YU ISSN 0372-8633 ZELEZARSKI ZBORNIK VSEBINA Stran Šteblaj Anton, J.. Arh, E. Bricelj, M. Mencinger — Železarna Jesenice B. Koroušič — Metalurški inštitut Ljubljana UPORABA S CaAI POLNJENE ŽICE PRI IZDELAVI JEKEL ZA HLADNO MASIVNO PREOBLIKOVANJE 129 Čižek Pavel, R. Riman — Vyzkumny ustav hu-tnictvi železa pob. Karlštejn D. Kmetič, B. Arzenšek — Metalurški inštitut Ljubljana REKRISTALIZACIJA FERITNIH NERJAVNIH JEKEL Z ZELO NIZKO VSEBNOSTJO OGLJIKA IN DUŠIKA 137 Vodopivec Franc — Metalurški inštitut Ljubljana O POŠKODBAH JEKLA V PAROVODIH IN METODAH ZA NJIHOVO OPREDELITEV 145 TEHNIČNE NOVICE Lagoja Aleš — Železarna Jesenice JEKLA ZA HLADNO MASIVNO PREOBLIKOVANJE 153 Legat Franc — Veriga Lesce POSEBNOSTI PRI CEMENTACIJI IN KARBONITRACIJI KOMADOV MALIH DIMENZIJ 159 LETO 24 ST. 3 — 1990 ŽEZB BQ 24 (3) 129-164 (1990) IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT ŽELEZARSKI ZBORNIK Izdajajo skupno Železarne Jesenice, Ravne, Štore in Metalurški inštitut Ljubljana UREDNIŠTVO Glavni in odgovorni urednik: J. Arh Uredniški odbor: A. Kveder, J. Rodič, A. Paulin, F. Grešovnik, F. Mlakar, K. Kuzman, J. Jamar Tehnični urednik: J. Jamar Lektor: R. Razinger Prevodi: A. Paulin, N. Smajič (angleški jezik), J. Arh (nemški jezik), P. Berger (ruski jezik) NASLOV UREDNIŠTVA: Železarski zbornik, SŽ-Železarna Jesenice, 64270 Jesenice, Yugoslavia TISK: Gorenjski tisk, Kranj IZDAJATELJSKI SVET: prof. dr. M. Gabrovšek (predsednik), Železarna Jesenice dr. B. Brudar, Iskra, Kranj prof. dr. V- čižman, Univerza v Ljubljani prof. dr. D. Drobnjak, Univerza v Beogradu prof. dr. B. Koroušič, Metalurški inštitut Ljubljana prof. dr. L. Kosec, Univerza v Ljubljani prof. dr. J. Krajcar, Metalurški inštitut Sisak prof. dr. A. Križman, Univerza v Mariboru dr. K. Kuzman, Univerza v Ljubljani dr. A. Kveder, Metalurški inštitut v Ljubljani prof. dr. A. Paulin, Univerza v Ljubljani prof. dr. Z. Pašalič, Železarna Zenica prof. dr. C. Pelhan, Univerza v Ljubljani prof. dr. V. Prosenc, Univerza v Ljubljani prof. dr. B. Sicherl, Univerza v Ljubljani dr. N. Smajič, Metalurški inštitut v Ljubljani prof. dr. J. Sušnik, Zdravstveni dom Ravne dr. L. Vehovar, Metalurški inštitut Ljubljana prof. dr. F. Vodopivec, Metalurški inštitut Ljubljana Published jointly by the Jesenice, Ravne and Štore Steelvvorks, and The Institute of Metallurgy Ljubljana EDITORIAL STA F F Editor: J. Arh Associate Editors: A. Kveder, J. Rodič, A. Paulin, F. Grešovnik, F. Mlakar, K. Kuzman, J. Jamar Production editor: J. Jamar Lector: R. Razinger Translations: A. Paulin, N. Smajič (English), J. Arh (German), P. Berger (Russian) EDITORIAL ADDRESS: Železarski zbornik, SŽ-Železarna Jesenice, 64270 Jesenice, Yugoslavia PRINT: TK Gorenjski tisk, Kranj EDITORIAL ADVISORY BOARD: prof. dr. M. Gabrovšek (Chairman), Iron and Steel Works, Jesenice Dr. B. Brudar, Iskra, Kranj Prof. Dr. V. Čižman, University of Ljubljana Prof. Dr. D. Drobnjak, University of Belgrade Prof. Dr. B. Koroušič, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. L. Kosec, University of Ljubljana Prof. Dr. J. Krajcar, Institute of Metallurgy, Sisak Prof. Dr. A. Križman, University of Maribor Dr. K. Kuzman, University of Ljubljana Dr. A. Kveder, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. A. Paulin, University of Ljubljana Prof. Dr. Z. Pašalič, Iron and Steel Works, Zenica Prof. Dr. C. Pelhan, University of Ljubljana Prof. Dr. V. Prosenc, University of Ljubljana Prof. Dr. B. Sicherl, University of Ljubljana Dr. N. Smajič, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. J. Sušnik, Health Centre, Ravne Dr. L. Vehovar, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. F. Vodopivec, Institute of Metallurgy, Ljubljana Oproščeno plačila prometnega davka na podlagi mnenja Izvršnega sveta SRS — sekretariat za informacije št. 421-1/172 do 23. 1. 1974 11229280 ŽELEZARSKI ZBORNIK IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 24 LJUBLJANA SEPTEMBER 1990 Vsebina Stran A. Šteblaj, B. Koroušič, J. Arh, E. Bricelj, M. Mencinger Uporaba s CaAI polnjene žice pri izdelavi jekel za hladno masivno preoblikovanje 129 UDK: 669.046.558.6:669.14.018,26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm, 9—51 P. Čižek, R. Riman, D. Kmetič, B. Arzenšek Rekristalizacija feritnih nerjavnih jekel z zelo majhno vsebnostjo ogljika in dušika 137 UDK: 621.77.016.2:669.15-194.5-7 ASM/SLA: N5f, F2; SSd, 2-60, 3-68 F. Vodopivec O poškodbah jekla v paro-vodih in metodah za njihovo opredelitev 145 UDK: 620.191.33:669.14 018.85:6-21.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9-72 Tehnične novice A. Lagoja Jekla za hladno masivno preoblikovanje 153 F. Legat Posebnosti pri cementaciji in karbonitraciji komadov malih dimenzij 159 Inhalt Seite A. Šteblaj, B. Koroušič, J. Arh, E. Bricelj, M. Mencinger Anvvendung von CaAI Fiill-draht bei der erzeugung von Stahlen fur die Kalt-massivumformung 129 UDK: 669.046.558.6:669.14.018.26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm, 9-51 P. Čižek, R. Riman, D. Kmetič, B. Arzenšek Rekristallisation ferriti-scher nichtrostender Stalile mit sehr niedrigem Koh-lenstoff und Stichstoffge-halt 137 UDK: 621.77.016.2:669.15-194.5-7 ASM/SLA: N5f, F2; SSd, 2—60, 3—68 F. Vodopivec Uber die Beschadigungen an Dampfleitungen und die Methoden fur deren Be-stimmung 145 UDK: 620.191.33:669.14.018.85:6-21.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9-72 Technische Nachrichten A. Lagoja Stahle fur Kaltmassivum-formung 153 F. Legat Besonderheiten beim ze-mentieren und karbonitrie-ren von Stiicken kleiner Abmessungen 159 Contents Page A. Šteblaj, B. Koroušič, J. Arh, E. Bricelj, M. Mencinger Application of CaAI Filled VVire in Manufacturing Steel for Cold Mass For-ming 129 UDK: 669.046.558.6:669.14.018.26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm, 9—51 P. Čižek, R. Riman, D. Kmetič, B. Arzenšek Recrystallization of Ferritic Stainless Steel With a Very Lovv Carbon and Nitrogen Contents 137 UDK: 621.77.016.2:669.15-194.5-7 ASM/SLA: N5f, F2; SSd, 2-60, 3-68 F. Vodopivec On Damages of Steel in Steam Pipelines and on Methods For Their Inter-pretation 145 UDK: 620.191.33:669.14.018.85:6-21.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9-72 Technical Nevvs A. Lagoja Steeis for cold mass wor-king 153 F. Legat Particularities in case-har-dening and carbonitriding of small-size pieces 159 CoflepmaHHe CTpaHnua A. Šteblaj, B. Koroušič, J. Arh, E. Bricelj, M. Mencinger flpMMeHeHMe npoBonoKH, 3an0/iHeHH0H CaAI b npo-uecce HsroTOBneHMR cianu flJIR XOnOflHOH MaCCMBHOH o6pa6oTKH 129 UDK: 669.046.558.6:669.14.018.26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm, 9—51 P. Čižek, R. Riman, D. Kmetič, B. Arzenšek PeKpHCTaJuiHsauHfl He-pmaBetoujeti cta/in c ep- pHTHOM OCHOBOH H 0M6Hb HH3KMM COflepmaHHeM yrjiepofla h a30Ta 137 UDK: 621.77.016.2:669.15-194.5-7 ASM/SLA: N5f, F2; SSd, 2—60, 3—68 F. Vodopivec O noBpewfleHM«x CTanM B nap0np0B0flax h metoaax mx onpefleneHMfl 145 UDK: 620.191.33:669.14.018.85:6-21.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9-72 texhmmeckhe hoboctm A. Lagoja CTa/lb flJlH X0/10>KH0M MaC-COBOM o6pa6oTKM 153 F. Legat Oco6eHHOCTM npn ueMeH-TaUMH H Kap6oHHTpaUMM fleTanen He6onbuiHX pa3-MepoB 159 ■ • £ ■ ■ Jf S /' ZELEZARSKI ZBORNIK IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 24 LJUBLJANA SEPTEMBER 1990 Uporaba s CaAI polnjenje žice pri izdelavi jekel za hladno masivno preoblikovanje A. Šteblaj*1; B. Koroušič*2; J. Arh*'; E. Bricelj*1; M. Mencinger*1 Izdelava in vlivanje jekel za hladno masivno preoblikovanje na napravi za kontinuirno vlivanje gredic kv. 135 mm. predstavlja zahtevno tehnološko nalogo. Kemična sestava jekla, glej tabelo 1, je specifična saj so to jekla, ki so pomirjena samo z aluminijem in praktično brez silicija (max. 0.05 %). Zato se občasno pojavljajo aiumi-natni vključki, ki povzročajo probleme pri vlivanju. Po drugi strani je njihov nastop v jeklu nezažeijen, ker se pojavljajo kot gnezda v gredici. Zato, da bi nastale alumi-natne vkijučke modificirati v obliko, ki negativno ne vpliva na vlivanje in kvaliteto vlite gredice, smo obdelali talino s CaAI polnjeno žico. V ta namen smo izdelali šest poiz-kusnih talin na 701 EOP in prve rezultate teh preiskav podajamo v tem članku. UVOD Železarna Jesenice ima poleg ploščatega programa tudi obsežen okrogli program v količini ca. 100.000 t na leto. V tej količini zavzemajo jekla za masivno preoblikovanje s ca. 20.0001 gotove proizvodnje v obliki vlečene žice in palic pomembno mesto. Tovrstna jekla imajo izredno visoko duktilnost, kar omogoča izdelavo končnih izdelkov s hladnim preoblikovanjem. KEMIČNA SESTAVA IN SPECIFIČNE LASTNOSTI IZDELAVE JEKLA ZA MASIVNO PREOBLIKOVANJE Jeklo izdelujemo v treh kvalitetah, ki se med seboj ločijo samo po vsebnosti ogljika. Po sestavi tovrstna jekla UDK: 669.046.558.6:669.14.018.26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm, 9—51 spadajo med maloogljična jekla s smerno kemično sestavo, navedeno v tabeli 1. Vsebnost spremljajočih oli-goelementov (po dolgoletnih izkušnjah v Železarni Jesenice) je strogo omejena, saj vsota Cu + Cr + Nl-f- Sn ne sme presegati 0.50 %. Specifika tehnologije izdelave je predvsem v tem, da je jeklo pomirjeno z aluminijem in so predpisane meje 0.025—0.050 %. Pri tem je potrebno poudariti, da se jeklo vliva na napravi za kontinuirno vlivanje, kjer je znano, da visoka vsebnost aluminija v talini običajno predstavlja določene probleme pri vlivanju. Za uspešno vlivanje na kontinuirni napravi je potrebno izdelati čisto jeklo s čim manj nekovinskih vključkov in še ti morajo biti modificirani. Jeklo je izdelano po dupleks postopku EOP — VOD. V EOP opravimo odfosforenje in oksidacijo C, Si in delno Mn in ogrevanje taline na dokaj visoko prebodno temperaturo (ca. 1770°C). Vso nadaljno izdelavo in obdelavo jekla izvedemo v VOD napravi. Kljub temu, da naredimo prebod taline skoraj brez oksidacijske pečne žlindre, imamo talino nepomirjeno in zato pride ob dodatku aluminija v ponovco pri prebodu do močnega odgorevanja aluminija in s tem do tvorbe aluminatnih nekovinskih vključkov. Količine aluminatnih vključkov so tolikšne, da jih tudi z rafinacijsko žlindro in obdelavo v vakuumu ne moremo dovolj odstraniti iz taline jekla. Predvsem neugodna je njihova struktura, gnezda aluminatnih vključkov, katere zasledimo v kontinuirni vliti gredici in tudi v Tabela 1: Smerne kemične sestave jekel za hladno masivno preoblikovanje Table 1: Direction chemical compositions of steels for cold mass forming Vsebnost elementov (%) Kvaliteta C Si Mn P S Cr Cu Al Sn Ni n2 JMP 05 max. 0.20 max. max. max. max. 0.025 max. max. max. 0.06 0.05 0.40 0.020 0.015 0.15 0.20 0.050 0.020 0.020 0.15 JMP 10 0.06 max. 0.20 0.025 0.10 0.10 0.40 0.020 0.015 0.15 0.20 0.050 0.020 0.15 0.010 JMP 15 0.12 max. 0.20 0.025 0.16 0.010 0.40 0.020 0.015 0.15 0.20 0.050 0.020 0.15 0.010 ■' Anton Šteblaj, dipl. ing. met. Železarna Jesenice, 64270 Jesenice *' J. Arh, E Bricelj, M Mencinger — Železarna Jesenice *' B Koroušič — Metalurški inštitut, 61000 Ljubljana, Lepi pot 11 •' Originalno publicirano: ZZB 24(1990)3 Rokopis prejet: maj 1990 predelanem stanju. Tako gnezdo aluminatnih vključkov vidimo iz makro posnetka lužilne ploščice na sliki 1. TH| I T* ( " r A ll -i Slika 1: Gnezda aluminatnih nekovinskih vključkov v kontinuirno vliti gredici kv. 135 mm. Fig. 1 Clusters of aluminate nonmetallic inclusions in continuously čast 135 mm square billet Metalografske preiskave na optičnem in elektronskem mikroskopu so potrdile našo