Technisches Gebiet Die Erfindung betrifft einen Einsatzstahl gemäss dem Oberbegriff des Anspruchs 1 sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Einsatzstahls.

Stand der Technik Einsatzstähle sind niedriglegierte Edelstahle mit verhältnismässig geringem Kohlenstoffgehalt, die zum Aufkohlen oder Carbonitrieren und anschliessenden Härten vorgesehen sind. Solche Stähle weisen nach dieser Behandlung eine Randschicht mit hoher Härte und einen zähen Kern auf.

Für das Aufkohlen muss der Einsatzstahl über längere Zeit bei einer Temperatur über 9000C gehalten werden. Unter diesen Bedingungen findet unerwünschtes Austenitkornwachstum statt. Die Neigung zu solchem Kornwachstum wird bei den bekannten Einsatzstählen verringert, indem diese Stähle mit Aluminium legiert werden (typisch >0.02% Aluminium). Aluminium bildet im Stahlherstel- lungs- und Verarbeitungsprozess Ausscheidungen (Nitride), die das Kornwachs¬ tum hemmen. Bei Einsatzstählen, die bei noch höheren Temperaturen einsatz¬ gehärtet werden sollen, wird zusätzlich zum Aluminium auch Niob und/oder Titan zulegiert.

Der Ersatz von Aluminium durch Niob oder Titan ist in Laborstudien nur wenig untersucht worden. Im Einzelfall konnte Aluminium durch Niob ersetzt werden, wobei eine tiefe Walzendtemperatur notwendig war, um eine ausreichend feine Verteilung von Ausscheidungen zu erzeugen.

Titan führt im Gegensatz zu Aluminium zu grosseren Ausscheidungen oder zu einer geringen Teilchendichte, was den Ersatz von Aluminium durch Titan als unvorteilhaft erscheinen lässt. Ein gattungsgemässer aluminiumreicher Einsatzstahl und ein Verfahren zu des¬ sen Herstellung sind in EP O 933 440 A1 beschrieben. Dieser enthält 0.015 bis 0.04 Gew.-% Aluminium, 0.005 bis 0.04 Gew.-% Niob und einen niedrigen Sau¬ erstoffgehalt von <25 ppm.

Aluminium hat jedoch in der Stahlherstellung gravierende Nachteile. Schon in der Schmelze bilden sich sehr stabile, harte AI2O3-Einschlüsse. In der Stahlher¬ stellung führen diese Einschlüsse zu Giessproblemen (Anbacken und unkontrol¬ liertes Loslösen von Einschlüssen an feuerfesten Komponenten: sog. "Clogging- Problem"). Dieses Problem wird verringert, indem bei der Stahlherstellung gerin¬ ge Mengen an Kalzium zugegeben werden. Kalzium verbindet sich mit den AI2O3-Einschlüssen zu sog. Kalziumaluminaten. Dabei handelt es sich um ver¬ gleichsweise weichere Einschlüsse, die beim Vergiessen des Stahls weniger Probleme machen.

Des Weiteren reagiert Kalzium mit Schwefel zu CaS. Es ist deshalb empfeh¬ lenswert, den Schwefelgehalt bei aluminiumdesoxidierten Stählen so tief wie möglich zu halten. Um die Zerspanbarkeit von Einsatzstählen zu verbessern, wird jedoch bevorzugt möglichst viel Schwefel zulegiert. Dieses Ziel steht im Konflikt mit der Vermeidung der zuvor beschriebenen Giessprobleme in Anwe¬ senheit von Schwefel. Im Sinne eines Kompromisses wird deshalb der Schwe¬ felgehalt in der Regel auf maximal 0.04 Gew.-% eingestellt.

