DE4109550A1 - Aus einer fe-ni-legierung bestehendes kaltgewalztes stahlblech hervorragender sauberkeit und lochaetzfaehigkeit sowie verfahren zu seiner herstellung - Google Patents
Aus einer fe-ni-legierung bestehendes kaltgewalztes stahlblech hervorragender sauberkeit und lochaetzfaehigkeit sowie verfahren zu seiner herstellungInfo
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Description
Die Erfindung betrifft ein aus einer Fe-Ni-Legierung bestehendes
kaltgewalztes Stahlblech hervorragender Sauberkeit und
Lochätzfähigkeit, das als Material für eine Lochmaske
(shadow mask) [der Fernsehbildröhre] eines hochauflösenden Fernsehgerätes
einsetzbar und frei von einem während des Lochätzens entstandenen Defekt
bzw. Fehler ist und das einen niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten
aufweist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Soweit es der Anmelderin bekannt ist, gibt es zu der vorliegenden
Erfindung die folgende Druckschrift mit einem
einschlägigen Stand der Technik:
Japanische Auslegeschrift (Japanese Patent Provisional
Publication) Nr. 62-161 936 vom 17. Juli 1987.
Ein aus einer Fe-Ni-Legierung bestehendes Stahlblech wird
herkömmlicherweise hauptsächlich als Material für ein elektronisches
Bauelement (electronic component) eingesetzt. Das
aus einer Nickel in einem Anteil von beispielsweise 42 Gew.-%
enthaltenden Fe-Ni-Legierung bestehende Stahlblech, das eine
hervorragende elektrische Leitfähigkeit, Wärmebeständigkeit,
Biegefähigkeit, Plattier-Haftfähigkeit und Lötbarkeit aufweist,
wird als Material für einen Leiterrahmen eines
integrierten Schaltkreises (IC lead frame) eingesetzt. Das
aus einer Nickel in einem Anteil von 36 Gew.-% enthaltenden
Fe-Ni-Legierung bestehende Stahlblech, das einen sehr kleinen
thermischen Ausdehnungskoeffizienten aufweist, wird als
Material für eine Lochmaske eines Farbfernsehgerätes oder als
Behälter zum Aufbewahren einer Tieftemperatur-Flüssigkeit
verwendet.
Ein als Material für eine Lochmaske eines hochauflösenden
Fernsehgerätes eingesetztes, aus einer Fe-Ni-Legierung bestehendes
kaltgewalztes Stahlblech darf keinen durch das
Lochätzen entstandenen Defekt haben und muß einen niedrigen
thermischen Ausdehungskoeffizienten aufweisen.
Das folgende [Material] ist als aus einer Fe-Ni-Legierung
bestehendes kaltgewalztes Stahlblech für eine Lochmaske
eines Fernsehgerätes in Vorschlag gebracht worden:
Aus einer Fe-Ni-Legierung bestehendes kaltgewalztes Stahlblech
hervorragender Oberflächenqualität während des Kaltwalzens,
offenbart in der japanischen Auslegeschrift Nr. 62-161 936
vom 17. Juli 1987, im wesentlichen bestehend aus:
Nickel: von 30 bis 45 Gew.-%,
Mangan: von 0,3 bis 1,0 Gew.-%,
Silizium: von 0,1 bis 0,3 Gew.-%,
Aluminium: von 0,0004 bis 0,0020 Gew.-%
und
Mangan: von 0,3 bis 1,0 Gew.-%,
Silizium: von 0,1 bis 0,3 Gew.-%,
Aluminium: von 0,0004 bis 0,0020 Gew.-%
und
zum Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,
wobei nichtmetallische Einschlüsse wie die erschmelzungsbedingten
Verunreinigungen eines Zusammensetzung in einem
Bereich des in Fig. 1 gezeigten ternären Al₂O₃-MnO-SiO₂-
Phasendiagrammes aufweisen, wobei dieser Bereich von der
Linie umschlossen ist, die nacheinander die folgenden
Punkte 1 bis 5 verbindet:
Punkt 1:
Al₂O₃: 4 Gew.-%,
MnO: 58 Gew.-%,
SiO₂: 38 Gew.-%,
Al₂O₃: 4 Gew.-%,
MnO: 58 Gew.-%,
SiO₂: 38 Gew.-%,
Punkt 2:
Al₂O₃: 5 Gew.-%,
MnO: 49 Gew.-%,
SiO₂: 46 Gew.-%,
Al₂O₃: 5 Gew.-%,
MnO: 49 Gew.-%,
SiO₂: 46 Gew.-%,
Punkt 3:
Al₂O₃: 23 Gew.-%,
MnO: 23 Gew.-%,
SiO₂: 54 Gew.-%,
Al₂O₃: 23 Gew.-%,
MnO: 23 Gew.-%,
SiO₂: 54 Gew.-%,
Punkt 4:
Al₂O₃: 27 Gew.-%,
MnO: 31 Gew.-%,
SiO₂: 42 Gew.-% und
Al₂O₃: 27 Gew.-%,
MnO: 31 Gew.-%,
SiO₂: 42 Gew.-% und
Punkt 5:
Al₂O₃: 17 Gew.-%,
MnO: 54 Gew.-%,
SiO₂: 29 Gew.-%,
Al₂O₃: 17 Gew.-%,
MnO: 54 Gew.-%,
SiO₂: 29 Gew.-%,
(im folgenden als "Stand der Technik" bezeichnet).
Der obengenannte Stand der Technik birgt folgende Probleme:
Da die nichtmetallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung in
einem Bereich des in Fig. 1 gezeigten ternären Al₂O₃-MnO-
SiO₂-Phasendiagramms aufweisen, wobei dieser Bereich durch
die Linie umschlossen wird, die nacheinander die Punkte
1, 2, 3, 4 und 5 verbindet, weisen die nichtmetallischen
Einschlüsse eine Zusammensetzung in einem Bereich nahe dem
Spessartin auf, der durch die Liquidus-Kurve von 1200°C,
welche die niedrigste Temperatur ist, umschlossen ist. Im
Ergebnis weisen die nichtmetallischen Einschlüsse einen
niedrigen Schmelzpunkt und eine große Verformbarkeit auf
und sind groß im Gesamtgehalt. Wenn die nichtmetallischen
Einschlüsse eine große Teilchengröße oder eine große Menge
niedrigschmelzender Verbindungen aufweisen, und wenn der Legierungs-
Rohblock warmgewalzt und kaltgewalzt wird, um ein
kaltgewalztes Stahlblech zu fertigen, werden die nichtmetallischen
Einschlüsse in dem kaltgewalzten Stahlblech
langgestreckt bzw. linear verformt, was zu der Entstehung
eines Defektes während des Lochätzens führen kann.
Unter diesen Umständen besteht ein Bedarf nach einem aus
einer Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Stahlblech
hervorragender Sauberkeit und Lochätzfähigkeit, das als ein
Material für eine Lochmaske eines hochauflösenden Fernsehgerätes
einsetzbar ist, ohne einen durch das Lochätzen entstandenen
Defekt zu haben, und das einen kleinen thermischen
Ausdehnungskoeffizienten aufweist; ein derartiges aus einer
Fe-Ni-Legierung bestehendes kaltgewalztes Stahlblech und
ein Verfahren zu seiner Herstellung sind bislang jedoch noch
nicht in Vorschlag gebracht worden.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, ein aus
einer Fe-Ni-Legierung bestehendes kaltgewalztes Stahlblech
hervorragender Sauberkeit und Lochätzfähigkeit sowie ein
Verfahren zu seiner Herstellung in Vorschlag zu bringen,
das als ein Material für eine Lochmaske eines hochauflösenden
Fernsehgerätes einsetzbar ist, das keinen durch das
Lochätzen entstandenen Defekt hat und das einen kleinen
thermischen Ausdehungskoeffizienten aufweist.
Gegenstand der Erfindung ist ein aus einer Fe-Ni-Legierung
bestehendes kaltgewalztes Stahlblech hervorragender
Sauberkeit und Lochätzfähigkeit, das im wesentlichen
besteht aus:
Nickel: von 30 bis 45 Gew.-%,
Mangan: von 0,1 bis 1,0 Gew.-%,
Aluminium: von 0,003 bis 0,030 Gew.-%
und
Mangan: von 0,1 bis 1,0 Gew.-%,
Aluminium: von 0,003 bis 0,030 Gew.-%
und
zum Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,
wobei die jeweiligen Gehalte an Silizium, Chrom, Kohlenstoff,
Stickstoff, Schwefel, Phosphor, Sauerstoff und nichtmetallischen
Einschlüssen in Form der erschmelzungsbedingten Verunreinigungen
folgende sind:
bis zu 0,4 Gew.-% Silizium,
bis zu 0,1 Gew.-% Chrom,
bis zu 0,005 Gew.-% Kohlenstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Stickstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Schwefel,
bis zu 0,010 Gew.-% Phosphor,
bis zu 0,002 Gew.-% Sauerstoff
und
bis zu 0,002 Gew.-% - ausgedrückt als Sauerstoff - an nichtmetallischen Einschlüssen;
bis zu 0,1 Gew.-% Chrom,
bis zu 0,005 Gew.-% Kohlenstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Stickstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Schwefel,
bis zu 0,010 Gew.-% Phosphor,
bis zu 0,002 Gew.-% Sauerstoff
und
bis zu 0,002 Gew.-% - ausgedrückt als Sauerstoff - an nichtmetallischen Einschlüssen;
wobei die nichtmetallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung
einer Teilchengröße von bis zu 6 µm in einem Bereich eines
Schmelzpunktes von mindestens 1600°C, der durch die Liquidus-
Kurve bei 1600°C in dem ternären CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm
festgelegt ist, und mit CaO, Al₂O₃ und/oder MgO aufweisen.
Gegenstand der Erfindung ist auch ein Verfahren zur Herstellung
eines aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten
Stahlblechs hervorragender Sauberkeit und Lochätzfähigkeit,
das folgende Schritte aufweist:
Bereitstellen einer einer Entphosphorung und Entkohlung unterworfenen erschmolzenen Fe-Ni-Legierung mit Nickel in einer Menge in einem Bereich von 30-45 Gew.-%;
Zugabe von Aluminium zu der derart bereitgestellten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in einer Pfanne aus einem MgO-CaO-Feuerfestmaterial mit CaO in einer Menge im Bereich von 20-40 Gew.-%;
Reagierenlassen der mit dem Aluminium versetzten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in der Pfanne mit einer CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke mit:
CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt;
MgO: bis zu 25 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%,
und
Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%, zur Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni-Legierung;
Gießen der desoxidierten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung zu einem Block und Vorwalzen, Warmwalzen und Kaltwalzen des Blocks zur Herstellung eines aus der Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Blechs mit nichtmetallischen Einschlüssen einer Teilchengröße bis zu 6 µm in einer Gesamtmenge - ausgedrückt als Sauerstoff - von bis zu 0,002 Gew.-%.
