom Trichterbereich zur geraden Formzone, liegt der Fokus auf der Wärmeabfuhr des überhitzten Stahls. Hier verzögert sich die Schalenbildung und zeigt wenig Schrumpf- oder Verformungseffekte. Die signifikanten Schrumpfungen und Verformungen konzentrieren sich dagegen im mittleren und unteren Formbereich, besonders an den Strang-Ecken. In Dickenrichtung beeinflusst der Trichteraufbau der breiten Formkupferplatte das Schalenverhalten, wobei der Strang während der Erstarrung durch Ausdünnungskräfte von der Trichterform geformt wird. Diese Effekte manifestieren sich primär im mittleren bis unteren Formbereich und führen dort zu den stärksten Verformungen.

Die Schrumpfung ist in den Ecken der Schale besonders ausgeprägt und nimmt mit der Entfernung von der Formoberfläche nach unten zu. Innerhalb der ersten 50 mm unterhalb der Formoberfläche ist die Schale aufgrund der hohen Temperatur und der geringen Dicke nahe an der Formwand stark anliegend und zeigt eine geringe Dicken- Schrumpfung. Während das Material weiter erstarrt und abkühlt, steigt die Schrumpfung der dünnen Schale, die sich zunehmend von der Formwand löst und eine Deformation der breiten Ecken in Richtung Strangmitte verursacht. Ein begrenzter Ausgleich dieser Schrumpfung durch parallele Bereiche der Kupferplatte in Dickenrichtung führt zu zusätzlichen Spannungen und Verformungen, die kritisch für die Qualität des Gussstrangs sind.

Das Verständnis dieser thermo-mechanischen Wechselwirkungen ist essenziell, um Risse, insbesondere Eckrisse, bei mikrolegierten Stahlsorten im Dünnstranggießprozess zu vermeiden. Die präzise Bestimmung der Wärmeübergangsbedingungen und die realistische Modellierung der mechanischen Randbedingungen bilden die Grundlage für eine fundierte Simulation und Optimierung des Erstarrungsprozesses. Dabei ist die Berücksichtigung der geometrischen Besonderheiten der Form, der physikalischen Eigenschaften des Kühlwassers und der materialabhängigen thermischen und mechanischen Parameter notwendig.

Neben der reinen Betrachtung der Temperatur- und Spannungsverteilung ist es ebenso wichtig, die dynamische Interaktion zwischen Erstarrungsschale und Formwand unter variierenden Prozessparametern zu erfassen. Dies schließt die Berücksichtigung von Oberflächenrauheiten, variierenden Kühlwassergeschwindigkeiten und realen Verformungsgrenzen ein, um eine realitätsnahe Vorhersage der Schalenintegrität zu gewährleisten. Ebenso ist die Entwicklung eines robusten Verständnisses der plastischen und viskoelastischen Eigenschaften der Schale unter thermischen Lasten von Bedeutung, da diese das Versagensverhalten wesentlich beeinflussen können.

Wie beeinflusst die Verteilung des Wärmeübertragungsmediums im Gießpfannen-Mantel-Interface die ungleichmäßige Wärmeübertragung und Schalenverformung bei dicken Stahlbrammen?

Die Untersuchung der Verteilung des Wärmeübertragungsmediums im Grenzbereich zwischen Schale und Gießform ist grundlegend, um das ungleichmäßige Wärmeübertragungsverhalten innerhalb der Stahlbramme zu verstehen. Besonders im Bereich der dicken Stahlbrammen zeigt sich, dass die Dicke und Verteilung der Flüssig- und Festflussfilmschichten sowie der Luftspalt zwischen Schale und Form entscheidende Faktoren für die Wärmeübertragung und Schalenverformung sind.

Die Flüssigflussfilmschicht ist primär in der Nähe der Ecken an den breiten und schmalen Flächen der Schale innerhalb der ersten 550 mm unterhalb der Meniskushöhe präsent. Mit zunehmender Höhe nimmt ihre Dicke rapide ab. Die Verteilung entlang des Umfangs der Form ist nicht homogen: Die Dicke des Flüssigflussfilms variiert stark, ist an den sogenannten Off-Corners – den Stellen leicht abseits der Ecken – besonders ausgeprägt und zeigt dort eine stärkere Schichtdicke. Im Gegensatz dazu ist der Flussfilm in den Bereichen fern der Off-Corners und in Richtung Zentrum der breiten und schmalen Flächen deutlich dünner. Dieses Phänomen lässt sich darauf zurückführen, dass in den ersten ca. 100 mm unterhalb des Meniskus die Schalenenden aufgrund starker Schwindung vom Kupferblech der Form ablösen. Diese Ablösung erfolgt insbesondere an den schmalen Flächen stärker. Die Schalentemperatur liegt hierbei über der Schmelztemperatur des Flusses, sodass der Flussfilm in die entstehenden Zwischenräume nachströmt und diese schnell auffüllt, was zu einer raschen Zunahme der Flussfilmdicke an den Off-Corners führt. Daraus resultiert, dass die Gesamtdicke der Flüssigflussfilmschicht an diesen Off-Corners wesentlich größer ist als in den entfernteren Bereichen.