predpostavko, da imamo opravka s čistimi aluminatnimi vključki. Mikro posnetki so vidni na sliki 2 in 3. \fr . /Vif » / Slika 2: Izgled aluminatnih nekovinskih vključkov v kontinuirno vliti gredici kv. 135 mm. (pov. 500 x) Fig. 2 Appearance of aluminate nenmetallic inclusions in continuously čast 135 mm sguare billet (magn. 500 x j Železarna Jesenice je kot prva železarna v Jugoslaviji uvedla v redno proizvodnjo stroj za injektiranje polnjenih žic v tekoče jeklo. Danes modifikacija aluminatnih vključ- Slika 3: a) Elektronska slika in specifični rentgenski posnetki za Al, Fe in Ca (pov. 360 x ) b) Analiza nekovinskih vključkov z EDAX-om Fig. 3 a) Electron image and specific X-ray pictures for Al, Fe, and Ca (magn. 360 x) b) Analysis of nonmetallic inclusions vvith EDAX kov s CaSi polnjeno žico ni tehnološki problem, ampak predstavlja osnovo novo vpeljane tehnologije. Zato smo metodo modifikacije vključkov pri izdelavi jekel za hladno masivno preoblikovanje imeli za že osvojeno tehnologijo. Pa vendarle ni bilo tako. Če se povrnemo nekoliko nazaj in imamo pred očmi kemično sestavo jekla, vidimo, da smo omejeni s silicijem na maks. 0.05 %. Torej uporaba CaSi, ki vsebuje ca. 60—70 % Si, ne pride v poštev. Prav to pa je tisto, kar nas je vodilo, da uporabimo za modifikacijo s CaAI polnjeno žico. JMP05 UVAJANJE TEHNOLOGIJE INJEKTIRANJA Za poizkuse smo uporabili polnjeno žico firme »TROSTBERG«, premera 0 9 mm. Kot polnilo smo imeli CaAI, in sicer je teža polnila 88 g/m polnjene žice. Pri tem je v 1 m polnjene žice delež Ca 27 g in Al 61 g. V enem kolutu je ca. 3 000 m žice, v žici ca. 263 kg polnila. Shematičen prikaz tehnologije izdelave jekla je na sliki 4. Po tej tehnologiji je bilo izdelanih šest poizkusnih talin. C o D,N L1- o -g d) o y c u l/l l/l o — O CL < ElcSB -O C a> cn \ // aj — ta 1800 30 Tabela 3: Tehnološki parametri injektiranja polnjenih žic pri poizkusnih talinah Table 3: Technological parameters of injecting filled vvire into test melts Talina CaAI (m) Polnilo (kg/t) Ca (kg/t) Al (kg/t) Talina (t) 1 625 0.764 0.234 0.529 72 2 650 0.794 0.243 0.550 72 3 500 0.637 0.195 0.442 70 4 370 0.434 0.133 0.300 74 5 680 0.842 0.258 0.584 71 6 600 0.743 0.228 0.515 71 X = S = 571 116 0.702 0.148 0.215 0.045 0.487 0.103 72 1.4 V tabeli 4 prikazujemo vsebnosti Al, S in podatke o temperaturi taline v odvisnosti od časa injektiranja polnjene žice. Čas injektiranja polnjene žice je bil štiri minute. Tabela 4: Aluminij, žveplo in temperatura taline pred injektira-njem polnjene žice in po njem Table 4: Al, S, and temperature before and after injecting filled Talina Al, (%)''Al2 (»/o)-'' T, CC) T2 ("C) S, (%) S2 (%) 1 0.025 0.037 1634 1609 0.011 0.007 2 0.023 0.045 1642 1615 0.013 0.010 3 0.033 0.048 1630 1610 0.017 0.013 4 0.030 0.040 1627 1610 0.013 0.011 5 0.023 0.045 1642 1604 0.011 0.009 6 0.034 0.048 1640 1610 0.013 0.011 X = S = 0.028 0.005 0.044 0.004 1636 6 1609 4 0.013 0.002 0.010 0.002 *) pred injektiranjem žice **) po injektiranju žice Prirastek aluminija: Količina polnila v mejah 0.4—0.8 kg/t taline je vezana na zelo močno reakcijo v času injektiranja žice. Posledica tega je velika kontaktna površina taline s plinsko fazo, kar vodi do relativno velikega odgora aluminija. Na sliki 5 a vidimo prirastek aluminija med injektiranjem, ki kaže vsebnost aluminija pred injektiranjem in po njem. Povprečni izkoristek Al = 32 ± 7 %, kar je za to tehnologijo relativno malo. DOBLJENI REZULTATI Končne kemične sestave izdelanih poizkusnih talin so vidne iz tabele 2. Tabela 2: Končne kemične sestave poizkusnih talin Table 2: Final chemical compositions of test melts Kemična sestava (%) C Si Mn P S Al 1 0.04 0.01 0.30 0.010 0.007 0.037 2 0.04 0.01 0.29 0.010 0.010 0.045 3 0.04 0.01 0.30 0.011 0.013 0.048 4 0.03 0.02 0.28 0.008 0.011 0.040 5 0.04 0.01 0.21 0.009 0.009 0.045 6 0.04 0.01 0.30 0.013 0.011 0.043 Količine, injektirane CaAI polnjene žice po posameznih talinah, so bile naslednje, tabela 3. Odžveplanje taline Na sliki 5 b je prikazano odžveplanje taline v času injektiranja žice. Količina injektiranega Ča je bila približno enaka vsebnosti žvepla v talini, to je ca. 200 g/t taline. Na osnovi izkušenj drugih raziskovalcev pri jeklih, ki imajo od 100—200 ppm žvepla, ob dodatku take količine Ca lahko pričakujemo, da se bo precejšnja količina Ca vezala na žveplo. Prav zato lahko pričakujemo tudi tvorbo CaS v kombinaciji z Mn, Fe in Al oksidi. Stopnja odžveplanja je precejšnja, 24 ±4%, in je prav gotovo rezultat reakcije žvepla in Ca ter razžvepla-nja preko žlindre zaradi močnega mešanja taline. Padec temperature Na sliki 5c vidimo spremembo temperature taline kot posledico injektiranja polnjene žice. Obdelava podatkov kaže, da gre za padce temperature 6—7 "C/minuto, kar je izredno veliko za tako velike ponovce (cca. 72 t taline). Običajno so pri taki ponovci padci od 1 —1.5°C/mi- c s p ^Temperatura -° Si 20 40 60 00 100 120 KO «0 Cas (min) IV VZOREC _L_ Slika 4: Shematičen prikaz tehnologije izdelave jekla za hladno masivno preoblikovanje Fig. 4 Schematical presentation of steelmaking technology for steels for cold mass forming Slika 6: Izgled preseka kontinuirno vlite gredice po obdelavi taline s CaAI polnjeno žico Fig. 6 Appearance of the cross section of continuously čast billet after the melt treatment by CaAI filled vvire nuto. To samo potrjuje vizuelno ocenitev, da je bila reakcija med talino in polnjeno žico izredno burna. Na slikah 5 a, 5b in 5c so grafično prikazane prej omenjene odvisnosti. Odžveplanje Prirastek Al Padec temperature ZAČETEK INJEKTIRANJA KONEC INJEKTIRANJA Slika 5: Grafičen prikaz sprememb tehnoloških parametrov kot posledica injektiranja polnjene žice Fig. 5 Graphical presentation of changed technological parameters as a conseguence of injecting filled vvire Slika 7: Popolnoma modificirani nekovinski vključki (pov. 200 x) Fig. 7 Completely modified nonmetallic inclusions (magn. 200 x ) METALOGRAFSKE PREISKAVE OBDELANIH TALIN Na sliki 6 je makro posnetek lužilne ploščice, kjer je bila izvršena modifikacija in ni več vidnih gnezd alumina-tnih nekovinskih vključkov. Preiskave na optičnem mikroskopu so pokazale, da smo v nekaterih poizkusnih talinah dosegli popolno, v nekaterih delno modifikacijo, pri eni talini pa modifikacija ni bila uspešna. Mikroposnetki vseh treh tipov so na slikah 7, 8 in 9. Tipi dobljenih nekovinskih vključkov so bili preiskani z vrstičnim elektronskim mikroskopom; rezultati so prikazani na slikah 10, 11 in 12. Slika 8: Delno modificirani nekovinski vključki (pov. 200 x j Fig. 8 Partially modified nonmetallic inclusions (magn. 200 x) Slika 9: Nemodificirani nekovinski vključki (pov. 200 x ) Fig. 9 Not modified nonmetallic inclusions (magn. 200 x) 2500 x I 1ISEC IC/S VS:1III MS: 5ICV/CM b Slika 10: a) Elektronska slika in specifični rentgenski posnetki za Al, S, Fe, Mn in Ca pri popolni modifikaciji b) Analiza nekovinskih vključkov z EDAX-om Fig. 10 a) Electron image and specific X-ray pictures for Al, S, Fe, Mn, and Ca at complete modification b) Analysis of nonmetallic inclusions vvith EDAX b Slika 11: a) Elektronska slika in specifični rentgenski posnetki za Al, S, Fe, Mn in Ca pri delno uspeli modifikaciji b) Analiza nekovinskih vključkov z EDAX-om Fig. 11 a) Electron image and specific X-ray pictures for Al, S, Fe, Mn, and Ca for partially successful modification b) Analysis of nonmetallic inclusions vvith EDAX Ocena čistoče poizkusnih talin Čistoča poizkusnih talin je bila ocenjena po JK skali. Dobljeni rezultati so prikazani v tabeli 5. Tabela 5: Čistoča poizkusnih talin, ocenjena po J K skali Table 5: Purity of test melts estimated by Jernkontoret test Talina Sulfidi A Aluminati B Silikati C Oksidi C I 1 0.20 0.20 0.00 1.80 2.20 2 0.20 0.00 0.00 1.80 2.00 3 0.20 0.00 0.00 1.80 2.00 4 0.20 0.60 0.00 1.40 2.20 5 0.20 0.00 0.00 1.60 1.80 6 0.20 0.20 0.00 1.80 2.20 X = 2.07 S = 0.16 I ISIC K/i »1:1511 MS: lllf/CI b Slika 12: a) Elektronska slika in specifični rentgenski posnetki za Al, S, Fe, Mn in Ca pri neuspeli modifikaciji b) Analiza nekovinskih vključkov z EDAX-om Fig. 12 a) Electron image and specific X-ray pictures for Al, S, Fe, Mn, and Ca in unsuccessful modification b) Analysis of nonmetallic inclusions vvith EDAX ZAKLJUČKI 1. Možnosti uporabe CaAI polnjene žice pri obdelavi jekla v železarni Jesenice in doseženi rezultati kažejo, da je kontrola aluminija v talini možna v predpisanih mejah. Zato se da tudi aluminatne vključke modificirati. V bodoče bo pri nadaljnem razvoju te tehnologije potrebno natančno opredeliti izhodno stanje taline, optimalno sestavo žlindre in izhodne vsebnosti žvepla. 2. Tehnologija je primerna za železarno Jesenice, in sicer za jekla z nizko vsebnostjo silicija, pri katerih je uporaba CaSi polnjene žice popolnoma izključena. 3. Ker so to prvi rezultati injektiranja z žico, polnjeno s CaAI, menimo, da je potrebno količino dodatka še optimizirati. V žici se nahaja Ca in Al v čistem elementarnem stanju (ni spojine med Ca in Al) in zato prehod Ca iz taline v plinsko stanje spremlja burna reakcija, kar vodi do močnih temperaturnih padcev. 4. Čistoča jekla po obdelavi s CaAI polnjeno žico povsem ustreza zahtevam tujega in domačega trga. ZUSAMMENFASSUNG Erzeugung und Giessen von Stahlen fur die Kaltmassivum-formung an der Knuppelstranggiessanlage ist eine anspruchs-volle technologische Aufgabe. Aus der chemischen Zusam-mensetzung, siehe Tofel 1, ist ersichtlich, dass diese Stahle nur mit Aluminium beruhigt sind (Si = max 0,05%). Aluminatein-schlusse sind eine Begleiterscheinung bei dieser Erzeugung und damit verbundene Schvvierigkeiten beim Giessen. Ander-seits sind diese im Stahl unerwunscht da sie in Form von Ne- stern in Knuppeln auftretten. Um die entstehenden Aluminatein-schlusse in eine fur das Giessen und die Stahlqualitat selbst unschladliche Form zu bringen sind die Schmelzen mit CaAI Fulldraht behandelt vvorden. Es sind sechs Versuchsschmelzen in einem 70 t Lichtbo-genofen erzeugt worden und die Ergebnisse sind in diesem Artikel dargestellt. SUMMARY Making and casting steel for cold mass forming in the set-up for continuous casting of 135 mm square billets represents a demanding technological task. Chemical composition of steel (Table 1) is a specific one since those steels are killed only by aiuminium, containing practically no silicon (max. 0.05 %). Thus periodically aluminate inclusions appear vvhich cause problems in casting. On the other hand, their presence in steel is unde- sired since they form clusters in the billets. In order to trans-form the formed aluminate inclusions into the shape vvhich has no negative influence on the casting process and on the quality of čast billet the melt vvas treated by the CaAI filled wire. For this purpose six test melts vvere prepared in the 70 t EAF and the first obtained results of this investigation are presented in this paper. 3AKJ1IOMEHME M3rOTOB/ieHMe h /lMTbe CTa/lH fl/lfl X0/10flH0(i MaCCHBHOki fle-cJjopMauuM c noMOLUbtc ycTpoticTBa HenpepbiBHoro riMTbH saro-tobok kb. 135 mm, npe^cTaB/inet co6oii cno>KHyto TexHo;iorMMe-ckyk) 3aaany. XnMHHecKkm cocTaB CTa/iM (cm. Ta6. 