Eine weitere Möglichkeit, um die Zerspanbarkeit bei Einsatzstählen zu verbes¬ sern, ist eine sogenannte "Kalziumbehandlung auf verbesserte Zerspanbarkeit". Dazu werden Schmelzen mit sehr hohem Anteil an Al2θ3-Einschlüssen erzeugt. Diese werden dann mit entsprechenden Mengen an Kalzium (typisch 20 bis 40 ppm) behandelt. Es entstehen Kalziumaluminate, die während der Zerspanung mit titanhaltigen Hartmetallwerkzeugen chemisch mit dem Werkzeug reagieren. Die so auf dem Werkzeug entstehende Oxidschicht schützt das Werkzeug ge¬ gen Verschleiss. Die mit Kalzium auf verbesserte Zerspanbarkeit behandelten Stähle zeichnen sich allerdings durch einen schlechten oxidischen Reinheitsgrad aus.

Die Zerspanbarkeit von Einsatzstählen kann weiter durch die Zulegierung toxi¬ scher Additive wie Blei oder Wismut, verbessert werden. Aus Umweltaspekten ist jedoch die Verwendung dieser Elemente unerwünscht.

Darstellung der Erfindung Aufgabe der Erfindung ist es, einen verbesserten Einsatzstahl bereitzustellen, mit dem insbesondere die obigen Nachteile vermieden werden. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung eines Ein¬ satzstahls anzugeben.

Gelöst werden diese Aufgaben durch den im Anspruch 1 definierten Einsatzstahl sowie das im Anspruch 11 definierte Herstellverfahren.

Die nachfolgenden Gehaltsangaben in Prozent (%) bzw. in Teilen pro Million ("parts per million, ppm") beziehen sich - sofern nicht ausdrücklich anders ange¬ geben - auf Gewichtsanteile.

Der erfindungsgemässe Einsatzstahl weist einen Gewichtsanteil von 0.14 bis 0.23% Kohlenstoff, 0.2 bis 0.4% Silizium, 0.6 bis 1.7% Mangan, bis zu 0.035% Phosphor, bis zu 1.5% Nickel, 0.7 bis 1.7% Chrom, bis zu 0.5% Molybdän, bis zu 0.04% Titan, 0.01 bis 0.02% Stickstoff und 0.02 bis 0.06% Niob sowie weitere stahlübliche Beimengungen auf. Dadurch, dass der erfindungsgemässe Einsatz¬ stahl einen Sauerstoffgehalt von 40 bis 70 ppm und einen Aluminiumgehalt von weniger als 45 ppm aufweist, ergeben sich im Vergleich zu den bekannten alu¬ miniumlegierten Einsatzstählen eine deutlich verbesserte Zerspanbarkeit, ohne dass die bekannten mechanisch-technologischen Eigenschaften dieser Stähle negativ beeinflusst werden. Im Gegensatz zu den kristallinen AI2O3-reichen Einschlüssen eines aluminiumle¬ gierten Einsatzstahls mit > 0.01 % Aluminium enthält der erfindungsgemässe Einsatzstahl glasartige, nicht-kristalline Silikateinschlüsse, welche zu keinen Problemen beim Vergiessen der Schmelze führen. Dies ermöglicht eine kontrol- liertere Prozessführung beim Stranggiessen. In der zerspanenden Bearbeitung sind die Silikateinschlüsse im Gegensatz zu den harten abrasiven AI2O3-reichen Einschlüssen unschädlich und unter gewissen Bedingungen (bei hohen Zerspa¬ nungstemperaturen) sogar schmierend.

Die guten Eigenschaften von nicht-kristallinen Silikatausscheidungen werden bei anderen nicht-aluminiumlegierten Stahlen wie Federstählen oder Automaten¬ stählen bereits gezielt genutzt. Bei den Federstählen steht die Verbesserung der Ermüdungseigenschaften im Vordergrund, während bei den Automatenstählen die verbesserte Zerspanbarkeit wichtig ist. Die bekannten einschlussmodifizier- ten Automatenstähle weisen deutlich höhere Sauerstoffgehalte (>70 ppm) auf als die hier beschriebene Einsatzstähle. Auch das anteilsmässige Verhältnis zwi¬ schen niedrigschmelzenden Oxiden der sekundären Desoxidation (vom Typ MnO- SiO2 -AI2O3) und Ca-behandelten Oxidausscheidungen der primären De¬ soxidation (vom Typ CaO-SiO2 -AI2O3) ist bei den Automatenstähle anders.