Bereitstellen einer einer Entphosphorung und Entkohlung unterworfenen erschmolzenen Fe-Ni-Legierung mit Nickel in einer Menge in einem Bereich von 30-45 Gew.-%;
Zugabe von Aluminium zu der derart bereitgestellten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in einer Pfanne aus einem MgO-CaO-Feuerfestmaterial mit CaO in einer Menge im Bereich von 20-40 Gew.-%;
Reagierenlassen der mit dem Aluminium versetzten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in der Pfanne mit einer CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke mit:
CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt;
MgO: bis zu 25 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%,
und
Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%, zur Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni-Legierung;
Gießen der desoxidierten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung zu einem Block und Vorwalzen, Warmwalzen und Kaltwalzen des Blocks zur Herstellung eines aus der Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Blechs mit nichtmetallischen Einschlüssen einer Teilchengröße bis zu 6 µm in einer Gesamtmenge - ausgedrückt als Sauerstoff - von bis zu 0,002 Gew.-%.
Fig. 1 stellt das ternäre Al₂O₃-MnO-SiO₂-Phasendiagramm
dar, das den Bereich der Zusammensetzung in einem
herkömmlichen aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden
kaltgewalzten Stahlbleche vorhandener nichtmetallischer
Einschlüsse veranschaulicht;
Fig. 2 stellt das ternäre CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm dar,
das den Bereich der Zusammensetzung in dem erfindungsgemäßen,
aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden
kaltgewalzten Stahlblech vorhandener nichtmetallischer
Einschlüsse veranschaulicht;
Fig. 3 stellt das ternäre CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm dar,
das den Bereich der Zusammensetzung in dem
aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden
kaltgewalzten Stahlblech vorhandener nichtmetallischer
Einschlüsse bei einem Ausführungsbeispiel der
Erfindung veranschaulicht;
Fig. 4 ist eine graphische Darstellung der Abhängigkeit zwischen
dem CaO-Gehalt in einer Pfanne aus einem
MgO-CaO-Feuerfestmaterial, dem Verschleißverhältnis
des Feuerfestmaterials und der Eindringtiefe einer
Schlacke in das Feuerfestmaterial;
Fig. 5 ist eine graphische Darstellung der Abhängigkeit
zwischen der Aktivität jeweils des Al₂O₃ bzw. des
CaO in einer CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke und dem Verhältnis
CaO/(CaO+Al₂O₃);
Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen
einerseits dem Restsilizium-Spiegel (residual silicon level)
in dem "Si-Desoxidationsgleichgewicht" oder dem
Restaluminium-Spiegel (residual aluminium level) in
dem "Al-Desoxidationsgleichgewicht" und dem ins
Gleichgewicht gebrachten Restsauerstoff-Spiegel
andererseits in einer geschmolzenen, 36 Gew.-%
Nickel enthaltenden Fe-Ni-Legierung bei einer
Temperatur von 1550°C;
Fig. 7 ist ein Ablaufdiagramm, das eine Ausführungsform
des erfindungsgemäßen Verfahrens zum Frischen
(refining) einer geschmolzenen Fe-Ni-Legierung in
einer Pfanne veranschaulicht; und
Fig. 8 zeigt eine schematische Darstellung zur Veranschaulichung
des Zustandes eines Defektes, der während
des Lochätzens eines aus einer Fe-Ni-Legierung
bestehenden Stahlbleches auftritt.
Unter den vorstehend genannten Gesichtspunkt wurden umfangreiche
Studien bzw. Untersuchungen ausgeführt, um ein
aus einer Fe-Ni-Legierung bestehendes kaltgewalztes Stahlblech
hervorragender Sauberkeit und Lochätzfähigkeit sowie
ein Verfahren zu seiner Herstellung zu entwickeln,
das als ein Material für eine Lochmaske eines hochauflösenden
Fernsehgerätes einsetzbar ist, das keinen durch das Lochätzen
entstandenen Defekt hat und das einen kleinen thermischen
Ausdehnungskoeffizienten aufweist.
Im Ergebnis wurden folgende Feststellungen getroffen:
Durch Bereitstellen einer einer Entphosphorung und Entkohlung
unterworfenen geschmolzenen bzw. erschmolzenen Fe-Ni-Legierung
mit Nickel in einer Menge in einem Bereich von 30-45 Gew.-%,
Zugabe von Aluminium zu der derart bereitgestellten
erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in einer Pfanne
aus einem MgO-CaO-Feuerfestmaterial mit CaO in einer Menge
im Bereich von 20-40 Gew.-%, Reagierenlassen der mit dem
Aluminium versetzten erschmolzenen
Fe-Ni-Legierung in der Pfanne mit einer CaO-Al₂O₃-MgO-
Schlacke mit:
CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt;
MgO: bis zu 25 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%;
und
Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%,
zur Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni-Legierung nimmt die Menge an Restsauerstoff in der geschmolzenen bzw. erschmolzenen Legierung ab, und in der erschmolzenen Legierung erzeugte Oxide werden von der Schlacke absorbiert. Im Ergebnis nimmt die Gesamtmenge der in dem aus der Fe-Ni- Legierung bestehenden kaltgewalzten Stahlblech vorhandenen nichtmetallischen Einschlüsse - ausgedrück als Sauerstoff - auf 0,002 Gew.-% oder weniger ab. Mit anderen Worten: Nicht nur die Gesamtmenge der während der Erstarrung der vorgenannten geschmolzenen Legierung sich ausscheidenden nichtmetallischen Einschlüsse wird in dem Maße geringer, in dem die Menge an Restsauerstoff in der erschmolzenen Legierung abnimmt; sondern auch das Anwachsen der Teilchengröße der nichtmetallischen Einschlüsse wird infolge des Fehlens der die Fällungskeime (precipitation nuclei) bildenden niedrigschmelzenden Suspensionen unterbunden.
CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt;
MgO: bis zu 25 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%;
und
Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%,
zur Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni-Legierung nimmt die Menge an Restsauerstoff in der geschmolzenen bzw. erschmolzenen Legierung ab, und in der erschmolzenen Legierung erzeugte Oxide werden von der Schlacke absorbiert. Im Ergebnis nimmt die Gesamtmenge der in dem aus der Fe-Ni- Legierung bestehenden kaltgewalzten Stahlblech vorhandenen nichtmetallischen Einschlüsse - ausgedrück als Sauerstoff - auf 0,002 Gew.-% oder weniger ab. Mit anderen Worten: Nicht nur die Gesamtmenge der während der Erstarrung der vorgenannten geschmolzenen Legierung sich ausscheidenden nichtmetallischen Einschlüsse wird in dem Maße geringer, in dem die Menge an Restsauerstoff in der erschmolzenen Legierung abnimmt; sondern auch das Anwachsen der Teilchengröße der nichtmetallischen Einschlüsse wird infolge des Fehlens der die Fällungskeime (precipitation nuclei) bildenden niedrigschmelzenden Suspensionen unterbunden.
Die in dem aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten
Stahlblech vorhandenen nichtmetallischen Einschlüsse weisen
eine Zusammensetzung in einem Bereich auf, der von dem in dem
in Fig. 2 gezeigten ternären CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm
durch die nacheinander die Punkte 1 bis 5 verbindende Linie
umschlossenen Bereich verschieden ist:
Punkt 1:
CaO: 60,8 Gew.-%,
Al₂O₃: 39,2 Gew.-%,
MgO: 0 Gew.-%,
CaO: 60,8 Gew.-%,
Al₂O₃: 39,2 Gew.-%,
MgO: 0 Gew.-%,
Punkt 2:
CaO: 55,3 Gew.-%,
Al₂O₃: 38,5 Gew.-%,
MgO: 6,2 Gew.-%,
CaO: 55,3 Gew.-%,
Al₂O₃: 38,5 Gew.-%,
MgO: 6,2 Gew.-%,
Punkt 3:
CaO: 36,9 Gew.-%,
Al₂O₃: 52,3 Gew.-%,
MgO: 10,8 Gew.-%,
CaO: 36,9 Gew.-%,
Al₂O₃: 52,3 Gew.-%,
MgO: 10,8 Gew.-%,
Punkt 4:
CaO: 31,6 Gew.-%,
Al₂O₃: 64,6 Gew.-%,
MgO: 3,8 Gew.-%, und
CaO: 31,6 Gew.-%,
Al₂O₃: 64,6 Gew.-%,
MgO: 3,8 Gew.-%, und
Punkt 5:
CaO: 32,7 Gew.-%,
Al₂O₃: 67,3 Gew.-%,
MgO: 0 Gew.-%,
CaO: 32,7 Gew.-%,
Al₂O₃: 67,3 Gew.-%,
MgO: 0 Gew.-%,
d. h. in dem Bereich eines Schmelzpunktes von mindestens
1600°C, wobei der Bereich durch die Liquidus-Kurve von 1600°C
bestimmt ist. Die nichtmetallischen Einschlüsse haben daher
eine Teilchengröße von bis zu 6 µm.
Die vorliegende Erfindung wurde auf der Grundlage der obengenannten
Feststellungen erarbeitet. Das aus einer Fe-Ni-
Legierung bestehende kaltgewalzte Stahlblech hervorragender
Sauberkeit und Lochätzfähigkeit besteht im wesentlichen aus:
Nickel: von 30 bis 45 Gew.-%,
Mangan: von 0,1 bis 1,0 Gew.-%,
Aluminium: von 0,003 bis 0,030 Gew.-%,
und
zum Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei die jeweiligen Gehalte an Silizium, Chrom, Kohlenstoff, Stickstoff, Schwefel und Phosphor, Sauerstoff und nichtmetallischen Einschlüssen in Form der erschmelzungsbedingten Verunreinigungen folgende sind:
Mangan: von 0,1 bis 1,0 Gew.-%,
Aluminium: von 0,003 bis 0,030 Gew.-%,
und
zum Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei die jeweiligen Gehalte an Silizium, Chrom, Kohlenstoff, Stickstoff, Schwefel und Phosphor, Sauerstoff und nichtmetallischen Einschlüssen in Form der erschmelzungsbedingten Verunreinigungen folgende sind:
bis zu 0,4 Gew.-% Silizium,
bis zu 0,1 Gew.-% Chrom,
bis zu 0,005 Gew.-% Kohlenstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Stickstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Schwefel,
bis zu 0,010 Gew.-% Phosphor,
bis zu 0,002 Gew.-% Sauerstoff
und
bis zu 0,002 Gew.-% - ausgedrückt als Sauerstoff - an nichtmetallischen Einschlüssen,
bis zu 0,1 Gew.-% Chrom,
bis zu 0,005 Gew.-% Kohlenstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Stickstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Schwefel,
bis zu 0,010 Gew.-% Phosphor,
bis zu 0,002 Gew.-% Sauerstoff
und
bis zu 0,002 Gew.-% - ausgedrückt als Sauerstoff - an nichtmetallischen Einschlüssen,
wobei die nichtmetallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung
einer Teilchengröße von bis zu 6 µm in einem Bereich eines
Schmelzpunktes von mindestens 1600°C, der durch die Liquidus-
Kurve von 1600°C in dem ternären CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm
festgelegt ist, und mit CaO, Al₂O₃ und/oder MgO aufweisen.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung des aus einer
Fe-Ni-Legierung bestehenden Stahlbleches hervorragender Sauberkeit
und Lochätzfähigkeit umfaßt die folgenden Schritte:
Bereitstellen einer einer Entphosphorung und Enkohlung unterworfenen erschmolzenen Fe-Ni-Legierung mit Nickel in einer Menge in einem Bereich von 30-45 Gew.-%,
Zugabe von Aluminium zu der derart bereitgestellten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in einer Pfanne aus einem MgO-CaO-Feuerfestmaterial mit CaO in einer Menge im Bereich von 20-40 Gew.-%,
Reagierenlassen der mit dem Aluminium versetzten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in der Pfanne mit einer CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke mit:
CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt,
MgO: bis zu 25 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%
und
Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%,
zur Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni- Legierung;
Gießen der desoxidierten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung zu einem Block und Vorwalzen, Warmwalzen und Kaltwalzen des Blocks zur Herstellung eines aus der Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Bleches mit nichtmetallischen Einschlüssen einer Teilchengröße bis zu 6 µm in einer Gesamtmenge - ausgedrückt als Sauerstoff - von bis zu 0,002 Gew.-%.
