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Verfahren zur Erzeugung von Stahl mit hoher Zähigkeit und geringer Empfindliehkeit gegen Kalt- sprödigkeit, Alterung und Blaubrueh im basischen Siemens-Martin-Ofen.
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kann nämlich niemals stattfinden, solange der FeO-Gehalt der Schlacke dauernd absinkt. Zur Erzielung dieses Vorganges ist eine für den basischen Herdofenprozess verhältnismässig hohe und gleichmässige Temperatur erforderlich, wie sie z. B. durch Benutzung von besonderen, an sich bekannten Wärmespeichern erzielt wird, in denen Gas und Luft weitgehend vorgewärmt werden und die vorhandene Wärme praktisch restlos wiedergewonnen wird. Bei einer Temperatursteigerung von etwa 50 C gegenüber dem üblichen Verfahren beginnt die Manganreduktion bereits einzutreten.
Je höher und gleichmässiger die Temperaturen liegen, um so günstiger gestaltet sich das vorliegende Verfahren. Ist der gewünschte Endkohlenstoffgehalt erreicht, so wird die Schmelze ohne die übliche Desoxydation abgestochen. Gewünschte Legierungszusätze können in der üblichen Weise entweder im Ofen, während des Abstiches, in der Rinne oder in der Pfanne zugegeben werden.
In den Zeichnungen ist die Erfindung an Hand von Kurven, welche die zeitliche Veränderung der Zusammensetzung der Stahlschmelze und der Schlacke erkennen lassen, erläutert.
Fig. 1 stellt den Verlauf bei den bisherigen Verfahren (durchgehender Oxydationsprozess) dar.
Die Schmelze besitzt einen Kohlenstoffgehalt von 1'05%, während der Mangangehalt durch die scharfe Oxydation von etwa 1'5% bereits auf 0'35% gefallen ist. Während dann der Kohlenstoffgehalt durch Frischen möglichst schnell auf 0-1% gesenkt wird, steigt der Mangangehalt durch eine nur vorübergehende geringe Reduktion von 0'35% auf etwa 0 55%, um aber am Schluss des Prozesses wieder auf 0'28% zu fallen. Nach der Desoxydation mit Ferromangan steigt der Mangangehalt des Bades auf 0 59%. Der Eisengehalt der Schlacke fällt zunächst, u. zw. so lange, als der Mangangehalt im Bade steigt. Mit dem Fallen der Mangankurve im Bade steigt der Eisengehalt der Schlacke erheblich an und bleibt bis zum Abstich auf dieser Höhe.
Der auf diese Weise hergestellte Stahl ist nicht alterungsbeständig, sondern besitzt nur Güteziffern gewöhnlicher Handelsqualität.
Die Fig. 2 und 3 enthalten Beispiele für das Arbeiten nach dem den Gegenstand der Erfindung bildenden Verfahren. Die hier untersuchten Schmelzen sind mit A und B bezeichnet. In der Zahlentafel ist die chemische Zusammensetzung der Stahl- und Schlackenproben der Schmelze B nach Fig. 3 wiedergegeben. Der Einsatz bestand in beiden Fällen zu etwa 25% aus Stahleisen mit 4-5% Mangan, zu 30% aus weichem Kernschrott, während der Rest aus Bleehabfällen gebildet war ; Die jeweiligen Gehalte der wichtigsten Bestandteile, wie Kohlenstoff und Mangan im Stahl, sowie Kalk und Eisenoxyd in der Schlacke, sind ebenfalls in Fig. 2 und 3 schaubildlich wiedergegeben.
Schmelze. 4 lief mit einem Kohlenstoffgehalt von 1'15% ein. Nach dem Einlaufen wurden zunächst 500 Ay Erz zugegeben, wodurch der Kohlenstoffgehalt auf ungefähr 0-6% fiel. Der Mangangehalt fiel gleichzeitig von 0'45% auf ungefähr 0'38%. Mit steigender Temperatur unter Zugabe von Kalk in kurzen Abständen setzte dann eine Reduktion von MnO aus der Schlacke ein. Entsprechend der Abnahme des MnO-Gehaltes in der Schlacke stieg der Mangangehalt des Stahles auf 1'03%. Parallel zu der Manganoxydreduktion verminderte sich auch der FeO-Gehalt der Schlacke, der bis zum Abstich auf etwa 8% sank.