Überraschenderweise wurde nun gefunden, dass die erfindungsgemässen Einsatzstähle trotz der vergleichsweise tiefen Sauerstoffgehalte von 40 - 70 ppm und der geringen Anzahl Einschlüsse der sekundären Desoxidation (ca. 20 ppm) deutlich besser zerspanbar sind als bestehende Einsatzstähle.

Des Weiteren werden die erwähnten Feder- und Automatenstähle im Gegensatz zu den hier beschriebenen Einsatzstählen keiner mehrstündigen Wärmebehand¬ lung über 9000C unterzogen, so dass in diesen, bekannten Anwendungsfällen kein ausgeprägtes Austenitkornwachstum zu erwarten ist. Bei den Einsatzstäh¬ len ist dies anders. Beim Einsatzstahl müssen vor dem Einsatzhärten Karbid¬ oder Nitridausscheidungen vorliegen, die das Austenitkornwachstum unterdrü- cken. Auf Aluminium kann nicht ersatzlos verzichtet werden. Beim erfindungs- gemässen Einsatzstahl wird Aluminium durch 0.02 bis 0.06 Gew.-% Niob ersetzt. Vorzugsweise liegt der Gewichtsanteil von Niob bei 0.04 bis 0.06 Gew.-%. Damit Aluminium erfolgreich durch Niob ersetzt werden kann, müssen feine Nb-haltige Ausscheidungen in ausreichender Anzahl erzeugt werden. Dazu ist bei der Warmumformung des Stahls eine entsprechende Prozessführung zu wählen. Der erfindungsgemäss hergestellte Einsatzstahl weist einen Volumenanteil Nb- haltiger Ausscheidungen mit einem mittleren Teilchendurchmesser < 100 nm von > 100 ppm auf.

In EP 1 312 689 A1 ist ein aluminiumarmer Stahl zur Verwendung für Maschi¬ nenbauteile beschrieben. Dieser enthält < 90 ppm Aluminium und 10 bis 100 ppm Sauerstoff sowie verschiedene oxidische Einschlüsse mit der Zusammen¬ setzung CaO - AI2O3 - SiO2 - TiO2. Im Gegensatz zur vorliegenden Erfindung ist dieser Stahl nicht austenitkomstabilisiert und deshalb nicht für eine Wärmebe¬ handlung wie die Einsatzhärtung geeignet.

Das erfindungsgemässe Verfahren bezieht sich auf die Herstellung eines Ein¬ satzstahls, der nicht-kristalline oxidische Einschlüsse mit 20 bis 50% CaO, 35 bis 65% SiO2 und weniger als 25% Al2θ3 enthält, wobei man:

a) in einer flüssigen Stahlschmelze mit einem Gewichtsanteil von 0.14 bis 0.23% Kohlenstoff, 0.2 bis 0.4% Silizium, 0.6 bis 1.7% Mangan, bis zu 0.035% Phosphor, bis zu 1.5% Nickel, 0.7 bis 1.7% Chrom, bis zu 0.5% Molybdän, 0.02 bis 0.06% Niob, bis zu 0.04% Titan und 0.01 bis 0.02% Stickstoff sowie weiteren stahlüblichen Beimengungen bei 16000C eine Sauerstoffaktivität von mindestens 15 ppm einstellt;

b) eine metallurgische Schmelzbehandlung mit einer Schlacke durchführt, deren Zusammensetzung folgende relative Gewichtsanteile aufweist: 25 bis 50% CaO, 25 bis 50% SiO2, < 15% AI2O3 sowie ein Verhältnis CaO / SiO2 < 1.1 , um in der,Schmelze einen gelösten Aluminiumgehalt von < 5ppm ein¬ zustellen und um vorliegende oxidische Einschlüsse zu konditionieren;

c) Kalzium zulegiert, um die oxidischen Einschlüsse in einen glasartigen, nicht-kristallinen Zustand zu bringen;

d) die Schmelze unter Vermeidung von Reoxidationsreaktionen abkühlt.