Bereitstellen einer einer Entphosphorung und Enkohlung unterworfenen erschmolzenen Fe-Ni-Legierung mit Nickel in einer Menge in einem Bereich von 30-45 Gew.-%,
Zugabe von Aluminium zu der derart bereitgestellten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in einer Pfanne aus einem MgO-CaO-Feuerfestmaterial mit CaO in einer Menge im Bereich von 20-40 Gew.-%,
Reagierenlassen der mit dem Aluminium versetzten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in der Pfanne mit einer CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke mit:
CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt,
MgO: bis zu 25 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%
und
Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%,
zur Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni- Legierung;
Gießen der desoxidierten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung zu einem Block und Vorwalzen, Warmwalzen und Kaltwalzen des Blocks zur Herstellung eines aus der Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Bleches mit nichtmetallischen Einschlüssen einer Teilchengröße bis zu 6 µm in einer Gesamtmenge - ausgedrückt als Sauerstoff - von bis zu 0,002 Gew.-%.
Die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen aus einer
Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Stahlbleches hervorragender
Sauberkeit und Lochätzfähigkeit ist aus folgenden
Gründen auf einen wie oben beschriebenen Bereich begrenzt:
Nickel ist ein Element, das einen wichtigen Einfluß auf den
thermischen Ausdehnungskoeffizienten eines aus einer Fe-Ni-
Legierung bestehenden Stahlbleches ausübt. Bei einem Nickelgehalt
innerhalb eines Bereiches von 30-45 Gew.-% hat das
aus der Legierung bestehende Stahlblech einen kleinen thermischen
Ausdehnungskoeffizienten. Bei einem Nickelgehalt von
unter 30% weist das aus der Legierung bestehende Stahlblech
jedoch einen erhöhten thermischen Ausdehnungskoeffizienten
auf. Bei einem Nickelgehalt von über 45 Gew.-% weist das aus
der Legierung bestehende Stahlblech andererseits ebenfalls
einen erhöhten thermischen Ausdehnungskoeffizienten auf. Wenn
das einen großen thermischen Ausdehnungskoeffizienten aufweisende,
aus der Fe-Ni-Legierung bestehende kaltgewalzte
Stahlblech als Material für eine Lochmaske verwendet wird,
tritt eine Farbverschiebung (shear in color) auf. Der Nickelgehalt
sollte daher auf einen Bereich von 30-45 Gew.-% begrenzt
sein. Inco-Nickel (der Produktname von durch
International Nickel Co. hergestelltem Nickel) oder elektrolytisches
Nickel wird gewöhnlich als ein Nickelwerkstoff
eingesetzt. Zur Kostenreduzierung kann kobalthaltiges Tominet
(der Produktname von durch Tokyo Nickel Co. hergestelltem
Nickel) verwendet werden. Obwohl in diesem Fall Kobalt in
einem Anteil von bis zu 1 Gew.-% enthalten ist, treten insoweit
keine Probleme auf, als der Nickelgehalt innerhalb
des vorstehend genannten Bereiches liegt.
Mangan hat eine Funktion, die Warmbearbeitbarkeit eines aus
einer Fe-Ni-Legierung bestehenden Stahlbleches zu verbessern.
Bei einem Mangangehalt von unter 0,1 Gew.-% steht jedoch
die gewünschte vorstehend beschriebene Wirkung nicht
zur Verfügung. Bei einem Mangangehalt von über 1,0 Gew.-%
weist das aus der Legierung bestehende Stahlblech jedoch
andererseits eine übermäßig erhöhte Härte auf und ist nicht
als Material für eine Lochmaske geeignet. Der Mangangehalt
sollte daher auf einen Bereich von 0,1-1,0 Gew.-% begrenzt
werden.
Aluminium ist ein Element, das einen wichtigen Einfluß auf
die Menge nichtmetallischer Einschlüsse und deren Teilchengröße
in einem aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden Stahlblech
ausübt. Bei einem Aluminiumgehalt in einem Bereich
von 0,003-0,030 Gew.-% werden nichtmetallische Einschlüsse
mit kleiner Teilchengröße in geringer bzw. unbedeutender
Menge in dem aus der Legierung bestehenden Stahlblech erzeugt.
Bei einem Aluminiumgehalt von unter 0,003 Gew.-%
werden jedoch nichtmetallische Einschlüsse mit einer großen
Teilchengröße, mit einem niedrigen Schmelzpunkt und mit einer
großen Umformbarkeit in einer großen Menge erzeugt und sind
in dem kaltgewalzten Stahlblech in einer langgestreckten bzw.
linearen Gestalt vorhanden. Dies führt zu der Erzeugung
eines Defektes während des Lochätzens des aus der Legierung
bestehenden Stahlbleches. Bei einem Aluminiumgehalt von
über 0,030 Gew.-% nimmt jedoch andererseits Schwarzfärbungsfähigkeit
(blackening treatability) des aus der Legierung
bestehenden Stahlbleches ab. Der Aluminiumgehalt sollte daher
auf einen Bereich von 0,003-0,030 Gew.-% begrenzt werden.
Silizium ist eine derjenigen Verunreinigungen, die unvermeidlich
in eine Fe-Ni-Legierung eingeschlossen werden. Während
der Siliziumgehalt vorzugsweise so gering wie möglich sein
sollte, ist es unter wirtschaftlich Gesichtspunkten gesehen
schwierig, den Siliziumgehalt in einem industriellen
Maßstab zu verringern. Bei einem Siliziumgehalt von mehr als
0,4 Gew.-% wird jedoch die Ätzflüssigkeit während des Lochätzens
des aus der Fe-Ni-Legierung bestehendes Stahlbleches
verunreinigt bzw. kontaminiert, was eine geringere Produktivität
zur Folge hat. Der Siliziumgehalt sollte daher auf bis
zu 0,4 Gew.-% begrenzt werden.
Chrom ist eine derjenigen Verunreinigungen, die unvermeidlich
in eine Fe-Ni-Legierung eingeschlossen werden. Während
der Chromgehalt vorzugsweise so gering wie möglich sein
sollte, ist es unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten gesehen
schwierig, den Chromgehalt in einem industriellen Maßstab
zu verringern. Bei einem Chromgehalt von mehr als 0,1 Gew.-%
wird jedoch die Lochätzgeschwindigkeit des aus der Fe-Ni-
Legierung bestehenden Stahlbleches was eine geringere
Produktivität zur Folge hat, und der thermische
Ausdehnungskoeffizient des aus der Legierung bestehenden
Stahlbleches wird größer, was somit eine Farbverschiebung
hervorruft. Der Chromgehalt sollte daher auf bis zu 0,1 Gew.-%
begrenzt werden.
Kohlenstoff ist eine derjenigen Verunreinigungen, die unvermeidlich
in eine Fe-Ni-Legierung eingeschlossen werden.
Während der Kohlenstoffgehalt vorzugsweise so gering wie
möglich sein sollte, ist es unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten
gesehen schwierig, den Kohlenstoffgehalt in einem
industriellen Maßstab zu verringern. Bei einem Kohlenstoffgehalt
von mehr als 0,005 Gew.-% werden jedoch in dem aus
der Fe-Ni-Legierung bestehenden Stahlblech Eisencarbide
in einer großen Menge erzeugt, so daß sie Lochätzfähigkeit
des aus der Legierung bestehenden Stahlbleches beeinträchtigt
wird, was wiederum einen Loch-Defekt zur Folge haben
kann. Bei einem Kohlenstoffgehalt von über 0,005 Gew.-%
nimmt darüber hinaus die Preß-Formbarkeit des aus der
Legierung bestehenden Stahlbleches ab. Der Kohlenstoffgehalt
sollte daher auf bis zu 0,005 Gew.-% begrenzt werden.
Stickstoff ist eine derjenigen Verunreinigungen, die unvermeidlich
in eine Fe-Ni-Legierung eingeschlossen werden.
Während der Stickstoffgehalt vorzugsweise so gering wie möglich
sein sollte, ist es unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten
gesehen schwierig, den Stickstoffgehalt in einem
industriellen Maßstab zu verringern. Bei einem Stickstoffgehalt
von mehr als 0,005 Gew.-% werden jedoch in dem aus
der Fe-Ni-Legierung bestehenden Stahlblech Metallnitride in
einer großen Menge erzeugt, wodurch die Lochätzfähigkeit des
aus der Legierung bestehenden Stahlbleches beeinträchtigt
wird, was wiederum einen Loch-Defekt zur Folge haben kann.
Der Stickstoffgehalt sollte daher auf bis zu 0,005 Gew.-%
begrenzt werden.
Schwefel ist eine derjenigen Verunreinigungen, die unvermeidlich
in eine Fe-Ni-Legierung eingeschlossen werden. Während
der Schwefelgehalt vorzugsweise so gering wie möglich sein
sollte, ist es unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten gesehen
schwierig, den Schwefelgehalt in einem industriellen
Maßstab zu verringern. Bei einem Schwefelgehalt von mehr
als 0,05 Gew.-% werden jedoch in dem aus der Fe-Ni-Legierung
bestehenden Stahlblech nichtmetallische Sulfideinschlüsse
in einer großen Menge erzeugt, wodurch die Lochätzfähigkeit
des aus der Legierung bestehenden Stahlbleches beeinträchtigt
wird, was wiederum einen Loch-Defekt zur Folge haben kann.
Der Schwefelgehalt sollte daher bis zu 0,005 Gew.-% begrenzt
werden.
Phosphor ist eine derjenigen Verunreinigungen, die unvermeidlich
in eine Fe-Ni-Legierung eingeschlossen werden.
Während der Phosphorgehalt vorzugsweise so gering wie möglich
sein sollte, ist es unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten
gesehen schwierig, den Phosphorgehalt in einem
industriellen Maßstab zu verringern. Bei einem Phosphorgehalt
von mehr als 0,010 Gew.-% wird jedoch die Warmbearbeitbarkeit
des aus der Fe-Ni-Legierung bestehenden Stahlbleches
ernstlich verschlechtert. Der Phosphorgehalt sollte
daher auf bis zu 0,010 Gew.-% begrenzt werden.
