Publikation ansehen - Cleaner Production Germany

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Inhaltsverzeichnis
Danksagung
Kurzfassung
1 Forschungsthema
1
2 Einleitung und Zielsetzung
2
3 Verschleiß feuerfesten Materials in der Stahlerzeugung
4
4 Durchführung
5
4.1 Stoffauswahl und theoretische Grundlagen
5
4.1.1 Auswahl Feuerfestmaterial und Schlacke
5
4.1.2 Infiltration
5
4.1.3 Sättigungskonzentration der eingesetzten Schlacke
8
4.1.4 Bestimmung der Schmelzeigenschaften
8
4.2 Untersuchung des Schmelzenangriffs
9
4.2.1 Statischer Tiegeltest (STT)
9
4.2.2 Induktionsofentest (IOT)
10
4.3 Thermomechanik
11
4.3.1 „Work-of-Fracture“-Test
13
4.3.2 Risswiderstandsverhalten (R-Kurven)
15
4.3.3 Aufbau der Keilspaltmethode
16
4.3.4 Ergebnisse
17
5 Numerische Simulation
20
5.1 FEM-Simulationen
21
5.1.1 Simulation Stahlgießpfanne
22
5.1.1.1 Set up Stahlgießpfanne
22
5.1.1.2 Ergebnisse Stahlgießpfanne
23
2
5.1.2 Simulation Konverter
24
5.1.2.1 Set up Konverter
24
5.1.2.2 Ergebnisse Konverter
25
5.2 Beurteilung des Risswiderstands mit Hilfe der R-Kurven
27
5.3 Bewertung der Ergebnisse anhand des Spannungsgrenzwertes σkrit
28
5.3.1 Stahlgießpfanne
28
5.3.2
29
Konverter
5.4 Korrosionsmodell
29
5.4.1 Set up Korrosionsmodell
29
5.4.2 Ergebnisse Korrosionsmodell
30
6 Zusammenfassung und Ausblick
31
7 Notwendigkeit der Zuwendung
33
8 Veröffentlichung
34
Literaturverzeichnis
35
Anhang der Tabellen und Abbildungen
3
Danksagung
Das vorliegende Forschungsvorhaben wurde durch den Forschungsgemeinschaft Feuerfest
e.V. (Bonn), die VDEh - Betriebsforschungsinstitut GmbH (Düsseldorf) und den FEhS Institut für Baustoff-Forschung e.V. (Duisburg) durchgeführt und aus Mitteln des
Bundesministeriums für Bildung und Forschung über den Deutsche Zentrum für Luft- und
Raumfahrt e.V. unter dem Aktenzeichen 01RI0613 A, B, C gefördert, wofür wir danken.
Weiterer Dank geht an die Herren Dr.-Ing. M. Weinberg (Hüttenwerke Krupp Mannesmann
GmbH, Duisburg) und Herrn Dr.-Ing. habil. H. Jansen (Refratechnik Steel GmbH,
Düsseldorf) für die intensive und fruchtbare Zusammenarbeit.
4
Kurzfassung
Ziel des geplanten Forschungsvorhabens war es, die bislang nur unter Einzelaspekten
beschriebenen Zusammenhänge des Verschleißverhaltens feuerfester Materialien gegenüber
Schlacken und anderen Schmelzen zu erarbeiten. Daraus sollten Optimierungsvorschläge zur
Verlängerung der Nutzungsdauer der Feuerfest-Materialien und zur nachhaltigen Einsparung
von Rohstoffen entwickelt und schließlich betrieblich erprobt werden.
Dazu wurde ein Simulationsmodell entwickelt, was auf komplexe feuerfeste Konstruktionen
in schmelzmetallurgischen Gefäßen (Konverter, Stahlgießpfanne) unter Berücksichtigung des
Verschleißverhaltens von Feuerfest-Material anwendbar ist. Das entwickelte Simulationsmodell zeigt Schwachstellen der feuerfesten Zustellung auf und schafft somit eine werkstoffund verfahrenstechnische Optimierungsgrundlage. Die betriebliche Praxis und Erfahrung wird
zuverlässig abgebildet. Es kann weiters beliebig modifiziert (Fallstudien) und auf
Feuerfestanwendungen mit anderen Materialien, Geometrien und Betriebsfahrweisen
angewendet werden.
Seitens des industriellen Projektpartners Hüttenwerke Krupp Mannesmann GmbH (Duisburg)
resultierten die vorliegenden Ergebnisse in einer Umgestaltung der Pfannengeometrie - mit
anfänglichen Rückschlägen, jedoch gegenwärtig großem Erfolg. Der Reparaturaufwand
wurde minimiert, die Betriebsicherheit und Anlagenverfügbarkeit deutlich erhöht.
Seitens des industriellen Projektpartners Refratechnik Steel GmbH (Düsseldorf) resultierten
die vorliegenden Ergebnisse in einer Optimierung des eingesetzten Feuerfest-Materials
(MgO-C). Diese gegenwärtig schon marktreife Werkstoffentwicklung und -optimierung
lieferte bei einigen Stahlerzeugern bereits Standzeitverlängerungen bzw. Haltbarkeitssteigerungen der feuerfesten Zustellung von bis zu 20 %.
Das Ziel des Vorhabens wurde erreicht.
5
1 Forschungsthema
„Verbesserung des Verschleißverhaltens feuerfesten Materials gegenüber Schlacken und
anderen Schmelzen“
1
2 Einleitung und Zielsetzung
Feuerfeste Materialien bilden in nahezu allen Bereichen des gesellschaftlichen Lebens die
Grundvoraussetzung für die Herstellung zivilisatorischer Produkte und für die Wahrung der
Lebensqualität. Sie finden sich in so unterschiedlichen Bereichen wie der Stahl- und
Metallerzeugung oder der Glasherstellung als auch in den Feuerungsanlagen der Kraftwerke
und den Feuerungsräumen von Müllverbrennungsanlagen sowie in den Brennöfen der
Zement- und Kalkindustrie, die alle auf die Verfügbarkeit geeigneter Feuerfest-Materialien
angewiesen sind. Langlebige und störungsunanfällige Feuerfest-Materialien haben insofern
eine hohe gesellschaftliche Relevanz, auch wenn dies im gesellschaftlichen Bewusstsein nicht
verankert ist.
Beispielsweise werden bei der Stahlherstellung rund 10 kg Feuerfest-Material für die
Produktion einer Tonne Stahl verbraucht [1]. Dabei entfallen etwa 46 % der Feuerfestkosten
auf die Zustellung der Pfannen. Die Lebensdauer der feuerfesten Pfannenzustellung beträgt
lediglich etwa 1 bis 3 Wochen. Ursache ist der hohe Verschleiß des Feuerfest-Materials bei
der sekundärmetallurgischen Behandlung des Rohstahls. Zur Beschleunigung der Reaktionen
zwischen Rohstahl und Schlacke wird weit ab vom chemischen Gleichgewicht unter
Anwendung hoher Strömungsgeschwindigkeiten gearbeitet. Neben den ohnehin hohen
Behandlungstemperaturen von bis zu 1780°C erzwingen die kurzen Behandlungssequenzen
rasch
aufeinander
folgende
und
extrem
hohe
Temperaturschwankungen.
Die
Pfannenausmauerung ist daher einem extremen Verschleiß durch chemische Auflösung,
Erosion und thermomechanische Beanspruchung ausgesetzt [1].
Ziel des Vorhabens ist es daher, die bislang nur unter Einzelaspekten beschriebenen
Zusammenhänge des Verschleißverhaltens feuerfester Materialien zu erarbeiten und daraus
Optimierungsvorschläge zur Verlängerung der Nutzungsdauer der Feuerfest-Materialien in
der Stahlherstellung zu entwickeln und betrieblich zu erproben. Feuerfest-Materialien sollen
noch gezielter dem praktischen Einsatz angepasst werden. Die effiziente Nutzung der
Feuerfest-Materialien trägt zu einer wirtschaftlicheren Gestaltung der Stahlherstellung bei
und forciert gleichzeitig eine nachhaltige Nutzung der zu ihrer Herstellung erforderlichen
Rohstoffe.
Als industrielle Projektpartner fungieren die Hüttenwerke Krupp Mannesmann GmbH
(Duisburg), die Refratechnik Steel GmbH (Düsseldorf) sowie beratend tätig die PaHaGe
2
GmbH & Co. KG Feuerfeste Erzeugnisse (Viersen). Die Glaswerke Schott AG (Mainz)
schied aufgrund der Umstellung des Feuerfestkonzeptes (teilweise Zustellung chemisch
extrem beanspruchter Glaswannenbereiche mit Refraktärmetallen) unmittelbar nach Beginn
der Projektlaufzeit als industrieller Projektpartner aus. Auch ist anzuführen, dass die
Haltbarkeiten der feuerfesten Zustellung von kontinuierlich betriebenen Glaswannen aufgrund
der fast ausschließlich chemischen Beanspruchung, welche gut beherrscht wird, mehrere
Jahre betragen.
3
3 Verschleiß feuerfesten Materials in der Stahlerzeugung
Der Verschleiß feuerfester Materialien wird üblicherweise in die Mechanismen
•
chemische Auflösung [2],
•
Erosion [3] und
•
thermomechanisches Versagen [4]
unterteilt, da sich diese unterschiedlichen Vorgänge einzeln relativ gut beschreiben lassen.
Die Infiltration der offenen Poren des feuerfesten Materials ist in vielen Verschleißprozessen
ein gemeinsamer Vorgang. Darüber hinaus treibt die Infiltration den Verschleiß am stärksten
voran, da
•
die chemische Auflösung auch „innen“ erfolgt,
•
das Gefüge (der Kornverbund) sich lockert und große Körner heraus fallen können, wobei
dieser Erosionsvorgang durch hohe Strömungsgeschwindigkeiten gefördert wird,
•
die infiltrierte und nach dem Entleeren des Aggregats erstarrte Schmelze völlig andere
thermomechanische Eigenschaften als das umliegende Gefüge des Feuerfest-Materials
hat, so dass es im betrieblichen Einsatz zum Abplatzen größerer Bereiche infiltrierten
Materials kommen kann.
Dem Stand der Technik entsprechend, werden überwiegend kohlenstoffgebundene
Magnesiacarbonsteine (MgO-C) in den Behandlungsaggregaten wie Konverter und Pfanne
(Schlackenzone) eingesetzt.
Durch die Kohlenstoffkomponente (Graphit) wird eine
verlangsamte chemische Auflösung des oxidischen Bestandteils (MgO) in die Schlacke, eine
gute Temperaturwechselbeständigkeit sowie eine schlechte Benetzbarkeit durch die Schlacke
und folglich eine geringe Schlackeninfiltration ins Gefüge (Infiltrationstiefe < 3 mm)
gewährleistet.
Nachteilig ist die Oxidation des Graphits oberhalb 600°C in Luft, wodurch das Gefüge seine
Bindung verliert und widerstandslos korrodiert und schließlich erodiert wird.
4
4 Durchführung
4.1 Stoffauswahl und theoretische Grundlagen
4.1.1 Auswahl Feuerfestmaterial und Schlacke
Tabelle 1 entnimmt man die chemische Zusammensetzung, die Dichte und die offene
Porosität der im Vorhaben ausgewählten Feuerfest-Materialien (Hersteller: Refratechnik Steel
GmbH). Die Materialien sind stellvertretend für bestimmte Verfahrensschritte:
•
MgO-C Konverter und Stahlgießpfanne
•
MgO·Cr2O3 RH-Anlage (Vakuumbehandlung)
•
MgO Vorläufer des MgO-C, heute praktisch nicht mehr in der Stahlherstellung
eingesetzt
Tabelle 2 entnimmt man die chemische Zusammensetzung und aus dem FEhS-Modell
berechneten Viskositäts-Temperatur-Verlaufe der im Vorhaben ausgewählten Schlacken
(LDS = Konverterschlacke (Linz-Donawitz-Verfahren), GPS = Gießpfannenschlacke, RHS =
Entgasungs- bzw. Vakuumbehandlungsschlacke (Ruhrstahl-Heraeus-Verfahren)).
4.1.2 Infiltration
Die Benetzung der oxidischen Feuerfestoberfläche (MgO) und folglich die Infiltration der
feuerfesten Kapillarität mit Schlacke sind aufgrund der Tatsache, dass der sich am
Dreiphasenkontakt einstellende Benetzungswinkel θ < 90° beträgt, stets gegeben. Die
maximale
Infiltrationstiefe
der
Schlacke
ins
Gefügeinnere,
ist
durch
die
Erstarrungstemperatur der Schlacke im vorhandenen Temperaturgradienten begrenzt.
Feuerfeste Werkstoffe mit benetzungshemmenden Gefügebestandteilen wie z. Bsp. Graphit
(θ > 90°) stellen Ausnahmen dar und werden hingegen nur wenige mm tief mit Schlacke
infiltriert.
Nimmt man vereinfachend an, dass keine chemische Wechselwirkungen und ein
unmittelbares thermisches Gleichgewicht zwischen infiltrierender Schlacke und feuerfestem
5
Material an jeder Stelle vorliegen, kann die horizontale Geschwindigkeit, mit der flüssige
Schlacke der Oberflächenspannung σ, dem Benetzungswinkel θ und der Viskosität η in die
Poren des konstanten, mittleren Durchmessers d eindringt, nach Hagen-Poiseuille abgeschätzt
werden.