Mit diesem Verfahren werden die bekannten Herstellprobleme bei aluminiumle¬ gierten Einsatzstählen vermieden.

Die Zugabe von mindestens 0.2 Gew.-% Silizium gewährleistet die Entstehung von nicht-kristallinen Oxideinschlüssen in der Stahlherstellung. Höhere Silizium¬ gehalte verzögern die Karbidbildung, was sich negativ auf die geforderten Nb- haltigen Ausscheidungen auswirkt. Des Weiteren ist es wünschenswert, eine möglichst hohe Sauerstoffaktivität im flüssigen Stahlbad zu erreichen. Dieser gelöste Sauerstoffgehalt scheidet sich während der Erstarrung des Stahls in Form von sehr niedrigschmelzenden Oxiden (Oxide der „sekundären Oxidation") aus, was die Zerspanbarkeit des Stahls weiter verbessert. Aus den genannten Gründen wird der Siliziumgehalt auf 0.4 Gew.-% begrenzt.

Die Zugabe von Mangan dient einerseits der Desoxidation der Stahlschmelze (Si-Mn-Desoxidation) andrerseits der Einstellung von mechanisch-technolo¬ gischen Eigenschaften wie Festigkeit und Härtbarkeit. Ein Mindestgehalt von 0.6 Gew.-% ist für Einsatzstähle üblich. Mangan verzögert das Umwandlungsverhal¬ ten und neigt zur Seigerung. Da bei zu hohem Mangangehalt lokal mit uner¬ wünschten Martensitanteilen gerechnet werden muss, sollte der Mangangehalt höchstens 1.7 Gew-% betragen. Vorzugsweise wird ein Mangangehalt von bis zu 1.5 Gew-%, insbesondere von bis zu zu 1.4 Gew-% eingesetzt.

Phosphor ist ein Stahlschädling. Es sammelt sich an den Austenitkorngrenzen an und verschlechtert dadurch die Zähigkeit und die Ermüdungseigenschaften. Aus diesem Grund wird der Phoshorgehalt auf 0.035 Gew.-% begrenzt. Nickel stabilisiert den Austenit, so dass der Austenitzerfall zu tieferen Tempera¬ turen verschoben wird. Dies führt zu einem feineren Gefüge und verbessert die Kaltzähigkeit des Stahls. Des Weiteren verbessert Nickel die Härtbarkeit des Stahls. Bei Einsatzstählen ist ein Nickelgehalt bis 1.5 Gew.-% üblich.

Durch Zugabe von Chrom wird die Härtbarkeit des Stahl im gewünschten Be¬ reich eingestellt. Weiter verbessert Chrom die Verschleissbeständigkeit von einsatzgehärteten Teilen. Ein zu hoher Chromgehalt verschlechtert das Kaltum¬ formvermögen. Der angegebene Chromgehalt von 0.7 bis 1.7 Gew-% ist typisch für Einsatzstähle.

Molybdän verbessert die Anlassbeständigkeit, das Verschleissverhalten nach Einsatzhärten und die Härtbarkeit. Aus Wirtschaftlichkeitsüberlegungen wird Molybdän sparsam eingesetzt und ist bei Einsatzstählen auf 0.5 Gew-% be¬ grenzt.

Titan bildet Ti(CN)-Ausscheidungen. Diese entstehen bei hohen Temperaturen und neigen zu Vergröberung. Aus diesem Grund wird Titan auf 0.04 % begrenzt. Mit Titan allein lässt sich keine ausreichende Ausscheidungsdichte erzeugen, damit Grobkornbildung beim Einsatzhärten vermieden werden kann.

