Verfahren zum stetigen Giessen metallischer Voll- oder Hohlstränge aus zur Seigerung. neigenden Legierungen. Die nach den üblichen Stranggiessverfali- ren hergestellten metallischen Voll- oder Hohlstränge zeigen bei Anwendung von ge kühlten Giessformen mit nachgeschalteter direkter Kühlung eine unterschiedliche Ver- formbarkeit, je nachdem es sich um .Stränge aus reinen Metallen bzw. eutektischen Leb e- rungen oder aus zur Seigerung neigenden Legierungen handelt.
Bei den letzteren ist die spanlose Verformbarkeit, beispielsweise durch Walzen, wesentlich schlechter als- bei den zuerst genannten, auf gleiche Weise ver gossenen Werkstoffen und sogar auch noch schlechter gegenüber solchen ,Strängen aus dem gleichen Werkstoff, die mit verhältnis mässig langen Giessformen ohne direkte Küh lung gegossen werden, obwohl die langen Giessformen ohne unmittelbare Kühlung eine höhere Seigerung erwarten lassen.
Es wurde gefunden, dass die schlechte Verformbarkeit durch spanlose Beambeitung auf Ursachen zurückzuführen ist-, die, in einer bei der Erstarrung bewirkten bestimm ten Gefügeausbildung solcher zur Seigerung neigenden Legierungen bestehen.
Wird bei spielsweise eine solche bekannte Al-Legie- rung mit etwa 3 % Kupfer und 1,2 % Magne sium in kurzer Giessform zu Vollsträngen mit einem Durchmesser. von 175 mm ver gossen und nach dem Austritt aus der Form durch unmittelbare Berührung mit Wasser weitergekühlt, dann ereignet sich bei der Er- ,starrung folgendes:
In der Form selbst ist bis zum Austritt des Stranges aus der Form eine Randkruste erstarrt, die aus kupferarmen Primärkristal len besteht, während der Kern des Blockes noch flüssig ist.
Infolge oder nunmehr bewirk ten unmittelbaren Kühlung erstarren auch im Kern ,sehr rasch Primärkristalle über den ganzen Kernquerschnitt, und nur eine Rest- schmelze von nahezu eutektischer Zusammen setzung bleibt flüssig, die die einzelnen Pri märkristalle allseitig umgibt.
Da der Wärme cntzug weiterhin sehr rasch erfolgt, ,erstarrt dann auch diese Restsöhmelze in Form eines Netzwerkes. <B>Alle</B> diese Vorgänge sind so rasch erfolgt, dass die sonst beim Vergiessen von Legierungen zur Verfügung stehende Zeit weit unterschritten wird, so da.ss zwischen den Primärkristallen und dem Netzwerk der erstarrten Restschmelze kein Konzentrations ausgleich mehr erfolgen kann.
Diese Gefüge zusammensetzung ist nun die Ursache für die schlechte spanlost Verformbarkeit so, ver gossener hegiez@ingen, denn die eingefrorene Restschmelze hat bekanntlich eine geringere Trennfestigkeit und erhöht auch die Neigung zur Bildung von Spannungsrissen ganz wesentlich.
Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zu Grunde, solche zur Seigerung neigenden Legierungen, wie z. B. die oben genannte Aluminiumlegierung mit etwa 3 % Kupfer und 1,2 % Magnesium, in der Weise stetig zu vergiessen, dass sie eine bessere spa.nlo,
se Verformbarkeit aufweisen. Beim Verfahren gemäss der Erfindung wird nun zur Lösung dieser Aufgabe die bekannte stufenweise Kühlung nutzbar gemacht, jedoch in der Weise, dass der ,
Strang zunächst innerhalb des Temperaturgebietes vollständiger Misch- kristallbildung der Legierung langsam und erst nach dem Unterschreiten dieses Gebietes durch unmittelbare Kühlung rasch weiter abgekühlt wird. Der durch diese Art der Kühlung erzielte Erfolg ist nach den obigen Darl bgaangen ohne weiteres verständlich:
Die zunächst erstarrten Primärkristalle haben nunmehr Zeit, mit der sie umgebenden Rest schmelze in Konzentrationsausgleich zu treten, und zwar im Idealfall so weit, dass das Gefüge des erstarrten Stranges zwischen den Korngrenzen der Primärkristalle überhaupt keine e:starrte Restschmelze mehr erkennen lässt.
Wenn auch dieser Idealfall nicht unter allen Giessbedingungen und mit allen zur Seigerung neigenden Legierungen erreichbar ist, so kann man sieh ihm jedoch auf jeden Fall so weit nähern, da.ss eine ganz beträcht liche Verbesserung der .spanlosen Verform- barkeit erreicht wird. Dies wirkt sich auch in einer grösseren Festigkeit aus, da. z. B. bei der Erstarrung der erwähnten Aluminium- Legierung mehr Kupfer von den Primärkri- stallen aufgenommen wird.