1) cneunanb-HblM, TaK KaK 3tm BHflbl CTa/lkl CTaČMnMSOBaHbl toflčko a/llommhh- eM m c^aKTMHecKM He coflepwaT cm/imlikh (He 6o/iee neM 0,05 %). ri03T0My MHoraa o6pa3yioTcn a/iiOMMHaTHbie BK/ito^eHun, BC/ieflCTBne Mero yc/io>KHfleTcn npouecc /lMTbfl. Mx Ha/iMHMe b CTa/in Hewe/iaTe/ibHO, TaK Kan ohm b 3ar0T0BKe o6pa3yioTCR KaK rHe3/ja. toto hto6h 06pa30BaBwnecfl a/iiOMMHaTHbie bk/ik> MeHMfl MOflM(J)ML4MpOBa/lHCb t3kmm 06pa30M, 4To6bl OHM OTpULia-Te^bHo He bj1mrj1m Ha npouecc /imtbh m KanecTBo /ihtom 3ar0T0B-km, pacnnaB o6pa6aTbiBaeTCH np0B0;i0K0Pi, 3ano/iHeHHOfl CaAI. B 3thx i4ennx M3roTaB/inBaeTCfl 6 McnbrraTe/ibHbix pacn/iaBOB Ha 70 t EOP — nepBbie pe3ynbtatbi yKasaHbi b HacTopmePi CTaTbe. O P, O ■^oP^ce p\0 tfv ^ K 1 u ia 64270 Jesenice, Cesta železarjev 8 telefon: (064) 81-231, 81-341, 81-441 telex. 34526 ZEUSN, Jugoslavija teleta/: 83 395 Rekristalizacija feritnih nerjavnih jekel z zelo nizko vsebnostjo ogljika in dušika P. Čižek*1, R. Riman*', D. Kmetič*2, B. Arzenšek*2 UDK: 621.77.016.2:669.15—194.57 ASM/SLA: N5f, F2, SSd, 2—60, 3—68 Nove jeklarske tehnologije so omogočite izdelavo izredno čistih feritnih nerjavnih jekel (superferitna jekla), imenovanih ELI (Extra Lovv interstitiais) jekla. Ta jekla so bistveno cenejša kot avstenitna nerjavna jekla in jih uspešno nadomeščajo, za določene namene pa imajo celo boljše uporabne lastnosti. V delu so podani rezultati raziskav procesov poprave, poligonizacije in rekristalizacije pri vroči deformaciji dveh vrst superferitnih jekel. 1. UVOD Možnost uporabe feritnih nerjavnih jekel je bila do nedavnega omejena zaradi nekaterih neugodnih lastnosti. Zaradi relativno visoke vsebnosti ogljika in dušika ima jeklo slabe vlečne sposobnosti, je krhko in se težko vari. Razvoj proizvodnje nerjavnih jekel po postopkih tehnologije AOD in VOD je omogočil bistveno znižanje vsebnosti ogljika in dušika (15). S tem so se v primerjavi s klasičnimi tipi feritnih nerjavnih jekel bistveno izboljšale uporabne lastnosti. Velik razvoj je bil dosežen na jeklih s približno vsebnostjo 17% kroma, 2% molibdena ter ogljika in dušika pod 0,020 %. Jekla so stabilizirana s titanom ali niobijem. V nuklearnih elektrarnah se zahteva, da so nekateri deli, zlasti palice večjih premerov, izdelani iz feritnih nerjavnih jekel z nizko vsebnostjo ogljika in dušika. V ta namen se uporabljajo jekla tipa 015Cr17Ti in 015Cr17Mo2Nb. V tehnologiji izdelave večjih profilov pride v poštev le vroča predelava v kombinaciji s toplotno obdelavo. Zato smo se v raziskavi posvetili predvsem študiju vpliva procesov, ki potekajo med deformacijo v vročem in med žarjenjem po vroči predelavi, na mikrostrukturo matice (2, 3, 4, 5, 16). Zaradi različnih mnenj o mehanizmu poprave in rekri-stalizacije feritnih nerjavnih jekel s 17% kroma in nizko vsebnostjo ogljika in dušika pri predelavi v vročem (6, 7, 8,9), smo želeli rezultate naših raziskav primerjati z lite-raturnimi podatki in opredeliti pogoje za obvladovanje tehnologije vroče predelave v praksi. Cilj dela je bil pojasnitev mikrostrukturnih karakteristik pri popravi in rekristalizaciji med deformacijo v vročem in naknadnim žarjenjem superferitnih jekel 015Cr17Ti in 015Cr17Mo2Nb. Hitrosti poteka teh procesov so v preiskovanih jeklih izrazito različne. 2. EKSPERIMENTALNI JEKLI IN PREISKOVALNE METODE Kemična sestava feritnih nerjavnih jekel je dana v tabeli 1. Za študij procesov poprave in rekristalizacije smo uporabili klinaste preizkušance, ki smo jih vroče deformirali pri sorazmerno visokih hitrostih valjanja. Izhodne vzorce, velikosti 40 x 40 x 250 mm, smo zaradi stabilizacije kristalnih zrn žarili 60 min. pri temperaturah 1000 in 1200° C. Vzorce smo nato v 30 min. ohladili na temperaturo valjanja in jih valjali v temperaturnem intervalu med 800° in 1100°C (tabela 2). Valjanje je potekalo na klinastem kalibru s hitrostjo od 3 do 9 s-1. Po valjanju smo vzorce hitro ohladili v vodi (v času do dveh sekund). Klinaste vzorce smo po dolžini prerezali na polovico in na mestih, kjer je debelina klina ustrazala deformaciji od 0,10, 20 ... do 80 %, pripravili vzorce za meta-lografske preiskave. Deformacija ustreza izrazu e = H°~H ■ 100 (%), H0 kjer pomeni H0-začetno in H-končno višino valjanca. Tabela 2: Pogoji valjanja klinastih preizkušancev Predgrevanje Temperatura valjanja C) Ohlajanje 1000° C, 60 min. 1000°C, 60 min. 800 1000 voda voda 1200°C, 60 min. 1200° C, 60 min. 1200°C, 60 min. 1200°C, 60 min. 800 900 1000 1100 voda voda voda voda Drugo polovico klinastih vzorcev smo nato dve uri žarili pri temperaturi 1000° C in ohladili v vodi. Raziskave poprave in rekristalizacije pri majhnih hitrostih deformacije v temperaturnem intervalu med 850° in 1200°C smo naredili z nateznimi preizkusi. Preizkušance, premera 8 mm in dolžine 50 mm, smo izdelali iz vroče kovanih palic, premera 20 mm. Palice so bile po kovanju 30 min. žarjenje na 1100°C in nato ohlajene v vodi. Deformacija vzorcev pri nateznem preizkusu je bila Tabela 1: Kemična sestava jekel v procentih Vrsta jekla C Mn Si P S Cr Ni Mo Ti Nb Al N 015Cr17Ti 0,013 0,48 0,60 0,020 0,003 17,49 0,42 0,02 0,27 - 0,047 0,007 015Cr17Mo2Nb 0,011 0,47 0,51 0,029 0,007 17,08 0,49 1,98 — 0,39 0,029 0,010 '' Vyzkumny ustav hutnictvi železa, pob. Karlštejn " Slovenske železarne Metalurški inštitut v Ljubljani " Originalno publicirano: ŽZB 24 (1990) 3 Rokopis prejet: junij 1990 40% pri hitrosti deformiranja 5,9 ■ 10~2s~1. Vzorce smo takoj po deformaciji ohladili v vodi ali pa 5,10 in 30 min. žarili na temperaturi deformacije in nato ohladili v vodi. Metalografske preiskave z optičnim mikroskopom in TEM smo naredili na vzorcih, izrezanih v vzdolžni smeri iz sredine nateznih preizkušancev. Obruse za optično mikroskopijo smo jedkali v raztopini iz 50 volumskih delov HNO3 in 50 volumskih delov vode. Velikost kristalnih zrn smo določili s primerjalno metodo po ASTM standardu. Folije za transmisijsko mikroskopijo smo pripravili z opremo Tenupol 2 fy Struers v razstopini iz 10 delov HCI04 in 90 delov metanola pri temperaturi -35° C in napetosti 20 V. Preiskave v TEM smo naredili pri pospeševalni napetosti 100 KV. 3. REZULTATI PREISKAV VALJANJA KLINASTIH PREIZKUŠANCEV Preiskovani jekli imata pri valjanju klinastih preizkušancev v temperaturnem intervalu med 800° in 1100° C in pri hitrostih deformacije od 3 do 9 s-1 podobne mikrostrukturne spremembe. Mikrostrukturne značilnosti so podobne tako pri ekstremno veliki izhodni velikosti kristalnih zrn, ki je po enournem žarjenju pri temperaturi 1200° C med —2 in —3, kot tudi pri znatno manjši povprečni velikosti zrn, ki se izoblikujejo pri enournem žarjenju pri temperaturi 1000° C in imajo po ASTM klasifikaciji velikost 2 do 4. Mikrostruktura je v vseh primerih iz velikih prvotnih zrn, deformiranih v smeri valjanja, v katerih se opazijo meje subzrn (slika 1). Pri jeklu 015Cr17Ti smo v mikrostrukturi vzorcev pri deformacijah, večjih od 30 %, v celotnem temperaturnem intervalu valjanja opazili majhen delež enakoosnih rekristaliziranih kristalnih zrn. Pri jeklu 015Cr17Mo2Nb smo v mikrostrukturi opazili rekristalizirana zrna pri 30 % deformacijah pri temperaturah deformacije 900° C in več . Delež rekristaliziranih zrn Slika 1 Mikrostruktura jekla 015Cr17Mo2Nb (60 min. žarjeno na temperaturi 1000° C) po valjanju klinastega preizkušanca pri temperaturi 800° C in 40 % deformaciji. Fig. 1 Microstructure of 015Cr17Mo2Nb steel (60 min. annealed at 1000° C) after rolling wedge test piece at 800° C, and 40 % deformation narašča z naraščajočo deformacijo in temperaturo deformacije (slika 2). Preiskave vzorcev klinastih preizkušancev, zvaljanih pri temperaturi 800° (slika 3a in 3b) v TEM so pokazale, da so v posameznih področjih poleg enakoosnih subzrn še v smeri deformacije razpotegnjena subzrna. Znotraj teh zrn se opazijo enakoosna področja, ki so med seboj ločena z mejami iz mrež individualnih dislokacij. Te ka- Slika 2 Mikrostruktura po valjanju klinastih preizkušancev: a) jeklo 015Cr17Ti, žarjeno 60 min. na temperaturi 1200°C, temperatura valjanja 800° C, 70 % deformacija, b) jeklo 015Cr17Mo2Nb, žarjeno 60 min. na temperaturi 1000°C, temperatura valjanja 1000° C, 40 % deformacija. Fig. 2 Microstructure after rolling vvedge test pieces: a) steel 015Cr17Ti, annealed 60 min. at 1200°C, rolling temperature 800°C, 70 % deformation b) steel 015Cr17Mo2Nb, annealed 60 min. at 1000°C, rolling temperature 1000° C, 40 % deformation Slika 3 Subzrna v jeklu 015Cr17Mo2Nb. Klinasti preizkušanci so bili 60 min. žarjeni pri temperaturi 1000° C in valjani pri temperaturi 800°C, 40 % deformacija: a) področje drobnih subzrn, b) področje grobih subzrn. Fig. 3 Subgrains in 015Cr17Mo2Nb steel. Wedge test pieces vvere 60 min. annealed at 1000° C, and rolled at 800° C, 40 % deformation: a) region of fine subgrains b) region of coarse subgrains rakteristike so značilne za procese dinamične poligoni-zacije pri relativno nizkih temperaturah deformacije in visokih deformacijskih hitrostih. Študij morfologije subzrn pri valjanju klinastih preizkušancev pri temperaturi 1000° C v TEM in z difrakcijo je pokazal, da nastajajo približno enakoosna subzrna (slika 4). Ta subzrna so ločena z ostrimi mejami pod kotom disorientacije, ki je praviloma manjši od 5°. Slika 4 Subzrna v dinamično rekristaliziranem zrnu. Jeklo 015Cr17Mo2Nb je bilo 60 min. žarjeno pri temperaturi 1000°C in valjano pri temperaturi 1000°C, 40% deformacija. Fig. 4 Subgrains in dynamically recrystallized grain. Steel 015Cr17Mo2Nb vvas 60 min. annealed at 1000°C, and rolled at 1000° C, 40% deformation Kot smo že omenili, nastajajo v mikrostrukturi klinastih preizkušancev pri 30 % in večji deformaciji tudi enakoosna rekristalizirana zrna. Ta zrna nastajajo zaradi mehanizma deformacijsko pogojene migracije kristalnih mej (slika 2a in 2b) praviloma najprej na tromejah in mejah prvotnih zrn. Glede na hitrost ohladitve vzorcev v vodi (največ do 2 sekundi) lahko sklepamo, da so ta rekristalizirana zrna rezultat dinamične rekristalizacije, ki ji je sledila metadinamična rekristalizacija. Ta domneva je potrjena s preiskavami v transmisijskem elektronskem mikroskopu. Na sliki 5 je prikazana visoka gostota disloka-cij in submeje v substrukturi rekristaliziranega zrna. Prikazani rezultati dokazujejo, da je bilo opazovano rekri-stalizirano zrno po svojem nastanku, tudi z upoštevanjem mehanizma koalescence subzrn, ponovno deformirano, zato menimo, da je nastalo kot produkt dinamične rekristalizacije. Zato lahko trdimo, da pri valjanju klinastih preizkušancev, pri sorazmerno visokih hitrostih deformacije, v dinamično poligonizirani matici poteče tudi dinamična rekristalizacija, in to na mestih, kjer pride do prekoračitve kritične deformacije, potrebne za ta proces (7 in 8). Največji delež rekristaliziranih zrn v mikrostrukturi je znašal pri 70 do 80 % deformaciji približno 30 %. Med dveurnim žarjenjem valjanih klinastih vzorcev pri temperaturi 1000°C poteka statična rekristalizacija matice, ki je bila dinamično poligonizirana. Odvisnost sprememb velikosti rekristaliziranih zrn je glede na izhodno stanje, temperaturo valjanja in deformacijo prikazana v rekristalizacijskih diagramih na slikah od 6a do 6d. Povprečna velikost kristalnih zrn v izhodnem stanju (žarjenje pri temperaturah 1000 in 1200° C) je podana pri ničelni deformaciji. V diagramih se vidijo pogoji valjanja klinastih preizkušancev, pri katerih dobimo po žarjenju popolno statično rekristalizacijo. Delež nerekristaliziranih področij v mikrostrukturi v nobenem primeru ni presegel 20 %. Na diagramih se vidi, da se pri deformacijah v tempera- Slika 5 Substruktura dinamično rekristaliziranega zrna v jeklu 015Cr17Mo2Nb. Klinasti preizkušanec je bil 60 min. žarjen pri temperaturi 1000°C in valjan pri temperaturi 1000°C, 40% deformacija. Fig. 5 Substructure of dynamically recrystallized grain in steel 015Cr17Mo2Nb. Wedge test piece vvas 60 min. anneaied at 1000°C, and rolled at 1000°C, 40 % deformation turnem intervalu med 800 in 1000° C z naraščajočo deformacijo velikost zrn ustali in ni odvisna od nadaljnjega naraščanja deformacije. To potrjujejo tudi rezultati preiskav reference 10. Pri jeklu, vrste 015Cr17Ti, poteka statična rekristalizacija v primerjavi z jeklom 015Cr17Mo2Nb pri istih pogojih valjanja, vendar bistveno hitreje. Večjo rekristaliza-cijsko sposobnost nam potrjujejo tudi rezultati mikro-strukturnih preiskav vzorcev neposredno po valjanju. Znake rekristalizacije smo opazili že na vzrocih, zvaljanih pri temperaturi 800° C, medtem ko smo opazili razvoj teh procesov pri jeklu, legiranem z Mo in stabiliziranem z Nb, pri 100° C višji deformacijski temperaturi. 