Die Zugabe von Niob führt zur Bildung von Nb(CN)-Ausscheidungen. Falls diese klein genug sind und in ausreichender Anzahl vorliegen, kann Grobkornbildung beim Einsatzhärten unterdrückt werden. Damit genügend Ausscheidungen ge¬ bildet werden können, muss mindestens 0.02 Gew.-% Niob zulegiert werden. Die Zugabe von Niob allein garantiert noch keine wirkungsvolle Verteilung der Auscheidungen. Der Kohlenstoff- und Stickstoffgehalt, die Temperaturführung und die Warmumformung sind so auf einander abzustimmen, dass ein Volumen¬ anteil von Nb-haltigen Ausscheidungen mit einem mittleren Teilchendurchmes- ser < 100 nm von > 100 ppm resultiert. Durch die Absenkung der Walzendtem¬ peratur beim konventionellen Warmwalzen wird in der Regel eine feinere Aus¬ scheidungsverteilung erreicht.

Da die Nb(CN)-Ausscheidungen schon bei hohen Temperaturen entstehen (ab ca. 13000C) wirken sie sich nachteilig auf das Giessverhalten dieser Stähle aus. Der Niobgehalt wird deshalb auf 0.06% begrenzt.

Damit Nb(CN) entstehen können, muss Stickstoff vorhanden sein. Der freie (nicht in Nb(CN)-gebundener) Stickstoff ist ein Stahlschädling und führt zur Ver- sprödung. Der optimale Stickstoffgehalt hängt vom Niob- und Titangehalt ab. Unter 0.01 Gew.-% bilden sich zu wenig Ausscheidungen, oberhalb von 0.02 Gew.-% liegt auf jeden Fall ein Überschuss an Stickstoff vor.

Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen definiert.

Der im Anspruch 2 definierte bevorzugte Einsatzstahl enthält oxidische Ein¬ schlüsse mit folgenden relativen Gewichtsanteilen: 20 bis 50% CaO, 35 bis 65% SiO2 und weniger als 25% AI2O3.

Weiterhin ist es vorteilhaft, wenn gemäss Anspruch 3 der Mangangehalt 0.6 bis 1.5 Gew.-%, insbesondere 0.6 bis 1.4 Gew.-% beträgt und gemäss Anspruch 4 der Niobgehalt 0.04 bis 0.06 Gew.-% beträgt.

Die Zerspanbarkeit des erfindungsgemäss hergestellten Einsatzstahls verbes¬ sert sich bereits ohne zusätzliche Zugabe von Schwefel. Dies ermöglicht die Einstellung von sehr tiefen Schwefelgehalte (<50ppm), was bei sehr hohen An¬ forderungen an das Ermüdungsverhalten des Stahlbauteils vorteilhaft ist.

Falls die Anforderung an Ermüdungseigenschaften weniger hoch sind, kann dem erfindungsgemäss hergestellten Einsatzstahl aufgrund des tiefen Aluminiumge¬ halts jedoch auch mehr Schwefel zulegiert werden als bei den bekannten Ein¬ satzstählen. Gemäss Anspruch 5 beträgt der Schwefelgehalt 0.02 bis 0.2 Gew.- %. Dadurch lassen sich die Zerspanungseigenschaften (Spanbrüchigkeit, Werk¬ zeugstandzeit) nochmals deutlich verbessern. Der optimale Schwefelgehalt hängt von den verlangten mechanisch-technologischen Eigenschaften wie Kerb¬ schlagzähigkeit und Wechselfestigkeit ab. Bei einem Schwefelgehalt von 0.12 bis 0.17 Gew.-% wird eine optimale Zerspanbarkeit erwartet, ohne dass sich die mechanisch-technologische Eigenschaften in wärmebehandelten Zustand deut¬ lich verschlechternDie Zugabe von 0.05 bis 0.3 Gew.-% Blei gemäss Anspruch 6 oder von 0.05 bis 0.3 Gew.-% Wismut gemäss Anspruch 7 führt zu einer Ver- sprödung des Stahls im Temperaturbereich 200-6000C ("liquid metal embrittle- ment"). Abhängig von den Zerspanungsparametern kann diese Temperatur im Zerspanungsprozess erreicht werden. Unter diesen Bedingungen ist mit einem erleichterten Spanbruch zu rechnen. Des Weiteren wird für die tiefschmelzenden Elemente Blei und Wismut eine schmierende Wirkung im Zerspanungsprozess erwartet.

