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Verfahren zur Herstellung von Stahlhalbzeug
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Beschreibung Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung
von Stahlhalbzeug. hm einzelnen bezieht sich die Erfindung auf die Herstellung von
Stranggußerzeugnissen, nämlich Stahlhalbzeug mit Rechtkantquerschnitt wie Braunen,
Blöcken und Knüppeln, die als Ausgangswerkstücke zum Walzen von Platten, Stangen,
Stäben, Formstahl und dergleichen benutzt werden.
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Bekannt ist das Warmwalzen mit Gießwärme, wonach für das Warmwalzen
die Gießwärme in dem Stanggußstück erhalten wird. Dieses Verfahren nutzt mit Vorteil
die in dem Stranggußstück enthaltene Wärme aus. Infolgedessen sind Kaltputzen und
Wiederaufheizen entbehrlich, die nach der herkömmlichen Technik notwendig sind.
Das Warmwalzen unter Ausnutzung der Gießwärme bietet daher große Vorteile hinsichtlich
der Erhöhung der Produktivität, der Verfahrensführung und der Energieeinsparung
durch Verringerung des Wärmeenergieverbrauchs gegenüber anderen Verfahren.
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Bei der Verwirklichung des Warmwalzen mit Gießwärme treten zwei Probleme
auf: die Anpassung des Stranggießens an das Warmwalzen und die Gewährleistung von
Gußstücken gewünschter rißfreier Qualität.
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Das Problem der Anpassung ist folgendes: Beim üblichen Warmwalzen
wird für jedes gewünschte Erzeugnis die geeignetste Ausgangsgrdße festgelegt. Wenn
Erzeugnisse unterschiedlicher Größe hergestellt werden, muß die Größe der eingesetzten
Ausgangswerkstücke entsprechend geändert werden. Mit der Stránggießtechnik kann
man- diese Forderung des Warmwalzens nicht immer erfüllen, weil die Größe der Stranggießkokille
normalerweise festgelegt ist. Zur Behebung dieser Schwierigkeit
ist
eine Kokille mit veränderlichen Querabmessungen vorgeschlagen worden, damit man
Gußstücke unterschiedlichen Querschnitts erhalten kann. Eine derartige Kokille ist
jedoch infolge ihrer komplizierten Konstruktion nicht voll befriedigend, weil der
Arbeitsablauf und die Ausbringung beeinträchtigt werden und die wartung schwierig
ist.
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Die zweite Schwierigkeit betrifft die Qualität der GuMerzeugnisse.
Beim Warmwalzen von Strangguß ist normalerweise ein wiederholtes Abkiihlen und Aufheizen
erforderlich. Dieses wiederholte Abkühlen und Aufheizen verhindert eine Seigerung
und eine Abscheidung der verschiedenen Elemente des Stahles an den Korngrenzen,
und auch die Gußstruktur wird verändert, so daß man einen feinkörnigen Austenit
erhält. Elemente wie Schwefel, Phosphor und Sauerstoff, die nachteilig fur die Warmbearbeitbarkeit
des Stahls sind, werden als Sulfide, Phosphide und Oxide in die Matrix eingebaut.
Deshalb verringert das herkömmliche Warmwalzen mit wiederholter Erwärmung die Rißempfindlichkeit
während der Warmformung merklich auch bei aluminium- oder aluminium-silici-aberuhigten
Kohlenstoffstählen mit hohem Silicium- und Mangangehalt, unabhängig davon, ob dieselben
Niob und/oder Vanadin enthalten oder nicht.
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Im Gegensatz dazu führt das Warmwalzen mit Gießwärme zur Seigerung
und Abscheidung der genannten Elemente an den dendritischen oder austenitischen
Korngrenzen während des Aufschmelzens in situ, der Erstarrung und der Abkühlung.
Infolgedessen führt die Zugspannung beim Warmwalzen zu intergranularen Rissen, die
Oberflächenfehler der Walzerzeugnisse verursachen. Wie noch im einzelnen erläutert
wird, steigt die Rißempfindlichkeit besonders dann an, wenn die Werkstückbreite
einer Warmwalzung von nicht weniger als 50 mm pro Stich auf jeder Seite ausgesetzt
wird. Es sind bereits zahlreiche Bemühungen zur Verhinderung dieser RiBbildung gemacht
worden.
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Es ist z. B. bekannt geworden, daß die Warmformbarkeit von Silicium-Mangan-Stählen
durch Herabsetzung des Phosphorgehalts auf 0,02 Gewichtsprozent oder weniger, des
Schwefelgehalts auf 0,01 Gewichtsprozent oder weniger und des Sauerstoffgehalt auf
0,001 Gewichtsprozent oder weniger verbessert werden kann. Bei Stahl für Feinblechqualitäten,
der zu geringen Kosten bereitgestellt werden muß, läßt sich die Entschwefelung und
Entphosphorung nicht leicht durchführen, weil dadurch die Gestehungskosten steigen.
