DE2022086A1 - Verfahren zur Herstellung von dichten beruhigten Stahl-Ingots - Google Patents

Description

Akt: 47 231

Anmelder; Kobe Steel, ltd., Kobe/Japan

Verfahren zur Herstellung von dichten "beruhigten Stahl-Ingots

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren.zur Herstellung von dichten beruhigten Stahl-Ingots (sound killed Stahl-Ingots).

Beruhigter Stahl übertrifft unberuhigten oder halb-beruhigten Stahl aufgrund des größeren Ausmaßes. von.innerer Homogenität, die dessen Verwendung als hochwertigen/Baustahl oder als Schmiedeeisen ermöglicht, die hohen Anforderungen gerecht werden müssen. Wenn auch beruhigter Stahl eine ausgezeichnete Homogenität besitzt, abgesehen von dem Vorhandensein von. Verfestigungs-Schrunp£ffigs-Hohlsteilen, die im oberen Teil des Ingot vorkommen, werden doch oft Seigerungs-Pehler im Ingot festgestellt, die vom Verfestigungs-Seigerungs-Phänomen Vierrühren. Beispielsweise können negative Seigerungsbereiche (negative Segregation Sektionen) in der Mitte des unteren Teiles des Ingot vorkommen« Umgekehrt V-förmige Seigerungszonen (Inverted V-förmige Segregation Zonen) können in der Nähe dos mittleren Teiles der oberen Halfte des Ingot vorkommen. V-förmige Seigerungszonen können im mittleren Teil des Ingot enbotehen. Einschlüsse vom Oxid-Typ von verhältnismäßig großem Ausmaß werden oft in den negativen Seigorungsberelchen ge.turi-

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den, und es sind diese Einschlüsse, die die häufige Ursache für mangelhaften Stahl sind. Einschlüsse vom Sulfid-Typ von verhältnismäßig großem Ausmaß werden häufig in den umgekehrt V-förmigen Seigerungszonen gefunden. Diese haben die Wirkung, daß sie die Bearbeitbarkeit und die Zähigkeit des Stahls nachteilig beeinflussen. ■·.-·...

In letzter Zeit ist das Bedürfnis nach Baustählen großer Aus- . maße von hoher Qualität beträchtlich gestiegen. Dieses erhöhte Bedürfnis hat das Seigerungsproblem bemerkenswert verstärkt, da große Ausmaße längere Verfestigungs-Perioden erforderlich machen, und das Ausmaß der Seigerung und das Ausmaß der Fehler um so größer sind, je langer die Verfestigungs-Perioden dauern.

Es sind verschiedene Versuche gemacht worden, um das Verfestigungs-Seigerungs-Phänomen auf ein Minimum herabzudrücken'. Es ist in diesem Sinne beispielsweise vorgeschlagen worden die Verfestigung dadurch zu beschleunigen, daß der auf den geschmolzenen Stahl einwirkende Druck während der Verfestigung erhöht wird, so daß die anfängliche Verfestigung bei höheren Temperaturen erfolgt. Wärme wird schnell abgeleitet, um die Struktur im Stahl-Ingot zu homogenisieren und die Seigerung zu vermindern. Ein weiteres gemäß dem Stand der Technik bekanntes Verfahren ist das Homogengießen (HOC Methode) sowie das Ultraschallgießen, wobei das Ingot reduziert und die Struktur homogenisiert werden. Weiterhin bekannt ist das Überschallgießen, wobei die Kristallkörnchen im Ingot pulverisiert werden, die Härte der inneren Struktur erhöht wird und die Hohlstellen vermindert werden. Ein weiteres bekanntes Verfahren ist die Scraper Methode, bei der nach dem Gießen des geschmolzenen Stahls dieser verfestigt wird, während er gerührt wird, so daß die Grenzfläche zwischen dem Dendrit-Bereich und dem Bereich der freien Kristalle gebildet werden kann ohne Neubildung einer V-Porm oderumgekehrtenv-Form. Gemäß der zuletzt genannten Methode kann ein Stahl-Ingot mit feiner innerer Struktur erhalten werden, die Ausseigerung von Phosphor, Schwe-

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fei, Sauerstoff usw. ist vermindert, und die mechanischen Eigenschaften des mittleren Teils des Stahl-Ingot sind verbessert. Ein weiteres Verfahren ist das elektromagnetische Rühren, wobei das Stahl-Ingot in einem rotierenden magnetischen PeId verfestigt und die umgekehrt V-förmige Seigerung durch den Auftrieb im zentrifugalen Feld in das Zentrum entfernt wird. Die Kristalle werden dann pulverisiert. Ein anderes Verfahren ist die Drehgußmethode .(Rotary Casting Methode), gemäß der das Wachstum des Säulenstrukturbereiches unterdrückt und dasjenige der lesseral-System-Zone beschleunigt wird, um ein homogenes Ingot zu erhalten. Weiterhin bekannt ist das Vakuumgießen, wobei das Gießen unter Vakuum durchgeführt wird, um die Gase im geschmolzenen Stahl zu vermindern und dadurch das Ausmaß von Gußblasen, die im Stahl-Ingot wachsen, zu vermindern.