Durch die Zugabe von Kalzium gemäss Anspruch 8 wird die gewünschte Zusam¬ mensetzung der Oxideinschlüsse leichter erreicht. Der Einsatzstahl enthält dann typischerweise 5 bis 10 ppm Kalzium. Durch die Zugabe von grosseren Mengen Kalzium werden die Sulfide modifiziert (es entstehen grosse Sulfide mit geringe¬ rer Plastizität), was sich vorteilhaft auf die Spanbrüchigkeit auswirkt. Da sich Kal¬ zium wegen der Bildung von CaS negativ auf die Vergiessbarkeit der Schmelze auswirkt, muss der Kalziumgehalt auf 50 ppm begrenzt werden.

Über die Bildung von tiefschmelzenden Phasen kann die Zerspanbarkeit ähnlich wie durch die Zugabe von Blei oder Wismut verbessert werden. Hierzu kann ge¬ mäss Anspruch 9 bzw. 10 der Einsatzstahl mit 5 bis 400 Gew.-ppm Tellur oder Selen legiert werden. Diese Elemente gehen mit Mangan oder, falls vorhanden, mit Blei Verbindungen ein, die Schmelzpunkte unter 2000C aufweisen ("liquid metal embrittlement"). Aufgrund der ähnlichen Kristallstruktur wirken Mangantel- lurid bzw. -selenid als Keimlinge für die Sulfidbildung. Die entstehenden Sulfide sind dann grösser und begünstigen den Spanbruch.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen Ausführungsbeispiele der Erfindung werden nachfolgend unter Bezugnahme auf die Zeichnung, welche ein ternäres Phasendiagramm CaO-Al2θ3-Siθ2 zeigt, näher beschrieben.

Wege zur Ausführung der Erfindung Um die erforderlichen niedrigen Aluminiumgehalte einzuhalten, sind geeignete metallurgische Massnahmen zu treffen: Es sind aluminiumarme Legierungsmittel zu verwenden; die eingesetzten metallurgischen Gefässe (z.B. die Pfannen) dür¬ fen nicht mit Aluminium kontaminiert sein, und es ist eine Pfannenschlacke zu wählen, die AI2O3 aus der Schmelze aufnehmen kann. Durch die angegebenen Silizium- und Aluminiumgehalte werden dann in der Stahlschmelze Desoxidati- onsprodukte mit folgender chemischer Zusammensetzung erzeugt: CaO = 20 bis 50%, SiO2 = 35 bis 65% und AI2O3 < 25% (auf 100% normiert). Im ternären Pha¬ sendiagramm der Figur ist dieser Bereich mit einer sechseckförmigen Umran¬ dung angezeigt und mit "glasartige Oxide" markiert.

Für die erfolgreiche Ausführung der Erfindung ist es entscheidend, dass die in der Stahlherstellung erzeugten oxidischen Ausscheidungen nicht-kristallin bzw. glasartig sind und einen möglichst tiefen Erweichungspunkt bzw. tiefe Viskosität aufweisen. Im vorliegenden Fall wird dies dadurch erreicht, dass Einschlüsse vom Typ Pseudowollastonit erzeugt werden.