Auch der Festflussfilm zeigt eine ungleiche Verteilung: Er konzentriert sich hauptsächlich auf einen Bereich von 0 bis etwa 80 mm an den breiten und 0 bis 50 mm an den schmalen Flächenecken. Seine Dicke nimmt von der Meniskushöhe bis zum Ende der Gießform zu und stabilisiert sich anschließend. Dabei zeigt sich an den Off-Corners der breiten Fläche eine Differenz von etwa 0,9 mm, an den Off-Corners der schmalen Fläche sogar bis zu 1,07 mm. Diese Unterschiede führen zu einer erheblichen Erhöhung des thermischen Widerstands und damit zu einer reduzierten Wärmeübertragung an diesen Stellen.

Der Luftspalt stellt den kritischsten Faktor für die Wärmeübertragungseffizienz der festen Schale in der Gießform dar, da sein thermischer Widerstand sehr hoch ist. Die Luftspaltbildung beginnt etwa 90 mm unterhalb des Meniskus an den Schalenenden. Auf der breiten Fläche erstreckt sich der Luftspalt im Bereich von 0 bis 90 mm von der Ecke ausgehend, wobei seine Dicke bis zum Formausgang kontinuierlich zunimmt und dort etwa 0,62 mm erreicht. Außerdem bildet sich im Off-Corner-Bereich der breiten Fläche zwischen 320 mm unterhalb des Meniskus bis zum Formausgang ein signifikanter Luftspalt mit einer maximalen Dicke von ca. 0,13 mm. Die Kombination aus dickem Flussfilm und Luftspalt an den Off-Corners der breiten Fläche vermindert die Wärmeübertragung erheblich und verursacht dort sogenannte „Hot Spots“. Im Gegensatz dazu tritt der Luftspalt an der schmalen Fläche hauptsächlich im Bereich von 0 bis 10 mm von der Ecke auf und erreicht eine maximale Dicke von etwa 0,51 mm bei 375 mm unterhalb des Meniskus. Dort ist die Wärmeübertragung an der Ecke deutlich beeinträchtigt, während im Off-Corner-Bereich der schmalen Fläche aufgrund einer Überkompensation der Formtaperung kein signifikanter Luftspalt entsteht.

Die Wärmeflussentwicklung entlang der Höhe der Form zeigt, dass mit zunehmender Nähe zum Schalenrand die Dicke der Flussfilmschichten und des Luftspalts zunimmt, während der Wärmefluss durch die Kupferplatte abnimmt. Besonders an den Off-Corners der breiten Fläche unterhalb von 400 mm Meniskushöhe reduziert sich der Wärmefluss durch die zunehmende Flussfilmdicke und Luftspaltbildung rapide, was die Entstehung von lokalisierten Wärmestauungen begünstigt. Diese Wärmestauungen tragen maßgeblich zur Entstehung der sogenannten Off-Corner-Vertiefung bei, da die ungleichmäßige Wärmeabfuhr und die daraus resultierende Temperaturverteilung die Schalenverformung und letztlich die Qualität der Bramme beeinflussen.

Es ist wichtig, die dynamische Wechselwirkung zwischen Schalenverformung, Flussfilmdicke und Luftspaltbildung im Detail zu verstehen, da sie eine komplexe und eng miteinander verknüpfte Ursache-Wirkungskette für die ungleichmäßige Wärmeübertragung darstellt. Die Steuerung dieser Parameter ermöglicht eine gezielte Kontrolle des Erstarrungsprozesses und trägt wesentlich zur Vermeidung von Defekten wie der Off-Corner-Vertiefung bei. Zusätzlich sollte beachtet werden, dass thermomechanische Einflüsse, wie das Spannungsverhalten und die Dehnungsentwicklung der Schale während des Erstarrens, die Verteilung der Zwischenräume und somit die Wärmeübertragung weiter beeinflussen. Eine umfassende Betrachtung aller thermischen und mechanischen Effekte ist daher unverzichtbar, um eine präzise Prozessoptimierung im Stranggussverfahren sicherzustellen.

Wie beeinflusst die neuartige konkave Struktur der Kupferplatte die Erstarrung und Verformung von Brammen im Stranggussverfahren?