Die in der Zeit t [s] beobachtete Infiltrationstiefe ist x [m]. Die Porosität ε [-] erfordert die
Berücksichtigung eines empirisch bestimmbaren Labyrinthfaktors λ [-] [5], um den
tatsächlich zurückgelegten Weg l [m] der Schlacke zu berechnen:
λ=
x
= 1,84 ⋅ ε − 0,3 [-] .
l
(1)
Die Strömungsgeschwindigkeit der Schlacke in den Poren ist
dl d ⋅ σ ⋅ cos θ
=
[m/s].
dt
8 ⋅η ⋅ l
(2)
Bezogen auf ihre Eindringtiefe x folgt mit (1) der Ausdruck
dx
d ⋅ σ ⋅ cos θ
= λ2
[m/s].
dt
8 ⋅η ⋅ x
(3)
Trennung der Variablen und Integration führt auf
 d ⋅ σ ⋅ cosθ 
x = λ ⋅ 
⋅ t 
4 ⋅η


0, 5
[m]
(4)
als beobachtete Infiltrationstiefe.
Dieses Ergebnis gilt nur für eine isotherme FF-Zustellung. Praktisch liegt ein
Temperaturgradient vor. An der Phasengrenze x = 0 ist die Temperatur T0. Mit wachsendem
Abstand fällt sie im feuerfesten Material linear ab:
dT/dx = gradT = const. < 0 [°C/m].
(5)
Für die ortsabhängige Temperatur T an der Stelle x ist
T = T0 + gradT ⋅ x [°C].
(6)
Die sich daraus ergebende, ortsabhängige Viskosität η [g/(cm·s) = 0,1Pa·s] kann in
Anlehnung an das temperaturabhängige Viskositätsverhalten von Gläsern durch die von
Vogel-Fulcher-Tammann (VFT) eingeführte Gleichung
6


B
 A +

1
η = ⋅ 10 (T0 − gradT ⋅ x ) −TK  [Pa·s]
10
(7)
beschrieben werden. Die Konstanten A, B und TK sind bei Kenntnis von 3 zusammen
gehörenden
Viskosität-Temperatur-Werten
durch
ein
bestimmtes
Gleichungssystem
berechenbar [6].
Mit wachsendem Abstand von der Phasengrenze steigt η auf Werte > 103,3 Pa·s an, was
näherungsweise dem mittels Erhitzungsmikroskop bestimmten Fliesspunkt der Schlacke
entspricht [7]. Für endliche metallurgische Behandlungszeiten bedeutet dies, dass die
Strömung vernachlässigbar klein wird.
Durch Einsetzen von (7) in (3) und Trennung der Variablen folgt
∫ x ⋅ 10

B
 A +
(T0 + gradT ⋅ x ) − TK




dx =
λ2 ⋅ d ⋅ σ ⋅ cosθ
8
⋅ ∫ dt
(8)
(8) kann numerisch (z. Bsp. mit Mathcad) gelöst werden. Es ergeben sich prinzipiell 2
Möglichkeiten die Lösung von (8) anzuwenden:
1. Die geometrische Infiltrationstiefe x ist bekannt. Dann lässt sich die Zeit t berechnen,
welche die Schlacke benötigt um so tief einzudringen.
2. Über die Viskosität η [Pa·s] wird, wie oben angedeutet, eine Annahme getroffen, ab
welchem Wert die Strömung vernachlässigbar klein wird. Dann lässt sich die
geometrische Infiltrationstiefe x [m] aus folgender Gleichung (Vergleich (7))
berechnen:
B
− (T0 − TK )
logη − ( A − 1)
x = λ ⋅l =
[m].
gradT
7
(9)
4.1.3 Sättigungskonzentration der eingesetzten Schlacke
Treibende Kraft für die chemische Auflösung ist die Differenz zwischen Sättigungskonzentration CS und aktueller Konzentration C0 der die Auflösung bestimmenden
Komponente des Feuerfest-Materials.
Die Berechnung der Sättigungskonzentration CS an MgO bzw. Cr2O3 der ausgewählten
Schlacken erfolgt mittels FactSage. Tabelle 3 gibt die Ergebnisse wieder.
Wie ersichtlich liegt im Fall der Gießpfannenschlacke (GPS) und der Vakuumbehandlungsschlacke (RHS) eine Übersättigung an MgO vor. Im Fall der Konverterschlacke (LDS) beträgt
die Differenz ∆C ca. 3,7 Gew.-%. Für die Durchführung von Korrosionsprüfungen im Labor
bedeutet dies, dass mit einem durchweg geringen chemischen Verschleiß der hoch MgOhaltigen Feuerfestqualitäten (MgO-C und MgO) gerechnet werden kann.
Für den Fall, dass sich das Feuerfestmaterial auf Basis MgO·Cr2O3 auflöst, wird die
Doppelsättigung an MgO und Cr2O3 in der Schlacke berechnet. Die MgO-Sättigung wird
hierdurch geringfügig erhöht, dennoch sind die sich einstellenden Konzentrationsdifferenzen
klein (LDS = 4,4 Gew.-%; GPS = 1,3 Gew.-%).
Verschleißbestimmende Komponente ist demnach Cr2O3. Die Konzentrationdifferenzen
betragen für LDS = 5,2 Gew.-% und GPS = 7,7 Gew.-%. Es ist daher zu erwarten, dass das
Feuerfest-Material auf Basis MgO·Cr2O3 einem vergleichsweise höheren chemischen
Verschleiß unterliegt. Im Falle der Vakuumbehandlungsschlacke (RHS) ist bei allen 3
Feuerfestqualitäten mit dem niedrigsten chemischen Verschleiß zu rechnen.
4.1.4 Bestimmung der Schmelzeigenschaften
Im Erhitzungsmikroskop wurde nach DIN 51730 das Schmelzverhalten der Schlacken und
das Benetzungsverhalten gegenüber dem Feuerfest-Material untersucht. Die Probekörper
(Presslinge)
wurden
jeweils
durch
Verpressen
der
aufgemahlenen,
verschiedenen
Schlackentypen hergestellt. Plättchen aus Feuerfest-Material wurden durch Verpressen von
Bohrstaub, gewonnen aus der Tiegelherstellung für den statischen Tiegeltest, dargestellt. Dies
hat den Vorteil, dass das ursprüngliche, stark heterogen aufgebaute Feuerfest-Material keine
signifikante Beeinträchtigung des Ergebnisses bewirkt.
8
In den Abbildung 1 sind exemplarisch einige Versuchsergebnisse aus den Untersuchungen
im Erhitzungsmikroskop dargestellt. Wie ersichtlich, erweicht bzw. erschmilzt LDS erst ab
einer Temperatur > 1580°C. Die Probekörper liegen bei 1580°C würfelförmig, d.h. fest, vor,
die Feuerfest-Materialien werden folglich nicht benetzt. GPS und RHS zeigen deutlich
niedrige Erweichungstemperaturen TE von 1276°C bzw. 1386°C. MgO-C wird im Vergleich
zu den rein oxidisch aufgebauten Werkstoffen erwartungsgemäß deutlich schlechter benetzt.
Es ist weiters zu erwarten, dass die Werkstoffe MgO und MgO·Cr2O3 stark infiltriert und
vergleichsweise einem höheren Verschleiß in den Laborkorrosionprüfungen unterliegen.
4.2 Untersuchung des Schmelzenangriffs
4.2.1 Statischer Tiegeltest (STT)
Beim Tiegeltest handelt es sich um ein einfaches, statisches Verfahren unter isothermen
Randbedingungen.
Aus dem zu prüfenden Werkstoff wird ein Tiegel mit der Abmessung 150x100x110 mm
herausgesägt und mit einer Bohrung von 50 mm Durchmesser und einer Tiefe von 80 mm
versehen.
Der Tiegel wird mit der Betriebschlacke befüllt und mittels eines Deckels aus dem
Tiegelwerkstoff abgedeckt. Die Auslagerung erfolgt bei Einsatztemperatur (1650°C) im
Tammannofen und umfasst eine Haltedauer von 60 bzw. 120 min.
Abbildung 2 zeigt hierzu schematisch einige mögliche Erscheinungsbilder, welche immer
systemspezifisch sind. Von keiner bzw. geringer Reaktion bis hin zur vollständigen
Zerstörung des Tiegels ist alles möglich.
Die nach dem Abkühlen vorliegende Schlacke wird chemisch und mineralogisch untersucht.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 kompakt zusammengefasst.
Im Fall der rein oxidischen Werkstoffe MgO und MgO·Cr2O3 infiltrieren die Schlacken
erheblich und zum Teil so stark, dass keine Schlacke im Tiegel verbleibt. MgO-C zeigt
erwartungsgemäß keine signifikante Infiltration (< 1 mm).
Ein Abgleich der berechneten Sättigungskonzentration an MgO mit der Post-Mortem-Analyse
zeigt eine gute Übereinstimmung (z. Bsp. Vergleich Versuche FF 3 und 4 aus Tabelle 2 mit
Tabelle 3). Durch die Zugabe von Flussspat (CaF2) zur Gießpfannenschlacke wird die
9
Sättigungskonzentration an MgO erwartungsgemäß erhöht (siehe Versuche FF 1, 2 und 10 in
Tabelle 2 und Tabelle 3).
Zusammenfassend kann gesagt werden, dass der statische Tiegeltest und dessen analytische
Auswertung gut geeignet ist, die grundlegenden Wechselwirkungen zwischen Schlacke und
Feuerfest-Material zu beschreiben. Jedoch kann hieraus keine in ein Simulationsmodell
sinnvoll implementierbare Eingangsgröße gewonnen werden.
4.2.2 Induktionsofentest (IOT)
Beim Induktionsofentest handelt es sich um ein dynamisches Korrosionsprüfverfahren mit
Temperaturgradienten des Feuerfest-Materials. Dabei bringen magnetische Wechselfelder das
in einem feuerfesten Tiegel platzierte Metall zum Schmelzen und halten es flüssig.
Kennzeichnend sind die gegeneinander gerichteten Konvektionsrollen, welche das Metall
stetig turbulent durchmischen.
Das Magnetfeld wirkt am Kreisumfang der Tiegelwand radial nach innen gerichtet auf die
Schmelze. Dadurch wird die Schmelze „zusammengedrückt“ und es entsteht eine
kuppelförmige Badüberhöhung. Die daraus resultierende, mittlere Geschwindigkeit des
Metalls beträgt im vorliegenden Fall ca. 0,45 m/s [8][9], was mit den in der Praxis
auftretenden Strömungsgeschwindigkeiten (Spülgasbehandlung) vergleichbar ist. Unmittelbar
an der Grenzfläche entspricht die Strömungsgeschwindigkeit der flüssigen Schlacke der des
flüssigen Metalls. Im Dreiphasenkontakt erfolgt daher ein zum Teil erheblicher Angriff des
Feuerfest-Materials durch Marangoni-Konvektion und durch die turbulent bewegte Schlacke.
Aus dem zu prüfenden Werkstoff werden insgesamt 8 trapezförmige Segmente mit einer
Länge von 250 mm und 25 mm Dicke herausgeschnitten. Diese werden zu einem 8-Eck
zusammengesetzt und in einen kippbaren Induktionsofen eingebaut.
Die Versuchsdurchführung gestaltet sich wie folgt:
•
Aufschmelzen von ca. 15 kg Einsatzstahl (Tabelle 4) und Aufheizen auf
Einsatztemperatur (T =1650°C) unter Schutzgasatmosphäre (Ar/H2 – 95/5)
•
Aufgabe von 750 g Betriebsschlacke, welche stündlich abgezogen und insgesamt 4
mal aufgeben wird; während des Schlackewechsel liegt keine Schutzgasatmosphäre an
•
Abguss von Schlacke und Metall
10
Nach dem Versuch werden die Segmente mittig aufgetrennt und die lineare Verschleißtiefe
jeder Segmenthälfte bestimmt. Abbildung 3 zeigt hierfür einen schematischen Schnitt durch
den Induktionsofen.
Abbildung 4 gibt die ermittelten Verschleissraten wieder.
Gegenüber allen Schlacken zeigt MgO-C (Stand der Technik in Konverter und Pfanne) den
geringsten und MgO·Cr2O3 (RH-Anlage) aufgrund seiner chemischen Heterogenität den
höchsten Verschleiss. Die rein oxidischen Werkstoffe weisen zudem Infiltrationstiefen von 8
bis 10 mm auf. Erwartungsgemäß resultieren die Versuche mit RHS in einem vergleichsweise
geringen Verschleiss (erosiver Grundverschleiss), da die Schlacke an MgO übersättigt
vorliegt (Vergleich Tabelle 3).
4.3 Thermomechanik
Neben Infiltration- und Korrosionsvorgängen unterliegen feuerfeste Erzeugnisse im Betrieb
stationären und/oder instationären thermischen Belastungen. Durch Temperaturfelder
induzierte Wärmspannungen können das Feuerfestmaterial schädigen und im schlimmsten
Fall zum völligen Versagen der Feuerfestkonstruktion führen.