Damit die richtige Einschlusszusammensetzung erhalten wird, müssen die Pro¬ duktionsparameter in engen Grenzen eingestellt werden. Die fünf wichtigsten Schritte für die Ausführung der Erfindung sind: A. Vermeidung einer Aluminiumaufnahme im Stahlbad wie sie z.B. durch die Verwendung von aluminiumhaltigen Legierungsmitteln möglich ist;

B. Vermeidung einer Sauerstoffaufnahme im Stahlbad wie sie z.B. durch un¬ genügenden Schutz gegenüber der Luft oder durch eine unkontrollierte Schlackenführung möglich ist;

C. Kontrollierte Einstellung des gelösten Aluminiumgehalts und der Sauer¬ stoffaktivität in der Stahlschmelze über das Schlacken-Schmelze-Gleich¬ gewicht;

D. Kalziumbehandlung zur Modifizierung der in der Stahlschmelze vorliegen¬ den Oxideinschlüsse; und

E. Erzeugung einer feinen Verteilung von Niobausscheidungen.

Während der metallurgischen Behandlung der Stahlschmelze soll die Schmelze im thermodynamischen Gleichgewicht mit der Schlacke stehen. Die vorherr¬ schende Desoxidation ist die Siliziumdesoxidation. Zur Überwachung des Pro¬ zesses ist es empfehlenswert, thermodynamische Simulationsprogramme einzu¬ setzen.

Sobald sich die Schmelze im thermodynamischen Gleichgewichtszustand befin¬ det, kann eine Kalziumbehandlung durchgeführt werden. Die Menge der Kalzi¬ umzugabe richtet sich nach dem Sauerstoffgehalt. Falls dem Stahl Schwefel zulegiert wird, ist es empfehlenswert, diesen nach der Kalziumbehandlung zu¬ zugeben, da sonst ein Teil des Kalziums CaS bilden wird.

Beispiel Nachfolgend ist die Herstellung eines erfindungsgemässen Einsatzstahls vom Typ 16MnCrS5 in einem Elektrostahlwerk beschrieben: 1. Elektroofen Nach dem Aufschmelzen des Schrotts und der Schmelzenbehandlung wird bei 1650°C die folgende chemische Zusammensetzung der Schmelze erreicht:

C = 0.048% Si = 0.002% Mn = 0.113% S = 0.028% Ni = 0.099% Cr = 0.098% a[O] = 457 ppm

Im vorliegenden Beispiel werden während des Abgiessens der Schmelze in das Pfannengefäss bereits Schlackenbildner und Legierungselemente zugegeben. Falls mit einer grossen Menge an Mitlaufschlacke zu rechnen ist, sollte die Schlacke nach dem Abstechen abgezogen und eine klar definierte Pfannen¬ schlacke aufgebracht werden.

Bei der 75-Tonnen Schmelze werden während des Abstichs 700 kg synthetische Schlacke, FeCr, FeMn und SiMn zugegeben. Die erforderlichen Mengen an SiMn und FeMn hängen dabei von der Menge an Mitlaufschlacke und vom dar¬ aus resultierenden Si- Ausbringen und Mn-Ausbringen ab. Sie errechnen sich aus einer einfachen Massenbilanz.

2. Pfannenbehandluna Die Schmelze kommt mit folgender chemischen Zusammensetzung an der Pfannenbehandlungsstation an:

C = 0.17% Si = 0.2% Mn = 1.4% S = 0.011 % Ni = 0.097% Cr = 1.0% N = 120 ppm a[O] = 30 ppm

Bevor eine sinnvolle Schmelzenbehandlung gestartet werden kann, muss die Schmelze durch Spülen homogenisiert werden und die Temperaturverluste müs¬ sen wieder ausgeglichen sein. Die Schlacke sollte mit der Schmelze im thermo- dynamischen Gleichgewicht stehen. Der FeO-Gehalt der Schlacke sollte < 2.5% sein und die Sauerstoffaktivität der Schmelze sollte konstant sein.