Alle diese Verfahren zur Herstellung von Ingots aus beruhigtem Stahl mit gleichmäßiger Qualität sind im Prinzip einfache Variationen von einer oder mehreren der folgenden Verfahrenstechniken:

und
• 3-

Kontrolle des makroskopischen. Massenübergangs im geschmolzenen Stahl während der Verfestigung, um die Struktur des Ingot zu homogenisieren und zu verdichten; Beschleunigung der Verfestigung, um die Verfestigungs-Seigerung zu vermindern und die Struktur zu verdichten;

Verminderung der absoluten Menge H und O, die oft die Ursache der Verfestigungs-Fehler sind, wenn das Ausmaß der Seigerung groß ist.

Das in großtechnischem Maßstab erfolgreichste Verfahren war jedoch bisher die Vakuumgießmethode, welche das Prinzip gemäß Ziffer 3 der Verminderung der Menge an H und 0 ausnützt. Alle anderen Methoden verursachen bei den vorhandenen Fabrikanlagen Schwierigkeiten und werden demgemäß nur für spezielle Zwecke angewandt. - ' .

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Der vorliegenden Erfindung liegt demgemäß die Aufgabenstellung zugrunde beruhigten Stahl von hoher Qualität in großen Mengen herzustellen. Weiterhin liegt der Erfindung die Aufgabenstellung zugrunde beruhigten Stahl von hoher Qualität herzustellefti der eine verminderte Menge an Seigerungs-Bereichen aufweist und wobei die Menge· an negativen Seigerungsbereichen im beruhigten Stahl herabgesetzt ist. Weiterhin liegt der Erfindung die Aufgabenstellung zugrunde die Menge an umgekehrt V-förmigen Seigerungs-Zonen in den beruhigten Stahl-Ingots zu vermindern.

Es wurde nun überraschenderweise gefunden, daß die vorstehend genannten Aufgabenstellungen weitgehend dadurch gelöst werden können, daß ein Rührmittel während des Verfestigungsverfahrens zum geschmolzenen Stahl gegeben wird. Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist demgemäß ein Verfahren zur Herstellung von dichten beruhigten Stahl-Ingots, das dadurch gekennzeichnet ist, daß ein Rührmittel zum geschmolzenen Stahl während des Erstarrungspro-zesses des beruhigten Stahl-Ingot in einem Zeitraun zwischen der Periode,¹ in der die negativen Seigerungsbereiche (negative Segregation Sektion) und die umgekehrt V-förmigen Seigerungszonen (inverted V-förmige Segregation Zonen) gebildet werden, und der Periode, in der die V-förmige Seigerungszone (V-förmige Segregation Zone) gebildet wird, zugefügt wird, wobei das Rührmittel eine Siedetemperatur zwischen 45O⁰C und .1.50O⁰O aufweist, so daß es dann, wenn es in den geschmolzenen Stahl eingeführt wird, unter den Verfahrensbedingungen verdampft, wodurch sich Dämpfe bilden, die den geschmolzenen Stahl rühren und dadurch das Ausmaß der negativen und umgekehrt V-förmigen Seigerungszonen im Stahl-Ingot vermindern.

Geeignete Rührmittel sind beispielsweise Legierungen, Verbindungen und Gemische von Elementen der Gruppen I-a oder II-a des periodischen Systems der Elemente oder Zink oder die Halogenide von Elementen der Gruppen I-b, III-b, IV-a, IV-b, VI-a, VII-a oder VIII des periodischen Systems der Elemente. ^

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Die gemäß der Erfindung verwendeten Rührmittel müssen die folgenden Eigenschaften aufweisen}

1. Die Siedetemperatur muß zwischen 45O⁰G und 1.50O⁰C lie- '■ gen. Wenn die Siedetemperatur unter 45O⁰G liegt, ist die
Rührwirkung zu lebhaft. Dies ist bei der praktischen An- " wendung gefährlich. Wenn die Siedetemperatur über etwa
1.500⁰O liegt, ist die Rührwirkung zu schwach.

2. Das Rührmittel darf nicht nachteilige Auswirkungen auf die Eigenschaften des Stahls haben.

3· Das Rührmittel muß leicht handhabbar sein und leiciit gelagert werden können.

Wie bereits ausgeführt kann das Rührmittel eine Legierung, eine Verbindung oder ein Gemisch der Elemente Li, Ha, K, Rb, Co, Be, Mg, Ca, Sr, Ba, Zn sein.

Die für den geschmolzenen Stahl als Rührmittel verwendeten
Legierungen können in zwei Gruppen eingeteilt werden. Eine
Gruppe umfaßt die Legierungen zwischen den oben erwähnten EIe-.

menten. Die andere Gruppe umfaßt die Legierungen, die andere

/enthalten
Elemente/wie Cu, Al, Si, Ti, Zr, Ub, Ta, Mn, Pe und Ni. Zur

ersten Gruppe von Legierungen gehören beispielsweise die folgenden Legierungen oder Gemische davon?