4. REZULTATI PREISKAV NATEZNIH PREIZKUSOV V VROČEM Procesi mehčanja obeh jekel potekajo pri enoosni 40% deformaciji in hitrosti deformacije 5,9• 10~2 s-1, v temperaturnem intervalu med 850 in 1200° C, na osnovi mehanizma dinamične poligonizacije. Nastala mikrostruktura ima značilnosti prvotnih kristalnih zrn, ki so razpotegnjena v smeri deformacije in v katerih so mreže subzrn. Velikost subzrn narašča z naraščajočo temperaturo deformacije (slike 7a-7d). To se zelo jasno opazi pri analizi subzrn v transmisijskem lektronskem mikroskopu. Na slikah od 8a do 8d so prikazane značilnosti vzorcev, deformiranih pri temperaturah 850 in 1000°C. Difrakcijska analiza in opazovanje sprememb kontrasta pri nagibu folij sta pokazali, da so meje med subzrni pod zelo majhnim kotom dezorientacije, ki je praviloma manjši od 3°. Natančnejše raziskave o značilnostih subzrn, nastalih med dinamično poligonizacijo na vzorcih jekla 015Cr17Ti, deformiranih pri temperaturah 850, 900 in 1000° C, smo naredili z vrednotenjem srednje velikosti subzrn in povprečne gostote dislokacij. 40 % deformacija (logaritmična deformacija 0,34) ustreza v diagramu napetost — deformacija stanju poteka procesov dinamične poligonizacije za vse temperature deformacije. Odvisnost velikosti subzrn in gostote dislokacij od temperature deformacije je prikazana v diagramih na slikah 9 in 10 (11). Srednja velikost subzrn linearno narašča z defor-macijsko temperaturo od vrednosti 4,6 jim pri temperaturi 850° C do vrednosti 12,6p.m pri temperaturi 1000° C. Na sliki 10 je prikazana analogna odvisnost gostote dislokacij znotraj subzrn. Povprečna gostota dislokacij je pri temperaturah deformacije 850° C in 900° C približno enaka in je 5,0-108 cm-2. Z naraščajočo temperaturo deformacije gostota dislokacij pada in je pri temperaturi 1000°C 3,2-10® cm-2. Za jeklo, vrste 015Cr17Ti, smo pri temperaturi deformacije 1000° C, na osnovi Kikuchiho črt, naredili natančne preiskave sprememb kota skupne dezorientacije med posameznimi subzrni v dinamično poli-gonizirani mikrostrukturi. Iz premika linij med sosednjimi subzrni smo merili horizontalno komponento kota skupne dezorientacije, glede na rotacijsko os vzporedno z ravnino folije (elektronodiagram, 12). Azimutne komponente kota dezorientacije subzrn glede na os, vzporedno z elektronskim snopom (12), nismo določili, ker je bila napaka pri meritvah prevelika (približno ±1°). Rezultati tridesetih meritev so prikazani na sliki 11. Horizontalna komponenta kota dezorientacije se giblje v mejah od 0,2 do 2,6°, povprečna vrednost pa je 0,8°. Navedene ugotovitve se ujemajo z mnenji avtorjev referenc 13 in 14, ki navajajo, da imajo meje subzrn, nastalih med vročim preoblikovanjem, nizkokotni karakter s kotom dezorientacije, manjšim od 3°. Povišanje deformacijske temperature na 1100° C, oz. 1200° C ne vodi samo k znatnemu povečanju subzrn, temveč poteka tudi deformacijsko inducirana migracija kristalnih mej izhodnih zrn. Zato ima predvsem jeklo 015Cr17Mo2Nb izrazito velika kristalna zrna (sliki 7c in 7d). Migracijo visokokotnih mej lahko v principu opredelimo kot rekristalizacijski proces. Upoštevati moramo le, da to ni klasičen rekristalizacijski proces z nastankom in rastjo novih zrn. Iz primerjave značilnosti subzrn, nastalih pri relativno počasni deformaciji pri vročem nateznem preizkusu in pri znatno višjih deformacijskih hitrostih va- •o 800"C 1000°C 10 20 30 40 50 60 70 80 Deformacija [%) 0 10 20 30 40 50 60 70 80 Deformacija I*/.] 800 "C 900 °C 1000°C 1100°C 0 10 20 30 40 50 60 70 80 b Deformacija 17.1 10 20 30 40 50 60 70 80 Deformacija I"/.] Slika 6 Rekrisfalizacijski diagrami valjanih klinastih preizkušancev žarjenih 2 uri pri temperaturi 1000°C in nato ohlajenih v vodi: a) jeklo 015Cr17Ti, pred valjanjem 60 min. žarjeno pri temperaturi 1000°C, b) jeklo 015Cr17Ti, pred valjanjem 60 min. žarjeno pri temperaturi 1200°C, c) jeklo 015Cr17Mo2Nb, pred valjanjem 60 min. žarjeno pri temperaturi 1000° C, d) jeklo 015Cr17Mo2Nb. pred valjanjem 60 min. žarjeno pri temperaturi 1200° C (na krivuljah označujejo polni simboli popolnoma rekristalizirano mikrostrukturo, prazni pa delno rekristalizirano mikrostrukturo). Fig. 6 Recrystallization plots of rolled wedge test pieces annealled 2 hours at 1000° C, and then cooled in vvater: a) steel 015Cr17Ti, before rolling 60 min. annealed at 1000°C, b) steel 015Cr17Ti, before rolling 60 min. annealed at 1200°C, c) steel 015Cr17Mo2Nb, before rolling 60 min. annealed at 1000°C, d) steel 015Cr17Mo2Nb, before rolling 60 min. annealed at 1200°C (full symbols represent completely recrystallized microstructure, empty ones partially recrystallized microstructure) Slika 7 Mikrostruktura jekla 015Cr17Mo2Nb po vročem nateznem preizkusu pri 40 % deformaciji pri temperaturah: a) 850°C, b) 1000°C, c) 1100°C in d) 1200°C. Fig. 7 Microstructure of 015Cr17Mo2Nb steel after hot tensile test at 40 % deformation and temperatures: a) 850°C, b) 1000°C, c) 1100°C, and d) 1200°C Mi Slika 8 Subzrna v jeklu po vročem nateznem preizkusu pri 40 % deformaciji: a) jeklo 015Cr17Ti, temperatura deformacije 850° C, b) jeklo 015Cr17Mo2Nb. temperatura deformacije 850°C, c) jeklo 015Cr17Ti, temperatura deformacije 1000° C, d) jeklo 015Cr17Mo2Nb, temperatura deformacije 1000°C. Fig. 8 Subgrains in steel after hot tensiie test at 40 % deformation: a) steel 015Cr17Ti, temperature of deformation 850°C, b) steel 015Cr17Mo2Nb. temperature of deformation 850°C, c) steel 015Cr17Ti, temperature of deformation 1000°C, d) steel 015Cr17Mo2Nb, temperature of deformation 1000° C. Ijanja klinastih preizkušancev pri istih temperaturah in deformacijah sledi, da se pri nižjih deformacijskih hitrostih ustvarja bolj stabilna dinamično poligonizirana mikrostruktura z značilnimi enoosnimi subzrni večjih dimenzij. Te ugotovitve so v skladu z mehanizmom dinamične poprave v kovinskih sistemih, ki imajo visoko energijo, napake zloga. Pri žarjenju vzorcev na temperaturah, pri katerih smo naredili natezne preizkuse, je matica, v kateri so potekli procesi dinamične poprave , statično rekristalizirana. Rekristalizirana kristalna zrna vzorcev, deformiranih pri nateznem preizkusu, so v primerjavi z vzorci, valjanimi pri enakih temperaturah in deformacijah, veliko bolj groba. To dejstvo si lahko razlagamo z nastankom stabilne dinamično poligonizirane mikrostrukture, ki je nastala pri relativno počasni deformaciji. Kali za nastanek novih re-kristaliziranih zrn je v taki mikrostrukturi malo. Pri večjih deformacijskih hitrostih je poligonizirana mikrostruktura 16 H e jM2 C 10 Ni JD 3 8 m 6 je a> 4 > 2 0 C = 40 % -2 -1 L = 5,9 10 s 800 850 900 950 1000 1050 Temperatura deformacije [°C1 Slika 9 Odvisnost povprečne velikosti subzrn od temperature vročega nateznega preizkusa za jeklo 015Cr17Ti. Fig. 9 Relationship betvveen the average size of subgrains and the temperature of hot tensiie test for 015Cr17Ti steel 2 5 S * O u o 2 o «5 i o 1 O - - _ £ = 40Y. _ £ = 5,9 10'V i i i i > 5 b o £ Td = 1000 °c E = i0'/. £ : 5,9-10"2 s"1 J_J_L 0,5 1,0 1,5 2,0 Kot disorientacije [°] 2,5 3,0 800 850 900 950 1000 1050 Temperatura deformacije [°C] SlikalO Odvisnost povprečne gostote dislokacij v subzrnih od temperature vročega nateznega preizkusa za jeklo 015Cr17Ti. Fig. 10 Relationship betvveen the average density of dislocations in subgrains and the temperature of hot tensiie test for 015Cr17Ti steel znatno manj stabilna. V začetnem štadiju žarjenja pospešujejo rekristalizacijo postdinamične kali, nastale med dinamično in metadinamično rekristalizacijo. 5. ZAKLJUČEK Pri vroči predelavi feritnih nerjavnih jekel z nizko vsebnostjo ogljika in dušika poteka pri relativno visokih de-formacijskih hitrostih v temperaturnem intervalu med 800 in 1000° C dinamična poligonizacija matice in deloma tudi dinamična rekristalizacija. Pri majhnih deformacij-skih hitrostih poteka v temperaturnem območju med 850 in 1200°C predvsem dinamična poligonizacija, nad tem- Slika 11 Horizontalna komponenta kota disorientacije med subzrni v jeklu 015Cr17Ti po vročem nateznem preizkusu pri temperaturi 1000° C. Fig. 11 Horizontal component of disorientation angle betvveen subgrains in 015Cr17Ti steel after hot tensiie test at 1000°C. peraturo 1000°C pa tudi rast prvotnih kristalnih zrn, ki je posledica migracije kristalnih mej. Zniževanje deformacijskih hitrosti vodi k nastanku zelo stabilne dinamično poligonizirane mikrostrukture. Pri naknadnem žarjenju se zaradi omejene nukleacije razvijejo groba rekristalizirana zrna (statična rekristalizacija). Sprejemljivo velikost kristalnih zrn, velikosti 3 do 4 po ASTM klasifikaciji, dobimo pri velikih deformacijskih hitrostih. Taka zrna nastanejo zaradi metadinamične in statične rekristalizacije matice, ki je v nestabilni dinamično poligonizirani mikrostrukturi že imela določen delež dinamično rekristaliziranih zrn. Velikost rekristaliziranih zrn po žarjenju je odvisna od parametrov predhodne deformacije. Podana je z rekri-stalizacijskimi diagrami. Iz rezultatov sledi, da ima jeklo, vrste 015Cr17Ti, večjo rekristalizacijsko sposobnost v primerjavi z jeklom 015Cr17Mo2Nb. Jeklo, legirano z Mo in stabilizirano z Nb, ima nekatere druge prednosti, predvsem bistveno nižjo prehodno temperaturo (žilavost). Z raziskavami smo razširili poznavanje mikrostrukturnih karakteristik feritnih nerjavnih jekel s 17% Cr in nizko vsebnostjo ogljika in dušika v odvisnosti od parametrov vročega preoblikovanja in rekristalizacijskega žarjenja. Podani so nekateri pogoji za tehnologijo vroče predelave, ki zagotavlja ustrezno mikrostrukturo jekla. LITERATURA 1. Stainless Steel 77, Proceedings of the Inter. Conf. London, Climax Molybdenum Co., Greenvvich, 1977 2. Čižek P.: Zaverečna zprava vyzk. ukolu č. A 00-123-237, VUHZ Dobra, pobočka Karlštejn, 1987 3. Čižek P. et al.: Hutnicke listy, 1989, č. 1, 32 4. Čižek P. et al.: Kovove materialy, 27, 1989, 84 5. Čižek P. et al.: Hutnicke listy, 1989, č. 2, 99 6. Maki T., Okaguchi S., Tamura I.: Strength of Metals and Al-loys, Proceedings of the 6-th Intern. Conf. Melburne, Per-gamon Press, Oxford, 1982, 529 7. Kato K., Saito Y., Sakai T.: Proceedings of the 4-th Czecho-slovak — Japanese Metallurgical Symp. Prague, 1983, 16 8. Kato K., Saito Y„ Sakai T.: Trans. ISIJ, 24, 1984, 1050 9. Klimanek P. et al.: Czech. J. Phys., B 38, 1988, 373 Glover G., Sellars C. M.: Met. Trans., 3, 1972, 2271 11. Ouchi Ch„ OkitaT.: Trans. ISIJ, 23, 1983, 128 12. Utevskij L. M.: Difrakcinnaja elektronnaja mikroskopija v metallovedeniji, Metallurgija, Moskva, 1973 10 13. Mc Oueen, H. J. et al.: Scripta Met., 39, 1985, 73 15. Smajič N.: Železarski zbornik, 22 st. 1, 1988, 19-22 14. Kassner M. E., Myshlyaev M. M., Mc Oueen, H. J.: Mater. 16. Triplat J., Smajič N., Arh J., Kmetič D.: Osvajanje superferit-Sci. and Eng., A 108. 