Falls der FeO-Gehalt der Schlacke > 2.5% beträgt, kann die Schlacke durch Zugabe von CaC2 ausreduziert werden.

Die Abdeckschlacke wird durch Zugabe der synthetischen Schlacke und unter Berücksichtigung der Desoxidationsreaktionen beim Abstechen der Schmelze so eingestellt, dass folgende relative Gewichtsanteile vorliegen:

Die so eingestellten Randbedingungen führen im thermodynamischen Gleichge¬ wichtszustand zu einem gelösten AI-Gehalt in der Schmelze von 2 ppm und zu den gewünschten oxidischen Einschlüssen vom Typ Pseudowollastonit mit der Zusammensetzung CaO = 45%, AI2O3 = 15% und SiO2 = 40%. Diese chemische Zusammensetzung liegt am SiO2-entfernten Rand des vorgegebenen Zielgebiets im ternären Phasendiagramm. Da nicht alle Ausscheidungen bis ins Gleichge- wicht kommen, werden viele Einschlüsse näher zur Siθ2-Ecke liegen (da Si- Desoxidation vorherrscht).

Niob wird während der Pfannenbehandlung zulegiert (auf 0.05 Gew.-%). Die Feinkornstabilität des Einsatzstahls wird durch die Zugabe von Niob nur gewähr¬ leistet, falls eine feine Verteilung von Nb(CN)-Ausscheidungen erzeugt wird. Damit eine feine Verteilung von Niobausscheidungen nach dem Walzprozess vorliegen kann, soll der Stickstoffgehalt nicht unter 100 ppm liegen. Falls dieser Wert durch die Prozessführung unterschritten wird, muss aufgestickt werden.

Falls a[O] stabil und FeO<2.5% sind und keine Legierungskorrekturen mehr not¬ wendig sind, kann Kalzium zugegeben werden. Im Beispiel wird Kalzium in Form von CaSi-Fülldraht zulegiert. Der Ca-Gehalt der Schmelze beträgt 7 ppm. Nach der CaSi-Zugabe wird die Schmelze mehrere Minuten gespült (zur Homo¬ genisierung). Anschliessend wird die gewünschte Menge an Schwefel zugege¬ ben (im Beispiel 0.06 Gew.-%).

3. Strange/Jessen Die Schmelze geht mit 1575 0C zum Stranggiessen. Entscheidend für die Pro¬ zessführung sind die Sauerstoffaktivität und die Gehalte der desoxidierenden Elemente Si (= 0.2%), Algeiöst (= 2 ppm) und Mn (= 1.4%) in der Stahlschmelze. Diese wurden während der Schmelzenbehandlung eingestellt, so dass beim Stranggiessen keine spezifischen Veränderungen vom Standardprozess erfol¬ gen

Der in der Schmelze gelöste Restsauerstoff (im Beispiel a[O] = 30 ppm) wird während der Erstarrung ausgeschieden. Die entstehenden Einschlüsse sind vom Typ Rhodonit / Spessartit. Diese Oxide sind wie die Einschlüsse vom Typ Pseu- dowollastonit glasartig und wirken in der zerspanende Bearbeitung schmierend. 4. Warmwalzen Ein 35 mm Stabstahl wird mit einer Endwalztemperatur von 880-9500C thermo- mechanisch gewalzt. Der Stab wird im Temperaturbereich von 800-6000C mit einer Kühlrate von 0.2-1 K/s an Luft abgekühlt. Während der Abkühlung schei¬ nen sich die gewünschten Nb(CN)-Teilchen aus. Für die Austenitkornstabilisie- rung sind vor allem die Teilchen mit einem mittleren Durchmesser < 100 nm von Bedeutung. Für den erfindungsgemäss hergestellten Einsatzstahl muss der Volumenanteil dieser Teilchen grösser als 100 ppm sein.