Die Wärmespannungen
resultieren aus:
-
konstruktionsbedingter Behinderung der Wärmedehnung
-
stationärer und/oder instationärer, inhomogener Temperaturverteilung
-
thermischer Dehnungsfehlanpassung wegen Anisotropie des Werkstoffs (anisotrope
Kritallstruktur und/oder mehrphasiger Werkstoff)
-
Phasenumwandlung (durch Schlackeninfiltration, Temperaturwechsel)
Bezüglich der thermomechanischen Haltbarkeit feuerfester Zustellungen spielen die durch
eine inhomogene Temperaturverteilung induzierten Wärmespannungen die bedeutendste
Rolle [10].
Ausgangspunkt für die Untersuchungen des thermomechanischen Verhaltens ist die Kenntnis
des bruchmechanischen Verhaltens. Die Bruchmechanik stützt sich auf die Existenz von
Defekten in Form von Poren oder Rissen im Werkstoff. Im Idealfall können mit Hilfe der
linear-elastischen Bruchmechanik die aus einer Belastung resultierenden Spannungs- und
Verzerrungsfelder berechnet werden.
11
Der linear elastischen Bruchmechanik liegt die Annahme zugrunde, dass sich Materialen
linear elastisch verhalten, d.h. sie zeigen bei Belastung folgende Eigenschaften:
-
die Dehnung ist proportional zur auftretenden Spannung und reversibel,
-
jede irreversible Verformung zeigt sich in einem Bruch. Die Bruchenergie dient
ausschließlich der Schaffung neuer Oberflächen.
Die linear-elastische Bruchmechanik liefert für jeden Werkstoff, auf den sie anwendbar ist,
zwei charakteristische Kenngrößen, die sich leicht ineinander umrechnen lassen. Über den
Spannungskonzentrationsfaktor KI wird die Spannungsüberhöhung an der Rissfront bzw. an
der Fehlstelle beschrieben. Für eine vorgegebene Riss- oder Fehlergeometrie wird der
Spannungsintensitätsfaktor KI, bei welcher der Rissforschritt bzw. der Bruch erfolgt, als
kritischer Spannungsintensitätsfaktor KIc bzw. Bruchzähigkeit bezeichnet. Die Bruchzähigkeit
lässt sich experimentell mit einer einseitig gekerbten Probe im Biegeversuch ermitteln. Die
Probe wird langsam bis zum katastrophalen Bruch belastet. Aus der Kraft-Verformungskurve
und der Probe- bzw. Rissgeometrie kann die Bruchzähigkeit KIC bestimmt werden. Die für ein
auszulegendes Bauteil maximal ertragbare äußere Spannung σmax kann daher aus KIC und der
Länge a der im Werkstoff bereits schon vorhandenen Fehlstellen (z.B. Risse oder Poren)
folgendermaßen abgeleitet werden:
σ max =
K IC
(10)
Y⋅ a
Diese Spannung ist ein Materialparameter, abhängig von der Fehlerstellengröße a, der als
Maß zur Charakterisierung des Bruchwiderstands eines Materials genutzt werden kann. Es ist
dabei grundsätzlich gleichgültig, ob die Spannungen durch thermische oder rein mechanische
Beanspruchung erzeugt werden.
Nach thermodynamischen Betrachtungen herrscht ein Gleichgewicht zwischen der durch die
äußere
Spannung
aufgebrachten,
gespeicherten,
elastischen
Energie
und
der
Oberflächenenergie des Materials. Wenn die im rissbehafteten spröden Körper gespeicherte
elastische
Energie
die
Oberflächenenergie
überschreitet,
erfolgt
eine
instabile
Rissausbreitung. Diese Energiemenge pro Oberflächeeinheit ist eine Materialkenngröße, auch
spezifische Bruchflächenenergie γ0 oder Bruchinitiierungsenergie genannt. Zwischen KIC und
γ0 gilt folgender Zusammenhang:
K IC = 2 ⋅ γ 0 ⋅ E
(11)
12
Diese beiden materialspezifischen Kenngrößen charakterisieren den instabilen, katastrophalen
Bruch, wenn die Voraussetzungen der linear elastischen Bruchmechanik erfüllt sind.
Bei heterogenen, grobkeramischen feuerfesten Werkstoffen erwiesen sich diese linear
elastischen, bruchmechanischen Kenngrößen als nicht praxisrelevant. Das Verhalten unter
Belastung, insbesondere im Betrieb bei hohen Temperaturen, wird vielmehr durch
nichtlineare Effekte beeinflusst. Unter Einsatzbedingungen ist die Bruchentstehung bzw.
Beschädigung des feuerfesten Bauteils fast unmöglich zu verhindern, was jedoch nicht
zwangsläufig einem katastrophalen Versagen des Materials entspricht [11]. Während des
Rissfortschritts bildet sich eine Prozesszone an der Rissspitze und -umgebung (Abbildung 5),
die die Brucharbeit erhöht und sogar die Rissausbreitung stoppen kann.
4.3.1 „Work-of-Fracture“-Test
Für eine weitergehende Beurteilung des thermomechanischen Verhaltens werden immer
häufiger sogennante „work-of-fracture“-Tests herangezogen, wobei die gesamte Bruchenergie
aus einem Kraft-Verschiebungs-Diagramms abgeleitet wird (Abbildung 6). Die spezifische
Bruchenergie Gf bzw. die „work of fracture“ γWOF ergibt sich gemäß Gleichung (3) aus der
Division der Brucharbeit durch die Ligamentfläche A bzw. zwei mal die Ligamentfläche 2A:
Gf =
δ max
1
1 δ max
⋅ ∫ F .dδ , γ WOF =
⋅ ∫ F .dδ
A 0
2⋅ A 0
und
G f = 2 ⋅ γ WOF
(12)
Im idealen Fall des linear elastischen Bruchverhaltens ist die Brucharbeit γWOF gleich der
spezifischen Bruchflächenenergie γ0. Bei grobkeramischen feuerfesten Werkstoffen ist
γ WOF >> γ i , da irreversibel konsumierte Energie zu der reversiblen Arbeit hinzukommt [12].
Hierdurch wird der Bruchwiderstand des Bauteils verstärkt.
Bruchmechanische Untersuchungen erlauben Aussagen und Rückschlüsse über das
mechanische und thermomechanische Verhalten von keramischen Feuerfestwerkstoffen unter
Einsatzbedingungen. Viele Anwendungsbereiche grobkeramischer Feuerfestwerkstoffe
erfordern eine Verringerung der Sprödigkeit, welche durch die Sprödigkeitskennzahl B
beschrieben wird. Dabei entspricht B dem Verhältnis von Bruchflächenenergie γ0 zur
13
spezifischen Bruchenergie γWOF, d.h. dem Verhältnis der Rissinitierungsenergie zur gesamten
Bruchenergie [13]:
B=
γ0
γ WOF
2
2 ⋅ σ max
⋅L
=
Gf ⋅ E
(13)
Je kleiner B ist, desto duktiler oder „flexibeler“ ist das Material und umso besser die zu
erwartende Temperaturwechselbeständigkeit [11].
Basierend auf einem vereinfachten Modell von Kingery [14] ist die maximal ertragbare,
plötzliche Temperaturänderung an der Werkstoffoberfläche (∆Tc bzw. R) sowie die maximale
ertragbare Aufheizungs- bzw. Abkühlungsgeschwindigkeit (R’) einer Werkstoffoberfläche:
R=
σ max
[K],
α ⋅E
und
R' =
σ max ⋅ λ
[m²·K/s]
α ⋅E
(14)
Darin sind α der thermische Ausdehnungskoeffizient und λ die Wärmleitfähigkeit. Die beiden
Kennzahlen R und R’ werden auch als Schädigungsparameter bezeichnet.
Weitere Kenngrößen zur Charakterisierung des thermomechanischen Verhaltens feuerfester
Werkstoffe, insbesondere der Temperaturwechselbeständigkeit wurden durch Hasselmann
abgeleitet. Zum einen muss die kritische Temperaturdifferenz ∆Tc möglichst groß sein, zum
anderen muss bei der Rissinitiierung die Beschädigung so gering wie möglich bleiben, d.h. B
sehr klein sein. Ausdruck findet dies in den Schadenstoleranzparametern Rst und R’’’’:
R' ' ' ' =
γ WOF ⋅ E
[mm],
2
σ max
und
Rst =
γ WOF
α2 ⋅E
[K/mm1/2]
(15)
Zur Optimierung des Materialverhaltens bei Thermoschockbeanspruchung sollen die
Schadenstoleranzparameter möglichst groß sein.
Aufgrund der stetigen Entwicklung und des Einsatz von verbesserten, hochwertigeren, neuen
feuerfesten Erzeugnissen sowie des immer größeren Interesses nach der Quantifizierung ihres
thermomechanischen Verhaltens, werden in den letzten Jahren bruchmechanische
Kenngrößen und Prüfmethoden immer häufiger angewandt [15]. Darüber hinaus können die
14
aus der Theorie ableitbaren Anforderungskriterien zur gezielten, physikalisch begründeten
Optimierung der Temperaturwechselbeständigkeit, vor allem durch die Erzeugung eines
optimalen Gefüges, eingesetzt werden.
4.3.2 Risswiderstandsverhalten (R-Kurven)
Das R-Kurven Konzept wird zur Beurteilung des Verhaltens während der Rissausbreitung
verwendet. Während beim Bruchenergiekonzept (nur) die gesamte Bruchenergie bestimmt
wird, wird beim R-Kurven Konzept die von der Risslänge abhängige Energie zur Initiierung
und Verlängerung über dem gesamten Rissfortschritt ermittelt. Die graphische Darstellung der
Abhängigkeit des kritischen Spannungsintensitätsfaktors von der Rissverlängerung wird als
R-Kurve bezeichnet, wobei KIR den kritischen Spannungsintensitätsfaktor beschreibt. Für den
R-Kurvenverlauf gilt:
K IR = K Io + ∆K R (a ) .
(16)
Im idealen, linear elastischen Fall ist die Bruchzähigkeit KIc von der Risserweiterung
unabhängig und entspricht dem Startwert KI0 der R-Kurve. KI0 ist die intrinsische
Bruchzähigkeit oder wahre Bruchzähigkeit. ∆KR(a) ist die extrinsische Bruchzähigkeit,
welche die nichtlinearen Effekte beschreibt. Je mehr nun das Bruchverhalten eines Materials
vom linear elastischen Idealfall abweicht, desto mehr weicht auch die R-Kurve von einer
horizontalen Gerade ab. Aufgrund nichtlinearer Effekte, insbesondere der Ausbildung einer
Rissprozesszone, steigt die Bruchzähigkeit zunächst über ihren Anfangswert KI0 an, bis nach
∞
einer gewissen Rissverlängerung ein erhöhtes Plateau K Rc
erreicht wird, d.h. die
Rissprozesszone hat sich maximal ausgebildet. Bei weiterem Rissforschritt bleibt K IR∞ dann
konstant. K IR∞ ist somit ein von der Geometrie unabhängiger Materialparameter, der zur
Charakterisierung des Bruchwiderstands grobkeramischer Werkstoffe genutzt werden kann.
Da eine Messung des Rissfortschrittes während eines „work-of-fracture“-Tests im
allgemeinen nicht möglich ist, wurden mehre Verfahren entwickelt, um die der jeweiligen
Kraft F zugeordnete Risslänge a rechnerisch zu bestimmen. Eines dieser Verfahren ist die von
Sakai entwickelte so genannte „Universal Dimensionless Load-Dispacement Technique“
[16][17]. Dabei wird das Risswiderstandsverhaltens eines Werkstoffs direkt von einer LastVerschiebungskurve abgeleitet.
15
4.3.3 Aufbau der Keilspaltmethode
Durch das Keilspaltverfahren nach Tschegg [18] können bruchmechanischen Kennwerte
gewonnen werden. Dabei wird in eine spezielle Aussparung (Nut) eine Keilbelastungseinrichtung eingesetzt (Abbildung 7). Diese besteht aus einem Keil, zwei Kraftübertragungsrollen und zwei Kraftübertragungsstücken. Bei hohen Anwendungstemperaturen sind Keil
und Kraftübertragungselemente aus Sinterkorund. Durch die Rollen ist der Einfluss der
Reibung vernachlässigbar. Bei Belastung des Keils durch die Maschinenkraft FM wird eine
die Rissausbreitung bewirkende Horizontalkraft FH erzeugt, die senkrecht auf die Rissflanken
wirkt. Die einwirkende Horizontalkraft FH lässt sich aus der Maschinenkraft und dem
Keilwinkel α errechnen:
FH =
FM
2 ⋅ tan (α 2)
(17)
Der Prüfkörper ist dazu mit Einkerbungen versehen, die den Riss beim Bruchvorgang durch
den gesamten Prüfkörper lenken. Während des gesamten Bruchvorganges werden nur die
Maschinenkraft und die horizontale Verschiebung der Rissflanken ∆δ erfasst und als KraftWeg-Diagramm dargestellt.
Neben
bruchmechanischen
Kennwerten
(spezifische
Bruchenergie
Gf
(12),
Schadenstoleranzparameter (14)) können aus der erreichten Maximalkraft die nominelle
Kerbbiegzugfestigkeit σKBZ und der Elastizitätsmodul E aus der Steigung der LastVerschiebungskurve im Ursprung errechnet werden:
σ KBZ =
FH ,max  6 ⋅ y 
⋅ 1 +
,
A 
h 
und
E=
λ (0) dFH
⋅
b dδ H
(18)
FH = 0
Wobei h die Ligamenthöhe, b die Ligamentbreite und A = b·h die Ligamentfläche des
Probekörper darstellen. y ist der vertikale Abstand des Schwerpunktes der Ligamentfläche
von der Angriffsebene der Horizontalkräfte. λ(0) ist die dimensionslose Nachgiebigkeit λ(a)
des Probekörpers bei einer Risslänge von a = 0 mm.