1989, 45 nih nerjavnih jekel, Poročilo Ml v Ljubljani, 89-015 Bei der VVarmverformung ferritischer nichtrostender Stahle mit niedrigem Kohlenstoff und Stichstoff gehalt verlauft bei rela-tiv hohen Verformungsgeschvvindigkeiten (walzen von Keilpro-ben) im Temperaturinterval zvvischen 800 und 1000° C dynami-sche Polygonisation der Grundmasse teilvveise aber auch die dynamische Rekristallisation. Bei kleinen Verformungsgeschvvindigkeiten (Warmzugversuch) verlaft bei Temperaturen zvvischen 850 und 1200° C vorvviegend dynamische Poygonisa-tion, uber der Temperatur von 1000°C aber vvegen der Kristall-grenzenvvanderung auch das Wachstum von Primarkorn. Die Reduzierung der Verformungsgeschvvindigkeit fuhrt zur Entstehung von sehr stabilen dynamisch polygonisierten Mikro-gefuges. Beim Rekristallisationsgluhen entsteht vvegen begrenzter Keimbildung ein grobkorniges Gefuge (statische Rekristallisation). Nur mit hohen Verformungsgeschvvindigkei- ten kann eine entsprechende Korngrosse (Klasse 3 bis 4 nach ASTM) der rekristallisierten Komer versiechert werden und zwar als Folge der metadynamischen und statischen Rekristallisation der Grundmasse in der schon im nichtstabilen dyna-misch polygonisierten Mikrogefiige ein kleiner Anteil dynamisch rekristallisierten Korner enthalten war. Die Grosse der Statisch rekristallisierten Korner ist abhangig von den Parametern der vorgangigen Verformung beim VValzen und vvird in den Rekri-stallisationsdiagrammen gegeben. Aus den Ergebnissen ist zu entnehmen, dass der Stahl 015Cr17Ti eine grossere Rekristalli-sationsfahigkeit im Vergleich zum Stahl 015Cr17Mo2Nb hat. Der mit Mo legierter und Nb stabilisierter Stahl hat einige andere Vorteile, vorallem wesentlich niedrige Ubergangstempe-ratur (Zahigkeit). SUMMARY In hot working of ferritic stainless steel with lovv contents of carbon and nitrogen dynamic polygonization of matrix and partial^ also dynamic recrystallization took plače at relatively high deformation rates (rolling of vvedge test pieces) in the temperature range betvveen 800 and 1000° C. At lovv deformation rates (hot tensile. test) mainly dynamic polygonization takes plače betvveen 850 and 1200°C, vvhile above 1000° C due to migration of grain boundaries also grovvth of original grains vvas observed. Reduction of deformation rate causes the formation of a very stable dynamically polygonized microstructure. In re-crystallization anneaiing coarse recrystallized grains (static rec- rystallization) are formed due to limited nucleation. Only high deformation rates ensure that the size of recrystallized grains is suitable (class 3 do 4 by ASTM) due to metadynamic and static recrystallization of matrix which already constains a small por-tion of dynamically recrystallized grains in the unstable dynami-cally polygonized microstructure. The size of statically recrys-tallized grains depends on the parameters of previous deformation in rolling and it is given in recrystallization plots. The results indicate that the recrystallization capacity of steel 015Cr17Ti is higher than that of steel 015Cr17Mo2Nb. Steel alloyed vvith Mo and stabilized vvith Nb has some other advantages, mainly the essentially lower transition temperature (toughness). 3AKJ1IOHEHME B npouecce ropfmefi o6pa6oTKM CTanePi c eppMTHoPi ocho-bom m HM3KMM coflepMaHMeM yrnepofla m a30Ta, npw cpaBHMTe-nbHo BbicoKnx CKopocTflx AeopMaunn (npoKatna KriMHoo6-pa3Hbix McnbiTaTenbHbix o6pa3UOB), b TervinepaTypHbix MHTepBa-/iax Mewfly 800 m 1000° C, nponcxo,qnT flUHaMM^ecKan no;inro-HU3aUMH flflpa M HaCTMHHO T3K>Ke flMHaMMHHaR peKpHCTa/lfiM-3aL|Mfl. ripn He6o/lblDMX CKOpOCTflX flettopMaUMM (MCnbITaHMe Haifl>KeHMR b ropFmeti cpeae) n npki TeMnepaiypax Me>K,qy 850 m 1200°C, r/iaBHbiM 06pa30M ocymecTB;iHeTCfl anHaMM4Han nonn-roHM3aunfl, npn TervinepaType npeBbiniaioiuePi 1000°C, Bc/iea-CTBne MurpauMu npeaenoB KpncTannn3auuM ocymecTBnneTCfl yBe/iMHeHne nepBM4Hbix 3epeH. YMeHbujeHMeM cKopocTM /jettiopMaunn o6pa3yKDTCfl oMeHb CTa6ki/ibHbie anHaMkmHan n0rmr0HH30BaHHbie MMKpocTpyKTypbi. ripn peKpMCTaji/iM3aL4MOHHOM obMMraHHM, Bc^eacTBne ynoMAHy-ToPi HyK/ieauMM, o6pa3yK)TCH rpy6bie, peKpncTan;iM30BaHHbie 3epHa (cTaTHHecKafl peKpncTa.n/iM3aunfi). To/ibKO npn BbicoKMX ckopoc™x aectopmaumu o6ecne4mbaetcq oootbetctbyiolnnpi pa3Mep peKpMCTa^nn30BaHHbix 3epeH (nnacc 3—4 no ASTM), a uMeHHo KaK pe3y^biaT Meia/iMHaMMMHOM m ciaTUMecKoPi pen-pncTa/i/in3aunn Hflpa, y KOToporo ywe b HecTa6M/ibHoPi flMHa-mmhho no^ktroHMSOBaHHOki MHKpocTpyKType MMe/iacb He6o-/lbiuaH MacTb .nHHaMkHHO peKpMCTa/i/iM30BaHHbix 3epH. Pa3Mep ctatuhho peKpMCTa^^M30BaHHbix 3epeH 3aBncm ot napaMeTpoB npe^Baprne^bHofi fletpopMaunn npn npoKaTKe m yKa3biBaeTCfi b peKpMCTa/i/iM3aLinoHHbix rpatt>MKax. kl3 pe3y/ibTaTOB bmaho, hto CTanu 015Cr17Ti mvieeT 6oJibuiyK> peKpMCTa/iJiM3auM0HHyK3 cno-eoČHoeTb no cpaBHeHMKD cocTa/ibto 015Cr17Mo2Nb. y CTa/in, nerupoBaHHoPi c Mo n CTa6MnM30BaHH0M c Nb, HeKOTOpbie flpy-™e npenMyoiecTBa, npex<,ne Bcero 3Ha4MTe/ibHo čonee HM3Kap TeMnepaTypa nepexofla. O poškodbah jekla v parovodih in metodah za njihovo opredelitev F. Vodopivec*1 UDK: 620.191.33:669.14.018.85:621.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9—72 Članek razpravlja o vplivu obremenitve na lastnosti jekla, o napetostih v parovodih, o poškodbah zaradi statičnih in dinamičnih obremenitev ter opisuje metodiko za oceno preostale življenjske dobe. Delo je kritična analiza literaturnih podatkov, razširjena z lastnimi spoznanji. 1. UVOD Parovode v termoelektrarnah delimo v dve osnovni vrsti (1) — parovode, v katerih mehanske lastnosti jekla niso odvisne od trajanja eksploatacije in je zanje parameter proračuna meja plastičnosti in — parovode, v katerih so lastnosti jekla odvisne od trajanja eksploatacije in za katere je parameter proračuna neka mejna deformacija, na primer 1 %, po določenem trajanju eksploatacije, na primer 105 ali 2-105 ur. Meja med obema področjema eksploatacije (slika 1) je definicirana z odvisnostjo med mejo plastičnosti R0.2) in statično natezno trdnostjo za določen čas (v nadaljevanju časovna trdnost), na primer 2 ■ 105 ur, pri temperaturi za +5° C nad temperaturo eksploatacije (Rm, 200000) + 5° C. V tabeli 1 so po referenci 1 za nekatera jekla za parovode navedene kritične temperature. Pri standard- Rp 0,2/» 15 _l_ Temperatura Slika 1 Kritična temperatura A, ki razmejuje temperaturo eksploatacije parovodov v območju meje plastičnosti Rp0l2 in statične časovne trdnosti Rm Fig. 1 Critical temperature A vvhich defines the exploitation temperature of steam pipelines in the region of 0.2 % proof stress and creep strength depending on tirne " dr Franc Vodopivec. dipl. ing met — Metalurški inštitut Ljubljana, Lepi pot 11. 61000 Ljubljana ' nih jeklih je kritična temperatura pod 500° C, najvišja je pri jeklu 14 MoV 63. Nad kritično temperaturo se jeklo pod statično obremenitvijo počasi deformira z lezenjem (angl. creep). To je proces, ki se odvija s tokom vrzeli v kristalni mreži ferita in povečuje dolžino jekla v smeri zunanje sile. Jekla za parovode so predvsem feritnega tipa in se uporabljajo do temperature ca. 550° C. Oznaka feritni tip pomeni, da je mikrostruktura iz feritnega matriksa, v katerem so dispergirana zrna karbidnih in nitridnih faz, ki imajo različno obliko in velikost. Pri temperaturi nad ca. 450° C je mobilnost atomov železa v rx mreži (to je kristalna mreža, v kateri so razporejeni atomi železa v feritu) že tolikšna, da se lahko odvijata dva osnovna metalurška procesa: eden je sprememba morfologije mikroskopskih in submikroskopskih sestavin mikrostrukture jekla, vzporedno z njo pa tudi precipitacija različnih faz, ki so bile zadržane v trdni raztopini v feritu, drugi pa je že omenjena deformacija jekla z lezenjem. Prvi proces je enak tistemu, ki ga srečamo v popuščanju kaljenega jekla. Razlika je v tem, da je kaljena mikrostruktura zelo neravnotežna, mikrostruktura jekla v parovodu pa toliko ravnotežna, kolikor je mogoče doseči pri tehnologiji, primerni za gospodars-sko proizvodnjo. Enostavno povedano, pri popuščanju kaljenega jekla se procesi odvijajo v časovnem razponu, ki ga merimo v urah, pri parovodih pa v časovnem razponu, ki ga merimo v letih ali celo desetletjih. Zaradi obeh vrst procesov se spreminjajo lastnosti jekla v parovodu, pa tudi v vsaki drugi napravi, ki je izpostavljena mehanski sili nad kritično temperaturo s slike 1. Na sliki 2 je po ref. 3 prikazan vpliv časovne statične obremenitve pri temperaturi 550° C na žilavost nekaterih jekel za parovode pri temperaturi ambienta. Pri večini jekel se žilavost zmanjšuje skoraj proporcionalno s trajanjem statične napetosti. Izjema je jeklo 14 MoV 63, kjer se žilavost zmanjšuje, po določenem času pa začne rasti. Pri avstenitnih jeklih se žilavost zmanjšuje tem pozneje, čim manj ima jeklo ogljika. To je dokaz, da je vzrok za zmanjšanje žilavosti, precipitacija karbidov po mejah zrn. To oslabi trdnost zveze med njimi in propaga-cijo razpoke usmeri iz notranjosti kristalnih zrn na njihove meje. Pri jeklih s feritnim matriksom je vzrok za zmanjšanje žilavosti nekoliko drugačen in ga bomo obravnavali v nadaljevanju. Relativno najvišja kritična temperatura, pri kateri so procesi lezenja že toliko učinkoviti, da meje plastičnosti ni več mogoče uporabiti kot izhodišče za proračun, in zadovoljiva žilavost po dolgotrajni eksploataciji sta razloga, da se za parovode zelo pogosto uporablja prav jeklo, vrste 14 MoV 63. Zadnja leta narašča tudi uporaba jekla X 20 CrMoV 121, ki je legiran z 12 % kroma, zato ker je bolj odporno proti oksi-daciji z vodno paro in z zgorevnimi plini, kar seveda pomeni, da je manj občutljivo predvsem za kratkotrajna pregrevanja, pri katerih se močno poveča hitrost škaja-nja jekla. m O > O O C IM a; o N o C > o a> Cd KMo V 63 X 3Cr NiMoN 1713 X8CrNiMoVNb1613 X20CrMo V 121 10CrMo 910 13CrMo 44 0 10 102 103 KT 105 10b 400 300 E E vi o a; o. o 200 150 100 Trajanje zadržanja pri temperaturi 550°C,ure Slika 2 Vpliv zadržanja pri temperaturi 550° C na žilavost nekaterih jekel za parovode pri sobni temperaturi. Fig. 2 Influence of holding at 500° C on the toughness of some steel for steam pipelines at room temperature 2. VPLIV OBREMENITVE V PAROVODIH NA LASTNOSTI JEKLA Rast moči termoelektrarn, z njo rast premera parovo-dov in želja, da se čim bolj izkoristijo lastnosti jekla, so animirale sistematične raziskave tega problema. Med drugim so te raziskave privedle do tega, da je bila leta 1979 zmanjšana predpisana minimalna vrednost za časovno trdnost pri temperaturi 550° C za jeklo 14MoV 63 za ca. 1/4 glede na vrednost iz leta 1961 (1). Odločitev je bila sprejeta, potem ko so bili na voljo popolnejši podatki o vplivu dolge časovne obremenitve na lastnosti jekla od tistih, ki so bili na voljo leta 1961. Prizadevanje, da se podaljša življenjska doba paro-vodov, ki so dragi sestavni deli termocentral, ter iskanje možnosti, da se pravočasno napove možnost havarije parovodov, pa tudi drugih temperaturno napetostno obremenjenih delov termocentral, so razlaga, zakaj se danes posveča toliko pozornosti raziskavam o vplivu toplotne deformacije z lezenjem na lastnosti jekla. Že vpliv začetne toplotne obdelave, torej začetne mikrostrukture, je zelo pomemben. V ref. 4 opisujemo vpliv hitrosti ohlajanja s temperature avstenitizacije (kaljenja) in trajanja popuščanja na statično časovno trdnost jekla 14 MoV 63. V odvisnosti od pogojev termične obdelave je bila po 105 urah obremenitve časovna trdnost v razponu med 90 in 115 N/mm2, meja 1 % deformacije pa v razponu med 91 do 114 N/mm2 po 3-104 urah