Ca-Zn, Ca-Mg, Ca-Li, Ca-Na, Li-Mg,

Mg-Na, Mg-Zn, K-Zr, Na-Zn, Li-Zn,.

K-Na, Li-Na, K-Mg, Ca-Mg-Zn,K-Mg-Na

Zur zweiten Gruppe gehören beispielsweise!

Ca-S, Ca-Ni,

C-Mg, Mg-Pb,

Mg-S, . Mg-Zr,

Al-Zn, Cu-Zn,

B-Zn, La-Zn,

Cr-Zn, C-Zn,

Na-Si, Pe-K,

K, Al-Cu-Mg,

-6-

Al-Ca,	Ca-Cu,	Ca-Si,
Al-Mg,	Cu-Mg,	Ni-Mg,
Mg-Mn,	Mg-Ti,	Mg-Si,
La-Mg,	Ce-Mg,	Cr-Mg,
Pe-Zn,	Si-Zn,	Mo-Zn,
Mn-Zn,	Ni-Zn,	Pb-Zn,
Ti-Zn,	Al-Li,	Al-Na,
Cu-K,	Gu-Na,	Cr-Na,

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ΤΤΓΖζΤΓοο

Al-Mg-Si, K-Si-Mg, Al-Mg-Zn, Pe-Si-Mg, Mg-Si-Ca, K-Si-Na, Mg-Si-Ni₁Mg-Si-Cu, Al-Cu-Zn, Mg-Ni-Ca, Cu-Ni-Zn, Mg-Si-Ca-Pe, Mg-Si-Ni-Pe.

Zu den Verbindungen, die als Rührmittel für den geschmolzenen Stahl verwendet werden, gehören beispielsweise anaganische Halogenide, Hydroxide, Carbonate, Bicarbonate und Oxide der Gruppe I-a und Halogenide der Gruppen I-b, II-a, Il-b, III-b, IV-a, IV-b, VI-a, VII-a und VIII.

Halogenide: "

KCl, CsCl, NaCl, LiCl, KI, CsI, NaI, CsBr, NaNr, LiBr, KP, CsP, CuCl, CuBr₉ CuBr₂, BaCl₂," MgCl₂, CaBr₂, MgBr₂, CaI₂, BeI₂, ZnCl₂, ZnP₂, AlP₃, LaCl₃, CrCl₃, CrCl₂, CrP₂, PbCl₂, PbBr₂, PbP₂, PbI₂, MoCl₃, MoCl₄, MoQl₅,

₂,

MnCl₂, CoCl₂, PeCl₂, NiCl₂, PeBr

Hydroxide:

KOH, NaOH.

Carbonate:

Cs₂CO₃, K₂CO₃, Na₂CO₃, Li₂CO₃

Bicarbonate:

KHCO₃, NaHCO₃ ■

Oxideχ

Na₂O, KgO.

Ohne daß die Lehre der vorliegenden Erfindung auf eine bestimmte Theorie zurückgeführt wird, wird angenommen, daß die umgekehrtv-förmige Seigerung und die negative Seigerung, die · oft die Fehlstellen im'Stahl-Ingot hervorrufen, während des Verfestigungs-Prozesses gebildet werden. In der zeitlichen Mitte des Verfestigungsprozesses wird die Verfestigungsgeschwindigkeit sehr klein, in diesem Zeitpunkt ist die Seigerungs Reaktion an der verfestigten Oberfläche nahe dem Gleichgewicht,

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so daß geschmolzene Elemente schnell im geschmolzenen Stahl abgeschieden werden. Dementsprechend werden in diesem Zeitpunkt des Verfestigungsprozesses lerrokristalle von verhältnismäßig großer Reinheit in einer Verfestigungs-Übergangsschicht gebildet . Kohlenstoff, Phosphor, Schwefel und ähnliche Substanzen scheiden sich aus dem übrigen geschmolzenen Stahl ab und verursachen eine lokale Erhöhung der Konzentration dieser Elemente. Ferrokristalle von verhältnismäßig hoher Reinheit haben ein hohes spezifisches Gewicht. Sie sinken deshalb herab, während geschmolzener Stahl, der einen verhältnismäßig hohen Gehalt an Kohlenstoff, Phosphor, Schwefel usw. aufweist, ange-■· sammelt wird und dazu neigt aufgrund des Unterschiedes im · spezifischen Gewicht nach oben zu fließen. In der Mitte der Verfestigung tritt das Sedimentationsphänomen von Ferrokristallen und das Auftriebsphänomen von geschmolzenem Stahl, der reich an Verunreinigungen ist, auf. Der Sauerstoff im geschmolzenen Stahl neigt in diesem Stadium in großem Ausmaß zur Bildung von Oxiden, die nicht so frei wie Kohlenstoff und Schwefel beweglich sind. Die Oxide begleiten deshalb die nach unten sinkenden Ferrokristalle. In der unteren Hälfte des Stahl-Ingot, die dem negativen Seigerungsbereich entspricht, wird die Verfestigungsgeschwindigkeit vom Boden aus vermindert und die Verfestigung stagniert augenscheinlich. Perrokristalle von hoher Reinheit und die Oxide sinken vom oberen Teil herab und sammeln sich in diesem Bereich an. Die Oxide wachsen in diesem Bereich durch Ansammlung, und ein Teil der Oxide wird dazu neigen nach oben zu schwimmen. In der oberen Hälfte des Stahl-Ingot bewegt sich geschmolzener Stahl von verhältnismäßig niedrigem spezifischen Gewicht, der reich an .*' leichten Elementen ist, gebildet in der Erstarrungs-Übergangsschicht, mit der Ansammlung in die Zone der geringeren Erstarrungsgeschwindigkeit, dabei durch die Dendrite hindurchfließend. Wenn die Zone einer ausreichend geringen Erstarrungs-. geschwindigkeit erreicht wird, steigt der geschmolzene Stahl von niedrigem spezifischen Gewicht im wesentlichen längs der Erstarrungslinie an, wobei er teilweise von den Kristallen auf ν·'· ' - - : '■ ^: ;;-^: ' -B-