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Aufgabe der Erfindung ist die Behebung der genannten Schwierigkeiten
bei der Herstellung von Stahlbalbzeug. Ziel der Erfindung ist
die
Herstellung von Stahlhalbzeug gewünschter Größe fur das anschlie-Sende Walzen aus
Gußsträngen durch Walzen mit Cießwärme, ohne da3 Oberflächenfehler und innere Risse
auf treten In weiterer Zielsetzung sieht die Erfindung die Herstellung von Stahlhalbzeug
unterschiedlicher Querabmessungen aus Gußsträngen einheitlicher Größe vor, die in~
einer Kokille hergestellt worden sind. Schließlich soll das Stahlhalbzeug hohe Qualität
haben, damit preiswerte Walzerzeugnisse hergestellt werden können.
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Diese Aufgabe wird nach der Erfindung durch folgende Verfahrens schritte
gelöst: a) eine Stahlschmelze mit Gehalten von bis zu 0g25 Gewichtsprozent Kohlenstoff,
nicht mehr als 150 ppm Sauerstoff und nicht mehr als 0,03 Gewichtsprozent Schwefel
sowie einem Mangen/Schwefel-Verhältnis von nicht weniger als 10 wird zu einem Rechtkantgußstrang
vergossen; b) der Gußstrang wird mit einer Abkiiilgeschwindikeit von nicht mehr
als 1,0 C/sec vclla Beginn des Strantgie3ens an abgekühlt; c) der gekühlte Gußstrang
wird während einer Zeitdauer von mindestens 10 min auf einer Temperatur zwischen
1300 und 950 °C gehalten; d) der heiße Gußstrang wird mit einer Breitenabnahme pro
Stich vonnicht weniger als 50 mm auf jeder Seite warmgewalzt.
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Durch Einschränkung der Schmelzenzusammensetzung und der Abkühlgeschwindigkeit
sowie durch Haltung des-gekühlten Gußstranges für die genannte Zeitdauer innerhalb
des angegebenen Temperaturbereichs verhindert man die Abscheidung der nachteiligen
Elemente an den dendritischen Grenzflächen oder austenitischen Korngrenzen und gewährleistet
eine vollständige Erstarrung der Stahlschmelze ohne Seigerung der niederschmelzenden
nichtmetallischen Einschliisse. Dieses erlaubt ein rißfre-ies Warmwalzen der Güßstücke.
Dadurch ist wiederum eine Abnahme des Stahl in einem nachfolgenden Walzvorgang von
nicht weniger als 50 mm pro Stich auf jeder Seite des Gußstückes möglich. Dieses
Ergebnis stellt einen wesentlichen Vorteil bei der kurzzeitige Massenherstellung
von Stahlhalbzeug unterschiedlicher Abmessungen aus GuBstücken einheitlicher Größe
dar. Dabei erreicht man eine hohe Wärmewirtschaftlichkeit und eine große Produktivität.
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Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im folgenden unter Bezugnahme
auf die anliegenden Zeichnungen erläutert, in denen dar stellen: Fig. 1 ein Ablaufdiagramm
der Herstellung von Stahlhalbzeug,
Fig. 2 die Ergebnisse eines Simulationsversuchs
zur Untersuchung der Rißbildung, Fig. 3 die Fläche, innerhalb der Sulfide und Oxide
während der kontinuierlichen Abkühlung im Anschlup an das Schmelzen und die Erstarrung
ausfallen, Fig. 4 ein Arbeitsflußdiagramm fiir die Bearbeitung der Proben, Fig.
5 und 6 die Rißbildung in den nach Fig. 4 bearbeiteten Proben von Stählen mit niedrigem
und mittlerem Kohlenstoffgehalt.
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Fig. 1 zeigt schematisch die thermische und bearbeitungsmäßige Geschichte
von Stahlhalbzeug, das aus Stranggußstücken oder GuMblökken durch (1) direktes Walzen
und (2) Walzen mit Gießwärme hergestellt ist. anders als beim herkömmlichen Walzen
nach Wiedererwärmung gemäß (3) in Fig. 1 zeichnen sich das direkte Walzen und das
Walzen mit Gießwärme durch unmittelbares Warmwalzen oder durch Walzen der Gußstücke
nach Einbringung in einen Wärmofen ohne Abkühlung auf Pauntepperatur aus. Wenn unter
solchen Bedingungen ein Walzen in mehreren Stichen bei üblichen Temperaturen zwischen
120O und 900 "C erfolgt, treten Oberflächenrisse in Querrichtung und Kantenrisse
zwischen dem ersten und fünften Stich auf, die sich beim nachfolgenden kontinuierlichen
Walzen zu gröBeren Fehlern ausbilden. Diese Fehler werden oft so schwerwiegend,
daß das Erzeugnis unbrauchbar wird. Dadurch verringert sich die Ausbringung. Danach
bilden sich besonders ausgeprägte Oberflächenrisse beim direkten Walzen oder beim
Walzen mit Gießwärme von Stählen mit bestimmte Grenzwerte überschreitendem Gehalt
an Phosphor, Schwefel, Sauerstoff, Stickstoff und Aluminium aus, wenn die ersten
Stiche bei Temperaturen zwischen 1140 und 900 'C durchgefiihrt werden.