obremenitve. Tudi minimalna meja je nad tisto, ki o norma iz leta 1979 predpisuje za jeklo, vrste 14 MoV 63, in znaša 68 oz. 75 N/mm2. Očitno pa je mogoče pričakovati daljšo in manj moteno delo, če je bila že v začetku izvršena optimalna termična obdelava jekla. Močan vpliv na časovne lastnosti jekla ima tudi hladna deformacija. Za jeklo, vrste 14 MoV 63, je bilo ugotovljeno, da je kontrakcija po 100 urah obremenitve pri 550°C za okoli 20%, po 5-10" urah obremenitve pa celo za ca. 50 % manjša, če je bilo pred preizkušanjem hladno deformirano za 10 %. Razlaga je, da so vsi mikro-strukturni procesi, torej precipitacija iz trdne raztopine, 601 ■V m /yC/ ///> '/// v// ♦K \ s ^Va/VAOV, ^ \ \ X .7/vX •v. • • v • • \ { 10 102 103 lO*1 Trajanje obremenitve ure 10 Slika 3 Odvisnost časa do zloma od statične obremenitve pri 550° C za jeklo vrste 14 MoV 63 v dobavnem stanju (srafirani pas) in po različno dolgi eksploataciji. Fig. 3 Dependance of the tirne till failure on the static load at 550° C for steel grade 14 MoV 63 as supplied (dashed band), and after various periods of exploitation sprememba oblike in povečanje velikosti karbidnih in nitridnih faz ter difuzija vrzeli mnogo hitrejši v deformiranem jeklu. S hladno deformacijo smo namreč vnesli v kristalno mrežo kovine različne napake, npr. dislokacije in vrzeli,kar pospeši vse procese, ki potekajo z difuzijo v trdnem stanju. Lahko torej ugotovimo, da je pričakovati optimalno obnašanje jekla v parovodu le v primeru, ko je bila izvršena optimalna termična obdelava in je jeklo čim bolj stabilizirano v trenutku vgradnje v parovod. Nekateri avtorji obravnavajo vpliv trajanja eksploatacije parovoda na časovno trdnost jekla in jo primerjajo s tisto pri svežem jeklu, torej takim, ki ni bilo v uporabi. Na sliki 3 je po ref. 5 prikazana časovna trdnost jekla iz dveh cevi, ki sta v različnih kotlih delali v približno enakih pogojih eksploatacije, in svežega jekla. Obe jekli, ki sta bili v eksploataciji, imata nižjo časovno trdnost, kot sveže jeklo, razlika pa je precej večja pri jeklu, ki je bilo dalj časa v eksploataciji. To je dokaz, da se med eksploata-cijo postopoma kopičijo poškodbe v jeklu zaradi deformacije z lezenjem. V ref. 6 je objavljen diagram na sliki 4, ki kaže, da se pri jeklih 14 moV 63 in 10CrMo 910 časovna trdnost jekla iz eksploatacije približuje časovni trdnosti svežega jekla pri obremenitvi, daljši od 104 ur, torej približno pod dveh letih dela parovoda. Duktilnost svežega jekla je mnogo večja. Lahko torej sklepamo, da potekajo še med eksploatacijo parovoda v jeklu procesi, ki negativno vplivajo predvsem na duktilnost. To se močno odraža na hitrosti propagacije razpok. V referenci 7 je pokazano, da je propagacija v enakih temperaturno napetostnih pogojih pomembno bolj počasna v svežem jeklu, kot v jeklu iz eksploatacije. Velja še omeniti, da so bile vse raziskave materiala iz eksploatacije izvšene na jeklu, ki ni kazalo nobenih mikroskopskih znakov poškodb, pač pa le spremembe v mikrostrukturi. Te spremembe se kažejo, kot smo že omenili, v razpadu trdne raztopine ogljika in dušika v feritu, nastanku karbidnih in nitridnih faz, v spremembi oblike karbidnih faz, ki so bile v jeklu že od začetka, v neprekinjeni rasti velikosti vseh teh faz in o vezavi posamičnih legirnih elementov, predvsem kroma in molibdena v karbidih, kjer nadomeščajo železo. S tem se zmanjšuje utrditev s trdno raztopino. S povečanjem velikosti karbidnih komponent mikrostrukture se zmanjšuje njihova disperznost, s tem pa tudi sposobnost, da z blokiranjem dislokacij zavirajo vse procese deformacije z lezenjem. E E tO o ¥,na o6ecne4MTb KaK mo>kho 6o/iee CTa6n;ibHyK> HaMa/ibHyio MMKpocTpyKTypy. HanpR>neHMe b naponpoBoaax HB/iHeTCR pe3ynbiaTOM BHyTpeHHoro aaeneHm, co6cTBeHHoro seča m 0opMbi, >KecTKOcTM, TeMnepaTypHbix M3MeHeHMPi m CBapxn OTfle/lbHblX CerMeHTOB. ri03T0My HanpH>KeHHfl b pa3HblX MaCTflX napdnpoBoaa pa3Hbie. nap0np0B0flbi noBpe>K,aaK3TCfl no pas-HblM npMHMHaM — b 6oribLUMHCTBe C/iyHaeB b T04KaX CaMOfi 60/lbLU0M o6utefl CTaTMHeCKOM M flMHaMMHHOM Harpy30K. Oco- 6eHH0 OnaCHblMU MeCTaMM RBJIfltOTCfl TOMKM OTBeTB/ieHUR, M3rn6bi m CBapeHHbie Meda. B nepnoa, Koraa naponpoBoa He paboTaeT, onacHO TaK>Ke B03ae(icTBMe Koppo3nn. Onpeaene-Hne cpoKa c/iy>t<6bi ocHOBbiBaeTca Ha pacMeTe M3Hoca, npuneM CaMbIMM Ba>KHblMH napaMeTpaMU FIB/lfllOTCH M3MeHeHMe ({iOpMbl naponpoBoaa, cocTonHne MaTepna/ia n TOHHbifi a»ann3 bo3mo>k-Hbix noBpe>naeHnPi Ha Meciax carvibix 6ojibwnx ciaTMMecKMX m flMHaMMHHblX HanpHMeHM«. CpaBHMTe/lbHO o6-beKTMBHyKD OLieHKy o COCTOAHMM Maiepna/ia mo>kho ycTaHOBHTb Ha 0CH0Ba-hmm MMKpocTpyKTypbi c noMOiubK) n;iacTMaccoBbix pennuK, ha KOTOpblX mo>kho Onpefle/IHTb fla«e MMKpOHenpaBUJlbHOCTM b Maiepnane. TEHNIČNE NOVICE Jekla za hladno masivno preoblikovanje A. Lagoja*1 Gradivo obravnava metalurške dejavnike, ki vplivajo na preoblikovalnost jekel za hladno masivno preoblikovanje, vrste in lastnosti jekel iz proizvodnega programa železarne Jesenice, ki se uporabljajo za hladno masivno preoblikovanje, ter nekaj primerov uporabe jekel za vijake. 1. UVOD Najpomembnejša uporabna lastnost jekel, namenjenih za hladno masivno preoblikovanje je »preoblikovalnost«. Preoblikovalnost je definirana s pojmoma: — napetost tečenja (preoblikovalna trdnost) Kf, — preoblikovalna sposobnost (zmogljivost), Napetost tečenja je zelo pomembna lastnost, ker iz nje lahko določimo: 1. potrebno silo za preoblikovanje in s tem tudi sile (obremenitve), ki jih mora prenašati oblikovalno orodje, kar pomembno vpliva na njegovo vzdržnost 2. pričakovane lastnosti (trdnost) izdelka po deformaciji Preoblikovalna sposobnost (zmogljivost) je mejna deformacija, ki jo je material še sposoben prenesti brez razpok. Kvantitativne ocene te lastnosti (še) ni, zato si pri njenem ocenjevanju pomagamo s kvalitativnimi kazalniki, kot so: — raztezek in kontrakcija pri trgalnem preizkusu, — krčenje pri tlačnem preizkusu do pojava prvih razpokic, — število vrtljajev do porušitve pri vzvojnem preizkusu (torziji). Da bi dosegli dobro preoblikovalnost jekel za hladno masivno preoblikovanje, je potrebno že pri izdelavi in predelavi teh jekel poseči po nekaterih ukrepih, ki zagotavljajo : — optimalno kemično sestavo, — notranjo homogenost jekla, — dobro fizikalno čistočo jekla, — optimalno mikrostrukturo, — dobro površino. Zato mora biti proces izdelave in predelave teh jekel skrbno voden in nadzorovan v vseh tehnoloških fazah. 2. DEJAVNIKI, KI VPLIVAJO NA PREOBLIKOVALNOST 2.1 Vpliv legiranih elementov Najboljšo preoblikovalnost ima jeklo, ki se po sestavi približuje čistemu železu. S povečanjem količine ogljika in ostalih (legirnih) elementov v jeklu se preoblikovalna zmogljivost zmanjšuje, napetost tečenja pa raste. " mag Aleš Lagoja, dipl. ing. met — Železarna Jesenice, c. Železarjev 8, 64270 Jesenice S povečanjem količine ogljika v jeklu raste delež per-lita v mikrostrukturi, ki odločilno vpliva na trdnost in kon-trakcijo jekla. Karbidotvorni elementi Cr, Mo, V in Ti prav tako, vendar v manjši meri kot ogljik, zvišujejo trdnost (deloma preko karbidov, deloma preko nastanka trdne raztopine, s čimer povzročajo utrditev ferita). Ostali legirni elementi (npr. Mn, Si, Ni) zvišujejo trdnost in s tem napetost tečenja preko tvorbe zmesnih kristalov (trdne raztopine). 300 E l 250 <1 200 S1 Ki & •K 150 o o 5 x % C 0.030 0.030 0.030 18.0 18.0 18.0 11.0 11.0 10.0 Tabela 8: Uporabnost nekaterih vrst jekel za vijake in matice Oznaka Ž.J. C Sestava jekla v % Si Mn Cr Mo Mehanske lastnosti v žarjenem stanju Rm (N/mm2) Z (%) max min. Kaljivost (min. trdote v jedru) (HRc) Premer max (mm) Uporabnost Cq 15 0.15 0.25 0.35 440 65 — — zakovice, knipingi Cq 35 0.35 0.25 0.65 550 60 40 8 matice za trd. razred 8 in 10, vijaki 8,8 do M 8 35 B 2 0.35 0.25 0.65 530 62 40 18 matice trd. razreda 10 in 12 vijaki 8.8 do M 20 Č 4130 0.34 0.25 0.75 1.05 580 60 42 24 8.8 — vijaki do M 24 10.9 — vijaki do M 18 Č 4131 0.41 0.25 0.65 1.05 610 59 45 26 10.9 — vijaki do M 26 12.9 — vijaki do M 8 Č 4731 0.34 0.25 0.65 1.05 0.20 600 60 45 22 10.9 — vijaki do M 24 12.9 — vijaki do M 16 5. ZAKLJUČEK Pri izdelavi in predelavi jekel za hladno masivno preoblikovanje je potrebno posebno pozornost posvetiti njihovi kemični sestavi, homogenosti, čistoči, strukturi in površini, ker le na ta način lahko zagotovimo dobro preoblikovalnost. Pri izbiri jekel za določen izdelek, ki ga oblikujemo s postopki hladnega masivnega preoblikovanja je potrebno upoštevati zahtevnost izdelka po oblikovni plati, ter zahtevane lastnosti končnega izdelka. V proizvodnem programu Železarne Jesenice je široka paleta jekel za hladno masivno preoblikovanje. Z izbiro pravilne tehnologije predelave teh vrst jekel je možno lastnosti žice (ali palic) optimalno prilagoditi zahtevam končnega porabnika. LITERATURA 1. A. Razinger: Sferoidizacijsko žarjenje jekel za kvalitetne vijake, železarna Jesenice, Raziskovalno poročilo, 1989. 2. K. Kuzman, A. Razinger: Ocena sposobnosti domačih jekel za masivno preoblikovanje v hladnem, Železarski zbornik, 7, 1974, 4, s 189—197. 3. A. Razinger: Razvoj specialnih jekel za hladno masivno preoblikovanje v železarni Jesenice, XI. Jugoslovansko posvetovanje za proizvodno strojništvo, Ohrid, 1977, knjiga I., s 122—131. 4. VVerkstoffkunde Stahl, Springer Verlag 1984. 5. Katalog proizvodov železarne Jesenice: Hladno vlečeno jeklo v kolobarjih in palicah, 1987. Posebnosti pri cementaciji ali karbonitraciji kosov malih dimenzij F. Legat*' UVOD V kvalitetnejšem področju proizvodnje in uporabe je mnogo vrst verig in vijakov, ki se pri uporabi obrabljajo in morajo zato imeti trdo, obrabno obstojno površino. To so predvsem zaščitne verige za kolesa motornih vozil in traktorjev z zelo širokim razponom, od drobnih verig za osebna vozila in kamione, do verig, iz katerih izdelujemo goste mreže za kolesa težkih strojev za zemeljska dela Trdo in obrabno odporno površino morajo imeti tudi nekatere druge verige, n.pr. za elavatorje. Tudi obseg debelin verig je velik, od nekaj milimetrov do preko 30 mm. Za utrjevanje površine uporabljamo izključno cementacijo in karbonitriranje, in seveda ustrezno toplotno obdelavo. Postopka sta sicer znana, vendar je pri verigah v primerjavi z drugimi izdelki precej posebnosti, ki zahtevajo določene prilagoditve obeh postopkov. Pri vijakih pa se vedno bolj pojavljajo zahteve po tanki karbonitraciji (0.2 mm). Tu pa se srečujemo dostikrat z zelo tankimi stenami. Naogljičenje in poboljšanje malih kosov je kar precej drugačno kot velikih kosov: 1. Zahtevajo se tanke plasti naogljičenega, trdega nanosa, kar zahteva posebne pogoje pri sami toplotni obdelavi. 