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ÖADOFHÖINAL

■ ZIJZZÜÖO

■ - θ -

gehalten wird, die die umgekehrt. V-förmige Seigerungslinie bilden. Mit weiterem Fortschreiten der Erstarrung sinkt die Temperatur des geschmolzenen Stahl weiter ab, die Viskosität steigt, und der prozentuale Anteil der festen Phase erhöht sich. Während dieser Periode hört der makroskopische Massenübergang im verbleibenden geschmolzenen Stahl fast völlig auf. Während dieser Periode der fortgeschrittenen Erstarrung wird die V-fÖrmige Seigerungslinie, die im wesentlichen der Form der Verfestigungslinie entspricht, gebildet.

TJm die Seigerungsbereiche wie den negativen Seigerungsbereich und die umgekehrt V-förmige Seigerungsζone zu vermindern, kann, wie gefunden wurde, die Homogenisierung dadurch erzielt werden, daß der verbleibende geschmolzene Stahl gerührt wird, und zwar nach der mittleren Stufe der Erstarrung, wenn die Seigerungs-Bezirke gebildet werden.

Dies kann dadurch erzielt werden, daß ein Rührmittel mit verhältnismäßig hohem Dampfdruck im Ersatarrungstemperaturbereich verwendet wird. In der Praxis wird so verfahren, daß ein geeignetes Rührmittel in Form eines Elementes, einer Legierung, einer Verbindung oder einem Gemisch dieser Arten zum geschmolzenen Stahl gegeben wird, so daß das Verdampfen des Rührmittels den geschmolzenen Stahl rührt und homogenisiert.

Obwohl als Rührmittel irgendeine Substanz verwendet werden kann, welche die oben genannten Elemente enthält, sind für die' praktische Anwendung besonders bevorzugt eine Mg-Legierung enthaltend weniger als 50^ Mg, Ca und dessen Legierungen. Das Rührmittel kann leicht und wirksam zum geschmolzenen Stahl dadurch gegeben werden, daß an einen Eisenstab eine geeignete Kapsel, die das Rührmittel enthält, befestigt wird, und dieser dann in die vorherbestimmte liefe der Form eingeführt wird. Die zugefügte Menge .hängt ab von der Größe des Stahl-Ingot. Jedoch ist die Verwendung von Mengen über etwa 1 $ unter Umständen dazu geeignet den geschmolzenen Stahl gefährlich zu zerstäuben. Eine Menge von weniger als etwa 0.001 °/o hat. in

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der Regel nicht einen ausreichenden gewiinachten Effekt. Die "bevorzugte Menge ist derart, daß "bei Zugabe des Rührmittels die Oberfläche des geschmolzenen Stahls am Einfüirbereich leicht bewegt wird. Ausgezeichnete. Ergebnisse sind mit einer Menge im Bereich von etwa 0.0005$ bis 0.02$ erhältlich.

Das in dengeschmolzenen Stahl eingeführte metallische Element verdampft schnell, und die gebildeten Dämpfe rühren und homogenisieren den geschmolzenen Stahl, vermindern die Seigerung und verdichten die Gußstruktur. Es wird außerdem die Wirkung einer Beschleunigung der Erstarrung erzielt, und zwar durch Abführung von Verdampfungswärme aus dem geschmolzenen Stahl, wenn das Metall verdampft wird. Weiterhin wird die Wirkung erzielt, das3 feine desoxydierte Produkte durch das Verdampfen des Metalles im Stahl-Ingot fein verteilt werden, wodurch zahlreiche Erstarrungskeime gebildet werden, was zur Bildung einer feineren Gußstruktur führt. Es ist deshalb ersichtlich, daß das Verfahren gemäß der Erfindung viele wünschenswerte Vorteile beinhaltet. '

Zur Erzielung optimaler Ergebnisse sollte das Rührmittel für den geschmolzenen Stahl zwischen dem Zeitpunkt kurz bevor der vollständigen Bildung der Säulenstruktur des Stahl-Ingot und dem Zeitpunkt der Beendigung der Bildung der V-förmigen Seigerungszone zugefügt werden.

