ŽELEZARSKI ZBORNIK VSEBINA P r i b y 1 R., L i r, z NOVA VRSTA VALJEV ZA VROČE VALJANJE V VALJARNAH PLOČEVINE Prešeren Alojz, Metalurški inštitut UPORABA PRASNATIH DEZOKSIDANTOV Žvokelj Jane?, Metalurški inštitut ZAMENJAVA NIKLJA Z MANGANOM V 9< KLJEVEM JEKLU Ni- či s a r Štefan, »Impol« Slov. Bistrica OBDELAVA DOMAČIH AVTOMATSKIH ZLITIN Z REZILI Jurca Stane, Metalurški inštitut NEKAJ O METALURGIJI PRAHU IN O NJENEM PRIHODNJEM RAZVOJU Trbižan Milan, Metalurški odsek FNT VPLIV CIKLIČNIH TERMIČNIH OBREMENITEV NA IZDRŽLJIVOST KOKILNE LITINE Hodnik Janez, Metalurški inštitut RADIOMETRIČNO ZASLEDOVANJE OBRABE NOVčNIH OPEK PO- Stran 221 227 235 243 247 231 257 1968-LETO II 4 /g^ IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT a VSEBINA Stran Pribyl R., Linz Nova vrsta valjev za vroče valjanje v valjar-nah pločevine............221 DK: 621.944.07 ASM/SLA: F23; 1-66; 4-53 W 23 h Prešeren Alojz, dipl. inž., Metalurški inštitut Uporaba prašnatih dezoksidantov.....227 DK: 669.046.55 ASM/SLA: ADr; 17—57 Žvokelj Janez, dipl. inž., Metalurški inštitut Zamenjava niklja z manganom v 9 % niklje-vem jeklu..............235 DK: 669.15.24 ASM/SLA: SS; Ni; Mn Cisar Štefan, dipl. inž., »Impol« Slov. Bistrica Obdelava domačih avtomatskih zlitin z rezili 243 DK: 669.715 ASM/SLA: G17k SGAk Jurca Stane, dipl. inž., Metalurški inštitut Nekaj o metalurgiji prahu in njenem prihod- • 247 njem razvoju............ DK: 621.762 ASM/SLA: H 10—54 Trbižan Milan, dipl. inž., Metalurški odsek FNT Vpliv cikličnih termičnih obremenitev na iz-držljivost kokilne litine.........251 DK: 621.74.043 ASM/SLA: Q10a W19c Hodnik Janez, dipl. inž., Metalurški inštitut Radiometrično zasledovanje obrabe ponovč-nih opek .............. DK 666.76 ASM/SLA: S19; W19b; RMh Seito 221 INHALT Pribyl R., Linz Neue Walzen fiir das Warmwalzen von Blechen............ DK: 621.944.07 ASM/SLA: F23; 1-66; 4-53 W 23 h Prešeren Alojz, dipl. inž., Metalurški inštitut Die Desoxydation mit pulveriger Desoxyda- tionsmitteln............. DK: 669.046.55 ASM/SLA: ADr; 17—57 235 Zvokelj Janez, dipl. inž., Metalurški inštitut Umtausch des Nichels mit Mangan in 9% Nickelstahl............. DK: 669.15.24 ASM/SLA: SS; Ni; Mn Cisar Štefan, dipl. inž., »Impol« Slov. Bistrica Bearbeitung der inladischen Al-Legierungen mit Schneidewerkzeugen........243 DK: 669.715 ASM/SLA: G17k SGAk Jurca Stane, dipl. inž., Metalurški inštitut Etwas iiber die Pulvermetallurgie und ihre kiinftige Entwicklung.........247 DK: 621.762 ASM/SLA: H 10—54 Trbižan Milan, dipl. inž., Metalurški odsek FNT Einfluss der zyklischen thermischen Bean-spruchungungen auf ide Bestandigkeit des Kokillen-gusses............ DK: 621.74.043 ASM/SLA: Q10a W19c Hodnik Janez, dipl. inž., Metalurški inštitut Radiometrische Verfolgung der Abnutzung der Pfanenausmauerung........ DK 666.76 ASM/SLA: S19; W19b; RMh 251 CONTENTS Page Pribyl R., Linz The new kind of rolls for hot rolling in the plate mills.............221 DK: 621.944.07 ASM/SLA: F23; 1-66; 4-53 W 23 h Prešeren Alojz, dipl. inž., Metalurški inštitut Use of powder desoxidizers.......227 DK: 669.046.55 ASM/SLA: ADr; 17—57 Žvokelj Janez, dipl. inž., Metalurški inštitut Replacement of nickel by manganese in 9 % nickel steel.............235 DK: 669.15.24 ASM/SLA: SS; Ni; Mn Cisar Štefan, dipl. inž., »Impol« Slov. Bistrica Cutting of home produced al alloys .... 