Im Vergleich weist die Keilspaltmethode folgende experimentelle Vorteile auf:
16
-
Ein ideales Verhältnis von Bruchfläche und Probekörper. Die Probe ist kompakt und
bietet trotzdem eine große Bruchoberfläche, die gerade bei feuerfestem Material mit
heterogenem Gefügeaufbau und grobem Korn ein repräsentatives Ergebnis des
gesamten Materials liefert.
-
Die Kraftübertragung über einen schlanken Keil bewirkt ein hohes Verhältnis von der
die Probe spaltenden Horizontalkraft zur Maschinenkraft. Dadurch werden die
notwendige Maschinenkräfte und die dementsprechende in der Prüfmaschine elastisch
gespeicherte Energie vermindert.
-
Während des Bruchvorgangs ist der Rissverlauf stabil, was für die Bestimmung der
spezifischen Bruchenergie aus der Last-Verschiebungskurve erforderlich ist.
Zur Durchführung des Keilspaltverfahrens wurde eine speziell angefertigte HochtemperaturPrüfeinrichtung (maximale Ofentemperatur 1500°C) angewendet. In einem auf Rollen
gelagerten Kammerofen können bis zu zwei Probekörper nacheinander in der Prüfposition
verfahren und geprüft werden. Zur Aufbringung der mechanischen Belastung auf den
Keilspaltkörper wird die „Universalprüfmaschinen Beta 20-10/7x15“ der Firma Messphysik
Materials Testing eingesetzt. Zwei Stempel aus hochreinem Sinterkorund, die durch den
Boden bzw. die Decke des Kammerofens in den Ofen eingebracht werden, dienen als
feuerbeständiges Kraftübertragungselement. Die Messung der Probeaufweitung an den
Rissflanken ∆δ bei hohen Temperaturen erfolgt berührungsfrei und mit hoher Genauigkeit mit
Hilfe eines Laserspeckle-Extensometers [19].
4.3.4 Ergebnisse
Die Ergebnisse der Keilspaltversuche sind in Tabelle 5 zusammengefasst und die
Abbildungen 8 bis 10 zeigen repräsentativ die Last-Verschiebungskurven für die
untersuchten feuerfesten Werkstoffe bei unterschiedlichen Temperaturen. Für jede
Versuchtemperatur wurden mindesten drei Proben getestet, sodass eine statistische
Auswertung der Messergebnisse möglich ist. Die Untersuchungen wurden auf hohe
Temperaturen (über 1000°C bis zu 1400°C, Grenze des Messgeräts) konzentriert, bei denen
die wichtigsten Eigenschaftsänderungen und kritischen Beanspruchungen im Betrieb
stattfinden. Als Referenz dient eine Messung bei Raumtemperatur.
17
Für die kohlenstoffgebundene Materialqualität (MgO-C) wurde im Ofen Kohlegries verstreut,
um eine zu starke Entkohlung während der Versuchsdauer zu verhindern. Die
Entkohlungstiefe nach einer Messung bei 1400°C lag deutlich unter 1 mm.
Die Ermittlung der Bruchparameter aus der Last-Verschiebungskurve erfolgt mit Hilfe eines
Excel VBA-Programms (Makro), das vom Lehrstuhl für Gesteinshüttenkunde der
Montanuniversität Leoben generiert wurde [20]. Dieses Makro ermöglicht einerseits die
direkte Berechnung der Bruchparameter, z. Bsp. die spezifische Bruchenergie Gf aus (12) und
die nominelle Kerbbiegzugfestigkeit σKBZ aus (18), und anderseits die manuelle und
automatische Anpassung der experimentellen Kurven. Aus den Kurvenanpassungen und den
Ergebnissen einer FEM-Simulation können die Bruchparameter und der E-Modul über eine
modellierte Last-Verschiebungskurve bestimmt werden.
Die spezifische Bruchenergie Gf, die nominelle Kerbbiegzugfestigkeit σKBZ und der
abgeleitete
E-Modul
E
dienen
als
Ausgangskenngrößen
zur
Berechnung
der
Schadenstoleranzparameter Rst und R’’’’ (15).
Nach Rigby [21] hängt die Festigkeit von feuerfesten Werstoffen bei hohen Temperaturen
von drei Hauptfaktoren ab:
(1) der Festigkeit bei Raumtemperatur, wobei die Korngrenzphase maßgeblich ist.
(2) der Festigkeitssteigerungsrate mit der Temperatur, die von der Steigerungsrate der
Fehlerstellenheilung abhängig ist.
(3) der Erweichungstemperatur der Korngrenzphase, bzw. des Materials, wodurch die
Steifigkeit des Körpers abnimmt.
Bei MgO ist die Festigkeit bei Raumtemperatur relativ hoch, jedoch tritt ein starker Abfall der
Festigkeit bei hohen Temperaturen auf. Die Erweichung der Korngrenzphase wird nicht durch
einen Verstärkungsmechanismus ausgeglichen.
Für MgO·Cr2O3 führt die Fehlanpassung des thermischen Ausdehnungskoeffizienten
zwischen Periklas- und Spinellkörnern zu inneren Spannungen in der Korngrenzphase, so
dass Mikrobrüche auftreten. Dementsprechend erscheint die Raumtemperaturfestigkeit
niedriger. Durch steigende Temperatur erfolgen ein Abbau der Spannungen und ein Ausheilen
der Fehlerstellen. Bei 1200°C herum sollte die Koaleszenz der Chromitgangart die markante
Festigkeitssteigerung erklären [21].
18
Bei MgO-C liegt eine Kohlenstoffbindung vor, welche eine geringere Festigkeit ausbildet als
eine keramische Bindung. Der Verlauf der Festigkeit ist weitgehend temperaturunabhängig.
Abbildung 11 zeigt den stark unterschiedlichen Einfluss der Temperatur auf die spezifische
Bruchenergie Gf der ausgewählten feuerfesten Werkstoffe. Bei MgO fällt die spezifische
Bruchenergie, wie die nominelle Kerbbiegzugfestigkeit (Abbildung 12), ab. Es liegt kein
Verstärkungsmechanismus vor. Gegensätzlich verhält sich MgO·Cr2O3. Hier nimmt die
spezifische Bruchenergie zu. Das Zusammenspiel von Festigkeitssteigerung und dem Gewinn
an Duktilität (spröde-duktil-Übergang) bei hohen Temperaturen erhöht die Brucharbeit. Die
Kohlenstoffbindung des MgO-C zeigt schon bei niedrigen Temperaturen eine relativ hohe
spezifische Bruchenergie Gf, die sich weitestgehend als temperaturunabhängig erweist.
Bei den keramisch gebundenen Werkstoffen, MgO und MgO·Cr2O3, nimmt der
Schadenstoleranzparameter R’’’’ bei hohen Temperaturen zu (Abbildung 13).
Im Fall von MgO ist die ausgeprägte Steigerung mit einem starken Abfall der Festigkeit
verknüpft und daher mit begrenztem Praxisinteresse verbunden. Hingegen bewirkt im Fall
von MgO·Cr2O3 eine Steigerung der spezifischen Bruchenergie Gf die Erhöhung des
Schadenstoleranzparameters, was vorteilhaft für die Praxis ist. Darüber hinaus zeigen MgO
und MgO·Cr2O3 zwar eine vergleichbaren Anfangswert von Rst (Abbildung 14), der mit
steigender Temperatur bei MgO·Cr2O3 aber deutlich steigt, bei MgO jedoch konstant bleibt.
MgO-C ist durch trotz seiner hohen Dichte durch den Kohlenstoffanteil sehr elastisch und
weist daher schon bei niedrigen Temperaturen günstige Schadenstoleranzparameter R’’’’ und
Rst auf. Mit steigender Temperatur bleiben R’’’’ und Rst weitestgehend konstant. Solange
keine Oxidation des Kohlenstoffes stattfindet, ist die Kohlenstoffbindung temperaturunabhängig sehr stabil. Zudem wird die Temperaturwechselbeständigkeit durch die hohe
Warmleitfähigkeit des Graphits erhöht.
19
5 Numerische Simulation
In den letzten 30 Jahren wurde, in enger Zusammenarbeit von Stahlindustrie und den
Herstellern feuerfester Produkte, der Verbrauch von Feuerfestmaterial von 40 kg pro Tonne
Stahl auf unter zehn Kilogramm pro Tonne gesenkt [22]. Dennoch besteht auch weiterhin ein
starkes Verbesserungspotential für feuerfeste Zustellungen im Stahlerzeugungsprozess und in
der Sekundärmetallurgie. Durch Schäden an feuerfester Auskleidung entsteht ein erheblicher
Instandhaltungs- und Reparaturaufwand verbunden mit entsprechend hohen Kosten. Eine
häufige Ursache für diese Schäden sind durch Temperaturwechselbeanspruchung verursachte
thermomechanische Spannungen.
In
der Stahlwerkspraxis wirken
jedoch
weitere Verschleißmechanismen
auf das
Feuerfestmaterial ein, die sich nur schwer voneinander abgrenzen lassen, da sie parallel
ablaufen und sich gegenseitig beeinflussen. Neben dem thermomechanischen Verschleiß sind
dies:
•
chemische Auflösung (Korrosion und Oxidation),
•
Erosion durch die Bewegung der Schmelze.
Gesamtziel dieses Forschungsvorhabens ist es daher, die bislang nur unter Einzelaspekten
beschriebenen Zusammenhänge des Verschleißverhaltens feuerfester Materialien gegenüber
Schlacken und anderen Schmelzen zu erarbeiten und daraus Optimierungsvorschläge zur
Verlängerung der Nutzungsdauer der Feuerfest-Materialien und zur nachhaltigen Einsparung
von Rohstoffen zu entwickeln und betrieblich zu erproben.
Es wurden zwei vom Verschleiß stark betroffene Aggregate der Stahlerzeugung und
Sekundärmetallurgie
herausgegriffen,
und
mit
einem
vom
BFI
und
der
Forschungsgemeinschaft Feuerfest e.V. entwickelten Werkzeug untersucht, welches die
Ergebnisse aus Keilspaltversuch und numerischer Simulation vereint und eine praxisnahe
Prognose für den thermomechanischen Verschleiß von feuerfestem Material wiedergibt. Bei
den ausgewählten Aggregaten handelt es sich um die Stahlgießpfanne und den Konverter,
dargestellt in den Abbildungen 15 und 16.
Die Haltbarkeit der feuerfesten Zustellung einer Stahlgießpfanne liegt im Allgemeinen bei
etwa 80 bis 200 Schmelzen, die eines Konverters bei etwa 1200 bis 1800, jeweils in starker
Abhängigkeit von Betriebsfahrweise, Stahlsorte und verwendeter Feuerfestzustellung.
Für die Stahlgießpfanne und den Konverter wurde jeweils ein numerisches Gesamtmodell
erstellt, das mit Hilfe eines Versagenskriteriums, welches in Abschnitt 5.3 vorgestellt wird,
20
ein genaues Bild vom Wärmehaushalt der Gefäße und ihrer thermomechanischen
Beanspruchung gibt sowie die kritisch beanspruchten Bereiche der feuerfesten Zustellungen
detektiert. Der Einfluss aller oben genannten Verschleißmechanismen auf die thermische und
thermomechanische Beanspruchung wird am Beispiel der Stahlgießpfanne in einem
Korrosionsmodell untersucht.
Für alle Simulationsrechnungen wurden die Betriebsfahrweisen der Aggregate von den
Hüttenwerken Krupp Mannesmann in Duisburg aus 2007/2008 verwendet. Zu diesem
Zeitpunkt erforderte die wirtschaftliche Lage eine durchgängige Fahrweise mit geringen
Standzeiten.
5.1 FEM-Simulationen
Die
Berechnungen
des
instationären
Wärmehaushaltes
und
thermomechanischen
Spannungszustandes der Feuerfestzustellungen von Stahlgießpfanne und Konverter werden
mit Hilfe der Finiten Elemente Methode (FEM) durchgeführt.
Für die Simulationen wird zunächst die jeweilige Geometrie eines Gefäßes auf Basis von
Betriebsdaten erstellt. Zur Simulation der Stahlgießpfanne ist das Modell in diesem Fall
dreidimensional. Der Konverter wurde wegen seiner erhöhten Komplexität vereinfacht
zweidimensional axialsymmetrisch dargestellt. Dabei wurde der Querschnitt ausgewählt, der
erfahrungsgemäß im Betrieb den höchsten Verschleiß aufweist.
Im nächsten Schritt wird das Gleichungssystem zur Beschreibung des zweidimensional
axialsymmetrischen (Konverter) bzw. dreidimensionalen (Pfanne) Temperatur- und
Spannungsfeldes
im
Feuerfestmaterial
bei
thermischer,
mechanischer
und
thermomechanischer Belastung aufgestellt. Der Wärmeleitvorgang im Feuerfestmaterial wird
durch die Fouriersche Differenzialgleichung beschrieben. Bedingt durch Temperaturunterschiede treten im Feuerfestmaterial Verschiebungen, Verzerrungen und Spannungen auf. Die
Verschiebungen werden als Lösung eines gekoppelten Systems von drei partiellen
Differenzialgleichungen berechnet. Zur Bestimmung des thermischen Spannungszustandes
muss somit in jedem Zeitschritt ein gekoppeltes System aus vier Differenzialgleichungen
gelöst werden. Zum Lösen der Differenzialgleichungssysteme wird die kommerzielle FEMSoftware COMSOL Multiphysics® verwendet.