Wenn das Rührmittel zu bald nach dem Gießen zugefügt wird, ist " die Fließfähigkeit des geschmolzenen Stahls zu groß, und die Seigerung ist noch ziemlich gering, so daß die gewünschten Wirkungen nicht erzielt werden. Darüberhinaus kann bei zu baldiger Zugabe die. ziemlich dünne anfängliche Haut an der Oberfläche des Stahl-Ingot Mcht durchbrochen werden, wodurch der {geschmolzene Stahl durchtritt und eine Doppelschicht bildet. Wenn auf der anderen Seite das Rührmittel "zu kurz vor der Beendigung der Erstarrung zugefügt wird, hat dies sehr unerwünschte Wirkungen. Dadurch können sogar noch größere Erstarrungs-Schwindungs-Hohlräume gebildet werden, und die ₁₍₎

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- ίο -

Seigerung und das Durchsetzen mit Schlacken kann tatsächlich zunehmen.

Die Menge an Rührmittel für den geschmolzenen Stahl und die Zahl der" zugegebenen Dosen hängt ab von der Art des verwendeten Rührmittels, dessen Zusammensetzung, der chemischen Zusammensetzung des Stahls, der Größe des Stahl-Ingot, der Erstarrungszeit usw.. Im allgemeinen sind "bei der üblichen Ingot-Herstellung 1-5 Dosen für diesen Zweck ausreichend.

Die Figuren 1, 2 und 3 sind Makrofotografien, um die geätzten Gefüge der Stahl-Ingots zu vergleichen. In jeder Figur zeigt (a) einen Vergleichsversuch und (b) ein Beispiel gemäß der Erfindung.

Nachfolgend wird die.Erfindung anhand von Beispielen weiter erläutert. Es wird darauf hingewiesen, daß diese Beispiele nicht die Erfindung darauf beschränken sollen.

Beispiel 1

S35O Stahl (C: 0.37$, Si: 0.32$, Mn: 0.65$, S: 0.018$, P: 0.013$, 0: 0.0071$), der in einem basischen Hochfrequenzofen geschmolzen worden war, wurde von oben in 100 kg Sandformen gegossen, die. mit einem exothermen Wärmekonservierer "._ ausgekleidet sind. Die Gießtemperatur betrug 1569°C, und die : Gießgeschwindigkeit war 1 t pro 3·0 Min. Nach Beendigung des Gusses wurde der exotherme Wärmekonservierer in den Einfüllkopf mit einer Geschwindigkeit von 5 kg/t gegeben. Eines der gegossenen Ingots wurde als Vergleichsversuch ohne weiteres erstarren gelassen. Zum anderen Ingot wurde eine Fe-Si-Mglegierung enthaltend 20$ Mg gegeben, die eine Kapsei gefüllt war. Der Ingot wurde dreimal so behandelt, und zwar 9 Min., 14 Min. und 19 Min. nach dem Guß. Dielzugefügte Menge betrug jedes/mal 200 g/t. Die Kapsel wurde durch eine Führung· in das Zentrum der Form eingeführt. Wenn Sandformen zum Gu3 verwendet wurden j wurden die negativen Seigerung3bereiche und die

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BAD

- 11 ■-■■■. "■■. ■ , .■■

umgekehrten. V*-förmigenSeigerungszonen im Stahl-Ingot im Zeitraum innerhalb etwa 5 Min. Ms etwa 23 Min. nach dem Guß gebildet. Der Zeitpunkt der Zugabe der Legierung wurde deshalb vor "bestimmt, um den Zeitpunkt zu treffen, an dem diese . Seigerungszonen gebildet werden·

Die makroskopischen Ätzstrukturen von Längsschnitten dieser- . Stahl-Ingots sind in Pig. 1 dargestellt. Dabei zeigt (a) eine. Makrofotografie des Itzgefüges des ohne Zusatz erstarrten Stahl-Ingot. Die verästelte Dendrit-Zone wird um die Peripherie des Stahl-Ingot beobachtet, radin dieser Zone sind mehrere Streifen von umgekehrten V-förmigen Seigerungs-Linien zu beobachten. Auf der anderen Seite zeigt (b) die Makrofotegrafie des Ätzgefüges des Stahl-Ingot, zu dem die Pe-Si-Mg-Legierung während des Erstarrungsprozesses zugegeben worden war. Im wesentlichen die gesamte Oberfläche mit Ausnahme des oberen Flächeabereiehea besteht aus feinem Tesseral-System. Die umgekehrte V-förmige Seigerungslinie ist nicht festzustellen. Das G-ußgefüge ist sehr dicht und homogen. ·

Die Seigerung der verschiedenen Elemente in den beiden Stähl-Ingots wird in der nachfolgenden Tabelle 1 vergleichsweise gegenübergestellt. ·

Tabelle 1 ' .