243 DK: 669.715 ASM/SLA: G17k SGAk Jurca Stane, dipl. inž., Metalurški inštitut Something About Powder Metallurgy and its Future Development..........247 DK: 621.762 ASM/SLA: H 10—54 Trbižan Milan, dipl. inž., Metalurški odsek FNT Influence of cyclic thermal stresses on dur-rability of mold casting ......... DK: 621.74.043 ASM/SLA: Q10a W19c Hodnik Janez, dipl. inž., Metalurški inštitut Radiometric Determination of Ladle Brick Lining Wear out............257 DK 666.76 ASM/SLA: S19; W19b; RMh 251 CO AEPHCAHHE Pribyl R., Linz HoBblfi COpT BaAKOB AAH TOpHieH npOKHTKH b AHCTonpoKaTHbix uexax........ DK: 621.944.07 ASM/SLA: F23; 1-66; 4-53 W 23 h Prešeren Alojz, dipl. inž., Metalurški inštitut YnoTpe6AeHHe noponiKOO0pa3Hbix pacKHCAH-TeAeii............... Stran 221 227 DK: 669.046.55 ASM/SLA: ADr; 17—57 Žvokelj Janez, dipl. inž., Metalurški inštitut 3aiwemeHHe Ni c Mn b 9 °/o Ni-CTaAH .... 235 DK: 669.15.24 ASM/SLA: SS; Ni; Mn Cisar Štefan, dipl. inž., »Impol« Slov. Bistrica OSpaooTKa AOMauiHHx aBTOiwaTHHecKHx Al-cnAaBOB c pe3uaiwH.........243 DK: 669.715 ASM/SLA: G17k SGAk Jurca Stane, dipl. inž., Metalurški inštitut He^TO o nopouiKOBOH MeTaAAyprHH h ee no- 747 CAeAYK>mHM pa3BHTHH......... DK: 621.762 ASM/SLA: H 10—54 Trbižan Milan, dipl. inž., Metalurški odsek FNT BAHHHHe UMKAH1HMX TeMnepaTYPHbix HarpY-30K Ha CTOHKOCTb KOKHAbHOra AHTbH .... 251 DK: 621.74.043 ASM/SLA: Q10a W19c Hodnik Janez, dipl. inž., Metalurški inštitut PaAHOMeTpHHeCKHfl HaA30p haa H3HOCOM 4>y-TepoBKH ................... DK 666.76 ASM/SLA: S19; W19b; RMh 257 (R. Pribvl, Linz — H. Kaiserfeld, Honigsberg) DK: 621.944.07 ASM/SLA F 23; 1—66; 4—53 W 23 h Nova vrsta valjev za vroče valjanje v valjarnah pločevine Avstrijska tovarna VoEST (Vereinigte osterrei-chische Eisen- und Stahhverke) v Linzu je začela izdelovati po posebnem postopku novo vrsto valjev za vroče valjanje. Postopek je prijavljen za patentiranje v 13 deželah, v nadaljnjih 10 pa že zaščiten s patentom. Gre za kovane valje iz legiranega jekla (krom-molibden-vanadij), katerih površina je plamensko ali indukcijsko kaljena. Po kovanju s stopnjo preoblikovanja najmanj 3 do 4 krat surove valje najprej normaliziramo, potem pa še mehko žarimo. Sledi prvo struženje in preiskava notranjih napak z ultrazvokom, nato pa poboljšanje na trdnost 90—105 kp/mm2. Valje segrevamo v posebni peči polagoma in enakomerno do 940° C. Iz te temperature, ki ustreza njihovi kemični sestavi, valje kalimo na zraku in takoj nato popuščamo v posebni peči pri 620° C. Tako poboljšane valje zopet preiskujemo z ultrazvokom, nazadnje pa opravimo končno struženje na željeno dimenzijo. Potem se začne najtežja operacija v izdelovanju valjev, namreč utrjevanje delovne površine, in kolikor je potrebno, utrjevanje površine valjevega vrha. V smislu iznajdbe vršimo segrevanje do temperature kaljenja bodisi z gorilcem in mešanico plina-kisi-ka, ali indukcijsko po postopku kroženje — pomik. Hladimo z vodo, čeprav bi se lahko na temelju kemične sestave sklepalo, da je treba kaliti to jeklo na zraku. Površinsko kaljene valje popustimo, glede na uporabo, na površinsko trdoto 70 do 85 Shore — D, kar ustreza približno 65 do 80 Sho-re — C ali 420 do 600 HV. Slika 1 Mikrostruklura plamensko kaljenega kovanega valja za vroče valjanje s tovarniško oznako »GSL 3« (150 X) Popuščanje izvršimo na 