2. Sprememba dimenzij je kljub manjšim presekom dosti pomembna. Deformacije, ki jih povzroči nato še poboljšanje, so dokaj velike in, procentualno gledano, večkrat odločilne. Celoten proces naogljičenja teče, kot je znano, po Fick-ovi enačbi za difuzijo in je močno odvisen od: — temperature, — časa, o o c ai K M sredstvo \\ naogljičenja \ Pc= dt F(C,-C,) s/cmV/* V? -oddaljenost od roba (mm) Diagram 1 — C potenciala, — ogljikovega prehodnega števila in — kemične sestave osnovnega materiala (difuzija). Seveda, če celoten proces ogljičenja še oplemenitimo z dodatkom NH3, pa moramo upoštevati še dodatne pogoje tega plina. Za dobro trdoto na površini rabimo določeno količino ogljika. Obogatitev površine za željeno trdoto po kaljenju pa lahko opravimo le v mediju, ki ima dosti dobro prehodno število ogljika. Navedeni diagram 1 kaže krivulje za medij z danim potencialom ogljika, vendar pa z različnim ogljikovim prehodnim številom (i c. Ta diagram dokaj razločno pojasnjuje prehodno število P c pri že pričakovanem mejnem procentu ogljika. Imamo pa za sam izračun še posebno enačbo, in sicer: Pc = dK ' dt 1 F(CP-CR) g/cm2, s % dK V tej enačbi predstavlja — v določenem času dt podano količino C. F = površina, ki se ogljiči Cp = potencial C v atmosferi peči CR = ogljik v površini izdelka Čim večje je prehodno ogljikovo število, tem hitreje bo dosegel C v površini željeno, predpisano mejo. Kratek čas, ki se običajno uporablja pri kosih s tankimi stenami, pa otežuje enakomernost naogljičevanja. Seveda iščemo zato v praksi bolj ugodne rešitve, kadar gre za drobne kose ali za izdelke s tankimi stenami. Rešitvi sta dve: — za tanjše debeline cementacij uporabljamo nižje temperature cementacije in ustrezno daljše čase; — druga, bolj uporabna možnost pa je zamenjava procesa cementacije, ki teče pri 930 °C, s karbonitracijo. To pomeni, da plinu za ogljičenje namerno dodajamo določen procent NH3. Sam proces pa zopet vodimo tako, da je količina dodanega amoniaka prirejena temperaturi karbonitracije. Če je dodatek prevelik, lahko pride do izločanja karbonitridov v trdi površinski kožici. Ce je postopek voden pravilno, dobimo lepo trdo plast, ki celo presega trdoto cementirane površine. Struktura je dokaj finozrnata in ima lepo vezno območje med trdo kožo na površini in mehkejšim, bolj žilavim jedrom. Preiskave so pokazale, da je treba pri delu posebej paziti na količino N v površinski kožici. Glede na to moramo regulirati dodatek amoniaka pri karbonitraciji. Za primerjavo dodajam metalografski posnetek (slika 1) izdelka iz jekla 20NiCrMo3, ki je bil karbonitriran pri 850 °C in dodatku amoniaka 3.5 %. O * ■ * • I « Slika 1: povečava x 500 Karbonitridi nastopajo takoj pod površino, lahko pa prodirajo tudi v notranjost. Lep primer nam daje naslednja slika 2 Posebne osi za kolesa z različnimi preseki po dolžini so imele trdote od 720 do 835 HV. Izdelane so bile iz jekla Č.1221, hladno vlečenega, žarjenega, nato pa hladno preoblikovane. Bile so normalno karbonitrirane pri temperaturi 860 °C do globine 0.6 mm. Zaradi neobičajnih padcev trdot na posameznih mestih smo naredili ponovno preiskavo in ugotovili, da je bil procent dušika v tem primeru v površini prevelik (0.6—0.8 % N), kar pomeni, da je naša količina NH3 s 3 % previsoka. Dodatni preizkusi in analize količine dušika v površini so potrdili, da je mejna vrednost za dušik 0.4 %. Če je koncentracija večja, nastaja možnost pojavljanja napak v trdi plasti. Povezavo med količino dodanega amoniaka, temperaturo karbonitriranja in količino nastopajočega dušika v površini izdelka nazorno kaže naslednji diagram 2: Iz diagrama lahko razberemo, kakšne mejne količine imamo lahko v površini pri različnih temperaturah. Za naše praktične pogoje pride največ v poštev temp. 850—860 °C. V praksi se pa dostikrat uporablja tudi nižja temperatura — 780 °C, ki pa po diagramu daje maksimalno omejitev na N — 0,65 %, za 2.5 % dodanega NH3, glede na količino zaščitnega plina. o z> u o £ l/l o C .D CU in > 60 50 £40 x "a o u 30 20 10 0 \ Diagram 2 930°C/8h C-potencial = 0,40% x \ \ "s H x J07oNH3 0 0%NH3 0 10 20 30 40 50 oddaljenost od površine(mm) Diagram 3 Seveda normalno sledi naogljičenju ali karbonitrira-nju ohlajanje v olju, soleh ali v vodi. Ti drobni izdelki so običajno že oblikovno zaključeni in se mehansko po toplotni obdelavi ne dodelujejo več. To pa pomeni, da je zelo važna njihova oblikovna stabilnost. Prav zaradi deformacij in sprememb oblike sledi ohlajanje v olju, ki pa ima najmanj 50° C. Zelo nazorno nam kaže vpliv temperature olja za nekaj znanih jekel po ohlajanju s temperature karboni-tracije priloženi diagram 4. To so kvalitete, ki so redno v domačem programu in se pri nas vsak dan uporabljajo. Voda je običajno za tanke stene naših izdelkov nevarna. Če pa jo že uporabljamo, moramo praktično preveriti njene učinke in po potrebi usmeriti način padanja kosov v hladilno sredstvo, glede na obliko. Kadar niso zahtevane ekstremno visoke trdote in želimo od izdelka več žilavosti, se priporoča bainitno 1,0r 0,8 0,6 0,4 0,2 0 0 2 L 6 8 10 — NH3-dodatek v% poboljšanje. Pri tem postopku gredo izdelki direktno iz peči v kalilno sol, ki ima ustrezno temperaturo. Izdelki ostanejo v soli toliko časa, da se pretežni del avstenita spremeni v bainit. Seveda je najvažnejši dejavnik pri tem ohlajanju prav temperatura soli v kopeli. Najboljše rezultate dobimo v praksi, če ohlajanje poteka tik nad marten-zitno črto, ki jo ima površinska kožica z novim procentom ogljika. 200 E KARBONITRACIJA IN CEMENTACIJA C 22 5 E 100 20NiCrMo3 20NiCrMo2 Č.8330 _ Č.0562 ■x—Č.1221 50 100 150 - temperatura hladilnega olja (°C) Diagram 4 E E m o c "a o c D1 5000 /,000 3000 2000 8- 1000 £ S Q_ e X x o "O 70 60 50 ~ 40 30 20 10 \ \' X C 22 A »O, * \ X. N S. --------- 0'1 02 0'3 0'i 0'5 0'6 oddaljenost od površine ( mm ) Diagram 6 Diagram 5 Diagram 5 nam daje nekaj praktičnih primerjav za naše jeklo 20NiCrMo3, in sicer spremembe trdot in upo-gibnih trdnosti v odvisnosti od načina ohlajanja. Vzorci so bili karbonitrirani pri 870 °C, žica 0 9 mm, čas karbo-nitriranja 2 1/2 ure, potencial C — 0.7%, N v površini 0.35 %. Uporabna pa je v praksi tudi formula, s pomočjo katere lahko izračunamo globino naogljičenja, če imamo dan potencial C in ogljikovo prehodno število: EhT = K yt K = posebna temperaturna količina, ki raste s temperaturo t = čas naogljičenja Kot smo že omenili, se pri dodatku NH3 površinska trdota povečuje, ugodno pa vpliva na enakomernost naogljičene plasti. Naslednji diagram 6 nam kaže razlike v trdoti med obema postopkoma: cementacijo in karbonitracijo, in to pri jeklu, ki se pogosto uporablja za pedalne osi. 2 L 6 ■čas nitrokarburiranjav/F(h^) Diagram 7 Še enkrat pa moramo poudariti, da je količina N močno odvisna od temperature. Na drugi strani pa nam je poznan neugoden pojav raznih poroznosti in nastanja-nje luknjic v naši obogateni površinski coni. Narejenih je bilo že dosti preiskav pri nas, pa tudi v RO na Jesenicah, vendar še vedno najbolj drži razlaga, da metastabilnost faz vodi do izločanja molekularnega dušika (N2). Tako je n.pr. parcialni pritisk dušika v ravnotežju z e — fazo pri določeni temperaturi, kar ima tendenco rekombinacije dušikovih atomov v N2. Luknjice nastopajo po kristalnih mejah e — faze. Lahko pa se pojavijo tudi v kristalih. Z naraščanjem luknjic se le-te povezujejo in tvorijo posebne kanale, ki so včasih odprti celo do površine in imajo direktni stik s karbonitrirnim medijem. To pomeni, da tvorba por in kanalov vodita: — k izgubi raztopljenega dušika in — k povečevanju stičnih površin med karbonitrirnim medijem in površino izdelka. Če pogledamo bolj natančno naslednji diagram 7, ki nam kaže naraščanje mase v odvisnosti od časa nitro-karburiranja (nitriranje z dodatkom propana kot aktiva-torja), ugotovimo, da je nastajanje por najmočnejše prav v III. stadiju. Porozni kristali jasno gledajo iz vezne cone, kar kaže na povečan pritisk N2 v notranjosti strukture. Za primer prilagam sliko 3 strukture. Pri procesu difundirata C in N istočasno v jeklo. Amoniak se razcepi, tako da dobimo iz 2 molov NH3 1 mol dušika in 3 mole vodika. Dodatek 5 % amoniaka pomeni zmanjšanje količine CO za 10%, kar ima za posledico zmanjšanje potenciala C in nižji ogljik v površinski kožici. Aktivnost in prehodnost C je sedaj odvisna od razmerja CO : H2. Najboljši pogoji nastopajo, če je razmerje teh dveh komponent 1:1. Praktično pa je videti tablica zmanjševanja C v površini zaradi prisotnosti N takole: %N %C 0.1 0.96 0.2 0.91 0.3 0.87 0.4 0.83 Sicer pa se prisotnost dušika pri konstantnem procentu NH3 s temperaturo precej zmanjšuje: Pri 1 % NH3 — 800 "C imamo N — 0.35% v površini 850 °C 0.2 % 900 °C 0.15% 930 °C 0.1 % Svoj vpliv na celotno razdelitev in količino N imajo pa tudi sama jekla in legirni elementi, ki v njih nastopajo. ZAKLJUČEK V praksi se vedno bolj pojavljajo zahteve po utrjenih, proti obrabi odpornih površinah, posebno pri drobnih izdelkih. Kot najboljši postopek za take utrditve se je pokazalo karbonitriranje pri temperaturi 860 "C in mešanici plinov propan ali zemeljski plin, ki pa ima kot dodatek do 2.5 % amoniaka. Če je količina amoniaka prevelika, nam koncentracija dušika v površini tako naraste, da se začne izločati v molekularni obliki in ustvarja močno poroznost v površini. To pa pomeni, da je naša utrjena plast v zgornjem delu dokaj mehkejša in nima ustrezne obrabne odpornosti. Iz praktičnih podatkov in preiskav, ki so bile opravljene, sledi, da moramo upoštevati pri tem procesu poboljšanja: — dodatek amoniaka, — % dušika v površini in — temperaturo, pri kateri proces teče. LITERATURA W. Evsell: ZWF, 72 (1977) 492 — 495 Mehrzvveckkammerofen R. Chatterje: Draht 29 (1979) 419—423 Dunnvvandiger Teile Preiskave: SŽ Veriga Lesce, Železarna Jesenice Navodila: Ipsen Slika 3: Slika 3 kaže dvofazno in vezno cono s kanali po kristalnih mejah v coni. Pri naših dvokomornih pečeh velja praktično pravilo, da dodajamo amoniak od 1—5%, glede na količino nosilnega plina. Dodaja se amoniak nekoliko kasneje (z zamudo) za propanom, včasih celo šele v drugo komoro. Vrednosti, predpisane od proizvajalca peči, so dosti večje, celo do 15%, kar pa se je izkazalo za odločno previsoko količino. trgovina in storitve, p. o. Kranj, Koroška c. 1 tel.: (064) 26-461 telex: 34574 yu merkur telefax: (064) 22-974 PRODAJNI PROGRAM: • proizvodi črne in barvne metalurgije, • varilna tehnika in dodajni materiali, • strojno in ročno orodje, • stroji in oprema, • okovje in vijaki, • bela tehnika, akustika, mali gospodinjski aparati, • proizvodi za široko potrošnjo, • gradbeni materiali, • vodovodne in plinske instalacije, • ogrevalna tehnika, • elektromaterial in telefonija, • elektronaprave in kabli, • barve in laki. PRODAJALNE: V Kranju, Ljubljani, Litiji, Pivki, Petelinjah, Škofji Loki, Gorenji vasi, Naklem, na Bledu in Jesenicah. Radovljici, Lescah, (si m mi SLOVENSKE ŽELEZARNE METALURŠKI INŠTITUT LJUBLJANA, LEPI POT 6 KAJ JE METALURŠKI INŠTITUT Metalurški inštitut je delovna organizacija v okviru SOZD Slovenske Železarne, po statutu pa je osrednja raziskovalna organizacija vse slovenske metalurgije in livarstva. Inštitut razvija vse aktivnosti, ki so potrebne za raziskovalno delo, torej raziskave osnovnega, razvojnega in uporabnega značaja, pilotno proizvodnjo posebnih materialov, je soizdajatelj strokovnega časopisa, prireja strokovna srečanja in seminarje, dela različne strokovne ad hoc usluge za industrijo s področja kakovosti in uporabe kovinskih materialov, goji stike z raziskovalnimi organizacijami pri nas in v inozemstvu, sodeluje v programih in projektih Raziskovalne skupnosti Slovenije, v projektih usmerjenih v tehnološki razvoj Jugoslavije ter v projektih mednarodnega sodelovanja z zapadno in vzhodno Evropo in ZDA. PROGRAM DELA IN OPREMA Program raziskovalnega dela posega v naslednja področja: razvoj sodobnih masovnih kovinskih materialov in tehnologije njihove izdelave in predelave, razvoj in pilotna proizvodnja posebnih materialov za elektroniko, fizikalno-metalurško in kemijsko-analitsko karakterizacijo materialov, matematično modeliranje in računalniško krmiljenje procesov ter racionalna uporaba energije in surovin v metalurški industriji. Skladno s programom dela ima laboratorije za mikrostrukturne, fizikalne, mehanske preiskave in za analitiko kovinskih materialov ter za pilotno proizvodnjo. Med raziskovalnimi aparaturami najdemo peči za taljenje