Sauerstoff ist eine derjenigen Verunreinigungen, die unvermeidlich
in eine Fe-Ni-Legierung eingeschlossen werden.
Während der Sauerstoffgehalt vorzugsweise so gering wie
möglich sein sollte, ist es unter wirtschaftlichen Gesichtspunkten
gesehen schwierig, den Sauerstoffgehalt in einem
industriellen Maßstab zu verringern. Bei einem Sauerstoffgehalt
von mehr als 0,002 Gew.-% werden jedoch in dem aus
der Fe-Ni-Legierung bestehenden Stahlblech nichtmetallische
Oxideinschlüsse in einer großen Menge erzeugt, wodurch die
Lochätzfähigkeit des aus der Legierung bestehenden Stahlbleches
beeinträchtigt wird, was wiederum einen Loch-Defekt
zur Folge haben kann. Der Sauerstoffgehalt sollte daher auf
bis zu 0,002 Gew.-% begrenzt werden.
Nichtmetallische Einschlüsse gehören zu denjenigen Verunreinigungen,
die unvermeidlich in ein aus einer Fe-Ni-Legierung
bestehendes Stahlblech eingeschlossen werden. Die
nichtmetallischen Einschlüsse weisen hauptsächlich
Calciumoxid (CaO), Aluminiumoxid (Al₂O₃) und Magnesiumoxid
(MgO) auf und üben einen wichtigen Einfluß auf die Lochätzfähigkeit
eines aus der Fe-Ni-Legierung bestehenden Stahlbleches
aus. Wenn der Gehalt an den nichtmetallischen Einschlüssen
- ausgedrückt als Sauerstoff - 0,002 Gew.-% übersteigt,
wird die Lochätzfähigkeit des aus der Legierung bestehenden
Stahlbleches beeinträchtigt, und dies kann einen
Loch-Defekt verursachen. Der Gehalt an nichtmetallischen
Einschlüssen - ausgedrückt als Sauerstoff - sollte auf bis
zu 0,002 Gew.-% begrenzt werden. Wenn die nichtmetallischen
Einschlüsse in dem aus der Legierung bestehenden Stahlblech
eine Zusammensetzung in einem anderen Bereich als dem in dem
in Fig. 2 gezeigten ternären CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm
durch die nacheinander die Punkte 1, 2, 3, 4 und 5 verbindende
Linie umschlossenen Bereich, d. h. in dem Bereich
eines Schmelzpunktes von mindestens 1600°C, wobei der Bereich
durch die Liquidus-Kurve bei 1600°C definiert ist (dicke
durchgezogene Linie in Fig. 2), aufweisen, dann weisen die
nichtmetallischen Einschlüsse eine Teilchengröße von bis zu
6 µm auf, und das aus der Fe-Ni-Legierung bestehende kaltgewalzte
Stahlblech zeigt eine hervorragende Lochätzfähigkeit.
Die nichtmetallischen Einschlüsse sollten daher die Zusammensetzung
in dem Bereich außerhalb des Bereiches, der in
dem in Fig. 2 gezeigten ternären CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm
durch die Linie umschlossen ist, die nacheinander die Punkte
1, 2, 3, 4 und 5 miteinander verbindet, aufweisen.
Beim erfindungsgemäßen Frischen einer geschmolzenen Fe-Ni-
Legierung in einer Pfanne wird aus folgenden Gründen eine
Pfanne aus einem MgO-CaO-Feuerfestmaterial mit CaO in einer
Menge im Bereich von 30-45 Gew.-% verwendet.
(1) Bei einem CaO-Gehalt in dem Feuerfestmaterial von unter
20 Gew.-% ist die Eindringtiefe der Schlacke in das Feuerfestmaterial
derart groß, daß das Feuerfestmaterial verschlechtert
bzw. beeinträchtigt (deteriorated) wird. Andererseits
führt ein CaO-Gehalt von über 40 Gew.-% zu einem niedrigeren
Schmelzpunkt des Feuerfestmaterials sowie zu einem
größeren Verschleißverhältnis (worn ratio) und verunmöglicht
es, das Schlacken-Frischen bzw. Frischen mit Schlacke
(slag refining) der geschmolzenen Legierung über eine lange
Zeitdauer bei einer hohen Temperatur auszuführen. Der CaO-
Gehalt in dem Feuerfestmaterial sollte daher auf einen Bereich
von 20-40 Gew.-% begrenzt werden.
Obige Ausführungen werden weiter unten unter Bezugnahme
auf Fig. 4 detaillierter erläutert. In Fig. 4 zeigt das
Zeichen "⚫" die Eindringtiefe der Schlacke an, und die
durchgezogene Linie stellt die Kurve ihrer Eindringtiefe
dar; das Zeichen "○" zeigt das Verschleißverhältnis des
Feuerfestmaterials an, und die unterbrochene Linie stellt
die Kurve seines Verschleißverhältnisses dar. In Fig. 4
zeigt die Ordinate die Eindringtiefe und das Verschleißverhältnis
an, und die Abszisse zeigt den Gehalt an MgO
und CaO an. Genauer gesagt, der obere Maßstab der Abszisse
zeigt den MgO-Gehalt von 0 bis 100 Gew.-% an, und ihr
unterer Maßstab zeigt den CaO-Gehalt von 0 bis 100 Gew.-%
an. Die Abszisse zeigt daher an, daß der Gesamtgehalt von
MgO und CaO (zusammen) immer 100 Gew.-% beträgt. Wenn beispielsweise
der MgO-Gehalt 100 Gew.-% beträgt, beträgt der
CaO-Gehalt dementsprechend 0 Gew.-%, und wenn der MgO-Gehalt
20 Gew.-% beträgt, beträgt der CaO-Gehalt dementsprechend
80 Gew.-%. Wie es aus Fig. 4 klar ersichtlich ist, verursacht
ein CaO-Gehalt in einem Bereich von 20-40 Gew.-%
eine geringe Eindringtiefe der Schlacke und ein kleines Verschleißverhältnis
des Feuerfestmaterials.
(2) Die aus dem MgO-CaO-Feuerfestmaterial gefertigte Pfanne
mit geringem Gehalt an Oxiden, wie Fe₂O₂, SiO₂ und Cr₂O₃,
welche die Quellen der Legierungs-Oxide bzw. Oxide in der
Legierung sind, kann die Sauerstoffkonzentration in der geschmolzenen
Legierung auf einem niedrigen Niveau (level) aufrechterhalten
und kann daher die Aufnahme von Silizium und
Chrom verhindern. Daher sollte die aus dem MgO-CaO-Feuerfestmaterial
verfertigte Pfanne verwendet werden.
Beim erfindungsgemäßen Frischen einer erschmolzenen Fe-Ni-
Legierung in einer Pfanne wird eine CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke
verwendet, die folgende Bestandteile aufweist:
CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis
CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt;
MgO: bis zu 24 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%;
und
Oxide von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%.
MgO: bis zu 24 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%;
und
Oxide von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%.
Die Gründe dafür sind folgende:
- 1. Bei einem Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) von unter 0,45
übersteigt die Aktivität des Al₂O₃ (aAl₂O₃) in der
Schlacke den Wert von 0,5. Wenn die Aktivität des Al₂O₃
in der Schlacke größer als 0,5 ist, nimmt die desoxidierende
Kraft von Aluminium ab, wenn der Aluminiumgehalt
konstant gehalten wird. Das Verhältnis CaO/(CaO+
Al₂O₃) sollte daher auf mindestens 0,45 begrenzt sein.
Obige Ausführungen werden weiter unten unter Bezugnahme auf Fig. 5 detaillierter erläutert. Fig. 5 ist eine graphische Darstellung der Abhängigkeit zwischen der Aktivität jeweils des Al₂O₃ bzw. des CaO in einer CaO- Al₂O₃-Schlacke und dem Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃). Die Ordinate zeigt die Aktivität jeweils von Al₂O₃ und CaO (aAl₂O₃) bzw. aCaO) an, und die Abszisse zeigt das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) an. Fig. 5 veranschaulicht ebenfalls drei allgemein bekannte Isoaktivitätskurven von Al₂O₃ und CaO. Wie aus Fig. 5 klar ersichtlich, ist bei einem Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) von mindestens 0,45 die Aktivität des Al₂O₃ (aAl₂O₃) auf bis zu 0,5 für irgendwelche Isoaktivitätskurven von Al₂O₃ beschränkt. Im Ergebnis ist bei einem Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) von mindestens 0,45 eine Schlacke mit einer starken Desoxidationskraft des Aluminiums verfügbar. - 2. Wenn der MgO-Gehalt in der Schlacke 25 Gew.-% übersteigt, steigt der Schmelzpunkt der Schlacke an, und die Umsetzung der Schlacke mit der geschmolzenen Fe-Ni-Legierung nimmt ab. Der MgO-Gehalt sollte daher auf bis zu 25 Gew.-% begrenzt werden.
- 3. Bei einem SiO₂-Gehalt in der Schlacke von über 15 Gew.-% steigt die Aktivität des SiO₂ (aSiO₂) in der Schlacke an, und die Menge an Sauerstoff in der geschmolzenen Fe-Ni- Legierung nimmt unter dem Einfluß des SiO₂ zu. Im Ergebnis wird der Sauerstoffgehalt in dem aus der Fe-Ni- Legierung bestehenden kaltgewalzten Stahlblech größer als 0,0020 Gew.-%. Der SiO₂-Gehalt sollte daher auf bis zu 15 Gew.-% begrenzt werden.
- 4. Wenn die Gesamtmenge an Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium in der Schlacke über 3 Gew.-% beträgt, wird der Sauerstoffgehalt in dem aus der Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Stahlblech größer als 0,0020 Gew.-%. Die Gesamtmenge an Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium sollte daher auf bis zu 3 Gew.-% begrenzt werden, vorzugsweise auf bis zu 1,5 Gew.-%.
Desweiteren werden die Gründe der Verfügbarkeit eines aus
einer Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Stahlbleches
hervorragender Sauberkeit durch Desoxidieren der geschmolzenen
Fe-Ni-Legierung durch die Verwendung der vorgenannten
Schlacke untenstehend mit Bezug auf Fig. 6 beschrieben.
Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen
einerseits dem Restgehalt in der geschmolzenen Legierung
an für die Desoxidation verwendetem Aluminium oder
Silizium und andererseits dem Restgehalt an Sauerstoff in
der geschmolzenen Legierung, wenn die Desoxidation mittels
Aluminium oder Silizium in einer geschmolzenen Fe-Ni-Legierung
bei einer Temperatur von 1550°C und einem Nickelgehalt
von 36 Gew.-% den Gleichgewichtszustand erreicht. In
Fig. 6 stellt die Ordinate den Restgehalt an Sauerstoff
in der geschmolzenen Legierung dar, und die Abszisse zeigt
den Restgehalt an Aluminium oder Silizium in der geschmolzenen
Legierung an. Weiterhin stellt die querlaufende durchgezogene
Linie in Fig. 6 die Isoaktivitätskurve von Al₂O₃ dar,
und die querlaufende unterbrochene Linie zeigt die Isoaktivitätskurve
von SiO₂ an. Ebenfalls in Fig. 6 stellt die
Marke "C" den Restgehalt an Silizium oder Aluminium und den
Restgehalt an Sauerstoff in der geschmolzenen Legierung gemäß
der vorliegenden Erfindung, in der die vorstehend genannte
erfindungsgemäße Schlacke zur Desoxidation der geschmolzenen
Legierung verwendet wird, dar, und jede der Marken
"A" (A₁ und A₂) und "B" stellt den Restgehalt an Silizium
oder Aluminium und den Restgehalt an Sauerstoff in den geschmolzenen
Legierungen dar, die durch ein Verfahren Nr. 1
oder Nr. 2 außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung
desoxidiert werden, in welchem die erfindungsgemäße Schlacke
nicht benutzt wird.
Wie aus Fig. 6 unmittelbar ersichtlich, ist der Restgehalt
an Sauerstoff in der geschmolzenen erfindungsgemäßen Legierung
gering. Mit anderen Worten, durch starkes Rühren
der geschmolzenen Legierung in Anwesenheit von Aluminium
in einer ausreichenden Menge und der vorgenannten Schlacke
werden die entsprechenden Aktivitäten aAl₂O₃ und aSiO₂ im
Gleichgewichtszustand vermindert, und gleichzeitig wird die
Sauerstoffkonzentration im Gleichgewichtszustand auf einem
niedrigeren Niveau (lower level) stabilisiert. Somit werden
die Oxide enthaltenden nichtmetallischen Einschlüsse von der
Schlacke absorbiert und entfernt. Im Ergebnis ist es möglich,
die geschmolzene Legierung zu reinigen und dafür zu
sorgen, daß die nichtmetallischen Einschlüsse mit einem
hohen Schmelzpunkt und einer sehr kleinen Teilchengröße
sich in einer sehr kleinen Menge in der geschmolzenen Legierung
verteilen.
Beim Vorwalzen des Blockes aus der Fe-Ni-Legierung sollte
der Reduktionsgrad vorzugsweise mindestens 70% betragen
und die Walztemperatur sollte vorzugsweise in einem Bereich
von 1150°C bis 1250°C liegen. Die Gründe hierfür sind
folgende:
- 1. Ein Reduktionsgrad von mindestens 70% hat die Wirkung, daß die Legierungsstruktur und die nichtmetallischen Einschlüsse in der Legierung zerkleinert werden, wodurch somit eine sehr kleine Teilchengröße der nichtmetallischen Einschlüsse in dem kaltgewalzten Stahlblech erreicht wird. Der Reduktionsgrad sollte daher auf mindestens 70% (nach unten) begrenzt werden.
- 2. Bei einer Walztemperatur von unter 1150°C ist es schwierig, das Vorwalzen zu bewerkstelligen. Bei einer Walztemperatur von über 1250°C nimmt andererseits der Verformungswiderstand der Metallgrundmasse ab, so daß es schwierig wird, die nichtmetallischen Einschlüsse zu zerkleinern. Die Walztemperatur sollte daher auf einen Bereich von 1150°C bis 1250°C begrenzt werden.
Nunmehr werden das aus einer Fe-Ni-Legierung bestehende kaltgewalzte
Stahlblech hervorragender Sauberkeit und Lochätzfähigkeit
sowie das Verfahren zu seiner Herstellung untenstehend
mittels eines Beispieles genauer beschrieben, indem
sie zu Vergleichszwecken mit einem Beispiel außerhalb des
Rahmens der vorliegenden Erfindung verglichen werden.
Unter Verwendung der Rohstoffe - wie in Tabelle I gezeigt -
wurde aus einer Eisen-Nickel-Legierung ein aus einer
Fe-Ni-Legierung bestehendes kaltgewalztes Stahlblech durch
den folgenden Herstellungsprozeß bereitet:
1. Frischen mittels eines Konverters,
2. Frischen mittels der VAD-Einrichtungen (Abkürzung von vacuum-arc-degassing, Vakuum-Lichtbogen-Entgasung) einschließlich Entphosphorungs-Veredelung, Nickel- Schmelzung,
3. Frischen mittels der VOD-Einrichtungen (Abkürzung von vacuum-oxygen-decarburization, Vakuum-Sauerstoff- Entkohlung) einschließlich Sauerstoff-Einspeisungs-Entkohlung, Vakuum-Entkohlung, Schlacken-Desoxidation, bzw. Desoxidation mittels Schlacke,
4. Gießen des Rohblockes,
5. Vorwalzen,
6. Warmwalzen,
7. Kaltwalzen.
2. Frischen mittels der VAD-Einrichtungen (Abkürzung von vacuum-arc-degassing, Vakuum-Lichtbogen-Entgasung) einschließlich Entphosphorungs-Veredelung, Nickel- Schmelzung,
3. Frischen mittels der VOD-Einrichtungen (Abkürzung von vacuum-oxygen-decarburization, Vakuum-Sauerstoff- Entkohlung) einschließlich Sauerstoff-Einspeisungs-Entkohlung, Vakuum-Entkohlung, Schlacken-Desoxidation, bzw. Desoxidation mittels Schlacke,
4. Gießen des Rohblockes,
5. Vorwalzen,
6. Warmwalzen,
7. Kaltwalzen.
(Im folgenden Text bedeutet T.=Gesamtgehalt, z. B.
T.O=Gesamt-Sauerstoff usw.)
Der Frischungsprozeß mittels der vorstehend genannten
VAD- und VOD-Einrichtungen wird in Fig. 7 veranschaulicht.
Ein entphosphortes geschmolzenes Roheisen wurde in einem mit
einem unteren porösen Stopfen zum Einblasen eines Rührgases
ausgerüsteten 250-Tonnen-Rührumwälzkonverter
gefrischt, um eine noch nicht desoxidierte Stahlschmelze zu
erhalten, die dann in eine 250-Tonnen-Pfanne verbracht wurde.
Von den 250 Tonnen des so gewonnenen geschmolzenen Stahles
wurden dann 20 Tonnen aus der 250-Tonnen-Pfanne in eine
50-Tonnen-Pfanne abgenommen. Der vorstehend genannte geschmolzene
Stahl hatte die folgende chemische Zusammensetzung:
Der vorstehend genannte geschmolzene Stahl in einer Menge
von 20 Tonnen wurde durch einen Drehausguß (rotary nozzle)
in eine andere, mit 57,2 Gew.-% MgO, 38,4 Gew.-% CaO,
1,6 Gew.-% SiO₂ und 0,2 Gew.-% Al₂O₃ enthaltenden Magnesia-
Dolomit-Steinen ausgekleidete 20-Tonnen-Pfanne abgegossen.
Danach wurde die Pfanne in die VAD-Einrichtung (Vakuum-
Lichtbogen-Entgasungseinrichtung) gebracht, in welcher der
geschmolzene Stahl entphosphort wurde. Die Absorption von
Stickstoff durch den geschmolzenen Stahl wurde durch Verwendung
eines solchen geschmolzenen Stahls in noch nicht
desoxidierter Form verhindert. Nach dem Entfernen von
Schlacke wurden dann Stücke aus reinem Nickel und aus einer
Nickellegierung in die Pfanne geladen, um dieselben unter
den folgenden Bedingungen zu schmelzen, während der geschmolzene
Stahl in der Pfanne auf eine Temperatur von mindestens
1600°C durch ein Dreiphasen-Elektroden-Beheizungsgerät
unter vermindertem Druck erwärmt wird:
Vakuum-Unterdruck: von 26,6 KPa bis 80,0 KPa (200-600 Torr),
Durchflußrate des von unten eingeblasenen Argongases:
von 0,5-1,5 Nl/min · Tonne,
Zeitsteuerung des Hinzufügens von Flußmitteln:
unmittelbar vor dem Beginn des VAD-Frischens,
Zusammensetzung des Flußmittels:
gebrannter Kalk: 15 kg/Tonne,
Flußspat: 4 kg/Tonne.
Vakuum-Unterdruck: von 26,6 KPa bis 80,0 KPa (200-600 Torr),
Durchflußrate des von unten eingeblasenen Argongases:
von 0,5-1,5 Nl/min · Tonne,
Zeitsteuerung des Hinzufügens von Flußmitteln:
unmittelbar vor dem Beginn des VAD-Frischens,
Zusammensetzung des Flußmittels:
gebrannter Kalk: 15 kg/Tonne,
Flußspat: 4 kg/Tonne.
Nach dem Schmelzen des Nickels wurde die so in der Pfanne erhaltene
geschmolzene Fe-Ni-Legierung, die nunmehr auf eine
Menge von ungefähr 30 Tonnen angewachsen war, unter folgenden
Bedingungen weiter auf eine Temperatur von mindestens 1700°C,
vorzugsweise auf mindestens 1750°C, erwärmt:
Vakuum-Unterdruck: von 26,6 KPa bis 53,2 KPa (200-400 Torr),
Durchflußrate des unten eingeblasenen Argon-Gases:
von 0,5-1,5 Nl/min · Tonne,
hinzugefügte Flußmittel: keine.
Vakuum-Unterdruck: von 26,6 KPa bis 53,2 KPa (200-400 Torr),
Durchflußrate des unten eingeblasenen Argon-Gases:
von 0,5-1,5 Nl/min · Tonne,
hinzugefügte Flußmittel: keine.
Eine Untersuchung des Kohlenstoff- und Nickelgehaltes in der
geschmolzenen Fe-Ni-Legierung in diesem Abschnitt führte
zum folgenden Resultat:
C (Gew.-%) |
Ni (Gew.-%) |
0,004 |
34,32 |
Das oben erwähnte Erwärmen der geschmolzenen Legierung nach
dem Schmelzen des Nickels enthob von der Notwendigkeit des
Erwärmens nach der Vollendung des Frischens mittels
der VOD-Einrichtungen (Vakuum-Sauerstoff-Entkohlungseinrichtungen)
im nächsten Schritt.
Danach wurde die Pfanne in die VOD-Einrichtungen verbracht,
wo die geschmolzene Fe-Ni-Legierung entkohlt wurde. Diese
Entkohlung der geschmolzenen Legierung umfaßt eine durch Einblasen
von Sauerstoff durch eine Aufblas-Lanze (top-blowing
lance) bewirkte Entkohlung (im folgenden als "Sauerstoff-
Einspeisungs-Entkohlung durch die Aufblas-Lanze" bezeichnet)
und eine Vakuum-Entkohlung unter vermindertem Druck.