325—525° C. Po tretjem preskušanju z ultrazvokom sledi zadnja operacija, brušenje na končne dimenzije. Struktura tako toplotno obdelanega valja je zelo fina in homogena, kar lahko vidimo na sliki 1. Takšne valje so prvič uporabili v valjarnah aluminija in barvastih kovin. Doseženi uspehi so bili izredno zadovoljivi tako po kakovosti kot v gospodarnosti. Zaradi preskušanja uporabnosti novih VoEST-ovih valjev za valjanje plemenitih jekel, so bili izvršeni poskusi pri enem najbolj znanih proizvajalcev takšnih jekel. Gre za podjetje SCHO-ELLER — BLECKMANN STAHLWERKE A. G., v katerega valjarni za vroče valjanje Miirzzuschlag — Honigsberg so izvršili v oktobru 1964 poskusna valjanja. Sklenjeno je bilo uporabiti mehansko najteže obremenjeno opremo, popolnoma mehanizirano ogrodje duo novejše konstrukcije. Podatki o ogrodju so sledeči: — enosmeren duo (Uberhebe-duo) tipa SCHLOE-MANN, leto izdelave 1952, s pomičnimi podporniki za valje — zgornji in spodnji valj s pogonom, 680 KM asinhron —- maksimalni pritisk valja 1400 t, mehansko uravnavanje — hitrost valja l,25m/sek — drsni ležaji iz brona, mazanje z maščobo za vroče valje — hlajenje s čisto vodo. Mere valjev: — premer..... 800 mm — najmanjši še uporabni premer valje- ve delovne ploskve . 740 mm — spremenljiva dolžina valja...... 1350 oz. 1500 oz. 2000 mm — vsevkupna dolžina valja...... 2950 oz. 3100 oz. 3600 — ležajni vrh .... 0 600 X 500 mm dolžine — vrh spojnika . . . 480/380 mm 0 X 300 mm dolžine — teža posameznega valja...... 8240 oz. 8740 oz. 8935 kg Naprava služi izključno za dokončno valjanje pločevin iz nerjavnih, v kislini in ognju odpornih kromovih in krom-nikljevih jekel. Znaten del odpade na feritna in polferitna jekla. Takšna so n. pr. proti ognju odporna, legirana z 25 % kroma, aluminijem in silicijem, kakršna uporabljajo pretežno za izdelovanje jedilnega pribora. Predvaljane kose (Sturzen) segrevamo na 850—950° C v peči, kurjeni z zemeljskim plinom, nato jih valjamo bodisi na končno debelino ali na srednjo mero pred hladnim valjanjem. Da bi bila končna temperatura valjanja pod rekristalizacij-sko dotičnega materiala, moramo uporabiti visoke pritiske valjev, s čimer dosežemo drobnozrnato strukturo. Temu primerno so valji podvrženi velikim mehanskim obremenitvam. Posebno feritna jekla imajo neugodno lastnost, da se sprijemljejo na valje. Ta pojav je odvisen od raznih faktorjev, katere je med drugim mogoče preprečiti tako, da držimo površino valja pri intenzivnem hlajenju z vodo na razmeroma nizki temperaturi. Zaradi obilnega dotoka vode, temperatura valja ne presega 80—90° C. Neposredno na zunanji površini valja se dosegajo za kratek čas tudi precej višje, »kontaktne« temperature, katerih žal ni mogoče izmeriti. Računsko dosežejo vrednosti 420—470° C. Na opisani napravi so se prej uporabljali izključno valji iz trde litine, katerih površinska trdota je znašala okoli 60—70 Shore D. Tipična kemijska sestava je bila naslednja: O/o C % Si % P % s °/o Mo % Mn 3,2 0,65 0,5 0,09 0,3 0,5 Nesporne prednosti valjev iz trde litine so nizka cena, lepa, proti obrabi odporna površina, ki daje gladke pločevine. Toda njihov usodni nedo-statek je, da so velikokrat že od ulivanja, še bolje rečeno od strditve, obremenjeni z zelo močnimi notranjimi napetostmi. Izdelovanje valjev iz trde litine popolnoma enake kakovosti je namreč zelo težavno: sestavljeni so iz dveh bistveno popolnoma različnih materialov. Na grobo povedano, iz bele litine v zunanji coni in sive litine v jedru. Pri proizvodnji je razen kemijske sestave predvsem pomembno oblikovanje zunanje bele plasti (brez grafita!). Zlasti je treba držati v zelo tesnih mejah globino te trde zunanje plasti (slika 2). Kolikor je trda bela plast premajhna, se zmanjšuje trajnost valja, ker po obrabi bele zunanje plasti ostanejo grafitne lamele melirane prehodne cone. Zaradi tega postane površina valja porozna, pločevine nečiste in hrapave. Kolikor pa je bela plast prevelika, skokovito naraščajo že same po sebi velike notranje napetosti, ki povzročajo zlome valjev. V praksi se je pokazalo, da so globine bele plasti nad 25 mm posebno nevarne. Mikrostrukturo zunanje plasti valja iz trde litine kaže slika 3. Že sama po sebi je heterogena in groba, kar se zlasti jasno pokaže pri primerjavi s sliko 1. BHIHs tmmmš čista globina trde plasti £ E 3 skupna globina Slika 2 Čista globina trde plasti, prehodna cona in skupna globina na valju iz trde litine (naravna velikost) Ti prvotno uporabljani valji iz trde litine, ki so se sicer dobro obnesli v valjarnah pločevin, niso zadovoljili pri valjanju na prej opisanem ogrodju v primerih valjanja z visokimi pritiski (700 t na vreteno) z 1350 mm širokimi valji in vodnim hlajenjem. Po kratkem času se ie luščila periferna plast, tako so valji postali neuporabni. Po tabeli 1 je znašala poprečna doba trajanja samo 46,5 izmen po 8 ur in noben valj se ni dal izkoristiti do najmanjšega mogočega premera 740 mm. Slika 3 Mikrostruktura valja iz trde litine (150 X) Veliko nagnjenje k razpokam je bilo leta 1957 vzrok za prehod od valjev iz trdne litine — kljub nizki ceni in dobri površini — na valje »Indefi-nite«. Kot je znano, so ti valji iz nekoliko bolj legiranega litega železa z lamelarnim grafitom. Proizvajajo jih z ulivanjem v kokile, njihova struktura pa je bainitno martenzitna. Značilno je, da vsebuje zunanja plast valja še manj delcev grafita (primerjaj sliko 4), in da je prehod od trde zunanje plasti do mehkega jedra mnogo blažji kot pri valjih iz trde litine. Pomembno je, da je treba valje Indefinite v vsakem primeru termično obdelati, to se pravi, podvreči dolgotrajnemu žarenju v predstruženem stanju. Tabela 1 — Podatki o vseh do sedaj uporabljenih valjih iz trde litine Izvršeno U £ (D Datum vgraditve -3 'I > Premer valja Obrušeno „ .„ risir,,7r,;h v mm od Dremera P°Precno zmanjšanje delovnih izmen v mm oapiemera „ • .v • , nn vcrraH tvi C premera pri brušenju Po vgraditvi a > r« W n O vtrrnHitpv "3 g o ^ 5 vgraditev s > l ° ^ „ , i * z B u « g o o?1 g .s a 4 •§ -z -a § G s -i-i r: s .3 --^.SiO-rt 3 - o „ S S o o > -g — a > > S 2S fe <9 c-agijSn^g ^ 2 fe Sk ? 5 P > "O ouf=oS > -3 o E1 ft g 3 o C ftC S« & 3 .H m a ^ " n S c >-i d rn s u > ^ w > 2 o a >»«0. p, n "IV-"'* X j. t \ «"C Slika 5 Razdelitev grafita v zunanji plasti INDEFINITE valja s slike 4 (nejedkano, 150 X) V zadnjih letih je VoEST v Linzu uvedla novo vrsto površinsko utrjenih valjev s tovarniško označbo »GSL 3«. Prvi par te vrste je bil dobavljen 23. 