vseh vrst kovin na zraku in v vakuumu, naprave za predelavo teh kovin v trak, palice in žico. napravo za atomizacijo kovin, optične mikroskope in vrstični (scanning) elektronski mikroskop za mikrostrukturne raziskave, elektronski mikroanalizator. dila-tometer. naprave za preizkušanje kovin s statično in dinamično obremenitvijo pri visokih temperaturah, naprave za termično obdelavo, med njimi najsodobnejšo vakuumsko visokotempera-turno kalilno žarilno peč ter različne sodobne analitske naprave, na primer aparature za atomsko absorbcijsko spektrometrijo in emisijski spektrometer V teku je dobava naprave za vlivanje amorfnih trakov, ki bo skupaj z napravo za atomizacijo in izostatsko stiskanje. ki jo je inštitut nabavil skupno z inštitutom J. Štefan omogočila laboratorijsko sintezo najsodobnejših kovinskih materialov Prav v tem letu se bo začel tudi uresničevati projekt pilotne proizvodnje usmerjen v izdelavo palic in žic iz posebnih materialov po tehnologiji računalniško vakuumskega taljenja in kontinuirnega litja Pogled na vrstični elektronski mikroskop z napravo za elektronsko mikroanalizo in analizo slike Pogled na računalniško krmiljeno vakuumsko žarilno kalilno peč VSEBINA UDK: 669.046.558.6:669.14.018.26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm. 9—51 Metalurgija — jeklarstvo — tehnologija jekel za masivno hladno preoblikovanje — injektiranje polnjene žice — modifikacija vključkov A. šteblaj, B. Koroušič, J. Arh, E Bricelj, M. Mencinger Uporaba s CaAI polnjene žice pri Izdelavi jekel za hladno masivno preoblikovanje Železarski zbornik 24 (1990) 3, s 129—135 Tehnologija obdelave tekočega jekla z injektiranjem polnjene žice tipa CaAI pri izdelavi jekel za hladno masivno preoblikovanje. Izdelava industrijskih šarž na 70 tonski EOP. Injektiranje polnjene žice in obdelava talin na VOD napravi Analiza dobljenih rezultatov glede obnašanja posameznih parametrov in ocena čistoče jekla. Avtorski izvleček UDK: 620.191.33:669.14.018.85:621.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9-72 Jekla za parovode, deformacija z lezenjem, evolucija mikrostrukture, poškodbe in razpoke. F, Vodopivec O poškodbah jekla v parovodih in metodah za njihovo opredelitev Železarski zbornik 24 (1990) 3, s 145—152 V članku se razpravlja o vplivu obremenitve na lastnosti jekla, o napetostih v parovodih, o poškodbah zaradi statičnih in dinamičnih obremenitev ter se opisuje metodika za oceno preostale življenjske dobe, Delo je kritična analiza literaturnih podatkov, razširjena z lastnimi spoznanji. Avtorski izvleček UDK: 621.77.016.2:669.15-194 57 ASM/SLA: N5f, F2, SSd, 2-60, 3-68 Metalurgija — superferitna jekla — vroča predelava — mikrostruktura P. Čižek, R. Riman, D. Kmetič, B. Arzenšek Rekristaiizcija feritnih nerjavnih jekel z zelo nizko vsebnostjo ogljika in dušika Železarski zbornik 24 (1990) 3, s 137—143 Nove jeklarske tehnologije so omogočile izdelavo izredno čistih feritnih nerjavnih jekel, ki uspešno zamenjujejo dražja austenitna nerjavna jekla. Med vročo predelavo superferitnih jekel poteka predvsem dinamična poligonizacija in le deloma dinamična rekristalizacija. Pri zniževanju deformacijske hitrosti nastane zelo stabilna dinamično poligonizirana mikrostruktura iz katere se pri rekristalizacijskem žarjenju, zaradi omejene nukleacije, razvijejo groba zrna. Le z visokimi deformacijskimi hitrostmi zagotovimo jeklu ustrezno velikost rekristaliziranih zrn. Velikost zrn je odvisna tudi od drugih parametrov vroče predelave (temperatura, deformacija). Jeklo, stabilizirano s Ti, ima večjo rekristalizacijsko sposobnost kot jeklo legirano z Mo in stabilizirano z Nb Avtorski izvleček INHALT UDK: 620.191.33:669.14.018.85:621.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9-72 Stahle tur Dampfleitungen — Verformung durch Kriechen — Entwicklung vom Mikrogefuge — Beschadigungen und Risse F. Vodopivec Gber die Beschadigungen an Dampfleitungen und die Methoden fur deren Bestlmmung Železarski zbornik 24 (1990) 3, s 145-152 Im Artikel wird der Einfluss der Belastungen auf die Eigenschaften von Stalil behandelt vveiter der Einfluss der Spannungen in Dampfleitungen und der Beschadigungen wegen statischer und dynamischer Belastungen. Beschrieben wird die Methodik fur die Schatzung der uberbliebenen Lebensdauer. Die Arbeit ist zugleich eine kritische Analyse der Literaturangaben verbreitet mit eigenen Erkenntnissen. Auszug des Autors UDK: 669.046.558.6:669.14.018.26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm, 9-51 Metallurgie — Stahlerzeugung — Technologie der Stahle fur die Kaltmassivumformung — Injektieren von Fulldrahten — Modifika-tion von Einschliissen A. Šteblaj, B. Koroušič, J. Arh, E. Bricelj. M. Mencinger Anvvendung von CaAI Fiilldraht bei der Erzeugung von Stahlen fur die Kaltmassivumformung. Železarski zbornik 24 (1990) 3, s 129—135 Technologie der Stahlerzeugung von Stahlen fur die Kaltmassivumformung mit der Anvvendung des Injektierens von CaAI Fiilldraht. Erzeugung von Industrieschmelzen am 70 t Lichtbogenofen. Behandlung von Stahlen an der VOD Anlage und Injektieren von Fiilldraht Analyse der Erziehlten Ergebnisse im Bezug auf die einzelnen Einflussparameter und die Bevvertung vom Reinheitsgrad. Auszug des Autors UDK: 621.77.016.2:669.15-194.57 ASM/SLA: N5f, F2, SSd, 2-60, 3-68 Metalurgie — superferitischer Stahl — VVarmferformung — Mikrogefuge P. Čižek, R Riman. D. Kmetic, B. Arzenšek Rekristallisation ferritischer nichtrostender Stahle mit sehr nied- rigem Kohlenstoff und Stickstoftgehalt Železarski zbornik 24 (1990) 3, s 137-143 Neue Stahlerzeugungstechnologien haben die Erzeugung ausserst reiner feritischer nichtrostender Stahle ermoglicht, vvelche erfolgreich teurere austenitische nichtrostende Stahle ersetzen. VVahrend der VVarmverarbeitung superferitischer Stahle verlauft vor allem dynamische Poligonisation und nur teilvveise die dynami-sche Rekristalisation. Bei der Verminderung der Verformungsge-schvvindigkeit entsteht sehr stabyles dynamisch polygonisiertes Mikrogefiige aus vvelchem beim Rekristallisationsgliihen wegen begrenzter Keimbildung grobe Korner entstehen. Nur mit hohen Verformungsgeschwindigkeiten kann im Stahl eine entsprechende Korngrosse der rekristallisierten Korner versichert vverden. Die Korngrosse ist auch von anderen Parametern der VVarmverformung (Temperatur, Verformungsgrad) abhangig. Der mit Ti stabilisierte Stahl hat ein grosseres Rekristallisationsvermogen als der mit Mo legierter und mit Nb stabilisierter Stahl. Auszug des Autors CONTENTS UDK: 669.046.558.6:669.14.018.26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm, 9 — 51 Metallurgy — Steelmaking — Steel technology for cold mass forming — Injection of filled wire — Modification of inclusions A. Šteblaj. B Koroušič, J. Arh, E. Bricelj M. Mencinger Application of CaAI Filled Wire in Manufacturing Steel for Cold Mass Forming Železarski zbornik 24 (1990) 3, p 129—135 Technology of treating molten steel by injection of CaAI filled vvire in manufacturing steel for cold mass forming. Making indus-trial melts in a 70 ton EAF. Injection of filled wire and melt treatment in VOD set-up. Analysis of obtained results regarding to the behaviour of single parameters and the estimation of steel purity. Authors' Abstract UDK 620.191.33:669.14.018.85:621.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9-72 Steels for steam pipelines — Deformation by creep — Evolution of microstructure — Damages and cracks F Vodopivec On Damages of Steel in Steam Pipelines and on Methods For Their Interpretation Železarski zbornik 24 (1990) 3, p 145—152 Paper treats the influence of loading on the steel properties, the stresses in steam pipelines, the damages due to static and dynamic loads, and it describes the methods for estimation of residual duration. It is the critical analysis of reference data extended by ovvn knovvledge and experience. Authors' Abstract UDK: 621.77.016.2:669 15-194.57 ASM/SLA: N5f, F2, SSd, 2-60, 3-68 Metallurgy — Superferritic steel — Hot vvorking — Microstructure P. Čižek, R Riman, D. Kmetič, B. Arzenšek Recrystallization of Ferritic Stainless Steel With a Very Low Carbon and Nitrogen Contents Železarski zbornik 24 (1990) 3, p 137-143 New steelmaking technologies enable the manufacturing of extremely pure ferritic stainless steels vvhich successfully substi-tute more expensive austenitic stainless steels. During hot working of superferritic steels mainly dynamic polygonization takes plače next to only partial dynamic recrystalli-zation. In reducing the deformation rate a very stable dynamically polygonized microstructure is formed from which coarse grains appear in recrystallization annealing due to limited nucleation. Only high deformation rates ensure the suitable size of recrystallized grains in steel. The grain size depends also on the other parameters of hot vvorking (temperature, deformation). Steel stabilized vvith Ti has higher recrystallization capacity than steel alloyed vvith Mo and stabilized vvith Nb Authors' Abstract COAEP^CAHME UDK: 620.191.33:669 14.018.85:621.16 ASM/SLA: Q7j, S13, W11n, W13h, SGAh, 9—72 Oa™ flfin naponpoBoaoB, flecJjopMauMU no;i3yMecTM, 36onyi4MH MMKpocTpyKTypu, noBpewfleHMn h TpemMHbi. F. Vodopivec 0 noBpewaeHHnx cts/ih b naponpoBoaax h MeTOflax nx onpeae-IIGHHR. Železarski zbornik 24 (1990) 3, c 145—152 B CTaTbe peMb MaeT o b/imhhmh Harpy3KM Ha xapaKTepMCTHKM CTanu, o HanpH«KfleHMnx BcneflCTBMM CTaTMHecKMX n flMHaMMMecKMx Harpy3o«, a Taione o MeToae onpeaeneHMn ocTaBiuerocn cpoKa c/iyw6bi. CraTbfl AB/ineTcn KpMTMHeCKMM aHatlM30M nMTepaTypHblX flaHHUX, Ha OCHOBaHMM co6cTBeHHoro oribiTa. Pe3toMe aBTopa UDK. 669.046.558.6.669.14.018.26 ASM/SLA: D8n, D9r, D9q, E25q, CNm, 9—51 MeTannyprMfl — CTaneflMTe&Hoe fleno — TexHonorMn H3r0T0B/ieHHfl CTane« MaccoBoPi x0n0flH0(i o6pa6oTKH — MHMeKTMpoBaHMe 3anonHeHHo(i npoBo/ioKM — MOflm()MKauMn BMiOMeHM« A. Šteblaj, B. Koroušič, J. Arh, E. Bricelj, M Mencinger ripHMeHGHHG np0B0Ji0KH, 3an0JiHeHH0H CaAI b npouecce M3rOTO-BneHHn CTaneH flnn xojioahoh mbccoboh o6pa6oTKH Železarski zbornik 24 (1990) 3, c 129—135 TexHonorMR o6pa6oTKM TetKeKTMpoBaHMeM 3an0/iHeHH0M npoBonoKM TMna CaAI b npouecce MsroTOB/ieHHR CTaneO a/ih x0/i0flH0B MaccoBO* o6pia6oTKM. M3roTOBneHHe npoMbiujneHHoro sapnaa Ha 70 TOHHbifi EOP. HHweKTMpoBaHMe 3an0HHeHH0Pi npoBonoKM n o6pa6oTKa pacnnaBOB c noMombio ycTpoHCTBa VOD. AHa/iM3 nonyHeHHbix pe3y/ibTaTOB no noBoay H3Me-HeHHR OTflenbHbix napaMeTpoB n oueHKa 4mctotu CTanu. Pe3K)Me aBTopa UDK: 621.77.016.2:669.15-194.57 ASM/SLA: N5f, F2, SSd, 2-60, 3-68 MeTannyprHR — cynep(J>eppMTHbie cranM — ropn^an o6pa6oTKa — MMKpoCTpyKTypa P. Čižek, R Riman, D. Kmetič, B. Arzenšek PeKpHCTajMiHsauHH hepmabek>mnx CTa/ieH c eppHTHOH ochoboh h OMBHb hh3khm coAep>hahhem a30Ta h yrnepona Železarski zbornik 24 (1990) 3, c 137—143 HoBbie CTane/iHTeMHbie TexH0Ji0rMH no3BonnioT o6pa6oTKy HepwaBetomMX CTaneH bucokoh CTeneHM mmctotu c (t>eppMTHOM ochoboh, KOTopbte ycneiuHO MoryT saMeHMTb floporne aycTeHMTHbie Hep>KaBeiomne CTanH. B npouecce ropRMei* o6pa6oTKM cynep4>eppMTHbix cTane& npe>Kfle Bcero ocywecTB/ineTCfl flMHaMMHHaa peKpMCTannnsauHn. ripn ymehbujehmh ckopoctm ae(t>opMauMM o6pa3yeTCR o^ehb CTa6MJlbHaR AMHaMMMHO n0/lMr0HM30BaHHafl MMKpOCTpyKTypa M3 Kotopofl, bo bpemr pekpmcta^^m3alimohhoro wapehhfl, bcreactbme orpaHMHeHHoPi HyK/ieaijHM, o6pa3yK)Tcn rpy6bie 3epHa. CooTBeTCTBy-lomne pa3Mepu peKpncTannM30BaHHbix sepeH o6ecneMHBaioTCfl TO/ibKO npn BbjcoKnx ckopocthx flecfcopMauMM. Pa3Mep 3epeH saBMCMT TaK>t