Zuerst wurde die Sauerstoff-Einspeisungs-Entkohlung durch
die Aufblas-Lanze unter den folgenden Bedingungen ausgeführt:
Vakuum-Unterdruck: 13,3 KPa (100 Torr) oder darunter,
Durchflußrate des von unten eingeblasenen Argon-Gases:
von 1,0-2,0 Nl/min · Tonne,
Durchflußrate des aufgeblasenen Sauerstoff-Gases:
von 8-20 Nm³/min · Tonne,
Sauerstoff-Einspeisung: von 2-5 Nm³/Tonne,
Entfernung zwischen Lanze und Oberfläche der geschmolzenen Legierung: von 700-900 mm,
hinzugefügte Flußmittel: keine.
Vakuum-Unterdruck: 13,3 KPa (100 Torr) oder darunter,
Durchflußrate des von unten eingeblasenen Argon-Gases:
von 1,0-2,0 Nl/min · Tonne,
Durchflußrate des aufgeblasenen Sauerstoff-Gases:
von 8-20 Nm³/min · Tonne,
Sauerstoff-Einspeisung: von 2-5 Nm³/Tonne,
Entfernung zwischen Lanze und Oberfläche der geschmolzenen Legierung: von 700-900 mm,
hinzugefügte Flußmittel: keine.
Die resultierende, mit Sauerstoff angereicherte geschmolzene
Fe-Ni-Legierung wurde unter vermindertem Druck entkohlt, bis
der Kohlenstoffgehalt darin auf 0,005 Gew.-% oder weniger
durch Beschleunigen der Kohlenstoff-Sauerstoff-Reaktion
während des Rührens der geschmolzenen Legierung durch das
unten eingeblasene Argon-Gas vermindert war. Gegen Ende der
vorstehend genannten Sauerstoff-Einspeisungs-Entkohlung durch
die Aufblas-Lanze wurde die Pfanne wieder in die VOD-Einrichtung
verbracht, und Nickel wurde zu der geschmolzenen Legierung
hinzugefügt, um den Nickelgehalt in der geschmolzenen
Legierung fein einzuregulieren, und die Temperatur der geschmolzenen
Legierung wurde auf ungefähr 1750°C einreguliert.
In diesem Abschnitt hatte die geschmolzene Legierung den
folgenden Gehalt an Nickel, Kohlenstoff und Stickstoff:
Danach wurde die Vakuum-Entkohlung unter dem reduzierten
Druck unter den folgenden Bedingungen ausgeführt:
Vakuum-Unterdruck: 133 Pa (1 Torr) oder darunter,
Durchflußrate des unten eingeblasenen Argon-Gases:
von 1,5-2,5 Nl/min · Tonne,
hinzugefügte Flußmittel: keine,
Temperatur der geschmolzenen Legierung beim Beginn der Vakuum-Entkohlung: 1745°C.
Vakuum-Unterdruck: 133 Pa (1 Torr) oder darunter,
Durchflußrate des unten eingeblasenen Argon-Gases:
von 1,5-2,5 Nl/min · Tonne,
hinzugefügte Flußmittel: keine,
Temperatur der geschmolzenen Legierung beim Beginn der Vakuum-Entkohlung: 1745°C.
Im Ergebnis war es möglich, die geschmolzene Fe-Ni-Legierung
zu entkohlen, bis der Kohlenstoffgehalt darin auf 0,0009 Gew.-%
oder darunter abgenommen hatte.
Dann wurde die geschmolzene Fe-Ni-Legierung unter den folgenden
Bedingungen durch Reaktion zwischen der geschmolzenen
Legierung und der Schlacke desoxidiert, indem ein Desoxidierungsmittel,
wie etwa Aluminium, und ein Flußmittel zu
der geschmolzenen Legierung ebenfalls in den VOD-Einrichtungen
und unter starkem Rühren der geschmolzenen Legierung durch das unten
eingeblasene Argon-Gas hinzugefügt wurden (im folgenden als
"erfindungsgemäße Desoxidierungs-Methode" bezeichnet):
Vakuum-Unterdruck: 133 Pa (1 Torr) oder darunter,
Durchflußrate des unten eingeblasenen Argon-Gases:
von 0,5-2,5 Nl/min · Tonne,
Hinzufügung von Flußmittel und Desoxidierungsmittel (doppelt):
Erste Hinzufügung:
Zusammensetzung des Flußmittels:
Gebrannter Kalk: 30 kg/Tonne
Flußspat: 5 kg/Tonne
Zusammensetzung des Desoxidationsmittels:
Aluminium: 10 kg/Tonne
Ferrosilizium: 2 kg/Tonne
Zeitpunkt der Hinzufügung: unmittelbar vor dem Beginn des Desoxidations-Frischens.
Zweite Hinzufügung:
Zusammensetzung der Zusätze: Feineinstellungs-Agentien für die chemische Zusammensetzung der geschmolzenen Legierung,
Zeitpunkt der Hinzufügung: zur Mitte des Desoxidations- Frischens.
Vakuum-Unterdruck: 133 Pa (1 Torr) oder darunter,
Durchflußrate des unten eingeblasenen Argon-Gases:
von 0,5-2,5 Nl/min · Tonne,
Hinzufügung von Flußmittel und Desoxidierungsmittel (doppelt):
Erste Hinzufügung:
Zusammensetzung des Flußmittels:
Gebrannter Kalk: 30 kg/Tonne
Flußspat: 5 kg/Tonne
Zusammensetzung des Desoxidationsmittels:
Aluminium: 10 kg/Tonne
Ferrosilizium: 2 kg/Tonne
Zeitpunkt der Hinzufügung: unmittelbar vor dem Beginn des Desoxidations-Frischens.
Zweite Hinzufügung:
Zusammensetzung der Zusätze: Feineinstellungs-Agentien für die chemische Zusammensetzung der geschmolzenen Legierung,
Zeitpunkt der Hinzufügung: zur Mitte des Desoxidations- Frischens.
Der Gehalt an Silizium und löslichem Aluminium in der geschmolzenen
Fe-Ni-Legierung vor der Desoxidation der geschmolzenen
Legierung durch die Schlacke war wie folgt:
Si (Gew.-%) |
lösl. Al (Gew.-%) |
bis zu 0,4 |
von 0,002 bis 0,030 |
Die oben erwähnte CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke, die zur Reaktion
mit der geschmolzenen Legierung gebracht wurde, wies die
folgenden Einzelheiten auf:
(a) Chemische Zusammensetzung:
(b) Verhältnis von CaO/(CaO+Al₂O₃): 0,72.
(c) Gesamtgehalt an Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität
unter derjenigen von Silizium (d. h. T.Fe+
MnO+Cr₂O₃): 1,4 Gew.-%.
Das Ergebnis des vorstehend genannten Desoxidations-Frischens
der geschmolzenen Fe-Ni-Legierung in den VOD-Einrichtungen
war wie folgt:
Siliziumgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 0,1 bis 0,3 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des SiO₂ (aSiO₂): von 0,001-0,005,
Gehalt an löslichem Aluminium in der geschmolzenen Legierung: von 0,005-0,030 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des Al₂O₃ (aAl₂O₃): von 0,1-0,3,
geschätzte Konzentration von ins Gleichgewicht gebrachtem Sauerstoff: 1 ppm,
und
beobachteter T.Sauerstoff-Gehalt in der geschmolzenen Legierung: von 10-15 ppm.
Siliziumgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 0,1 bis 0,3 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des SiO₂ (aSiO₂): von 0,001-0,005,
Gehalt an löslichem Aluminium in der geschmolzenen Legierung: von 0,005-0,030 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des Al₂O₃ (aAl₂O₃): von 0,1-0,3,
geschätzte Konzentration von ins Gleichgewicht gebrachtem Sauerstoff: 1 ppm,
und
beobachteter T.Sauerstoff-Gehalt in der geschmolzenen Legierung: von 10-15 ppm.
Da die oben erwähnte Desoxidation der geschmolzenen Fe-Ni-Legierung
durch die Reaktion zwischen der geschmolzenen Legierung
und der Schlacke unter hohem Vakuum (high degree of
vacuum) ausgeführt wurde, während die geschmolzene Legierung
intensiv geschürt wurde, konnte darüber hinaus die Absorption
von Stickstoff durch die geschmolzene Legierung verhindert
werden.
Die oben genannte Desoxidation der geschmolzenen Fe-Ni-Legierung
mittels der Schlacke wurde ohne Anwendung einer Lichtbogen-
Beheizung ausgeführt, um so die Aufnahme von Kohlenstoff
zu verhindern.
In diesem Abschnitt hatte die geschmolzene Fe-Ni-Legierung
die folgende chemische Zusammensetzung:
Danach, nach der Beendigung der Behandlung in den VAD- und
VOD-Einrichtungen, wurde die geschmolzene Fe-Ni-Legierung
nach dem steigend gießenden Verfahren unter Benutzung einer
7-Tonnen- oder 5-Tonnen-Massekopfkokille unter den folgenden
Bedingungen in einen Rohblock gegossen:
(1) Temperatur des Gieß-Ausflusses: von 1490-1525°C
(2) Gießgeschwindigkeit: von 150-190 mm/min
(3) Verschlußbedingung: Der Raum zwischen dem Pfannenausguß und der Gießröhre war durch eine Abdeckung umgeben und Argon-Gas wurde mit einer Rate von 130 Nm³/h eingespeist.
(1) Temperatur des Gieß-Ausflusses: von 1490-1525°C
(2) Gießgeschwindigkeit: von 150-190 mm/min
(3) Verschlußbedingung: Der Raum zwischen dem Pfannenausguß und der Gießröhre war durch eine Abdeckung umgeben und Argon-Gas wurde mit einer Rate von 130 Nm³/h eingespeist.
Da der Gießfluß vollständig mit Argon-Gas gegenüber der Umgebungsluft
abgedichtet war, wurde die Sauerstoffkonzentration
innerhalb der Abdeckung nach dem Ablauf von 2 min vom
Beginn des Gießens an auf 0,1% gehalten. Im Ergebnis konnte folgerichtig
die Reoxidation der geschmolzenen Legierung oder die Absorption
von Stickstoff durch die geschmolzene Legierung
durch das Einfangen von Luft verhindert werden.
Die geschmolzene Legierung, von der aus dem vorstehend erwähnten
Gießfluß eine Probe entnommen wurde, hatte die folgende
chemische Zusammensetzung:
Zum Zweck der Untersuchung der Sauberkeit des so bereiteten
Legierungs-Rohblockes wurden die nichtmetallischen Einschlüsse
in dem Festkörper an einer Gießrinne des steigend gegossenen
Rohblockes durch ein Rasterelektronenmikroskop (REM)
analysiert. Die Ergebnisse sind in Tabelle II und Fig. 3
dargestellt.
Der Festkörper an der Gießrinne des steigend gegossenen
Rohblockes wies den folgenden Gehalt an löslichem Aluminium,
Stickstoff und Sauerstoff auf:
Wie aus Tabelle II und Fig. 3 klar hervorgeht, zeigte die
Zusammensetzung der nichtmetallischen Einschlüsse in den
Untersuchungsproben Nr. 1 bis 5 von dem festen Körper
an der Gießrinne des erfindungsgemäßen aus der Fe-Ni-
Legierung bestehenden Rohblockes Werte innerhalb eines
Bereiches eines Schmelzpunkts von mindestens 1600°C, wobei
der Bereich durch die Liquidus-Kurve bei 1600°C in dem
ternären CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm, wie es in Fig. 3
gezeigt wird, in allen Fällen bestimmt ist.