9.1964 s površinsko trdoto 75 Shore (dolžina delovne ploskve 1350 mm, premer 800 mm, skupna dolžina 2950 mm, teža 8240 kg). Cena tega para je 1,9 višja kot za valje Indefinite, razen tega je šlo za prvo izvedbo za to ogrodje, zato je bila določena sledeča jamstvena klavzula: »Valji veljajo za polnovredne, če dosežejo 100 delovnih izmen po 8 ur. V tem primeru je plačati Tabela 2 — Podatki o vseh do sedaj uporabljenih INDEFINITE valjih u Datum vgraditve > iS OJ > > (D D •3 > "3 ■d C > a u M > OO O 0 u -d tD & £ ta c C 'X *> tu ">s S—i u o s "o > 0 m 53 N O ft Premer valja v mm vgraditev c -d C3 Obrušeno od premera v min Poprečno zmanjšanje premera pri brušenju M !§ D.'-d M 3 -d 2 g c '.n B g C '3 Izvršeno delovnih izmen pri vgraditvi B d e s 3 S 'S M a a & o p. = 2 S & .a 15080 E 25.7.57 15.4.61 11 82,0 1350 804.84 3,5 14,0 7,5 razpokan in hrapav 15081 E 25.7.57 14.7.60 7 64,0 1350 804.75 794.00 10,75 1,53 4,0 14,0 9,1 razpokan in hrapav 17705 E 20.1.61 28.8.64 10 55,5 1350 800.91 1,0 11,0 5,6 razpokan in hrapav 17706 E 20.1.61 28.8.64 10 55,5 1350 800.53 1,0 11,0 5,6 razpokan in hrapav 19934 E 4.11.61 31.8.63 9 66,0 1350 800.53 2,0 16,5 7,3 razpokan in hrapav 19935 E 4.11.61 31.8.63 9 66,0 1350 802.50 2,0 16,5 7,3 razpokan in hrapav 28581 E 9.9.65 26.2.66 10 59,0 1500 799.15 165.17 33,98 3,40 4,0 18,5 5,9 razpokan in hrapav 25700 E 19.8.65 9. 9. 65 2 6,0 1500 801.40 6,0 3,0 počen 26005 E 19.8.65 26.2.66 11 65,0 1500 800.88 764.60 36,28 3,29 4,0 8,5 5,9 razpokan samo en 25499 E 18.12.63 30.7.66 14 104,0 1500 803,67 767.57 36,10 2,58 3,0 15,0 7,4 valj zato neuporaben 25500 E 18. 12.63 30. 7. 66 14 104,0 1500 804,00 776.30 27,70 1,89 3,0 15,0 7,4 razpokan 22530 E 24.12. 62 13.4.63 5 52,0 1500 796.10 6,0 19,0 10,4 razpokan in porozen 22531 E 24.12.62 13.4.63 5 52,0 1500 798.38 6,0 19,0 10,4 porozen 16829 E 10.9.60 22. 9. 62 11 100,5 1500 804,50 5,0 16,0 9,1 razpokan 16830 E 10.9.60 22. 9.62 11 100,5 1500 0 803,10 1032,0 68,7 5,0 16,0 9,1 razpokan polno ceno valjev Indefinite. Kolikor bi dosegli manj, se prizna pri ceni alikvotni popust. Ce se doseže več kot 150 pogonskih izmen, je plačati ali-kvotno višjo ceno vse do višine dogovorjene cene«. S to klavzulo naj bi se na eni strani spodbudili prvi poskusi z novimi valji VoEST na tem področju, na drugi strani pa rešila valjarna s poskusom zvezanega rizika. Prvo valjanje je bilo 9.10.1964. Od tedaj je obnašanje valjev pod stalnim nadzorstvom. Do 15.10.1967 je par izvršil že 257 delovnih izmen v teku 43 vgraditev. Medtem se je zaradi obrabe zmanjšal premer valja od 860 na 765 mm. Zmanjšanje premera na eno vgraditev je znašalo vsega 0,83 oziroma 0,82 mm. Kljub temu je ostala površinska trdota enaka, namreč 75 Shore — D. Površina valja je bila malenkostno slabša kot površina prvotno uporabljenih valjev iz trde litine, toda v primerjavi z neposredno pred tem uporabljenimi valji Indefinite popolnoma istovetna. Novi VoEST-ovi valji kvalitete »GSL 3« so se pokazali, kljub 1,9-krat višji ceni proti valjem Indefinite, izredno ekonomični, ker je že do sedaj dosežena 4-krat daljša doba trajanja. Par valjev je še zdaj v pogonu in bo verjetno dosegel okoli 450 izmen do najmanjšega mogočega premera valja 740 mm (začetni premer 800 mm), in sicer brez vsakega naknadnega posega. O končnih rezultatih bomo poročali pozneje na tem mestu. Isto velja tudi za drugi, naknadno dobavljeni par valjev iste kvalitete, ki pa ima daljšo delovno ploskev (1500 milimetrov) in je v uporabi od aprila 1967. Do sedaj je ta par pokazal prav tako dobre rezultate kot prvi. Izvanredno dobri rezultati