Zur
Bewertung
der
thermomechanischen
Spannungen
wird
im
Folgenden
die
Vergleichsspannung nach von Mises verwendet, hier dargestellt für den dreidimensionalen
Zustand:
21
σ v = σ x2 + σ y2 + σ z2 − σ x σ y − σ yσ z − σ z σ x + 3(τ xy2 + τ xz2 + τ yz2 )
(19)
Die Ausdrücke σx, σy, σz bezeichnen die Normalspannungen und τxy, τxz, τyz die
Schubspannungen. Im axialsymmetrischen Fall wird die Formel entsprechend mit
Zylinderkoordinaten gerechnet.
5.1.1
Simulation Stahlgießpfanne
In der Stahlwerkspraxis kommt es durch thermomechanische Spannungen immer wieder zu
Abplatzungen an der feuerfesten Auskleidung der Pfanne, die auf ein Überschreiten der
Temperaturwechselbeständigkeit zurückzuführen sind. Ziel der Simulationen ist es, die
Temperaturverteilung und die daraus entstehenden thermomechanischen Spannungen
verlässlich abzubilden, so dass stark beanspruchte Bereiche lokalisiert werden können. Auf
Basis dieser Ergebnisse ist es möglich, eine Aussage über die Haltbarkeit der untersuchten
Feuerfestmaterialien zu treffen, Verbesserungen an der Geometrie vorzunehmen sowie
Betriebsfahrweisen anzupassen.
5.1.1.1 Set up Stahlgießpfanne
Die feuerfeste Zustellung der Stahlgießpfanne ist in Abbildung 17 schematisch dargestellt.
Sie besteht aus einer Verschleißfutterschicht und zwei Lagen Dauerfutter, die durch eine
dünne Isolierschicht vom Stahlpanzer getrennt sind. Das Verschleißfutter besteht bis auf
wenige Ausnahmen aus MgO-C-Steinen.
Die für die Simulation verwendeten Stoffwerte sind in Tabelle 6 bis 9 dargestellt, soweit
vorhanden in Abhängigkeit der Temperatur. Ein Großteil der Materialkennwerte wurde vom
Feuerfestlieferanten zur Verfügung gestellt. Die fehlenden Materialdaten wurden durch die
Forschungsgemeinschaft Feuerfest e.V. im Rahmen dieses Projektes ermittelt.
Die thermischen und mechanischen Randbedingungen der Simulation resultieren aus dem
zeitlichen Ablauf des in Abbildung 18 dargestellten repräsentativen Pfannenzyklus: Befüllen
am Konverter, Pfannenbehandlung, Gießvorbereitung und Vergießen, Pfannenvorbereitung
und -logistik, Aufheizstand, Transport und Bereitschaft am Konverter. Vor dem ersten
22
Pfannenzyklus wird das einmalige Aufheizen der Pfanne nach Neuzustellung im etwa
17stündigen Pfannenfeuer simuliert.
5.1.1.2 Ergebnisse Stahlgießpfanne
Die Ergebnisse der Simulationen sind in Abbildung 19 bis 30 dargestellt.
Abbildung 19 zeigt die Temperaturwerte in der Wand der Stahlgießpfanne nach dem etwa
17-stündigen Aufheizen im Pfannenfeuer. Es ist ersichtlich, dass nach dem Aufheizfeuer in
den einzelnen Schichten der Pfannenwand ein jeweils konstanter Temperaturgradient erreicht
wird. Die Außentemperatur des Panzers beträgt zu diesem Zeitpunkt ca. 200°C, während die
Innentemperatur an der Stirnfläche des Verschleißfutters bei etwa 1200°C liegt. Das
berechnete Temperaturfeld wurde anhand von Pyrometermessungen im Betrieb verifiziert.
Um einen repräsentativen Ausschnitt der Temperatur- und Spannungsverläufe darzustellen,
wurden 15 aufeinanderfolgende Pfannenzyklen simuliert. In der Simulation zeigt sich, dass
schon nach etwa zwei bis drei Zyklen im Verschleißfutter ein eingeschwungenes Verhalten
erreicht wird, nach dem sich die Temperatur- und Spannungsverläufe in den einzelnen
Pfannenzyklen nur noch gering voneinander unterscheiden, siehe z. Bsp. Abbildung 23.
Abbildung 20 zeigt die Temperaturverteilung nach Abgießen am Ende des 1. und 15.
Pfannenzyklus. Der Außenpanzer bleibt im Temperaturbereich von maximal 200°C bis
300°C, während das Verschleißfutter nach längerer Nutzung vor allem im Bodenbereich sehr
stark durchwärmt ist mit Temperaturwerten von bis zu 1400°C.
Abbildung 21 zeigt die entsprechende Verteilung der von Mises Spannung im
Verschleißfutter nach Abgießen am Ende des 1. und 15. Pfannenzyklus. Es ist ersichtlich,
dass die kritischen Bereiche an den Eckkanten der Mauerung sowie im Hut der Pfanne liegen.
Dies stimmt mit den betrieblichen Beobachtungen gut überein.
Für die in Abbildung 22 dargestellten Verschleißfuttergebiete VSF1 bis VSF3 wurden die
Temperaturwerte und thermomechanischen Spannungen der Pfanne über den gesamten
Simulationszeitraum ausgewertet. Die Ergebnisse sind in Abbildung 23 bis 25 dargestellt.
Im Vergleich ist zu sehen, dass die Verschleißfuttergebiete VSF1 bis VSF3 etwa den gleichen
Temperaturmaxima ausgesetzt sind, wobei VSF2 am schnellsten durchwärmt ist, d. h. die
Differenz zwischen minimaler und maximaler Temperaturkurve ist hier am geringsten. Dies
stimmt auch mit Abbildung 20 überein, welche zeigt, dass die minimalen Temperaturen im
Hut der Pfanne und an den Bodenrändern auftreten, während das Verschleißfutter im
Mittelteil homogener durchwärmt ist. Die von Mises Spannungen liegen für VSF1 und VSF2
23
bei maximal 60 MPa, im VSF3 erreichen sie etwa 120 MPa. Dass die hohen Spannungen
lokal begrenzt vorkommen, zeigen die vergleichsweise geringen mittleren von Mises
Spannungen, die für alle drei Gebiete bei etwa 10 MPa liegen.
Um einen noch besseren Überblick über die thermomechanische Beanspruchung der
Stahlgießpfanne zu bekommen, wurden die Temperatur- und Spannungsverteilungen an zwei
Punkten (Pt1 und Pt2) ausgewertet, siehe Abbildung 26. An beiden Punkten werden die
Werte für Wandtiefen von 0 cm, 1 cm, 5 cm, 10 cm und 20 cm dargestellt. Beide Punkte
befinden sich an Ecken der Ausmauerung und somit in einem kritischen Bereich. Die
Ergebnisse sind in Abbildung 27 bis 30 dargestellt.
An beiden Punkten zeigt sich, dass die maximale Spannung an der Stirnfläche der
Feuerfestzustellung auftritt (Wandtiefe 0 cm bzw. 1 cm). Mit einem geringen zeitlichen
Versatz kommt es zum Anstieg der Spannungen im Inneren des Verschleißfutters. Die
Spannungen an Pt2 sind wesentlich höher, da dieser durch seine Lage stärkeren
Temperaturbelastungen ausgesetzt ist.
5.1.2 Simulation Konverter
Ziel der Simulationen ist auch hier, die thermische und thermomechanische Beanspruchung
der feuerfesten Zustellung verlässlich abzubilden, so dass stark beanspruchte Bereiche
lokalisiert werden können.
5.1.2.1 Set up Konverter
Die simulierte feuerfeste Zustellung des Konverters ist in Abbildung 31 dargestellt. Im
Vergleich zur Pfanne ist das Verschleißfutter des Konverters wesentlich dicker, wodurch die
wesentlich
langsamere
Durchwärmung
des
Gefäßes
begründet
ist.
Hinter
dem
Verschleißfutter liegt eine dünnere Schicht Dauerfutter. Auch das Feuerfestmaterial des
Konverters besteht in der hier untersuchten Zustellung bis auf wenige Ausnahmen aus MgOC. Die Materialdaten sind in Tabelle 6, sowie Tabelle 10 bis 12 dargestellt.
Die thermischen und mechanischen Randbedingungen resultieren ebenfalls aus Betriebsdaten
der Hüttenwerke Krupp Mannesmann. Nach einem 2-stündigen Warmblasen beginnt der erste
Konverterzyklus (siehe Abbildung 32) mit dem leeren Konverter, dem darauf folgenden
24
Chargieren von Schrott und Roheisen, dem Sauerstoffblasen und dem Abstich bis zum Ende
des Schlackenkippens.
5.1.2.2 Ergebnisse Konverter
Die Ergebnisse der Konvertersimulation sind in Abbildung 33 bis Fehler! Verweisquelle
konnte nicht gefunden werden. dargestellt. Es wurden 50 aufeinander folgende
Konverterzyklen mit vorhergehendem Warmblasen simuliert. Im Vergleich zur Pfanne
braucht es sehr lange, bis der Konverter durchwärmt ist, und so ist auch nach 50 Zyklen
weiterhin ein leichter Aufwärtstrend in den Temperaturkurven zu erkennen (siehe z. Bsp.
Abbildung 38).
Abbildung 33 zeigt die Temperaturverteilung im Konverter nach dem Warmblasen. Zu
diesem Zeitpunkt ist der Konverter noch spannungsfrei, da Dehnfugen und Pappen die
thermische Erstdehnung abfangen. Die Temperatur an der Stirnfläche des Verschleißfutters
beträgt etwa 1200°C, es sind aber nur etwa die ersten 40 cm des Materials erwärmt. Der
hintere Verschleißfutterteil, das Dauerfutter und der Panzer liegen noch bei Hallentemperatur.
Die berechneten Temperaturwerte an der Oberfläche des Verschleißfutters wurden durch
Betriebsmessungen verifiziert.
In Abbildung 34 sind die Temperaturprofile nach dem 1. und 50. Konverterzyklus zu sehen,
in Abbildung 35 die dazugehörigen thermomechanischen Spannungen des Verschleißfutters.
Da in den ersten Zyklen nur die Stirnfläche erwärmt ist, liegt zu dieser Zeit die größte
thermomechanische Beanspruchung ebenfalls an dieser Position vor. Mit zunehmender
Durchwärmung des Gefäßes wandern die hohen Temperaturgradienten und daraus
resultierenden Spannungen in Richtung Steinmitte.
Der Temperatur- und Spannungsentwicklung wurden, wie in Abbildung 36 dargestellt, für
drei Verschleißfuttergebiete VSF1 bis VSF 3 und für zwei ausgewählte Steine in fünf Tiefen
über die Dauer der simulierten Zyklen ausgewertet.
Abbildungen 37 bis 39 zeigen die Verläufe der maximalen, minimalen und mittleren
Temperatur- und Spannungswerte für die Verschleißfuttergebiete VSF1 bis VSF 3. An den
mittleren Temperaturwerten ist erkennbar, dass das vergleichsweise dünne VSF1 am
schnellsten durchwärmt wird. Die minimalen und mittleren Temperaturkurven zeigen in allen
Diagrammen einen nicht abbrechenden Aufwärtstrend, und somit, dass in 50 Zyklen kein
eingeschwungenes Verhalten erreicht wird. Die von Mises Spannungen erreichen im
Verschleißfuttergebiet VSF2 sowohl die höchsten Werte als auch die größten Schwankungen.
25
Dies liegt daran, dass dieser Teil des Konverters den stärksten Temperaturunterschieden
ausgesetzt ist, da sich der Badspiegel auf mittlerer Höhe des Gebietes befindet. Die von Mises
Spannungen erreichen dort Werte von bis zu 95 MPa.
Wie bereits in Abbildung 35 dargestellt wurde, liegen offensichtlich die höchsten
Spannungen des Konverters nicht nahe der Stirnflächen der Steine sondern tiefer im Inneren.
Um einen Überblick über die Temperatur- und Spannungsverteilung im Stein zu bekommen,
wurden auch hier zwei Punkte ausgewählt und die berechneten Werte für unterschiedliche
Tiefen ausgewertet. Die Ergebnisse sind in Abbildung 40 bis 43 dargestellt.
Die Temperaturverläufe für die beiden Punkte sind, wie zu erwarten, an der Stirnseite (0 cm
und 1 cm) am höchsten. Je weiter ein Punkt von der Stirnfläche entfernt ist, desto langsamer
verläuft seine Erwärmung. Die von Mises Spannungen steigen zuerst an der Stirnseite an,
fallen dann aber wieder leicht ab, während zeitlich versetzt die Spannungen im Inneren des
Steins ebenfalls ansteigen, dabei aber wesentlich höhere Werte erreichen und ab einem
bestimmten Punkt, in 20 cm Tiefe bei ca. 20 Stunden, ebenfalls wieder abfallen. Dies zeigt die
starke Abhängigkeit der Spannungen vom E-Modul des Materials, vergleiche Tabelle 6. Es
zeigt sich, dass die Spannungsspitzen im Material dann auftreten, wenn 1000°C erreicht sind,
wo auch der Höchstwert des E-Moduls liegt. Das Phänomen lässt sich ebenfalls bei der
Pfanne beobachten, ist dort aber nicht so stark ausgeprägt, da der Großteil des
Verschleißfutters schon während des Aufheizpfannenfeuers den Temperaturwert von 1000°C
überschreitet und auch während der Pfannenzyklen nicht mehr wesentlich unterschreitet.