Die Vermutung ist nun naheliegend, dass die gleiche Wir kung auch bei der Anwendung der bekann ten langen Stranggiessformen erreicht wird, bei denen der Strang nach dem Austritt aus der Form nicht durch unmittelbare Beauf- schlagung eines Kühlmittels gekühlt wird. Bei diesem bekannten Verfahren bildet sich aber in der Tat .ein anderes Gefüge aus.
Da hier :der Strang, nachdem er das Tempera- turgebiet der vollständigen Mischkristallbil- dung der Legierung unterschritten hast, nicht wie beim Verfahren gemäss der Erfindung rasch weiter abgekühlt wird, sondern nur die ganz langsame Luftabkühlung erleidet,
wird im Falle des Beispiels der genannten Alumi- niumlegierung das Kupfer wegen der mit sinkender Temperatur abnehmenden Lösungs- fähigkeit des Mischkristalles für Kupfer zum Teil wiederum ausgeschieden,
und zwar im wesentlichen als Al=Cu. Diese Bestand teile ordnen sich in kub liger Form an und können auch durch eine nachfolgende lange Glühtrog nicht mehr völlig zur Lösung ge bracht werden.
Halbzeug, das nach diesem bekannten Verfahren erzeugt wurde, weist deshalb beträchtlich geringere mechanische Werte auf al,s solches, das nach dem Ver fahren gemäss der Erfindung hergestellt wird.
Process for the continuous casting of metallic solid or hollow strands for segregation. prone alloys. The metallic solid or hollow strands produced according to the customary continuous casting processes show different deformability when using cooled casting molds with downstream direct cooling, depending on whether they are strands made of pure metals or eutectic vitalities or of for Segregation-prone alloys.
With the latter, the non-cutting deformability, for example by rolling, is much worse than with the first-mentioned materials cast in the same way and even worse than those strands made of the same material that are made with relatively long molds without direct cooling treatment, although the long molds without immediate cooling suggest a higher segregation.
It has been found that the poor deformability due to non-cutting beam machining is due to causes which consist in a certain structural formation caused by the solidification of such alloys which tend to segregate.
If, for example, such a known Al alloy with about 3% copper and 1.2% magnesium is made into full strands with a diameter in a short casting mold. of 175 mm potted and after emerging from the mold, further cooled by direct contact with water, then the following occurs during solidification:
In the form itself, a peripheral crust is solidified by the exit of the strand from the form, which consists of low-copper primary crystals, while the core of the block is still liquid.
As a result of, or now, immediate cooling also solidify in the core, primary crystals very quickly over the entire core cross-section, and only a residual melt of almost eutectic composition remains liquid, which surrounds the individual primary crystals on all sides.
Since the heat is still withdrawn very quickly, this residual molten metal also solidifies in the form of a network. <B> All </B> these processes took place so quickly that the time otherwise available for casting alloys is well below the time, so that no concentration equalization can take place between the primary crystals and the network of the solidified residual melt.
This microstructure is the cause of the poor deformability without chip removal, because the frozen residual melt is known to have a lower separation strength and also significantly increases the tendency to form stress cracks.
The invention is based on the object of alloys that tend to segregate, such as. B. the above-mentioned aluminum alloy with about 3% copper and 1.2% magnesium, to be poured steadily in such a way that it creates a better spa.nlo,
se have deformability. In the method according to the invention, the known step-by-step cooling is now used to solve this problem, but in such a way that the,
Strand is initially slowly cooled further within the temperature range of complete mixed crystal formation of the alloy and only after falling below this range is rapidly further cooled by direct cooling. The success achieved by this type of cooling is easily understandable from the above statements:
The initially solidified primary crystals now have time to balance their concentration with the surrounding residual melt, ideally so far that the structure of the solidified strand between the grain boundaries of the primary crystals no longer reveals any rigid residual melt.
Even if this ideal case cannot be achieved under all casting conditions and with all alloys that tend to segregate, it can in any case be approached to such an extent that a very considerable improvement in the chipless deformability is achieved. This also has the effect of greater strength. z. For example, when the aforementioned aluminum alloy solidifies, more copper is absorbed by the primary crystals.
The assumption is now obvious that the same effect is also achieved when using the known long continuous casting molds, in which the strand is not cooled by the direct application of a coolant after exiting the mold. In this known method, however, a different structure is in fact formed.
Since here: the strand, after it has fallen below the temperature range of the complete solid solution formation of the alloy, is not rapidly cooled further, as in the method according to the invention, but only suffers the very slow air cooling,
in the case of the aluminum alloy mentioned, the copper is partly precipitated again because of the decreasing solubility of the mixed crystal for copper as the temperature falls,
essentially as Al = Cu. These constituent parts are arranged in cubic form and cannot be completely resolved by a subsequent long annealing trough.
Semi-finished products that were produced by this known method therefore have considerably lower mechanical values than those produced by the method according to the invention.