Vergleich der prozentualen Seigerung* in 100 kg Stahl-Ingots

Kontroll-Stahl-Ingot 12.5 15·2 Stahl-Ingot gemäß der Erfindung 5.5 5.0

13.9 20.2

4.3

9.1

^Prozentuale Seigerung = Maximaler analytischer Wert

(Durchschnitt) im Stahl Ingot

Durchschnittswert

Aus Tabelle 1 ist ersichtlich, daß bei Anwendung des Verfahrens gemäß der Erfindung Stahl-X ^vt's rni't einem geringeren ■ *» ■ ■■ ■ ■ — Ι Ρ—

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'-■■'.■■■-.. BAD

Ausmaß an Ausseigerung von Kohlenstoff, Schwefel, Phosphor, Sauerstoff usw. erhalten werden können.

Beispiel 2

S400 Stahl (C: 0.39$, Si: 0.27$, Mn: 0.71$, S: 0,023$, P: 0.019$, 0: 0.0065$), der in einem basischen Hochfrequenzofen geschmolzen worden war, wurde von oben in 100 kg Sandformen gegossen. Die Gießtemperatur betrug 1555⁰O, und die Gießgeschwindigkeit betrug 1 t/3 Min. 20 Sek. ,Nach Beendigung des Gusses wurde der exotherme Wärmekonservierer mit einer Geschwindigkeit von 5 kg/t in den Einfüllkopf gegeben. Einer der gegossenen Stah-Ingots wurde, so wie er war, als Kontrollver- _: such erstarren gelassen. Zum anderen Stahl-Ingot wurde eine Al-Zn-Legierung enthaltend 20$ Zn, eingefüllt in eine Kapsel, zugegeben, und zwar in zwei Dosen 5 Min. und 10 Min. nach dem Guß in Mengen von 200 g/t bzw. 150 g/t. Die legierung wurde in Form einer Kapsel eingeführt, die an das Ende eines Eisenstabes befestigt war, und sie wurde in den geschmolzenen Stahl durch eine Führung in das Zentrum der Form eingeführt. Die Bildung des negativen Seigerungsbereiches und der umgekehrten V-förmigen Seigerungszone in Stahl-Ingot fand in der Zeit zwischen etwa 3 Min. und etwa 10 Min. nach dem Guß.statt, so daß die Zeitpunkte, an denen die Legerung zum geschmolzenen Stahl gegeben wurde, die vorbestimmten Zeitpunkte sind, die der Zeit entsprechen, zu der die Seigerungszonen gebildet wurden.

Die makroskopischen Ätzgefüge der Längsschnitte der beiden Stahl-Ingots, die erhalten wurden, sind in Fig. 2 wiedergegeben. Darin zeigt (a) den Stahl-Ingot, der ohne Zugabe einer Legierung erstarrte. In diesem Ingot sind die umgekehrten V-förmigen Seigerungslinien, wenn auch schwach, in den verästelten Dendrit-Bereionen zu beobachten, und die V-förmigen Seigerungslinien werden im zentralen Bereich beobachtet. Im Zentrum der unteren Hälfte des Stahl-Ingot liegt ein Tesseral-System, die negative Ausseigerung von Kohlenstoff, Schwefel,

1¹^

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Phosphor usw. und die positive Ausseigerung von Sauerstoff zeigend vor. (b) zeigt das makroskopische Ätz ge füge des Stahl-Ingot, zu demdie Al-Zn-Legierung während des Erstarrungsprozessea gegeben worden war. Bei diesem Ingot iat featzustellen» daß im wesentlichen.die gesamte fläche des Stahl-Ingot mit Ausnahme des peripheren Bereiches aus feinem Tesseral-System beateht. Weder die umgekehrten V-förmigen Seigerungslinien noch die V-förmigen Seigerungslinien sind zu beobachten. Das Gußgefüge ist bemerkenswert dicht und homogen. Die prozentualen Auaaeigerungen der verschiedenen Elemente in den beiden Stahl-Ingots sind in der nachfolgenden TabelLe miteinander verglichen.

j [Tabelle 2

• Vergleich der prozentualen Seigerung* in 100 kg Stahl-Ingota (<fo)

O 3 P 0

Kontroll-Stahl-Ingpt - 11.1 20.8 14.3' 17.5 Stahl-Ingot gemäß der Er- '

findung . 2.5 7.5 10.6 8.2

^Prozentuale Seigerung = Maximaler analytischer Wert

(Durchschnitt) im Stahl Ingot . ' Durchschnittswert ■

Der gemäß der Erfindung hergestellte Stahl-Ingot zeigt geringere prozentuale Ausseigerung an Kohlenstoff, Schwefel, Phosphor und Sauerstoff als der Stahl-Ingot gemäß dem Stand der Technik. .

Beispiel 3

C300 Stabil (Cj 0.29^, Si: O.27f, Mn: 0.68$, S: 0.016^, .'; P: 0.012?δ, 0: 0.0057$), der in einem basischen Hochfrequenz- ' ofen geschmolzen worden war, wurde von oben in 1 t/Sandformen gegossen. Die G-ießtemperatur betrug 1510⁰O ,und die Gießgeschwindigkeit betrug 1 t/1 Min. 50 Seit* Hach dem Guß wurden 5 kg exothermer Wärmekonservierer zum Einfüllkopf gegeben.