Durch die Dicke der Konverterwand bleibt der hintere Teil des Verschleißfutters sehr lange
kalt. In den Steinen entstehen daher Temperaturdifferenzen von 800 bis 1000 K, siehe Verlauf
der Minimal- und Maximaltemperatur in Abbildung 37 bis 39. Dadurch kommt es im Inneren
des Steins zu sehr hohen Temperaturgradienten und damit auch zu hohen Spannungen, die
nicht abgebaut werden können, da im Steinverbund eine wesentlich geringere Möglichkeit zur
Ausdehnung besteht, als an den Stirnflächen. Der kritische Bereich des Konverters liegt
gemäß Simulation also im Inneren des Steines. Dort kommt es auch im Betrieb
erfahrungsgemäß zum Bruch, jedoch wird durch die Verkeilung der Steine untereinander der
gebrochene Stein im Steinverbund gehalten, bis die Stirnfläche durch fortschreitenden
weiteren Verschleiß (wie Korrosion und Erosion) so weit abgenutzt ist, dass der vordere Teil
des Steines sich ablöst [23].
26
5.2 Beurteilung des Risswiderstandes mit Hilfe der R-Kurven
Die Forschungsgemeinschaft Feuerfest e.V. hat die ausgewählten Feuerfestmaterialien unter
anderem mit dem Keilspaltversuch nach Tschegg [24] untersucht. Zur Beurteilung des
Verschleißverhaltens werden die sogenannten R-Kurven verwendet, welche den Verlauf des
Riss- bzw. Bruchwiderstandes KR in Abhängigkeit von der Risslänge r darstellen:
K R (r ) =
F
⋅ Y (r )
B W
(20)
Die R-Kurven wurden durch das BFI aus den im Keilspaltversuch gemessenen horizontalen
Last-Verschiebungskurven mit Hilfe eines Verfahrens basierend auf der von Sakai
entwickelten „Universal Dimensionless Load-Displace“-Methode [25] bestimmt. Bei einem
typischen Kurvenverlauf steigt der Bruchwiderstand, aufgrund nichtlinearer Effekte, die
zusätzlich Energie absorbieren, zunächst deutlich über seinen Anfangswert KIC an, bis nach
einer gewissen Risserweiterung ein erhöhtes Plateau K ∞R erreicht wird. Bei einem weiteren
Rissfortschritt bleibt KR konstant.
Abbildungen 44 bis 46 zeigen die für die Materialien MgO, MgO-C und MgO·Cr2O3
bestimmten R-Kurven. Die Temperatur hat einen unterschiedlichen Einfluss auf das
Risswiderstandsverhalten der Feuerfestmaterialien. Bei MgO·Cr2O3 und MgO-C steigt der
Risswiderstand mit zunehmender Temperatur und erreicht seinen maximalen Wert bei
1400°C. MgO erreicht dagegen seinen maximalen Risswiderstand bei 1000°C, liegt jedoch
vom Wertebereich wesentlich niedriger als die anderen untersuchten Materialien.
Aus den maximalen Risswiderstandswerten K ∞R und den im Feuerfestmaterial vorhandenen
maximalen Fehlstellen (Risse oder Poren) können ein Spannungsgrenzwert σkrit und ein
Versagenskriterium ermittelt werden, das einen Hinweis darauf gibt, ob Rissfortschritt
einsetzt bzw. stattfindet, wenn die Spannung im Feuerfestmaterial an der Front eines Risses
mit der Länge a einen kritischen Grenzwert überschreitet:
σ v ≥ σ krit =
K R∞
(21)
π⋅a
27
Als maximale Fehlstellengröße a wird hier die maximale Porengröße der Feuerfestmaterialen
angenommen, die durch die Forschungsgemeinschaft Feuerfest e.V. gemäß Hg-Methode
ermittelt wurde, siehe Abbildung 47 bis 49 sowie Tabelle 13.
Die Werte von KIC, K ∞R und σkrit sind für MgO, MgO-C und MgO·Cr2O3 in Tabelle 14 bis 16
zusammengefasst. Übereinstimmend mit den R-Kurven
liegt das Maximum des
Spannungsgrenzwertes σkrit für MgO bei 1000°C, für MgO-C und MgO·Cr2O3 jeweils bei
1400°C. Bis etwa 1000°C liegen die Werte von σkrit sehr nahe beieinander, danach zeigt sich
der Werkstoff MgO·Cr2O3 als am besten thermomechanisch belastbar, MgO am schlechtesten.
Die berechneten Werte für σkrit werden nun mit den Ergebnissen der Simulationen verglichen,
um mithilfe des oben genannten Kriteriums zu beurteilen, wo kritische Stellen in den
Feuerfestzustellungen liegen und ob das Feuerfestmaterial den geforderten Belastungen
standhält.
5.3 Bewertung der Ergebnisse anhand des Spannungsgrenzwertes σkrit
5.3.1 Stahlgießpfanne
In Kapitel 5.1.1.2 wurden bereits die Simulationsergebnisse der Stahlgießpfanne dargestellt
und als kritischer Bereich der Pfannenhut sowie Eckpunkte in der Mauerung lokalisiert. Da es
sich beim Verschleißfutter der Zustellung um MgO-C handelt, wird zur Bewertung der
Haltbarkeit σkrit aus Tabelle 14 verwendet.
In Abhängigkeit des berechneten Temperaturfeldes nach Abschluss des 15. Pfannezyklus sind
die Überschreitungen von σkrit in Abbildung 50 dargestellt. Die Markierungen zeigen die
kritischen Stellen und bestätigen die Tatsache, dass Ecken und Hut als erstes versagen. Der
Verlauf der Überschreitungen von σkrit über den gesamten 15. Zyklus zeigt ebenfalls kritische
Werte im Pfannenhut von bis zu 45 MPa, siehe Abbildung 51. In den anderen
Verschleißfuttergebieten sind die Spannungen bis auf den Vorgang des Befüllens und
Entleerens des Gefäßes weitestgehend unkritisch.
In Übereinstimmung mit der betrieblichen Erfahrung seitens der Hüttenwerke Krupp
Mannesmann wird somit ein großer kritischer Bereich durch die Geometrie des Pfannenhutes
herbeigeführt. Gestützt durch die Simulationsergebnisse wurde dort bereits eine
Geometrieänderung
veranlasst,
welche
zu
thermomechanischen Beanspruchung geführt hat.
28
einer
erfolgreichen
Verringerung
der
5.3.2 Konverter
Im ersten Konverterzyklus gibt es noch keine Überschreitungen des Spannungsgrenzwertes
σkrit. Abbildung 52 zeigt die Überschreitungen des Grenzwertes nach Abschluss des 50.
Konverterzyklus. In Abbildung 53 sind diese über den gesamten 50. Zyklus dargestellt, und
es zeigt sich, dass die maximale Überschreitung nahezu konstant bei bis zu 45 MPa im Boden
(VSF3) ist und nur noch wenig vom Konverterzyklus beeinflusst wird. Die geringste
Überschreitung des kritischen Wertes findet sich im oberen Teil der Wand (VSF1), da dort
kürzere heiße Phasen vorliegen.
Bei dieser konstanten Überlastung des Gefäßes ist die Wahrscheinlichkeit der Rissausbreitung
im Feuerfestmaterial sehr hoch.
5.4 Korrosionsmodell
5.4.1 Set up Korrosionsmodell
In den vorherigen Abschnitten wurde der Verschleiß in Pfanne und Konverter aufgrund von
thermomechanischen Beanspruchung untersucht. Im Folgenden soll der Einfluss von weiteren
Verschleißmechanismen auf das Temperatur- und Spannungsprofil untersucht werden.
Von der Forschungsgemeinschaft Feuerfest e.V. wurden dynamische Tiegeltests im
Induktionsofen durchgeführt. Die daraus ermittelte dynamische Verschleißrate beschreibt den
Abtrag des Feuerfestmaterials durch chemische Auflösung sowie Erosion durch die
Badbewegung. Für MgO-C beträgt sie etwa 0,7 mm/h (siehe Abbildung 4). Um die
Zusammenhänge der verschiedenen Verschleißmechanismen simulativ zu untersuchen, wurde
die dynamische Verschleißrate in dem in Abbildung 54 dargestellten numerischen
Korrosionsmodell als dynamischer Geometrieparameter implementiert.
In dem numerischen Korrosionsmodell wird ein Wandausschnitt aus der Stahlgießpfanne
betrachtet, der drei Verschleißfuttersteine aus der Schlackenzone und drei darüberliegende
Verschleißfuttersteine enthält, sowie die dahinterliegenden Schichten Dauerfutter und
Stahlpanzer. Das Verschleißfutter in der Schlackenzone unterliegt einem kontinuierlichen
Abtrag von 0,7 mm/h. Alle anderen Randbedingungen stimmen mit denen der Simulation der
kompletten Stahlgießpfanne überein.
29
Um den Einfluss der Korrosion auf die thermische und thermomechanische Beanspruchung
der Zustellung beurteilen zu können, wurde als Referenz der gleiche Wandausschnitt unter
gleichen
Randbedingungen
jedoch
ohne
Abtrag
(Korrosionsrate
0 mm/h)
des
Verschleißfutters simuliert.
5.4.2 Ergebnisse Korrosionsmodell
Die Ergebnisse für das dynamische Korrosionsmodell sind in Abbildung 55 bis 57
dargestellt.
Abbildung 55 zeigt den Temperaturverlauf an der Außenseite des Stahlpanzers in der
Schlackenzone. Verglichen werden 15 Pfannenzyklen ohne Abtrag gegenüber 15
Pfannenzyklen mit dynamischer Korrosionsrate des MgO-C von 0,7 mm/h. Wie zu erwarten,
führt die abnehmende Wandstärke des Feuerfestmaterial zu einem Anstieg der Temperatur
des Stahlpanzers. Der Unterschied liegt am Ende der simulierten Zyklen bei ca. 23 K.
Abbildung 56 und 57 zeigen, analog zu den vorherigen Auswertungen, den Verlauf der
minimalen, mittleren und maximalen Temperatur- und Spannungswerte für den mittleren
simulierten Verschleißfutterstein der Schlackenzone. In Abbildung 56 ist zu sehen, dass die
Verläufe ohne dynamische Korrosionsrate schon nach etwa drei Zyklen eingeschwungen sind.
Fehler! Verweisquelle konnte nicht gefunden werden. hingegen zeigt ab dem 5. Zyklus
wieder ansteigende Maximalspannungswerte. Auch die Verläufe der minimalen und mittleren
Spannungswerte
zeigen
einen
weiteren
Aufwärtstrend.
Am
Verlauf
der
Minimaltemperaturwerte ist außerdem zu sehen, dass sich das dünnere Verschleißfutter nach
dem Befüllen der Pfanne wesentlich schneller durchwärmt. Auch die Außentemperatur des
Stahlpanzers erhöht sich.
Die Ergebnisse zeigen, dass durch die Korrosion das Pfannengefäß sowohl thermisch als auch
thermomechanisch stärker beansprucht wird. Das Korrosionsmodell ermöglicht die
Bestimmung eines maximal zulässigen (betrieblichen oder labortechnischen) Abtrages der
feuerfesten Zustellung. Hierdurch wird zum einen das Risiko von gefürchteten
Pfannendurchbrüchen minimiert (Erhöhung der Betriebssicherheit) und zum anderen eine
optimale
Ausnutzung
des
Verschleißfutters
Ressourceneffizienz).
6 Zusammenfassung und Ausblick
30
gewährleistet
(Erhöhung
der
Die im Rahmen dieses Vorhabens von den Projektpartnern erzielten Ergebnisse wurden
intensiv mit den industriellen Projektpartnern Hüttenwerke Krupp Mannesmann GmbH
(Duisburg) und Refratechnik Steel GmbH (Düsseldorf) diskutiert und verifiziert. Die
betriebliche Praxis und Erfahrung wird zuverlässig abgebildet.
Am
Beispiel
der
Stahlgießpfanne
wurden
die
bislang
getrennt
behandelten
Verschleißmechansimen feuerfesten Materials als gemeinsamer, gekoppelter Vorgang
untersucht und in Form eines Simulationsmodells zusammenfassend dargestellt. Das
entwickelte Simulationsmodell identifiziert Schwachstellen der feuerfesten Zustellung und
schafft somit eine werkstoffund verfahrenstechnische Optimierungsgrundlage. Es kann
weiters beliebig modifiziert (Fallstudien) und auf Feuerfestanwendungen mit anderen
Materialien, Geometrien und Betriebsfahrweisen angewendet werden. Eine einfach zu
realisierende weitere Anwendung ist zum Beispiel, geeignete Betriebsfahrweisen und
Bedingungen für wirtschaftlich schwächere Zeiten mit längeren Stillstandzeiten der
Aggregate zu ermitteln, wie sie zum aktuellen Zeitpunkt von vielen Stahlherstellern benötigt
und auch erfragt werden.