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Untersuchungen nach den im folgenden beschriebenen Simulations--versuchen
haben hinsichtlich der Rißbildung beim Warmwalzen nach dem neuen Verfahren folgendes
gezeigt. Wenn eine Zugspannung oberhalb eines Schwellenwertes aufgrund der Walzbelastung
wirksam ist, treten Risse auf, wenn metastabile Abscheidungen wie (Fe, Mn)S,(Fe,
Mn)O und A1N auf den dentritischen Grenzflächen und/oder den austenitischen Korngrenzen
während des Schmelzens, der Erstarrung und der Abkühlung vorhanden sind.
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Hier wird der Simulationsversuch zur Abschätzung der Warmformbarkeit
von Stahlhalbzeug im direkten Walzen oder im Walzen mit Gießwärme beschrieben.
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In einem Zugspannungsprüfgerät mit Warmkammer wird zunächst eine
Probe mit einem Durchmesser von 10 mm aufgeschmolzen. Während der nachfolgenden
Erstarrung und Abkühlung wird auf die Probe eine einachsige Zugspannung mit einer
Verformungsgeschwindigkeit von 50 mm/sec ausgeübt, was der Spaarfung beim Warmwalzen
entspricht. Dann wird die prozentuale Querschnittsabnahme bei verschiedenen Temperaturen
gemessen. Die Beziehung zwischen der prozentualen Querschnittsabnahme und der Temperatur
wird dann bestimmt, und die beim direkten Walzen oder beim Walzen mit Cießwärme
in-einem Warmwalzwerk auftretenden Risse werden verglichen. Nach Fig. 2 treten bei
Stahl, der im Simulationsversuch nicht weniger als 60 x Querschnittsabnahme im Temperaturbereich
zwischen 1300 und 900 0c zeigt, sehr wenige Oberflächenrisse bein direkten Walzen
oder beim Walzen mit Gießwärme auf. Wenn die Querschnittsabnahme unter 60 x sinkt,
treten häufig Oberflächenrisse auf; die Wahrscheinlichkeit von RiSbildungen und
Oberflächenfehlern steigt an. Demzufolge läßt sich die Warmformbarkeit durch Prüfung
bestimmen, ob die minimale Querschnittsabnahme im Temperaturbereich zwischen 1300
und 900 C 60 S übersteigt oder nicht.
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Fig. 3 zeigt ein Beispiel des intergranularen Abscheidungsverhaltens
beim Schmelzen, Erstarren und Abkühlen, die durch chemische Analyse von nach dem
beschriebenen Simulationsversuch behandelten Proben gewonnen sind. Diese Fig. läßt
den Temperaturbereich erkennen, in dem sich aufgrund des Aufschmelzens, Erstarrens
und der kontinuierlichen Abkühlung mit der Abkühlgeschwindigkeit von 20 C/sec eines
in Luft geschmolzenen Stahles mit Gehalten von 0,13 Gewichtsprozent Kohlenstoff,
0,2 Gewichtsprozent Silicium, 0,4 Gewichtsprozent Mangan, 0,021 Gewichtsprozent
Phosphor und 0,017 Gewichtsprozent Schwefel metastabile Abscheidungen von (Fe, Mn)S
und (Fe, Mn)O mit einem Durch messer von 1 Wm längs der austenitischen Korngrenzen
bilden. Hier bezeichnen (Fe, Mn)S und (Fe, Mn)O Mischabscheidungen aus Eisen, Mangan
und Schwefel bzw. aus Eisen, Mangan und Sauerstoff. Die AusscheidungskenngroDen
und die Warmformbarkeit des Stahl sind eng korreliert. Wenn der Stahl nach einer
thermischen Geschichte gemäß Kurve (1) in Fig. 3 im Temperaturbereich zwischen 1140
und 900 .C direkt verformt wird, erweist sich die Warmformbarkeit als außerordentlich
schlecht mit hoher Oberflächenrißbildung. Die Querschnittsabnahme im Simulationsversuch
zwischen Temperaturen von 1140 und 900 C erreicht keine 60 z und fällt in ungünstigen
Fällen unter 10 %. Wenn andererseits der Stahl nach einer thermischen Geschichte
gemäß Kurve (2) in
Fig. 3 zwischen 1140 und 900 ec warmgeformt wird,
ergibt sich eine außerordentlich hohe tJamrformharkeit mit geringer Oberflächenrißbildung.
Die Querschnittsabnahme im Simulationsversuch ibersteigt 60 %.
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Es hat sich gezeigt, daß die Gefahr von Rißbildungen nicht nur durch
die genannten fein verteilten metastabilen Abscheidungen, sondern auch durch plättchenförmige
Abscheidungen an den austenitischen und dentritischen Korngrenzen merklich gesteigert
wird. Zusätzlich zu diesen Ab scheidungen sind die Gegenwart von niedrigschmelzenden
nichtmerallischen Einschlüssen und der Restschmelze für Rißbildungen in dem gewalzten
Halbzeug verantwortlich, jeweils in Abhängigkeit von den Gehalten an Kohlenstoff,
Phosphor, Schwefel, Sauerstoff und dergleichen.