— — UU y ö 4b/ Τ-3-.3Λ- ~~ ·

BAD

Der Gußstahl hatte eine runde Form mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 45 cm und einer Länge von 95 cm. Der Einfüllkopf (feeder head) wog etwa 1.2 t. Die "beiden Stahl-Ingots wurden unter den gleichen-Bedingungen gegossen. Einer der Ingots wurde zur Herstellung eines Kontrollatahl-Ingot für sich erstarren gelassen. Zum anderen Ingot wurde metallisches Ca in Form einer Kapsel gegeben, die an das Ende eines Eisenstabes befestigt war. Die Kapsel wurde in eine Tiefe von 10 cm oberhalb der oberen Erstarrungsoberfläche in die Form eingeführt. Der Ingot wurde dreimal während des Erstarrungsprozesses behandelt. Die. Dosen betrugen jeweils 200 g, 150 g bzw. 100 g und wurden 15 Min., 26 Min. bzw. 38 Min. nach dem · Guß zugegeben. Der negative S.eigerungsbereich und die umgekehrte V-förmige Seigerungszone wurden im Stahl-Ingot in der Zeit zwischen etwa 10 Min. und etwa 90 Min. nach dem Guß gebildet. Dementsprechend wurde das Ca während der ersten Hälfte der Periode zugefügt, in der diese Seigerungszonen gebildet wurden.

In der Makrofotogräfie des Ätzgefüges des Stahl-Ingot, das ohne Metallzugabe erstarrte, sind die umgekehrten V-förmigen Seigerungslinien, die V-förmigen Seigerungslinien und die negativen Seigerungsbereiche zu erkennen. Es wurde beobachtet, daß im negativen Saigerungebereich Silicateilchen mit einer maximalen Größe von etwa 350 ^u vorliegen. Auf der anderen Seite sind im Stahl-Ingot, zu dem Ca gegeben worden war, die umgekehrten V-förmigen Seigerungslinien auf ein Minimum reduziert, die V-förmigen Seigerungslinien sind verschwunden und die in der Position entsprechend dem negativen Seigerungsbereich vorliegenden Oxide sind in äußerst feinverteilter Form dispergiert. Die maximale Größe davon liegt bei etwa 50 ju.

Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, daß der gemäß dem Verfahren der Erfindung hergestellte Stahl-Ingot ein geringeres Ausmaß an Seigerung der verschiedenen Elemente zeigt als der Stali-Ingot gemäß der Erfindung.

009846/1334 BAD ORfGfNAl.

tabelle 3

Vergleich, der prozentualen Seigerung* in 1 t Statil-Ingots .

■ O ■

Kontroll-Stahl-Ingot 76.2 93*8 81.0 69.2

Stahl-Ingot gemäß der Erfindung 29.1 13·5 26.3 27.1

*Prozentuale Seigerung:= Maximaler analytischer Wert

, :(Dürcnschnitt) im Stahl Ingot • Durchschnittswert

Beispiel 4 '

S400 Stahl (C: 0*44$, Si: 0.26$, Mn: 0.67$, P: 0.009$,. S: 0.019$, -0: . 0v0028$)y. der in einem "basischen Martinofen geschmolzen worden war, wurde steigend in 4-Tonnen~Metallformen gegossen. Einer der Stanl-Ingots auf der gleichen Richtplatte wurde als solcher als Koiitrollversuch erstarren gelassen* Der andere Stahl-Ingot wurde gemäß dem Verfahren der Erfindung behandelt. Eine Te-Si-Mg-Legierung enthaltend 30$ Mg wurde in' eine Kapsel gegeben und an einen Eisenstab befestigt, der durch eine Führung in das Zentrum der Form eingeführt wurde. Die Dosen betrugen 250g» 200 g bzw. 150 g und wurden 15 Min., 25 Min. bzw. 35 Min. nach, dem Guß zugegeben. Die Legierung wurde in eine Tiefe von 15 cm über der Erstarrungsoberfläche im Zeitpunkt der Zugabe eingeführt.

Die Makrofotografien der Ätzgefüge der beiden Stahl-Ingots sind in Fig. 3 gegenübergestellt. Darin zeigt (a) den Kontrollstahl-Ingot und (b) den Stahl-Ingot, der gemäß der Erfindung hergestellt worden war. In (a) sind die umgekehrten V-förmigen Seigerungslinien und dieV-förmigen Seigerungslinien eindeutig zu erkennen« Dagegen sind im Stahl-Ingot gemäß der Erfindung (b) die umgekehrten V-förmigen Seigerungs linien auf ein Minimum herabgesetzt „nd die V-förmigen

0 0 9 8 4 G /1 3 3 4 ■"■/

Seigerungslinien sind vollständig verschwunden. Die Dichte des Gußgefüges des Stahl-Ingots ist über den gesamten Bereich des Ingot erhöht. Die prozentualen Ausseigerungen der verschiedenen Elemente in den "beiden Stahl-Ingots sind in der Tabelle 4 miteinander verglichen. Daraus ist ersichtlich, daß bei dem Stahl-Ingot gemäß der Erfindung die prozentualen Ausseigerungen an Kohlenstoff, Schwefel, Phosphor und Sauerstoff geringer sind im Vergleich zu dem Stahl-Ingot gemäß der Erfindung. Dies gilt insbesondere für die Ausseigerung an Sauerstoff.