Beim industriellen Projektpartner Hüttenwerke Krupp Mannesmann GmbH bestätigten die
Ergebnisse die betriebliche Verfahrenstechnik und führten zum Umbau der Pfannengeometrie (zylindrisch, mit geradem Hut). Seither fällt der Verschleiß im Hutbereich spürbar
geringer aus, wodurch der Reparaturaufwand (Feuerfestmaterial, Stillstandszeit) minimiert
und Betriebssicherheit und Anlagenverfügbarkeit (kein Herausfallen von Steinlagen aus der
Zustellung im Hutbereich) erhöht wird. Für den Konverterbereich sind die Ergebnisse
ebenfalls übertragbar, jedoch stehen seitens der Hüttenwerke Krupp Mannesmann GmbH
keine probaten Handlungsalternativen zur Verfügung, die eine unmittelbare betriebliche
Umsetzung zulassen.
Die vorliegenden Ergebnisse veranlassten die Refratechnik Steel GmbH zur Optimierung des
eingesetzten
Feuerfest-Materials
(MgO-C).
Durch
eine
über
eine
spezielle
Temperaturvorbehandlung erzeugte keramische Bindung des Feuerfest-Materials wird die
Festigkeit gezielt gesteigert. Diese gegenwärtig schon marktreife Werkstoffentwicklung und optimierung lieferte bei einigen Anwendern bereits Standzeitverlängerungen bzw.
Haltbarkeitssteigerungen von bis zu 20 %.
31
Wie an diesen Beispielen gezeigt, erfolgte bereits eine unmittelbare Umsetzung der
Ergebnisse, was die hohe wirtschaftliche Bedeutung und Dringlichkeit des durchgeführten
Vorhabens unterstreicht. Anhand des vorliegenden Simulationsmodells ist eine stetige
Weiterentwicklung der Zustellkonzepte und der eingesetzten Feuerfest-Materialien möglich
und zu erwarten.
Während der Durchführung des Vorhabens sind seitens Dritter keine F&E-Ergebnisse
bekannt geworden, die für die Durchführung des Auftrages relevant sind.
32
7 Notwendigkeit der Zuwendung
Die Entwicklung neuer innovativer feuerfester Produkte erfordert einen hohen Aufwand an
Sach- und qualifizierten Personalmitteln. Da die Produzenten spezieller feuerfester
Erzeugnisse meist klein und mittelständisch organisiert sind, können sie diesen Beitrag nicht
oder nur mit eingeschränkten Umfang leisten.
Das Konsortium aus FGF, FEhS-Institut und BFI sowie die beteiligten industriellen
Projektpartner Hüttenwerke Krupp Mannesmann GmbH und Refratechnik Steel GmbH
konnten die erforderlichen Ressourcen bereitstellen, die für die erfolgreiche Durchführung der
Arbeiten erforderlich waren.
Es bestand und besteht immer noch dringender Handlungsbedarf, um den steigenden
Anforderungen an die Haltbarkeit der feuerfesten Ausmauerungen zu entsprechen und um
dem wachsenden Kostendruck entgegenzuwirken. Gleichzeitig konnte der Bedarf an
qualitativ hochwertigen Rohstoffen durch längere Haltbarkeiten der Feuerfest-Produkte
gedämpft werden. Das Vorhaben unterstützt wichtige, allgemeine umweltpolitische Ziele und
liegt daher im öffentlichen Interesse.
33
8 Veröffentlichung
Die Ergebnisse wurden zunächst in internen Gremien und Projekttreffen intensiv diskutiert
und verifiziert. Schließlich werden wesentliche Teilergebnisse auf dem diesjährigen
Internationalen Feuerfest-Kolloquium in Aachen (8.-9. September 2010) einem breiten
Fachpublikum bekannt gemacht. Des Weiteren ist auch ein Bericht in der renommierten,
internationalen Fachzeitschrift steel research international angenommen worden. Die
Veröffentlichung steht kurz bevor (2. Jahreshälfte 2010).
Auf den Internetauftritten der
Verbundpartner wird unmittelbar nach Abschluss (April 2010) ein Link zum Vorhaben mit
Kurzbeschreibung der wesentlichen Ergebnisse erscheinen. Interessierte können dann auch
direkt den Abschlussbericht über den jeweiligen Verbundpartner beziehen.
.
34
Literaturverzeichnis
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Sekundärmetallurgie, Stahl und Eisen 111 (1991) Nr. 1, S. 125 - 131
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(1988), S. 4 - 12
36
in
Anhang der Tabellen und Abbildungen
Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung, Dichte und offene Porosität des FeuerfestMaterials
Gew.-[%]
MgO-C*
MgO
MgO·Cr2O3
Al2O3
P2O5
ZrO2
0,41
0,86
0,54
0,01
1,12
96,91
0,01
0,03
0,04
<0,01
0,06
0,01
0,34
1,61
0,66
0,02
1,31
95,87
0,01
0,03
0,05
<0,01
0,09
0,01
5,88
1,17
9,00
0,15
0,89
49,88
0,02
<0,01
0,22
32,71
0,05
0,03
C
10,81
-
-
Dichte [g/cm³]
Porosität [%]
2,92
12,0
3,07
13,3
3,38
15,3
SiO2
Fe2O3
TiO2
CaO
MgO
Na2O
K 2O
Mn3O4
Cr2O3
* verkokt bei 1000°C mit 6 h Haltezeit
i
Tabelle 2: Zusammenfassung der Versuchsreihen zum Statischen Tiegeltest mit Angabe der
chemischen Zusammensetzung, der Mineralphasen und der Viskositäts-Temperatur-Verläufe
der eingesetzten Schlacken
ii
Tabelle 3: FactSage-Berechnung der Sättigungskonzentration CS der ausgewählten Schlacken
bei 1650°C
Konzentration (Gew.-%)
LDS
GPS
RHS
CO(MgO)
C0(Cr2O3)
1,18
0,94
6,85
0,10
15,30
0,39
Einfachsättigung
CS(MgO)
4,86
6,68
11,72
Doppelsättigung
CS(MgO)
CS(Cr2O3)
5,60
6,19
8,13
7,83
12,28
1,90
Abbildung 1: Bestimmung des Schmelz- und Benetzungsverhaltens nach DIN 51730
iii
Abbildung 2: Schematische Darstellung des statischen Tiegeltests und möglicher
Erscheinungsbilder,
1 - Reaktion im Dreiphasengebiet, keine bzw. geringe Infiltration
2 vollständige Infiltration der Schlacke in das Gefüge, keine Schlacke mehr im Tiegel,
3 geringe Reaktion im Dreiphasengebiet, keine Infiltration, direkte Reaktion an
Kontaktfläche Feuerfestmaterial/Schlacke
Tabelle 4: Wesentliche Legierungselemente des Einsatzstahls (HKM Güte R65NBTI/B6)
C
0,1
Si
2,65
Mn
1,65
P
0,014
iv
S
0,0006
Al
0,035
Abbildung 3: Schematische Darstellung des Induktionsofentests
2,0
1,9
MgO-C
MgO
MgO·Cr2O3
Verschleißrate [mm/h]
Korrosionsgeschwindigkeit (mm/h)
1,8
1,7
1,6
1,5
1,4
1,3
1,2
1,1
1,0
0,9
0,8
0,7
0,6
0,5
0,4
0,3
0,2
0,1
0,0
1
2
LDS
GPS
3
RHS
Abbildung 4: Vergleich der ermittelten Verschleißraten
v
Matrix
Grobkörner
Bildung von Kornbrücken
Duktile Werkstoffbrückenbildung (insbesondere bei hohen Temperaturen)
Delaminierung
Bildung von Mikrorissen in der matrix
Bildung von Mikrorissen im Korn
Plastische Deformation
Abbildung 5: Schematische Darstellung der Prozesszone bei heterogenen grobkeramischen
Werkstoffen
Brucharbeit
Abbildung 6: Kraft-Verschiebungs-Diagramm ermittelt durch das Keilspaltverfahren bei
einem eher spröden Werkstoff (MgO·Cr2O3, links) und einem eher duktilen Werkstoff (MgOC, rechts)
vi
FM
Keil
Kraftübertragungsstücke
FH
FH
Rollen
Lineares Auflager
Abbildung 7: Schematische Darstellung des Keilspaltverfahrens nach Tschegg [5]
Tabelle 5: Bruchparameter der untersuchten feuerfesten Werkstoffe
MgO.Cr2O3
MgO-C
MgO
1/2
σKZ [MPa]
Gf' [N/m]
E [GPa]
R'''' [mm]
Rst [K.m ]
Temperat
ur [°C] Mittelwert Sdtabw. Mittelwert Sdtabw. Mittelwert Sdtabw. Mittelwert Sdtabw. Mittelwert Sdtabw.
20
9,714
-
-
-
25,00
0,00
21,1
-
4,21
0,000
1000
3,357
0,395
97,3
24,6
22,87
6,16
94,4
15,9
3,57
0,779
1100
2,581
0,306
106,9
9,0
21,47
0,36
182,2
52,5
3,72
0,184
1200
1,522
0,134
80,4
4,5
11,61
2,67
196,0
7,0
4,53
0,746
1300
0,970
0,081
51,2
8,8
9,10
2,27
260,7
97,8
4,02
0,194
1400
0,090
-
13,0
-
0,40
-
319,1
-
-
-
20
1,367
0,040
141,1
19,0
3,530
0,49
69,6
18,3
15,54
0,035
1000
3,022
0,753
183,6
29,5
5,719
0,99
75,0
15,6
14,16
2,096
1200
2,397
0,035
184,2
28,4
0,52
63,0
5,7
16,78
2,024
1300
2,510
0,140
187,9
20,0
3,932
0,68
58,1
7,9
17,16
1,254
1400
2,395
0,141
215,2
4,9
3,483
0,00
65,8
6,2
19,31
0,213
20
4,467
-
53,8
-
25,90
-
34,9
-
3,37
0,000
1000
5,299
1,289
184,8
32,0
19,02
0,69
53,6
22,1
7,26
0,481
1100
6,146
0,931
248,4
99,1
22,06
1,85
75,9
34,4
7,65
1,370
1200
8,358
1,661
452,0
30,4
24,27
2,72
85,0
22,1
10,16
0,631
1300
5,753
0,703
470,0
72,9
13,09
0,81
94,6
15,8
14,05
1,526
1400
3,398
0,355
566,4
94,5
5,66
1,02
139,9
29,8
23,44
0,391
4,003
Sdtabw. : Standartabeichung
Gf'
: Spezifische Bruchenergie errechnet bis zu einem Lastabfall von 10% der Maximallast
vii
5000
4500
4000
Horizontale Kraft [N]
RT
3500
1000 °C
3000
1100 °C
2500
1200 °C
1300 °C
2000
1400 °C
1500
1000
500
0
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
Probenaufweitung [mm]
Abbildung 8: Temperaturabhängigkeit der Last-Verschiebungskurve für MgO
2000
1800
1600
RT
1400
1000 °C
1200
1200 °C
1000
1300 °C
800
1400 °C
600
400
200
0
0
0,5
1
1,5
2
Abbildung 9: Temperaturabhängigkeit der Last-Verschiebungskurve für MgO-C
viii
2,5
5000
4500
4000
RT
3500
1000 °C
1100 °C
3000
1200 °C
2500
1300 °C
2000
1400 °C
1500
1000
500
0
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
Abbildung 10: Temperaturabhängigkeit der Last-Verschiebungskurve für MgO·Cr2O3
nominelle Kerbbiegzugfestigkeit [MPa]
12
10
8
6
4
2
0
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
Temperatur [°C]
MgO
MgO-C
MgO.Cr2O 3
Abbildung 11: Temperaturabhängigkeit der nominellen Kerbbiegzugfestigkeit σKBZ
ix
600
500
Gf [N/m]
400
300
200
100
0
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
Temperatur [°C]
MgO
MgO-C
MgO.Cr2O 3
Abbildung 12: Temperaturabhängigkeit der spezifischen Bruchenergie Gf
400
350
300
R'''' [mm]
250
200
150
100
50
0
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
Temperatur [°C]
MgO
MgO-C
MgO.Cr2O 3
Abbildung 13: Temperaturabhängigkeit des Schadenstoleranzparameters R’’’’
x
25
1/2
Rst [K.mm ]
20
15
10
5
0
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
Temperatur [°C]
MgO
MgO-C
MgO.Cr2O 3
Abbildung 14: Temperaturabhängigkeit des Schadenstoleranzparameters Rst
Tabelle 6: E-Modul des Verschleißfutters
Temperatur
E-Modul
[°C]
[MPa]
20
1796
1000
8736
1200
4003
1300
3932
1400
3483
xi
Tabelle 7: Stoffwerte für die Verschleißfuttergebiete VSF1 bis VSF3
der Stahlgießpfanne
Poisson-Zahl
Wärmeausdehnungskoeff.
(Roh-)Dichte
ν
α [1/K]
ρ [kg/m³]
0,2
0,0000087
3000
Tabelle 8: Spezifische Wärmekapazität verwendeter Verschleißfuttermaterialien in der
Stahlgießpfanne
Temperatur
VSF1 und VSF2
VSF3
[°C]
c [J/(kg⋅⋅K)]
c [J/(kg⋅⋅K)]
0
1100
1100
1000
1300
1200
Tabelle 9: Wärmeleitfähigkeit der in der Stahlgießpfanne verwendeten
Verschleißfuttermaterialien
Temperatur
VSF1
VSF2
VSF3
[°C]
λ [W/(m⋅⋅K)]
λ [W/(m⋅⋅K)]
λ [W/(m⋅⋅K)]
300
13
11
9,5
1000
9,5
7,5
5,5
xii
Tabelle 10: Stoffwerte für die Verschleißfuttergebiete VSF1 bis VSF3
des Konverters
Poisson-Zahl
Wärmeausdehnungskoeff.