Dann wurde der so bereitete Rohblock bei einem Reduktionsgrad
von mindestens 70% und bei einer Temperatur innerhalb
eines Bereiches von 1150-1250°C vorgewalzt und dann aufeinanderfolgenden
Vorgängen unterworfen, darunter einer
Konditionierung der Brammenoberfläche, einem Warmwalz-Vorgang,
einem Entzunderungs-Vorgang, einem Kaltwalz-Vorgang, einem
Temperungsvorgang, einem Kaltwalz-Vorgang und einer Wärmebehandlung
zum Abbau von Eigenspannungen (stress relief heat
treatment), um Proben Nr. 1 und 2 des aus einer Fe-Ni-Legierung
bestehenden kaltgewalzten Stahlbleches einer Dicke
von 0,15 mm (im folgenden als "erfindungsgemäße Proben" bezeichnet)
zu bereiten.
Die erfindungsgemäßen Proben Nr. 1 und 2 wiesen den folgenden
Gehalt an Mangan, Silizium, Schwefel, Stickstoff und
Sauerstoff auf:
Darüberhinaus wurde die Verteilung von Mangan, Silizium,
Schwefel, Stickstoff und Sauerstoff an dem oberen und
unteren Ende der jeweiligen erfindungsgemäßen Proben
Nr. 1 und 2 untersucht. Das Ergebnis war wie folgt:
Das gezeigte Resultat offenbart, daß Mangan, Silizium,
Schwefel, Stickstoff und Sauerstoff in den erfindungsgemäßen
Proben Nr. 1 und 2 in einem praxisorientierten Sinne
sehr gleichmäßig verteilt sind.
Die erfindungsgemäßen Proben Nr. 1 und 2 hatten die
folgende chemische Zusammensetzung:
Dann wurden zu Vergleichszwecken Proben Nr. 3 und 4
des aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden kaltgewalzten Stahlbleches
mit einer Dicke von 0,15 mm außerhalb des Rahmens der
vorliegenden Erfindung, wie in Tabelle III-1 gezeigt, durch
denselben Prozeß wie in der vorstehend beschriebenen vorliegenden
Erfindung bereitet (im folgenden als "Vergleichsproben"
bezeichnet), außer daß das Desoxidations-Frischen
unter Gebrauch von Silizium und Mangan ohne Verwendung der
Schlacke, unter vermindertem Druck ausgeführt wurde (im
folgenden als "Vergleichs-Desoxidationsmethode Nr. 1"
bezeichnet).
Gemäß der Vergleichs-Desoxidationsmethode Nr. 1 wiesen die
nichtmetallischen Einschlüsse bei der Desoxidations-Veredelung
Oxide auf, die im wesentlichen aus Al₂O₃, MnO und SiO₂ bestanden
und eine Zusammensetzung innerhalb des Bereiches des
Spessartius - wie in Fig. 1 gezeigt - und einen niedrigen
Schmelzpunkt aufwiesen, und die eine hohe Verformbarkeit
beim Warmwalzen zeigten.
Das Ergebnis des obengenannten Desoxidations-Frischens
mit der Vergleichs-Desoxidationsmethode Nr. 1 war wie folgt:
Siliziumgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 0,1-0,3 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des SiO₂ (aSiO₂): von 0,1-0,2,
Gehalt an löslichem Aluminium in der geschmolzenen Legierung: von 0,0004-0,0020 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des Al₂O₃ (aAl₂O₃): von 0,15-0,25,
geschätzte Konzentration von ins Gleichgewicht gebrachtem Sauerstoff: von 10-15 ppm
und
beobachteter T.Sauerstoffgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 25-35 ppm.
Siliziumgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 0,1-0,3 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des SiO₂ (aSiO₂): von 0,1-0,2,
Gehalt an löslichem Aluminium in der geschmolzenen Legierung: von 0,0004-0,0020 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des Al₂O₃ (aAl₂O₃): von 0,15-0,25,
geschätzte Konzentration von ins Gleichgewicht gebrachtem Sauerstoff: von 10-15 ppm
und
beobachteter T.Sauerstoffgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 25-35 ppm.
Für Vergleichszwecke wurden darüberhinaus andere Proben
Nr. 5 und 6 des aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden
kaltgewalzten Stahlbleches außerhalb des Rahmens der vorliegenden
Erfindung mit einer Dicke von 0,15 mm durch denselben
Prozeß wie in der oben beschriebenen vorliegenden Erfindung
bereitet (im folgenden als "Vergleichsproben" bezeichnet),
außer daß das Desoxidations-Frischen unter Verwendung von
Aluminium unter einem reduzierten Druck durchgeführt wurde,
ohne die Schlacke zu verwenden (im folgenden als "Vergleichs-
Desoxidationsmethode Nr. 2" bezeichnet).
Bei der Vergleichs-Desoxidationsmethode Nr. 2 enthielten
die nichtmetallischen Einschlüsse beim Desoxidations-
Frischen Oxide, die wesentlich aus Al₂O₃ bestanden und die
einen hohen Schmelzpunkt aufwiesen und die eine geringe Umformbarkeit
beim Warmwalzen zeigten.
Das Ergebnis des obengenannten Desoxidations-Frischens in
dem Vergleichs-Desoxidationsverfahren Nr. 2 war wie folgt:
Siliziumgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 0,1-0,3 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des SiO₂ (aSiO₂): von 0,1-0,2,
Gehalt an löslichem Aluminium in der geschmolzenen Legierung: von 0,005-0,030 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des Al₂O₃ (aAl₂O₃): 1
geschätzte Konzentration an ins Gleichgewicht gebrachtem Sauerstoff: 3 ppm
und
beobachteter T.Sauerstoffgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 15-20 ppm.
Siliziumgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 0,1-0,3 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des SiO₂ (aSiO₂): von 0,1-0,2,
Gehalt an löslichem Aluminium in der geschmolzenen Legierung: von 0,005-0,030 Gew.-%,
geschätzte Aktivität des Al₂O₃ (aAl₂O₃): 1
geschätzte Konzentration an ins Gleichgewicht gebrachtem Sauerstoff: 3 ppm
und
beobachteter T.Sauerstoffgehalt in der geschmolzenen Legierung: von 15-20 ppm.
Wie aus Tabelle III-1 klar ersichtlich ist, war der Probengehalt
an T.Sauerstoff in den erfindungsgemäßen Proben Nr.
1 und 2 am niedrigsten, gefolgt von den Vergleichsproben
Nr. 5 und 6 und am höchsten in den Vergleichsproben Nr. 3
und 4.
Dies bedeutet, wie es aus Fig. 6 klar ersichtlich ist, daß in
dem erfindungsgemäßen Desoxidations-Verfahren die Konzentration
von ins Gleichgewicht gebrachtem Sauerstoff abnimmt und
daß die Entfernung von suspendierten Einschlüssen durch
die Absorption durch die Schlacke den Gehalt an T.Sauerstoff
vermindert, verglichen mit den Vergleichs-Desoxidationsverfahren
Nr. 1 und 2.
Dann wurde in jeder der so bereiteten erfindungsgemäßen Proben
Nr. 1 und 2 und in den Vergleichsproben Nr. 3 und 6
jeweils eine Fläche von 60 mm² in einer Schnittfläche der
Probendicke durch ein 800fach vergrößerndes Mikroskop beobachtet,
um die Breite und die Länge der in dieser Fläche
vorhandenen nichtmetallischen Einschlüsse zu messen. Bei
dieser Beobachtung wurden die nichtmetallischen Einschlüsse
wie folgt gemäß der Gestalt und Größe klassifiziert, und die
Anzahl der vorhandenen nichtmetallischen Einschlüsse pro
mm² wurde gezählt:
- (a) Nichtmetallische Einschlüsse mit einem Verhältnis von Länge/Breite von bis zu 3 (im folgenden als "sphärische nichtmetallische Einschlüsse" bezeichnet) und
- (b) nichtmetallische Einschlüsse mit einem Verhältnis von Länge/Breite von über 3 (im folgenden als "langgestreckte nichtmetallische Einschlüsse" bezeichnet).
Das Ergebnis dieser Beobachtung wird in Tabelle III-2 gezeigt.
Wie in Tabelle III-2 gezeigt wird, betrug die Anzahl der
nichtmetallischen Einschlüsse in der erfindungsgemäßen
Probe der Nr. 1 wie folgt:
Anzahl der sphärischen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 8
Breite von 3 bis unter 6 µm: 1
Anzahl der langgestreckten bzw. linearen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 1
Breite von 3 µm oder mehr: keine.
Anzahl der sphärischen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 8
Breite von 3 bis unter 6 µm: 1
Anzahl der langgestreckten bzw. linearen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 1
Breite von 3 µm oder mehr: keine.
Dies offenbart, daß die nichtmetallischen Einschlüsse in
der erfindungsgemäßen Probe Nr. 1 größtenteils sphärisch
mit einer Breite von bis zu 3 µm sind, und somit hatten die
nichtmetallischen Einschlüsse eine sehr kleine Teilchengröße.
Dies war ebenso bei der erfindungsgemäßen Probe Nr. 2
der Fall.
Auf der anderen Seite war die Anzahl der nichtmetallischen
Einschlüsse in der Vergleichsprobe Nr. 3 wie folgt:
Anzahl der sphärischen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 8
Breite von 3 bis unter 6 µm: 1
Anzahl der langgestreckten bzw. linearen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 20
Breite von 3 µm oder darüber: 8.
Anzahl der sphärischen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 8
Breite von 3 bis unter 6 µm: 1
Anzahl der langgestreckten bzw. linearen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 20
Breite von 3 µm oder darüber: 8.
Dies offenbart, daß es in der Vergleichsprobe Nr. 3 zahlreiche
langgestreckte bzw. lineare nichtmetallische Einschlüsse
gab, und somit, daß die nichtmetallischen Einschlüsse
eine große Teilchengröße aufwiesen. Dies war ebenso
bei der Vergleichsprobe Nr. 4 der Fall.
Die Anzahl der nichtmetallischen Einschlüsse in der Vergleichsprobe
Nr. 6 war wie folgt:
Anzahl der sphärischen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 11
Breite von 3 bis unter 6 µm: 6
Breite von 6 bis unter 14 µm: 1
Anzahl der langgestreckten bzw. linearen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 1
Breite von 3 µm oder darüber: keine.
Anzahl der sphärischen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 11
Breite von 3 bis unter 6 µm: 6
Breite von 6 bis unter 14 µm: 1
Anzahl der langgestreckten bzw. linearen nichtmetallischen Einschlüsse:
Breite unter 3 µm: 1
Breite von 3 µm oder darüber: keine.
Genauer gesagt, in der Vergleichsprobe Nr. 6 gab es mehr
sphärische nichtmetallische Einschlüsse als in den erfindungsgemäßen
Proben mit den Nr. 1 und 2. Dies war ebenso
bei der Vergleichsprobe Nr. 5 der Fall.