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Damit die Warmformbarkeit des Stahles verbessert wird, muß man notwendigerweise
diese metastabilen Abscheidungen und die Erstarrung der Restschmelze ohne Seigerung
der niedrigschmelzenden nichtmetallischen Einschlüsse steuern und stabilisieren.
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Nach der1 Verfahren der Erfindung ist die Breitellabaa1me der Werkstücke
nicht geringer als 50 mm pro S-tieh auf jeder Seite des Werkstücks. Genau gesagt
wird die gewünschte Breite durch Rreitenabnahme des Gußstücks in einen hantelförmigen
oder hundeknechenförmigen Querschnitt mithilfe von Vertikalwalzen, die an der Ober-
und Unterseite einen Flansch haben, und durch Geraderichten der hantelförmigen Querschnittsform
mit Horizontalwalzen sowie durch in dem erforderlichen Umfang wiederholte Umkehrstiche
erhalten. Diese starke Breitenabnahme führt zu einer ungleichmäßigen Spannungsverteilung
in dem Gußstück, d.h. Druekspannungen und Zugspannungen verteilen sich nach einem
komplizierten Muster sowohl in Breitenrichtung als auch in Längsrichtung des GuOstücks.
Die Verzerrungen in der Nähe der Enden des Hantelquerschnitts werden groß genug,
um die Störungen im Kantenbereich des Gußstücks zu vergrößern> insbe.ondere Störungen
senkrecht zur Walzrichtung. Während der Abnahme wirkt sich eine große Zugspannung
auf das Innere im Zentrum der Gußstückbreite aus, die die inneren Risse in einem
solchen Ausmaß vergrößert, daß sie eine Verschweißung während der nachfolgenden
Walzstiche verhindern, so daß sich insgesamt eine Qualitätsverschlechterung ergibt.
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Zur Unterdrückung der Ausbildung solcher Oberflächenfehler und innerer
Risse während der Breitenabnahme bei der Warmbehandlung schlägt die Erfindung eine
Steuerung der chemischen Zusammensetzung der Stahlschmelze vor und legt die Abkühlgeschwindigkeit
zwischen dem
Beginn des Strangießens und der Wärmeausgleichperiode
bzw. Wärmehalteperiode ebenso wie die Temperatur und die Dauer der lWårmehalteperiode
im Anschluß an die Abkühlung fest. Damit umfaßt das Verfahren zur Herstellung von
Stahlhalbzeug nach der Erfindung die oben angegebenen Verfahrensschritte.
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Diese Kombination der Stahlzusammensetzungs der Abkühlgeschwindigkeit
und der Wärmehaltedauer unterdrückt die Ausbildung von Rissen in den Cußstücken,
macht die feinverteilten metastabilen und plSttchenförmigen Abscheidungen größer
und kugelförmig stabil und bewirkt ferner eine vollständige Erstarrung der Restschmelue,
ohne daß Seigerungen der niederschmelzenden nichtmetallischen Einschlü-sse auf treten.
Infolgedessen hat man eine ausreichende Warmformbarkeit, um beim Warmwalzen eine
große Breitenabnahme von nicht weniger als 50 mm pro Stich auf jeder Seite auszuhalten,
wobei der Stahl frei von Oberflächenrissen und inneren Rissen bleibt.
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Der Grund für die Begrenzung des Kohlenstoffgehaltes auf das Intervall
zwischen 0,01 und 0,25 7 ist folgender. Wenn der Kohlen stoffgehalt unter 0,01 Z
herabgesetzt wird, ist eine aufwendige Entkehlung erforderlich. Wenn andererseits
der Kohlenstoffgehalt 0,25 v bersteigt, führt dies zu einer Erstarrung des Hauptteils
der Stahlschmelze in der Austenitphase, die eine vergleichsweise geringe Löslichkeit
für Phosphor hat, so daß dann eine Seigerung von Phosphor an den innerdendritischen
Grenzen auftritt. Infolgedessen wäre eine Regelung des Phosphorgehalts innerhalb
enger Grenzen notwendig, um diese Erscheinungen auszuschließen. Wenn allerdings
die Kosten der Entkohlung vernachlässigt werden können, ist die Erfindung auch bei
Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,01 % Kohlenstoff anwendbar.
Es ist also tatsächlich nur notwendig, daß der Kohlenstoffgehalt 0,25 Z nicht übersteigt,
wenn die Kosten der Entkohlung eines Stahls mit weniger als 0>01 % Kohlenstoff
keine Rolle spielen.
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Der Schwefelgehalt ist auf einen Bereich von nicht mehr als 0,03
% festgelegt, weil ein höherer Schwefelgehalt zu einem Ansteigen der intergranularen
Abscheidungen von (Fe, Mn)S führt. Dies wirkt den Bemühungen zur Rißbildung entgegen
und macht es schwierig, Abscheidungen in Kugelform und mit größeren Abmessungen
zu erhalten. Außerdem tritt ein nachteiliger Anstieg der Restschmelze ein.
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Der Zusatz ton 1 x oder mehr Mangan verhindert die Rißbildung bis
zu einem gewissen Ausmaß, docll werden dadurch die Kosten erhöht
und
außerdem besteht die Gefahr, daß die Qualität der Erzeugnisse beeinträchtigt wird.