valjanja feritičnih in polferitičnih nerjavnih jekel so nas navedli na to da bi s prvim parom VoEST-valjev valjali tudi visokolegirana, v ognju odporna jekla, npr. z 40 % Ni. Ta jekla z visoko preoblikovalno odpornostjo povzročajo pri valjanju razen mehanskih obremenitev tudi precej večje toplotne obremenitve kot nerjaveča jekla za jedilni pribor, ker je temperatura valjanja znatno višja in sicer okoli 1100° C. Kolikor je mogoče presoditi do sedaj, so valji VoEST dorasli tudi tem povečanim zahtevam, o čemer bomo na tem mestu poročali pozneje. Površinsko utrjeni valji VoEST za vroče valjanje iz kovanega jekla so zaradi posebnega načina izdelave popolnoma varni pred zlomom valja in vrha. Doslej nismo opazili niti luščenja površinske plasti, kar je mogoče pojasniti z izredno fino in homogeno mikrostrukturo (slika 1) in pa zaradi blagega prehoda trdote od površine proti jedru (slika 6). Doslej se niso pokazale niti zloglasne mrežaste razpoke, ki nastanejo zaradi povišane temperature. Kvaliteta površine valjev za opisane namene je zadovoljiva. Predvsem so valji do najmanjšega mogočega premera popolnoma brez por, v čemer se razlikujejo od valjev Indefinite in valjev iz trde litine. Nadaljnja prednost je ta, da lahko vrh doseže isto površinsko trdoto kot delovna ploskev, kar utegne biti odločilnega pomena pri drsnih ležajih, zlasti tistih iz plastične snovi. Izrabljeni „GSL 3" kovi kaljen :n in površinsko — \ \ \ \ NDEf- 'INITE valj \ llj /z trde litine 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 Oddaljenost od površine v mm Slika 6 Krivulje trdot (shematsko) treh vrst valjev za vroče valjanje valji se lahko z naknadnim kaljenjem zopet usposobijo za rabo. Prav tako se lahko s struženjem in naknadnim kaljenjem predelajo na manjše valje. Nazadnje VoEST-ovi valji za vroče valjanje ne zahtevajo takšne pozornosti pri predgrevanju kot valji Indefinite ali iz trde litine, ker niso podvrženi lomu, kar se pokaže v povečani proizvodnji. Višja nabavna cena je spričo večje trajnosti več kot izenačena. VoEST-ovi valji so se pokazali daleč bolj ekonomični kot vsi drugi valji, ki so bili uporabljeni na opisanem ogrodju. ZUSAMMENFASSUNG Die osterreichische Firma VOEST begann nach einem Sonderverfahren mit der Produktion einer neuen Walzen-sorte fiir das Warmwalzon von Blechen. Das Verfahren ist in zehn Landern durch den Patent geschiitzt und in drei-zelm vveiteren Landern sind die Patente angemeldet. Es handelt sich um die geschmiedeten Walzen aus legiertem Cr, Mo, V Stahl, dessen Oberflache durch eine Induktions- oder Flammenhartung vergiitet ist. Dem Schmieden folgt eine Reihe der Warmebehadlungen und Ultraschallpriifungen. Nach dem Oberflachenharten, An-lassen und der letzten Ultraschallkontrolle vverden die Walzen auf das Endmass geschliffen. Die ersten Versuche mit diesen Walzen wurden bei der Firma Schoeller-Bleckman Stahlwerke A. G. durchgefuhrt. Der Preis dieser Walzen ist in Vergleieh zu den INDEFE-NITE Walzen, welche friiher gebraucht wurden, um 1.9-fach grosser. Schon bis zu dieser Zeit wurde eine viermahl langere Lebensdauer dieser Walzen erziehlt. Der erste Paar dieser Walzen wird vvahrscheinlich etwa 450 Arbeitsschichten aus- dauern. Nachtraglich vvurde noch ein Paar VValzen der-selben Oualitat aber grdsserer Breite (1500 mm) geliefert. Soviel es jetzt zu schatzen ist, sind die