Die Untersuchung des Erstarrungsverhaltens von Stahlbrammen unter Verwendung einer neuartigen konkaven Struktur der Kupferplatte an der schmalen Seite des Kokillengusses offenbart signifikante Verbesserungen im Wärmeübergang und der Formstabilität der erstarrenden Schale. Während des gesamten Erstarrungsprozesses im Kokillenhohlraum kompensiert die konkave Struktur der Kupferplatte effektiv die Schrumpfung der Schale entlang der Mittelachse der breiten Seite der Bramme. Diese Anpassung gewährleistet einen durchgehenden engen Kontakt der Schale mit der Kupferplatte auf der schmalen Seite in allen Höhen der Kokille, was den Wärmeübergang wesentlich verbessert.

Im Gegensatz zur herkömmlichen flachen Kupferplatte, bei der die Ecken der breiten Seite zu Verformungen durch Verdrillung und "Ziehen" neigen, beschränkt sich die Verformung unter der neuen konkaven Struktur auf eine Schrumpfungsdeformation entlang der Dicke. Die Folge ist eine erhebliche Verringerung des Spaltes zwischen Schale und Kupferplatte, insbesondere in den Ecken der breiten Seite, was wiederum zu einer Reduktion des Flussmittelfilms in diesen Bereichen führt. Die maximale Dicke des Flussmittelfilms beträgt im Eckbereich der breiten Seite nur etwa 0,7 mm und erstreckt sich über eine Breite von maximal 60 mm vom Eckpunkt. Dadurch wird die Wärmeübertragungseffizienz in den Randzonen der breiten Seite deutlich verbessert, ohne dass nennenswerte "Hot Spots" entstehen, wie sie bei traditionellen flachen Kupferplatten mit Temperaturunterschieden bis zu 129 °C beobachtet werden.

Auf der schmalen Seite hingegen wird durch die konkave Kupferplatte eine gleichmäßige Verteilung des Flussmittelfilms erreicht, da kein deutlicher Schrumpfungsspalt mehr auftritt. Ebenso wird der Luftspalt, der unter herkömmlichen Bedingungen in den Randzonen der breiten Seite häufig zu dicken Schichten anwächst und die Wärmeübertragung negativ beeinflusst, auf ein Minimum reduziert. Der Luftspalt ist eng auf die Randzone begrenzt und hat somit nur eine lokale Auswirkung auf die Wärmeübertragung. Bei der schmalen Seite wird der Luftspalt nahezu vollständig eliminiert, was zu einer deutlichen Verbesserung des Wärmeübergangs sowohl an den schmalen als auch an den breiten Randzonen führt.

Die Oberflächentemperaturverteilung der erstarrenden Schale im Bereich der Ecken zeigt, dass die Temperaturunterschiede zwischen dem Zentrum der breiten Seite und dem Randbereich unter der neuen Kupferplattentechnologie auf etwa 50 °C reduziert werden, verglichen mit erheblich höheren Differenzen unter traditionellen Bedingungen. Diese Temperaturgleichmäßigkeit verhindert das Entstehen von Verformungen und Einsenkungen an den Randzonen der Bramme, die häufig bei herkömmlichen Verfahren auftreten.

Auch im sekundären Kühlbereich, speziell in den Zonen der Fußrollen und des Benders, wird die Wärmeableitung durch verstärkte Kühlung auf der breiten und schmalen Seite optimiert. Dies führt dazu, dass die im Kokillenbereich noch vorhandenen kleinen "Hot Spots" nahezu vollständig verschwinden, was die Verformungsresistenz in den Randbereichen der Bramme erhöht. Die Deformationsanalysen zeigen, dass leichte Einsenkungen im Randbereich der breiten Seite im Verlauf des Gießprozesses nicht weiter zunehmen, sondern durch die sogenannte "soft reduction" am Ende des Erstarrungsprozesses wieder ausgeglichen werden. Gleichzeitig tritt an der schmalen Seite eine gewisse Ausbeulung auf, die jedoch durch die „soft reduction“ und die begleitende Dickenreduktion zu einer Mikro-Einsenkungsstruktur führt. Diese Mikrostruktur ist charakteristisch für die neue Prozessführung und trägt zur Verbesserung der Gesamtformstabilität der Bramme bei.

Neben den beschriebenen mechanischen und thermischen Verbesserungen ist es für das Verständnis des Prozesses wichtig, die Wechselwirkungen zwischen Wärmeübergang, Schalenverformung und der Rolle des Flussmittelfilms zu berücksichtigen. Die genaue Steuerung des Wärmeflusses über den angepassten Luftspalt und die optimierte Kupferplattengestaltung ermöglicht eine gezielte Minimierung von Verformungen, die andernfalls durch ungleichmäßige Abkühlung und unkontrollierte Schalenbewegungen entstehen. Somit ist das Zusammenspiel zwischen mechanischer Stabilität der Schale und thermischer Effizienz der Kühlung von zentraler Bedeutung für die Verbesserung der Brammenqualität und die Reduktion von Ausschuss in der Produktion.

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