Deshalb ist ein unnötig großer "langanzusatz unerwünscht. Die Obergrenze für den
im Rahmen der Erfindung als günstig angesehenen Manganzusatz beträgt 0.7 .
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Der Sauerstoffgehalt ist auf 150 ppm begrenzt, weil mit höherem Sauerstoffgehalt
entsprechend die intergranulare Abschneidung von (Fe, Mn)O ansteigt, die die Unterdrückung
der Rißbildung behindert, weil dadurch die Ausbildung sphärischer und gräßerer Abscheidungen
erschwert wird. Hinsichtlich des Mangan/Schwefel-Verhältnisswa Mn/S ist Mangan zur
Unterdrückung der intergranularen Abscheidung von Mangansulfid erforderlich, damit
dasselbe als 'In/S innerhalb jedes Kristalls abgeschieden wird. Das tTangan/Schwefel-Verhaltnis
soll nicht unter 10 liegen, weil ein kleineres Verhältnis zu einem Anstieg der Menge
von (Fe, Mn)S und (Fe, Mn)O an den Korngrenzen führt, wodurch die Unterdrückung
von Rißbildung behindert wird.
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Die Abkühlgeschwindigkeit soll nicht oberhalb 1,0 C/sec liegen, weil
bei h5herer Abkühlgeschwindigkeit die änderung in der Form der schädlichen Abscheidungen,
nämlich die Abrundung und Vergrößerung der feinkörnigen, metastabilen und plättchenförmigen
Abscheidungen nicht genügend ausgeprägt ist. Darüber hinaus wird es unmöglich, daß
die Restschmelze ohne Seigerung der niedrigschmelzenden nichtmetallischen Einschlüsse
erstarrt. Die Untergrenze der Abkühlgeschwindigkeit ist nicht besonders festgelegt.
Es ist jedoch vorzuziehen, die Abkiihlgeschwindigkeit auf 0,01 °C/sec oder mehr
zu halten, weil eine übermäßig kleine Abkühlgeschwindigkeit den Wirkungsgrad bzw.-
die Ausbringung beeinträchtigt und sich nachteilig auf die Energieeinsparung auswirkt.
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Das Gußstück wird mit dieser Abkiihlgeschwindigkei t vom Beginn des
Stranggießens, d.h. mit dem Einschütten der Stahlschmelze in die Kokille bis unmittelbar
vor der Wärmeperiode abgekühlt. Die Abgekühlgeschwindigkeit wird als Temperaturabfall
in dem kältesten Bereich des Gußstücks ausgedrückt, nämlich in den Ecken des Gußstücks,
wo die Abgekühlgeschwindigkeit am größten ist. Diese Abkühlung erfolgt beim Abziehen
des Gußstrangs, indem man den Grußstrang in natürlicher Weise abkühlen läßt, indem
man ein Gas oder Gemisch eines Gases und einer Flüssigkeit auf den Gußstrang bläst
oder in anderer geeigneter Weise.
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Der Grund für die Festlegung der Warmeausgleichtemperatur zwischen
1 300 und 950°C ist folgender. Unterhalb 950°C schreitet die
Abrundung
und die Vergrößerung der Abscheidungen leicht fort, wodurch die Warmformbarkeit
gesteigert wird; jedoch wird gleichzeitig die beim Walzen erforderliche Walzkraft
größer. Oberhalb 1 300 °C schmelzen andererseits die Korngrenzen wieder auf, so
daß eine erneute Abscheidung der schädlichen Stoffe auftritt.- Im Hinblick auf die
entsprechende Gewährleistung der Formänderung der Abscheidung und der Steuerung
der Oberflächentemperatur des Gußstrangs während der Behandlung ist die Wärmeausgleichperiode
auf nicht weniger als 10 min festgelegt. Die praktische Obergrenze wird etwa 60
min betragen.
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Die Wärmehaltung erfordert eine Auffrischung, eine Wärmehaltung,
eine Erwärmung oder einen Wärmeausgleich. In Abhängigkeit von der Temperatur des
Halbzeugs unmittelbar vor der Wärmehaltungsbehandlung und der gewünschten Haltetemperatur
wird eine der beschriebenen Arbeitsweisen ausgewählt.
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Die Wärmehaltung wird erreicht, indem der Gußstrang in eine Wärmeabdeckhaube
eingeschlossen wird-, indem das Guß stück in einen Wärmehalteofen mit leichter Beheizung
eingestellt wird oder indem das Gußstück in einem Ofen aufgewärmt oder zum Ausgleich
beheizt wird.
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Die Haltetemperatur braucht nicht konstant zu sein, vielmehr kann
sie sich auch innerhalb des angegebenen Bereichs ändern.
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Die Erfindung legt den Temperaturbereich nicht fest, in dem das langsam
abgekühlte Stahlhalbzeug in die Wärmehaltebehandlung eingegeben wird. Unter dem
Gesichtspunkt der Energieeeinsparung soll diese Temperatur möglicht hoch sein. Jedoch
liegt die Obergrenze des Haltetemperaturbereichs bei 1 300 'C, weil eine zu hohe
Temperatur eine Erstarrung der Restschmelze hindert.