(Roh-)Dichte
ν
α [1/K]
VSF1
0,2
0,0000123
2920
VSF2
0,2
0,0000123
3000
VSF3
0,2
0,0000119
3060
ρ [kg/m³]
Tabelle 11: Spez. Wärmekapazität der im Konverter verwendeten Verschleißfuttermaterialien
Temperatur
VSF1-3
[°C]
c [J/(kg⋅⋅K)]
500
1260
1000
1360
1400
1400
xiii
Tabelle 12: Wärmeleitfähigkeit der im Konverter verwendeten Verschleißfuttermaterialien
Temperatur
VSF1 und VSF2
VSF3
[°C]
λ [W/(m⋅⋅K)]
λ [W/(m⋅⋅K)]
500
11,5
10,5
1000
7,5
8,5
1400
6
7,5
Tabelle 13: Maximaler Porendurchmesser der untersuchten Feuerfestmaterialien
max. Porendurchmesser
Material
[mm]
MgO
33,743e-3
MgO-C
51,446e-3
MgO·Cr2O3
41,3283-3
∞
Tabelle 14: Risszähigkeit KIC, maximaler Risswiderstand KR und Spannungsgrenzwert σkrit
für MgO-C
T
KR
σkrit
∞
KIC
3/2
[°C]
[N/mm ]
[N/mm3/2]
[MPa]
20
49,1
113,7
8,94
800
27,2
205,3
16,14
1000
64,9
348,3
27,39
1300
93,6
393,8
30,97
1500
78,0
831,0
65,36
xiv
∞
für MgO
T
KR
σkrit
∞
KIC
3/2
[°C]
[N/mm ]
[N/mm3/2]
[MPa]
20
76,9
122,5
11,89
1000
42,2
194,5
18,89
1100
7,0
107,8
10,47
1200
10,7
65,4
6,35
1300
5,6
66,8
6,49
1400
1,1
12,3
1,19
∞
des MgO-Cr2O3-Steines
T
KR
σkrit
∞
KIC
3/2
[°C]
[N/mm ]
[N/mm3/2]
[MPa]
20
29,1
40,2
3,91
1000
69,6
216,8
21,05
1100
106,5
468,8
45,53
1200
91,3
558,2
54,21
1300
92,6
850,7
82,62
1400
133,3
972,5
94,46
xv
Abbildung 15: Blick in die gekippte, heiße Stahlgießpfanne
Abbildung 16: Konverter
xvi
Abbildung 17: Feuerfeste Zustellung der Stahlgießpfanne
Abbildung 18: Typischer Pfannenzyklus im Stahlwerk (HKM)
xvii
Abbildung 19: Temperaturprofil der Pfanne in °C nach dem Aufheizfeuer
Abbildung 20: Temperaturprofil der Stahlgießpfanne in °C nach 1. und 15. Zyklus
xviii
Abbildung 21: Spannungsprofil der Stahlgießpfanne in MPa nach 1. und 15. Zyklus
VSF1
VSF2
VSF3
Abbildung 22: Auswertung der Pfanne für drei Verschleißfuttergebiete VSF1, VSF2 und
VSF3
xix
1600
120
Temperatur [°C]
1400
1200
90
1000
MinT
MaxT
MeanT
MinvM
MaxvM
MeanvM
800
600
400
200
60
30
0
von Mises Spannung [MPa]
150
1800
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
Abbildung 23: Verlauf der minimalen, maximalen und mittleren Temperatur- und
Spannungswerte im VSF1 der Stahlgießpfanne
1600
120
Temperatur [°C]
1400
1200
90
1000
800
MinT
MaxT
MeanT
MinvM
MaxvM
MeanvM
600
400
200
60
30
0
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
xx
150
1800
1600
120
Temperatur [°C]
1400
1200
90
1000
800
MinT
MaxT
MeanT
MinvM
MaxvM
MeanvM
600
400
200
60
30
0
150
1800
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
Abbildung 26: Position der Punkte Pt1 und Pt2 im Verschleißfutter mit Auswertung in fünf
Tiefen: 0 cm (auf dem Rand), 1 cm, 5 cm, 10 cm und 20 cm
xxi
1800
1600
Temperatur [°C]
1400
1200
_
1000
800
Pt1a T
Pt1b T
Pt1c T
Pt1d T
Pt1e T
600
400
200
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
Abbildung 27: Temperaturverläufe an Pt1 (Verschleißfutter Stahlgießpfanne) in
a) 0 cm b) 1 cm c) 5 cm d) 10 cm und e) 20 cm Wandtiefe
1800
1600
Temperatur [°C]
1400
1200
1000
800
Pt2a T
Pt2b T
Pt2c T
Pt2d T
Pt2e T
600
400
200
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
Abbildung 28: Temperaturverläufe an Pt2 (Verschleißfutter Stahlgießpfanne) in
xxii
30
25
20
Pt1a vM
Pt1b vM
Pt1c vM
Pt1d vM
Pt1e vM
15
10
5
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
Abbildung 29: Von Mises Spannung an Pt1 (Verschleißfutter Stahlgießpfanne) in
45
40
35
30
25
Pt2a vM
Pt2b vM
Pt2c vM
Pt2d vM
Pt2e vM
20
15
10
5
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
Abbildung 30: Von Mises Spannung an Pt2 (Verschleißfutter Stahlgießpfanne) in
xxiii
Abbildung 31: Feuerfeste Zustellung des Konverters
870s
Warten auf
Chargieren
bis RE kippen
Beginn
135s
RE kippen
120s
1280s
RE kippen Ende
bis Blasbeginn
Hauptblasen
170s
Liegezeit
Abbildung 32: Typischer Konverterzyklus im Stahlwerk (HKM)
xxiv
335s
Dauer Abstich
bis Schlackekippen Ende
Abbildung 33: Temperaturprofil des Konverters in °C nach dem Warmblasen
Abbildung 34: Temperaturprofil des Konverters in °C nach 1. und 50. Zyklus
xxv
Abbildung 35: Spannungsprofil im Verschleißfutter des Konverters in MPa
nach 1. und 50. Zyklus
xxvi
VSF1
Stein1
VSF2
VSF3
Stein2
Abbildung 36: Auswertung des Konverters für drei Verschleißfuttergebiete VSF1, VSF2,
VSF3 und zwei Konvertersteine in fünf Wandtiefen
xxvii
100
1800
90
1600
80
1400
70
1200
60
1000
50
MinT
MaxT
MeanT
MinvM
MaxvM
MeanvM
800
600
400
200
40
30
20
Temperatur [°C]
2000
10
0
0
0
10
20
30
40
Zeit [h]
2000
100
1800
90
1600
80
1400
70
1200
MinT
MaxT
MeanT
MinvM
MaxvM
MeanvM
1000
800
600
400
200
60
50
40
30
20
10
0
0
0
10
20
30
40
Zeit [h]
Spannungswerte im VSF2 des Konverters
xxviii
Temperatur [°C]
100
1800
90
1600
80
1400
70
1200
MinT
MaxT
MeanT
MinvM
MaxvM
MeanvM
1000
800
600
400
200
60
50
40
30
20
10
0
0
0
10
20
30
40
Zeit [h]
1800
1600
Temperatur [°C]
1400
1200
1000
800
Pt1a Temp
Pt1b Temp
Pt1c Temp
Pt1d Temp
Pt1e Temp
600
400
200
0
0
10
20
30
40
Zeit [h]
Abbildung 40: Temperaturverläufe in Stein1 (Verschleißfutter Konverter) in
a) 0 cm b) 1 cm c) 5 cm d) 10 cm und e) 20 cm Tiefe
xxix
Temperatur [°C]
2000
1800
1600
1200
1000
800
Pt2a Temp
Pt2b Temp
Pt2c Temp
Pt2d Temp
Pt2e Temp
600
400
200
0
0
10
20
30
40
Zeit [h]
Abbildung 41: Temperaturverläufe in Stein2 (Verschleißfutter Konverter) in
60
Temperatur [°C]
1400
Pt1a vM
Pt1b vM
Pt1c vM
Pt1d vM
Pt1e vM
50
40
30
20
10
0
0
10
20
30
40
Zeit [h]
Abbildung 42: Von Mises Spannung in Stein1 (Verschleißfutter Konverter) in
xxx
70
Pt2a vM
Pt2b vM
Pt2c vM
Pt2d vM
Pt2e vM
60
50
40
30
20
10
0
0
10
20
30
40
Zeit [h]
Abbildung 43: Von Mises Spannung in Stein2 (Verschleißfutter Konverter) in
Risswiderstand K R [N/mm3/2]
900
20
1000
1200
1300
1400
800
700
600
500
400
300
200
100
0
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
Risslänge r [mm]
Abbildung 44: R-Kurven MgO-C für Temperaturwerte zwischen 20 und 1400°C
xxxi
200
3/2
Risswiderstand K R [N/mm ]
180
160
140
120
100
80
20
1000
1100
1200
1300
1400
60
40
20
0
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
Risslänge r [mm]
Abbildung 45: R-Kurven MgO für Temperaturwerte zwischen 20 und 1400°C
3/2
Risswiderstand K R [N/mm ]
1000
900
800
700
20
1000
1100
1200
1300
1400
600
500
400
300
200
100
0
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
Risslänge r [mm]
Abbildung 46: R-Kurven MgO·Cr2O3 für Temperaturwerte zwischen 20 und 1400°C
xxxii
65
Date : 11.05.2009
6,0
8
7
off. Poren %
6
4,0
5
3,0
4
Rel. Volume (%)
5,0
3
2,0
2
1,0
1
0,0
0,001
0,01
0,1
1
0
100
10
Porendurchm. [µm]
Abbildung 47: Mikroporenverteilung MgO-C (Messung FGF e.V.)
Date : 07.05.2009
16,0
25
20
off. Poren %
12,0
10,0
15
8,0
10
6,0
4,0
5
2,0
0,0
0,001
0,01
0,1
1
10
Porendurchm. [µm]
Abbildung 48: Mikroporenverteilung MgO (Messung FGF e.V.)
xxxiii
0
100
Rel. Volume (%)
14,0
Date : 07.05.2009
18,0
25
20
off. Poren %
14,0
12,0
15
10,0
Rel. Volume (%)
16,0
8,0
10
6,0
4,0
5
2,0
0,0
0,001
0,01
0,1
1
10
0
100
Porendurchm. [µm]
Abbildung 49: Mikroporenverteilung MgO·Cr2O3 (Messung FGF e.V.)
b)
a)
Abbildung 50: Überschreitung des Spannungsgrenzwertes σkrit in MPa im Verschleißfutter
der Stahlgießpfanne nach dem 15. Zyklus
a) gesamte Stahlgießpfanne,
b) Schnitt durch Pfannenmitte
xxxiv
Überschreitung von σ krit [MPa]
60
VSF1 Hut
VSF1 Boden
VSF2
VSF3
50
40
30
20
10
0
0
1
2
3
4
5
Zeit [h]
Abbildung 51: Verlauf der Überschreitung des Spannungsgrenzwertes σkrit in den
Verschleißfuttergebieten VSF1, VSF2 und VSF3 der Stahlgießpfanne während des 15. Zyklus
xxxv
Abbildung 52: Überschreitung des Spannungsgrenzwertes σkrit in MPa im Verschleißfutter
des Konverters nach dem 50. Zyklus
xxxvi
Überschreitung von σkrit [MPa]
50
40
30
20
10
0
0,00
VSF1
VSF2
VSF3
0,10
0,20
0,30
0,40
0,50
0,60
0,70
0,80
Zeit [h]
Abbildung 53: Verlauf der Überschreitung des Spannungsgrenzwertes σkrit in den
Verschleißfuttergebieten VSF1, VSF2, VSF3 des Konverters während des 50. Zyklus
xxxvii
Abbildung 54: Ausschnitt der Pfannenwand mit dynamischer Korrosionsrate
Außentemperatur Panzer [°C]
300
250
200
150
100
Korrosionsrate 0 mm/h
50
Korrosionsrate 0,7 mm/h
0
0
20
40
60
80
Zeit [h]
Abbildung 55: Berechneter Verlauf der Außentemperatur des Stahlpanzers der Pfanne
xxxviii
100
1800
25
20
Temperatur [°C]
1400
1200
15
1000
Min T
Max T
Mean T
Min vM
Max vM
Mean vM
800
600
400
200
0
10
5
1600
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
Abbildung 56: Temperatur- und Spannungsverläufe im Verschleißfutterstein aus der
Schlackenzone ohne Abtrag
25
1800
20
Temperatur [°C]
1400
1200
15
1000
Min T
Max T
Mean T
Min vM
Max vM
Mean vM
800
600
400
200
10
5
0
0
0
20
40
60
80
100
Zeit [h]
Abbildung 57: Temperatur- und Spannungsverläufe im Verschleißfutterstein aus der
Schlackenzone mit Abtrag von 0,7 mm/h
xxxix
1600

Publikation ansehen - Cleaner Production Germany

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