Die Stahlproben waren bereits nach dem Einlauf vollkommen rotbruchfrei und liessen sieh von Probe 8 ab bei der Kerbbiegeprobe vollständig zusammenschlagen.
Schmelze B (siehe Fig. 3 und Zahlentafel) lief mit einem Kohlenstoffgehalt von 0 87So ein. Nach der ersten Probe wurden 500 leg Kalk zugesetzt ; infolgedessen stieg der CaO-Gehalt der Schlacke schnell auf 30%. Nach Proben 5 bis 9 wurden nochmals je 100 leg Kalk zugegeben und so der CaO-Gehalt bei gleichzeitiger Temperatursteigerung bis auf rund 40% erhöht. Von Probe 2 ab setzte die Reduktion des Manganoxydes aus der Schlacke ein. Der MnO-Gehalt der Schlacke sank auf 23%. Der FeO-Gehalt war bereits nach dem Einlauf sehr niedrig und sank während des Schmelzverlaufes gleichmässig bis auf 8% beim Abstich.
Alle während des Schmelzverlaufes durchgeführten Rotbruch-und Kerbbiegeproben waren einwandfrei.
Zweckmässig beträgt der FeO-Gehalt der Schlacke vor dem Abstich höchstens 10%. Irgendeine Beschränkung hinsichtlich des Kohlenstoffgehaltes im Endprodukt besteht keinesfalls. Mit der gleichen Güte und Sicherheit lässt sich das Verfahren zur Erzeugung weichen, mittelharten und harten Stahles verwenden.
Es hat sich gezeigt, dass die auf diese Weise hergestellten Stähle, gleichgültig, ob es sich um unlegierte oder legierte Stähle, um härtere oder weichere Stähle handelt, gegenüber auf normale Weise hergestellten Stählen wesentliche Vorteile besitzen. Sie zeichnen sich durch das Fehlen grösserer Mengen von Einschüssen aus. Die technologischen Eigenschaften der nach diesem Verfahren erzeugten Stähle werden im wesentlichen gekennzeichnet durch eine im Vergleich zur Zugfestigkeit hohe Streckgrenze, Dehnung, Einschnürung und Kerbzähigkeit. Gleichzeitig sind diese Stähle gegen Alterungsbeanspruchungen, Bearbeitung in der Blauwärme und ähnliche Schädigungen wenig empfindlich.
In Fig. 4 sind die Mittelwerte von zahlreichen Festigkeitsversuchen an nach diesem Verfahren hergestellten Stählen wiedergegeben. Fig. 5 enthält die Festigkeitseigenschaften gewöhnlicher SiemensMartin-Stähle. Wie Fig. 4 erkennen lässt, liegen die Werte für die Dehnung und die Kerbzähigkeit besonders bei den mittelharten Stählen über denen gewöhnlicher Kohlenstoffstähle. Für die Dehnung beträgt die Überlegenheit etwa 5 Einheiten. während die Kerbzähigkeit um etwa 100% höher ist. Alle Stähle wurden im normalisierten Zustande geprüft.
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Die theoretische Deutung der an sich recht verwickelten Vorgänge, die sich bei dem vorliegenden
Verfahren abspielen, steht noch nicht fest. Aller Wahrscheinlichkeit nach beruht die Wirksamkeit des
Verfahrens darauf, dass dabei die Oxydation der unerwünschten Bestandteile des Einsatzes zunächst nur so weit getrieben wird, dass eine Oxydation des Eisens praktisch ausgeschlossen ist. Dies ist daran zu erkennen, dass die sofort nach dem Einschmelzen entnommenen Stahlproben rotbruchfrei sind.
Während bei den bisher bekannten Verfahren der Oxydationsprozess weitergeführt wird bis nicht nur der Kohlen- stoff auf das gewünschte Mass gesunken ist, sondern auch eine teilweise Oxydation des Eisens eintritt, wird diese übliche Arbeitsweise gemäss der Erfindung planmässig so geändert, dass bei der weiteren Oxy- dation und Entfernung des noch vorhandenen Kohlenstoffes eine Oxydation der übrigen Metalle, insbesondere des Eisens, vermieden wird.
Es hat sich gezeigt, dass eine Trennung der Oxydation des Kohlen- stoffes von der Oxydation des Metallbades dann erreicht wird, wenn während des ersten, oxydierenden
Teiles des Chargenverlaufes hinreichende Mengen Mangan in die Schlacke gelangen und dann durch
Steigerung der Temperatur über das übliche Mass hinaus die Schlacke so geführt wird, dass während des nun folgenden Teiles laufend Mangan aus der Schlacke in das Bad durch dessen Kohlenstoff reduziert wird. Eine Zugabe von besonderen Desoxydationsmitteln ist bei dem vorliegenden Verfahren nicht er- forderlich.