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Die Tendenz zur Rißbildung steigt an, wenn die Spannungsänderung
sehr plötzlich auftritt, auch im Rahmen der Breitenabnahme nach der Erfindung. Jedoch
bilden sich im wesentlichen keine Risse bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 10lsec
im Rahmen der Erfindung aus.-Zur Überprüfung' der durch die Erfindung erstrebte
Ergebnisse geben die Fig. 5 und 6 die Bedingungen für verschiedene Stahlproben hinsichtlich
der Riabildung an, wobei die Proben von aluminiumberuhig ten Stanzen mit niedrigem
Kohlenstoffgehalt (Proben Nr. 1 bis 49), von aluminiumberuhigten Stählen mit mittleren
Kohlenststoffgehalt (Proben Nr. 50 bis 61>' und von aluminium-siliciumberuhigten
Stählen mit mittlerem Kohlenststoffgehalt (Proben Nr. 62 bis 67) der in Tabelle
1 angegebenen Zusammensetzung meteinander verglichen sind. Die Breitenabnahme sowie
die Beziehung zu der Wärmehaltung, der langsamen
Abkühlung und
der Stahlzusammensetzung sind ebenfalls angegeben.
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Die Proben werden nach der in Fig. 4 angegebenen Weise herRestellt
und bearbeitet. Jede aus einem Schmelzofen 1 entnommende Stahlschmelze wird in eine
Kokille 2 geschüttet, wo sie zu einer 400 mm langen, 250 mm breiten und 40 mm dicken
Probe 3 erstarrt. Die Proben werden dann zwischen Vertikalwalzen 4 und Horizontalwalzen
5 in der Rreite gestaucht. Diese Bearbeitung erfolgt entweder nach der Variante
(1) unmittelbar ohne Wärmehaltung oder nach der Variante (2) mit Wärmehaltung auf
der gewünschten Temperatur und für die angegebene Zeitdauer in einem Halteofen 6.
Die Ofentemperatur und die Haltedauer sind in der rechten Spalte für die Variante
(2) in Tabelle 1 am Ende der Beschreibung angegeben, wobei die in Klammern eingesetzten
Zahlen die Nummer der Probe bezeichnen. Auf alle Proben wird der gleiche Stichplan
für die Breitenabnahme angewandt: Die Abnahme zwischen Vertikalwalzen (6 mm Abnahme),
Abnahme zwischen Horizon talwalzen (Walzspalt 40 mm), Ahnahme zwischen Vertikalwalzen
(10 mm Abnahme), Abnahme zwischen Vertikalwalzen (10 mm Abnahme), schließ lich Abnahme
zwischen Horizontalwalzen (Walzespalt 40 mmY.
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Fig. 5 zeigt die Ergebnisse für aluminiumberuhigte Stähle mit niedrigem
Kohlenstoffgehalt (Nr. 1 bis 49) und Fig. 6 die Ergebnisse für aluminiumberuhigte
und aluminium-siliciumberuhigte Stähle mit mittlerem Kohlenstoffgehalt. Die Abschätzung
der Rißbildung in den Fig. 5 und 6 erfolgt nach folgendem Schlüssel: frei von Oberflächenfehlern
und inneren Rissen o Oberflächenfehler: klein (nicht länger als 3 mm) und höchstens
zwei, Innere Risse: klein (nachweisbar nur mit Schwefelabdrucken) und höchstens
10 in der Anzahl x Oberflächenfehler und innere Risse größer und vermehrt gegenüber
der Güte o xx sehr viele Risse In den Fig. 5 und 6 geben die den Rißbildungssymbolen
angefügten Zahlen das Mangan/Schwefel-Verhältnis an, die Zahlen in Klammern geben
den Sauerstoffgehalt (02 in ppm) an. Wenn keine Zahlen in Klammern beigefügt sind,
so bedeutet dies, daß der Sauerstoffgehalt nicht größer als 150 ppm ist.
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Eine Gesamtabschätzung auf der Grundlage der Fig. 5 und 6 zeigt,
daß Stähle, die nach der Variante (1)- ohne Wärmehaltung bearbeitet worden sind,
im allgemeinen eine unzulässige Rißbildung aufweisen. Im
Gegensatz
dazu zeigen Stähle, die nach der Variante (2) mit Wärmehaltung behandelt worden
sind, vergleichsweise wenig Risse Insbesondere Stähle, deren Mangan/Schwefel-Verhältnis
nicht unter 10 liegt, deren Sauerstoffgehalt nicht höher als 150 ppm ist und bei
denen die Wärme haltedauer nicht kürzer als 10 min ist, sind mit den Symbolen o
oder #gekennzeichnet und lassen damit die Überlegenheit des Verfahrens nach der
Erfindung erkennen.
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Normalerweise wird der gekühlte Gußstrang in gewünschte Länge geschnitten,
auf der vorgeschriebenen~Temperatur gehalten und dann unter Breitenabnahrne warmgewalzt.