Beispiel 5

S4OC Stahl (C: 0.38$, si: 0.32$, Mn: 0.65$, S: 0.014$, P: 0.011$ 0: 0.0042$), der in einem basischen Elektroofen geschmolzen worden war, wurde in 3 Tonnen-Formen steigend gegossen. Die Gießtemperatur betrug 155O⁰C, und die Gießzeit betrug 4 Min. 30 Sek* Es wurden auf jeder Richtplatte 4 Ingots hergestellt. Einer der Ingots wurde ohne irgendwelche Zugabe als Kontrollprobe erstarren gelassen. Die anderen sieben Stahl-Ingots wurden gemäß dem Verfahren der Erfindung behandelt, in dem nach Beendigung des Gusses NaGl, ZnCl₂, MgCl₂, KF, Al-Ca Legierung mit 50$ Ca, Fe-Si-Mg-Legierung mit 30$ Mg bzw. ein Gemisch aus einer Cu-Zn-Legierung mit 70$ Zn bzw. FaCl, eingefüllt in Kapseln, in jeweils drei Dosen 15 Min., 25 Min. und 36 Min. nach dem Guß in die Formen eingeführt wurden. Diese Stahl-Ingots wurden zu Vorwalzblöcken von 200 mm Durchmesser ausgewalzt. An Stellen entsprechend dem Kopf, dem Zentrum und dem Boden der Stahl-Ingots wurden Schnittproben entnommen. Die Makröfotografien der Ä'tzgefüge der jeweiligen Schnittproben und die Ausseigerungen der Komponenten wurden untersucht. Die Mengen der Zusatzstoffe und die Ergebnisse des Versuches sind in Tabelle 5 zusammengestellt. Daraus ist ersichtlich, daß durcn Zugabe der Rührmittel zu den Formen das Ausmaß der Seigerung der Stahl-Ingots verbessert werden kann.

Aus den Beispielen ist ersichtlich, daß bei Anwendung des Vers_ . ■ -17-

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fahrens gemäß der Erfindung die umgekehrte V-förmige Seigerungs zone und die V-förmige Seigerungsζone vermindert oder völlig entfernt werden, und daß große Einschlüsse vom Oxid-Typ, die im negativen Seigerungs"bereich vorkommen, in eine feinere form üb er geführt werden» la können "bemerkenswert dichte und homogenere Gußgefüge erhalten werden* Außerdem ist die Ausseigerung der enthaltenen Elemente vermindert, und die Ausseigerungsfcedingungen für Sauerstoff sind bemerkensWert ver- ; iDessertt

Hach Kenntnis der Beschreibung kann, der Fachmann auf diesem GeMet Änderungen und Modifikationen des Verfahrens gemäß der Erfindung durchführen,, ohne vom Erfindungsgedanken und dem Schutzumfang der Erfindung abzuweichen·

Patentansprüche :

~2

0 09 8A O/l 334

Claims (5)

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung von dichten "beruhigten Stahl-Ingots, dadurch gekennzeichnet, daß ein Hührmittel zum geschmolzenen ^tahl während des . Erstarrungspröz'esses des beruhigten Stahl-Ingot in einem Zeitraum zwischender Periode, in der die negativen Seigerungsbereiche (negative Segregation Sektion) und die umgekehrt V-förmigen Seigerungszonen (inverted V-förmige Segregation Zonen) gebildet werden, und der Periode, in der· die V-förmige Seigerungszone (V-förmige Segregation Zone) -gebildet wird, zugefügt wird, wobei das Rührmittel eine Siedetemperatur zwischen 450⁰C und 150O⁰C aufweist, so daß es dann, wenn es in den geschmolzenen Stahl eingeführt wird, unter den Verfahrens bedingungen verdagsft, wodurch sich Dämpfe bilden, die den geschmolzenen· Stahl rühren und dadurch das . Ausmaß der negativen und timgekehrt V-förmigen Seigerungszonen in Stahl-Ingot vermindern. ' ·

2. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß als Rührmittel /oder

1· Elemente, legierungen, Verbindungen und/Gemische von mindestens einem Element der Gruppen I-a, II-a des periodischen Systems der Elemente und/oder Zink,

2. Halogenid-Verbindungen der Elemente der Gruppen I-b, III-b, IV-a, IV-b, VI-a, VII-a und/oder VIII des periodischen Systems der Elemente verwendet werden.

3. Verfahren gemäß Ansprüchen 1-2, dadurch gekennzeichnet,

daß als Rührmittel eine Magnesiumlegierung enthaltend weniger als 50$ Magnesium zugefügt wird.

4. Verfahren gemäß Ansprüchen 1-3, dadurch gekennzeichnet, daß. das Rührmittel unmittelbar in den Ingot in Form einer Kapsel in einer Menge zwischen 1$ und 0.01 i» gegeben wird. . ·

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5. Verfahren gemäß Ansprüchen 1-4, dadurch gekennzeichnet, daß das Rührmittel in mehreren Porti onen zugefügt wird·.

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