Durch den Kalkzusatz wird wahrscheinlich das Gleichgewicht, das sich zwischen dem MnO-
Gehalt der Schlacke und dem Mn-Gehalt des Bades einstellen würde, gestört ; der Verlust der Schlacke an basischen Oxyden infolge der Reduktion des Manganoxydes wird dann durch ständig zugegebene kleinere oder grössere Mengen Kalk wettgemacht.
Die nach dem vorliegenden Verfahren hergestellten Stähle sind praktisch alterungsbeständig.
Da bekanntlich die Wirkung einer Alterungsbehandlung im wesentlichen in einer Verschiebung des Steil- abfalles auf der Kerbzähigkeitstemperaturkurve zu höheren Temperaturen hin besteht, so wird die
Beurteilung der bei Raumtemperatur ermittelten Alterungswirkung erleichtert, wenn man die Kerb- zähigkeit des Stahles vor und nach Alterungsbehandlung bei tiefen und höheren Temperaturen prüft.
Bei den durchgeführten Alterungsversuchen wurden Proben durch einen Stempel um etwa 10% gestaucht und eine Stunde bei 250 C angelassen, sodann zu Kerbschlagproben verarbeitet und bei Temperaturen zwischen -800 und +2000 C geprüft. Die Proben hatten die Abmessungen 10 x 10 x 60 mm mit einem
5 mm tiefen Rundkerb von 2 mm Durchmesser. In Fig. 6 sind die Ergebnisse von Kerbschlag-Alterungs- versuchen an aus der Mitte eines 20-mm-Bleches der Schmelze-1 entnommenen Proben in Abhängigkeit von der Prüftemperatur wiedergegeben. Fig. 7 enthält die unter gleichen Prüfbedingungen ermittelten
Ergebnisse an einem normalen Kesselblech gleicher Zugfestigkeit.
In ähnlicher Weise sind in Fig. 8 und 9 die Ergebnisse von Kerbschlagversuchen an einem geglühten 20-mm-Blech der Schmelze B und zum
Vergleich die eines 22-mm-Rundstabes aus gewöhnlichem Siemens-Martin-Stahl gleicher Festigkeit wieder- gegeben.
Wie Fig. 6 zeigt, beginnt der Steilabfall vor der Alterungsbehandlung bei-20 C. Bei-50 C besitzt das Blech noch eine Kerbzähigkeit von 6 m/c. Durch die Alterungsbehandlung wird der
Steilabfall um etwa 30 nach höheren Temperaturen hin verschoben ; der Abfall beginnt bei 0 C und wird infolgedessen bei Raumtemperatur noch nicht sichtbar. Die bei Raumtemperatur ermittelte Kerb- zähigkeit wird somit durch die Alterungsbehandlung lediglich von 11'4 auf 10'9 mkg/cm2 erniedrigt.
Das Blech ist praktisch alterungsunempfindlich. Fig. 7 zeigt die Ergebnisse an einem gewöhnlichen Kessel- bleeh. Im nicht gealterten Zustande beginnt der Abfall bei Raumtemperatur. Durch die Alterungs- behandlung wird er fast um 1000 C nach höheren Temperaturen verschoben mit dem Ergebnis, dass das
Blech bis +500 C Prüf temperatur sehr spröde ist. Die bei Raumtemperatur ermittelte Kerbzähigkeit wird von 11 auf etwa 1 mkgjcm2 herabgesetzt.
Bei Schmelze B (Fig. 8) wird die Kerbzähigkeit bei
Raumtemperatur durch die Alterungsbehandlung von 9 auf 8'2 mkgjcm2, bei gewöhnlichem Kohlenstoff- stahl von 8'5 auf 2'Ï mkgjcm2, also ebenfalls wesentlich stärker herabgesetzt.
Die nach diesem Verfahren erzeugten Stähle sind praktisch seigerungsfrei und sauerstoffarm.
Wie eingehende Versuche erwiesen haben, sind sie ausserordentlich widerstandsfähig gegen die korn- vergröbernden Wirkungen des Überhitzens der Rekristallisation und der Schmelzschweissung.