Das erhaltene Halbzeug gelangt von der Breitenabnahmebehand-lung entweder unmittelbar
oder über einen Wärmofen in ein Grobblechwalzwerk, ein Formstahlwalzwerk oder ein
anderes Walzwerk zur Herstellung von Fertigerzeugnissen Zwei Einzelbeispiele der
Erfindung sind im folgenden erläutert.
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Beispiel I Eine aluminiumberuhigte Stahlschmelze mit Gehalten von
0,041 X Kohlenstoff, 0,18 % Mangan, 0,01 % Silicium, 0,045 Aluminum, 0,015 Phosphor,
0,017 % Schwefel und 0,003 % Sauerstoff (jeweils Gewichtsprozent) und einem Mangan/Schwefel-Verhältnis
von 10,6 sowie einer Temperatur von 1 540 C wird in eine Stranggßkokille gegossen.
Der Gußstrang wird mit einer Geschwindigke-it von 0,13 °C/sec, beginnend von dem
Stranggießen, gekühlt; diese Kühlung erstreckt sich über die gebogenen und horizontalen
Führungsabschnitte, die Blockachere bis unmittelbar vor dem Eintritt in den Wärmehalteofen,
so daß der Gußblock eine Oberflächentemperatur von 950 ec, eine zentrale Temperatur
von 1 170 C und eine Mitteltemperatur von 1 080 °C hat. In dem Wärmehalteofen wird
der Gußblock 35 min lang auf einer Temperatur von 1 100 °C gehalten und dann mit
dieser Temperatur abgezogen. Die erhaltene Stranggußbramme ist 1 900 mm breit und
250 mm d-ick und wird unmittelbar mit einer Temperatur von 1 100 C in ein Warmwalz-Stauchgerüst
eingegeben, das eine Gesamtabnahme von 960 mm bewirkt (120 mm pro Stich x 4 Stiche
und 150 mm pro Stich x-4 Sticke).
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Eine Untersuchung im Anschluß an das Walzen zeigt, daß das erhaltene
Stahlhalbzeug vollkommen frei von Oherflächenfehlernund inneren Rissen ist.
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Bei Überprüfung mit einem Hochtemperaturspannungsprüfgerät zeigt
die Stranggußbramme unmittelbar vor dem Warmwalzen zur Breitenabnahme eine gute
Warmformbarkeit, die sich durch eine relative Querschnittsabnahme von 62 z ausdrückt.
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Beispiel -2 Eine aluminium-siliciumberuhigte Stahlschmelze mit Gehalten
von 0,14 X Kohlenstoff, 0,40 z Mangan, 0,20 1 Silicium, 0,021 t Aluminium, 0,022
13 Phosphor, 0,028 % Schwefel und 0,004 % Sauerstoff (jeweils in Gewichtsprozent)
mit einem MangantSchwefel-Verhältnis von 14,3 wird bei einer Temperatur von 1 525
'C in eine gebogene Stranggußkokille strangvergossen. Der Gußstrang wird einer Geeschwindigkeit
von 0,11 eC/sec, beginnend von der Kokille, über die gebogenen und horizontalen
Führungsabschnitte, die Blockschere bis unmittelbar vor dem Eintritt in den Temperaturhalteofen
gekühlt, so daß er eine Oberflächentemperatur von 1 050 °C, eine zentrale Temperatur
von 1 200 C und eine Mitteltemperatur von 1 130 °C hat. In dem Wärmehaltehofen wird
der Gußstrang 36 min lang auf einer Temperatur von 1 100 °C gehalten und dann bei
der gleichen Temperatur abgezogen. Die erhaltene Stranggußbramme mit 1- 900 mm Breite
und 250 mm Dicke wird unmittelbar mit der Temperatur von 1 100 °C in ein tfarmwalz-Stauchgerüst
eingeführt, das eine Gesamtabnahme von 810 mm bewirkt (150 mm/ Sich x 5 Stiche).
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Eine Untersuchung ünmittelbar im Anschluß an das Walzen zeigt, daß
das erhaltene Stahlhalbzeug vollkommen frei von Oberflächenfehlern und inneren Rissen-ist.
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Bei Untersuchung mit einem Hochtemperaturspannungsprüfgerät ergibt
sich füt die Strangg-ußbramme unmittelbar vor der Warmwalz-Stauchbehandlung eine
gute Warmformbarkeit, wobei sich eine ralative Querschnittsabnahme von 60 X ergibt.
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Wie bereits beschrieben, stellt das Verfahren nach der Erfindung
sicher, daß die plättchenförmigen Abscheidungen rund und die feinkörnigen Abscheidungen
größer werden, die sonst beide Risse in der Gußstrangbramme beim Walzen bewirken.
Außerdem sichert das Verfahren nach der Erfindung eine Erstarrung der niedrigschmelzenden
nichtmetallischen Einschlüsse und der Restschmelze. Infolgedessen bilden sich an
dem Cußerzeugnis weder Oberflächenfehler noch innere Risse aus, auch wenn eine intensive
Wamrwalz-Stauchbehandlung von nicht weniger als 50 mm pro Stich auf jeder Seite
durchgeführt wird. Dieses beweist, daß das Gußerzeugnis eine gute Warmformbarkeit
hat. Die Anwendbarkeit einer Warmwalz-Breitenabnahme mit einer Abnahme von nicht
weniger als 50 mm pro Stich auf jeder Seite bringt einen sehr großen technischen
Vorteil, erleichtert eine gute Anpassung zwischen der Stranggußanlage und der Warmwalzbehandlung,
wie im einzelnen beschrie-
ben worden ist.