Alle Vergleichsproben Nr. 3 bis 6 hatten zahlreiche
nichtmetallische Einschlüsse und/oder hatten nichtmetallische
Einschlüsse mit einer großen Teilchengröße, die somit
die Lochätzfähigkeit des aus der Fe-Ni-Legierung bestehenden
kaltgewalzten Stahlbleches beeinträchtigten. In den erfindungsgemäßen
Proben Nr. 1 und 2 waren die nichtmetallischen
Einschlüsse im Gegensatz dazu seltener, und ihre Teilchengröße
war kleiner, somit resultierend in einer hervorragenden
Lochätzfähigkeit des aus einer Fe-Ni-Legierung bestehenden
kaltgewalzten Stahlbleches.
Dann wurde eine Lochätzung eines Durchmessers von 135-280 µm
tatsächlich an den obengenannten erfindungsgemäßen Proben
Nr. 1 und 2 und an den Vergleichsproben Nr. 3 bis
6 ausgeführt, und das Ergebnis wurde analysiert.
Als ein Ergebnis der mikroskopischen Beobachtung der der Lochätzung
unterworfenen Proben konnten Lochätz-Fehler bzw.
-Defekte in vier Typen (A), (B), (C) und (D) wie in Fig. 8
dargestellt, klassifiziert werden. Das Ergebnis ist ebenso
in Tabelle III-2 dargestellt.
Die erfindungsgemäße Probe Nr. 1 ergab ein Verhältnis der Beanstandungsvorfälle
bzw. eine Ausschußrate beim Ätzlochen von Null. Es war klar,
daß die erfindungsgemäße Probe Nr. 1 aufgrund der kleinen Anzahl
nichtmetallischer Einschlüsse und ihrer kleinen Teilchengröße
- wie oben beschrieben - eine hervorragende Ätzlochfähigkeit
aufwies. In der erfindungsgemäßen Probe Nr. 2
war, obwohl Fehler bzw. Defekte der Typen (C) und (D) auftraten,
die Ausschußrate beim Ätzlochen
sehr klein, und es war deutlich, daß diese Probe eine
hervorragende Lochätzfähigkeit aufwies.
Andererseits war in der Vergleichsprobe Nr. 3 das Verhältnis
der Beanstandungsvorfälle beim Lochätzen wie folgt:
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (A): 0,04%
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (B): 0,03%
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (C): 2,35% und
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (D): 2,54%.
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (A): 0,04%
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (B): 0,03%
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (C): 2,35% und
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (D): 2,54%.
Wie aus der obenstehenden Beschreibung evident ist, zeigte
die Vergleichsprobe Nr. 3 ein hohes Verhältnis der Beanstandungsvorfälle
beim Lochätzen. Es war somit klar, daß infolge
der großen Anzahl langgestreckter bzw. linearer
nichtmetallischer Einschlüsse - wie oben beschrieben - die
Vergleichsprobe Nr. 3 eine schlechte Lochätzfähigkeit aufwies.
Dies war ebenfalls bei der Vergleichsprobe Nr. 4 der
Fall.
Darüber hinaus war bei der Vergleichsprobe Nr. 6 das Verhältnis
der Beanstandungsvorfälle beim Lochätzen wie folgt:
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (A): 0,15%
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (B): 0,05%
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (C): 0,82% und
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (D): 0,01%.
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (A): 0,15%
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (B): 0,05%
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (C): 0,82% und
Verhältnis der Beanstandungsvorfälle des Typs (D): 0,01%.
Wie aus der obigen Beschreibung deutlich wird, war das Verhältnis
der Beanstandungsvorfälle beim Lochätzen bei der
Vergleichsprobe Nr. 6 hoch im Vergleich zu den erfindungsgemäßen
Proben Nr. 1 und 2. Es war deutlich, daß
infolge der großen Anzahl sphärischer nichtmetallischer
Einschlüsse - wie oben beschrieben - die Vergleichsprobe Nr. 6
eine schlechte Lochätzfähigkeit aufwies. Dies war ebenso bei
der Vergleichsprobe Nr. 5 der Fall.
Gemäß der vorliegenden Erfindung, wie sie vorstehend im
Detail beschrieben ist, ist es möglich, ein aus einer
Fe-Ni-Legierung bestehendes kaltgewalztes Stahlblech hervorragender
Sauberkeit und Lochätzfähigkeit vorzusehen, das
als Material für eine Lochmaske eines hochauflösenden Fernsehgerätes
verwendbar ist, ohne einen durch das Lochätzen
entstandenen Defekt zu haben, und das einen kleinen thermischen
Ausdehnungskoeffizienten aufweist, und ein Verfahren
zu dessen Herstellung, somit industriell nutzbare Wirkungen
verschaffend.
Claims (6)
1. Aus einer Fe-Ni-Legierung bestehendes kaltgewalztes
Stahlblech hervorragender Sauberkeit und Lochätzfähigkeit,
im wesentlichen bestehend aus
Nickel: von 30 bis 45 Gew.-%,
Mangan: von 0,1 bis 1,0 Gew.-%,
Aluminium: von 0,003 bis 0,030 Gew.-%
und
zum Rest Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen, wobei die jeweiligen Gehalte an Silizium, Chrom, Kohlenstoff, Stickstoff, Schwefel, Phosphor, Sauerstoff und nicht-metallischen Einschlüssen in Form der erschmelzungsbedingten Verunreinigungen folgende sind:
bis zu 0,4 Gew.-% Silizium,
bis zu 0,1 Gew.-% Chrom,
bis zu 0,005 Gew.-% Kohlenstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Stickstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Schwefel,
bis zu 0,010 Gew.-% Phosphor,
bis zu 0,002 Gew.-% Sauerstoff
und
bis zu 0,002 Gew.-% - ausgedrückt als Sauerstoff - an nicht-metallischen Einschlüssen;und wobei die nicht-metallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung einer Teilchengröße bis zu 6 µm in einem Bereich eines Schmelzpunkts von mindestens 1600°C, der durch die Liquidus-Kurve bei 1600°C in dem ternären CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm festgelegt ist, und mit CaO, Al₂O₃ und/oder MgO aufweisen.
Mangan: von 0,1 bis 1,0 Gew.-%,
Aluminium: von 0,003 bis 0,030 Gew.-%
und
zum Rest Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen, wobei die jeweiligen Gehalte an Silizium, Chrom, Kohlenstoff, Stickstoff, Schwefel, Phosphor, Sauerstoff und nicht-metallischen Einschlüssen in Form der erschmelzungsbedingten Verunreinigungen folgende sind:
bis zu 0,4 Gew.-% Silizium,
bis zu 0,1 Gew.-% Chrom,
bis zu 0,005 Gew.-% Kohlenstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Stickstoff,
bis zu 0,005 Gew.-% Schwefel,
bis zu 0,010 Gew.-% Phosphor,
bis zu 0,002 Gew.-% Sauerstoff
und
bis zu 0,002 Gew.-% - ausgedrückt als Sauerstoff - an nicht-metallischen Einschlüssen;und wobei die nicht-metallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung einer Teilchengröße bis zu 6 µm in einem Bereich eines Schmelzpunkts von mindestens 1600°C, der durch die Liquidus-Kurve bei 1600°C in dem ternären CaO-Al₂O₃-MgO-Phasendiagramm festgelegt ist, und mit CaO, Al₂O₃ und/oder MgO aufweisen.
2. Verfahren zur Herstellung eines aus einer Fe-Ni-Legierung
kaltgewalzten Stahlblechs hervorragender Sauberkeit und
Lochätzfähigkeit durch
Bereitstellen einer einer Entphosphorung und Entkohlung unterworfenen erschmolzenen Fe-Ni-Legierung mit Nickel in einer Menge im Bereich von 30 bis 45 Gew.-%;
Zugabe von Aluminium zu der derart bereitgestellten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in einer Pfanne aus einem MgO-CaO-Feuerfestmaterial mit CaO in einer Menge im Bereich von 20 bis 40 Gew.-%;
Reagierenlassen der mit dem Aluminium versetzten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in der Pfanne mit einer CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke mit: CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt;
MgO: bis zu 25 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%
und
Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%,zur Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni-Legierung;
Gießen der desoxidierten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung zu einem Block und
Vorwalzen, Warmwalzen und Kaltwalzen des Blocks zur Herstellung eines aus der Fe-Ni-Legierung kaltgewalzten Blechs mit nicht-metallischen Einschlüssen einer Teilchengröße bis zu 6 µm in einer Gesamtmenge - ausgedrückt als in Sauerstoff - von bis zu 0,002 Gew.-%.
Bereitstellen einer einer Entphosphorung und Entkohlung unterworfenen erschmolzenen Fe-Ni-Legierung mit Nickel in einer Menge im Bereich von 30 bis 45 Gew.-%;
Zugabe von Aluminium zu der derart bereitgestellten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in einer Pfanne aus einem MgO-CaO-Feuerfestmaterial mit CaO in einer Menge im Bereich von 20 bis 40 Gew.-%;
Reagierenlassen der mit dem Aluminium versetzten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in der Pfanne mit einer CaO-Al₂O₃-MgO-Schlacke mit: CaO und Al₂O₃: mindestens 57 Gew.-%, wobei das Verhältnis CaO/(CaO+Al₂O₃) mindestens 0,45 beträgt;
MgO: bis zu 25 Gew.-%;
SiO₂: bis zu 15 Gew.-%
und
Oxiden von Metallen einer Sauerstoffaffinität unter derjenigen von Silizium: insgesamt bis zu 3 Gew.-%,zur Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni-Legierung;
Gießen der desoxidierten erschmolzenen Fe-Ni-Legierung zu einem Block und
Vorwalzen, Warmwalzen und Kaltwalzen des Blocks zur Herstellung eines aus der Fe-Ni-Legierung kaltgewalzten Blechs mit nicht-metallischen Einschlüssen einer Teilchengröße bis zu 6 µm in einer Gesamtmenge - ausgedrückt als in Sauerstoff - von bis zu 0,002 Gew.-%.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß
die Gesamtmenge an den Metalloxiden in der Schlacke
bis zu 1,5 Gew.-% beträgt.
4. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß
zur Bereitstellung der erschmolzenen Fe-Ni-Legierung
erschmolzener Stahl in einem Konverter gefeint und der
erschmolzene Stahl in der unter einen Unterdruck von
bis zu 79,99 kPa (600 Torr) gesetzten Pfanne einer
Entphosphorungsbehandlung unterzogen, mit erschmolzenem
Nickel versetzt und einer Entkohlungsbehandlung unterworfen
wird.
5. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß
die Desoxidation der erschmolzenen Fe-Ni-Legierung in
der unter einen Unterdruck von bis zu 133,3 Pa (1 Torr)
gesetzten Pfanne durchgeführt wird.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 5, dadurch
gekennzeichnet, daß der Block mit einem Reduktionsgrad
von mindestens 70% und bei einer Temperatur im Bereich
von 1150 bis 1250°C vorgewalzt wird.
Applications Claiming Priority (1)
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