Tabelle
1 Probe Stahl Cehmische Zusammensetzung Variante (1) Variante (2) in Fig. 4 C Si
Mn P S Ges. Mn/S Ges in Fig. 4, Aus- Ofentemperatur (°C) x Zeit (min) x x x x x
O Al x gangswalztem-10-2 10-2 10-2 10-3 10-3 (ppm) 10-3 peratur (°C) 1 , 2 *1 3,3
1,0 29 13 24 43 12,1 21 1000 (Nr. 1) 1050x35 (Nr. 2) 3 , 4 *1 2,9 0,8 9 15 26 217
3,5 9 1040 (Nr. 3) 1050x35 (Nr. 4) 5 - 8 *1 4,5 1,1 20 14 25 80 8,0 22 1045,1050
(Nr. 5) 1050x10 (Nr. 6) 1050x20 (Nr. 7) 1050x10 (Nr. 8) 9 - 11 *1 4,4 1,7 17 22
25 84 6,8 48 1200x17 (Nr. 9) 1100x58 (Nr. 10) 1100x90 (Nr. 11) 12 - 14 *1 4,5 1,4
16 22 25 114 6,7 50 1030 (Nr. 12) 1200x10 (Nr. 13) 1100x30 (Nr. 14) 15 - 17 *1 5,0
1,6 21 20 27 40 7,8 54 975 (Nr. 15) 1200x17 (Nr. 16) 1100x60 (Nr. 17) 18 - 20 *1
4,7 1,6 21 20 30 78 7,0 52 1165x9 (Nr. 18) 1100x30 (Nr. 19) 1100x30 (Nr. 20) 21
- 23 *1 4,7 1,2 21 20 24 76 10,5 6 1150 (Nr. 21) 1210x9 (Nr. 22) 1100x30 (nr. 23)
24 - 26 *1 4,5 1,0 21 21 25 72 8,4 7 1200x17 (Nr. 24) 1150x35 (Nr. 25) 1100x60 (Nr.
26) 27 - 29 *1 4,7 1,1 17 21 26 128 6,5 12 1170 (Nr. 27) 1200x9 (Nr. 30) 1150x35
(Nr. 29) 30 - 32 *1 4,2 1,4 21 19 24 83 8,7 7 1200x17 (Nr. 30) 1150x35 (Nr. 31)
1100x60 (Nr. 32) 33 - 35 *1 4,0 0,8 16 20 3 32 53,0 44 1130 (Nr. 33) 1200x9 (Nr.
34) 1100x30 (Nr. 35) 36 - 38 *1 9,0 1,5 16 20 3 33 53,9 28 1100x17 (Nr. 36) 1100x60
(Nr. 37) 1100x85 (Nr. 38) 39 - 41 *1 4,5 1,0 20 18 20 50 10,0 11 1050x8 (Nr. 42)
1100x10 (Nr. 43) 1100x10 (Nr. 41) 42 - 44 *1 7,0 1,0 29 20 25 28 11,6 45 1100x9
(Nr. 42) 1100x10 (Nr. 43) 1100x20 (Nr. 44) 45 - 47 *1 4,5 1,0 20 15 20 150 10 4
1100x10 (Nr. 45) 1050x9 (Nr. 46) 1050x20 (Nr. 47) 48 , 49 *1 4,4 1,1 18 13 18 155
10 3 1150x15 (Nr. 48) 1165x10 (Nr. 49) 50 , 51 *2 14 1,0 60 14 16 31 38,0 53 990
(Nr. 50 1050x35 (Nr. 51) 52 , 53 *2 16 1,1 31 27 34 86 9,1 24 1200x17 (Nr. 52) 1100x60
(Nr. 53) 54 , 57 *2 15 0,7 30 25 29 30 10,3 15 1020 (Nr. 54) 1200x9 (Nr. 55) 1100x30
(nr. 56) 1150x9 (Nr. 57) 58 - 61 *2 20 0,9 30 25 29 30 10,3 43 1100 (Nr. 58) 1200x17
(Nr. 59) 1100x60 (Nr. 60) 1050x9 (Nr. 61) 62 , 63 *3 15 25,0 40 15 18 30 24 25 1100
(Nr. 62) 1050x35 (Nr. 63) 64 , 65 *3 16 28,0 40 14 19 22 47 18 1040 (Nr. 64) 1050x35
(Nr. 65) 66 , 67 *3 12 22,0 120 15 4 300 18 21 1040 (Nr. 66) 1050x35 (Nr. 67) *1
kohlenstoffarmer aluminiumberuhigter Stahl *2 aluminiumberuhigter Stahl mit mittlerem
Kohlenstoffgehalt *3 aluminium-siliciumberuhigter Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt
L
e e r s e i t e