VoEST Walzen auch diesen hoheren Anforderungen gewachsen, vvoriiber spater noch berichtet wird. Bis jetzt konnte kein Schalen der oberen Schichte be-merkt werden, was sich mit einer ausserordentlich feinen und homogenen Mikrostruktur und einem milden Ubergang der Hiirte von der Oberflache in der Kern erklaren lasst. Auch die Netzartigen Risse, welche durch die hohe Temperatur verursacht werden sind nicht aufgetreten. Die VValzen sind bis zu dem kleinst moglichen Durchmesser an der Oberflache porenfrei. Die abgenutzten VValzen konnen durch ein wiederholtes Harten wieder brauchbar gemacht vverden. Beim Vorvvarmen verlangen diese VValzen auch nicht eine solche Aufmerksamkeit wie die Walzen Indefe-nite oder die Hartgusswalzen. Die VOEST VValzen haben sich okonomisch als weit besser bewiesen als alle bisher benutzten VValzen. SUMMARY Austrian firm VOEST (Vereinigte osterreichische Eisen und Stahlwerke) in Linz has started to produce a new type of rolls for hot rolling of plates. The new process is protected by a patent already in 10 countries, and in other 13 countries taking out a patent is announced. Forged rolls, made of alloyed steel (Cr, Mo, V), whose surface was hardened by flame or induction heat treat-ment, are discussed. Forging is followed by series of heat treatments and ultrasonic examinations. After surface hardening, tempering, and final ultrasonic examination, the rolls are ground to final dimensions. The first experiments with this type of rolls were carried out in Schoeller-Bleckmann Stahlwerke A. G. The priče of these rolls is 1.9 times higher than that of INDEFINITE rolls which have been used before. On the other hand, the lifetime of the new rolls has been 4 times longer already till now. The first pair of rolls stayed till now about 450 working shifts. Another pair of rolls was ordered, of the same quality, but vvider (1500 mm). As far as it can be seen, the VOEST rolls are capable to cope wrth these higher demands as weil. Until now no spalling was noticed, what can be explained by an extremely fine and homogeneous micro-structure, and a gentle transition of hardness from the surface to the core. Also netted cracks, which are caused by high temperature, have not been noticed. Rolls, down to the smallest possible radius, were vvithout any surface pores. Worn out rolls can be repaired by rehardening. At preheating the rolls do not demand such attention as the INDEFINITE or the hard čast rolls. The VOEST rolls appeared to be far more economical than any other rolls which have been used before. 3AKAKREHHE Abctphhckhh MeTaAAyprHKe 3anaM ieTOBair. 3to KOBaHLie BaAKH H3 AerapoBaHHoS CTaAH (CrMoV). noBepx-HocTb BaAKOB noABepraeTca nAaMeHiioii hah hhavkthbhoh 3aKaAKe. IIocAe KOBaHiia cAeAyeT TepMimecKaa o6pa6oTKa h yAbTpa3ByKosaa nposepna. no noBepxHocTHoft 3aKaAKe, OTnycKa h nocAeAHera koh-Tpo.u>a c yAbTpa3ByKOM cAeAyeT niAncf)OBKa saAKa. nepBaa onbiTHaa npoKaTKa c stiimh BaAKaMH 6biAa BbinoAHeHa b MeTaAAypniHecKOM 3aB0Ae Schoeller-Bleckmann Stahlwerke A. G. (ABCTpiia). IlpoAaHCHaH ueHa 3thx BaAKOB 1.9 pa3 Bbmie BaAKOB copTa Indefinite, ho 3a-ro hxhhh npoMiiocTb n H3H0C0yCT0HHHB0CTb 4 pa3a .\yKH0 OJKHAaTb, «TO BaAKH 3TOra CopTa MeTaAA. 3aBOAa VOEST BbinoAHHT xaK»ce noBbimenbia TpeSoBanna, o ieM SyAeT cooSmeHo no:oKe. IIpH 3tom COpTe BaAKOB nOKa ne 3a_Me4CHO BblKpaUIHBaHHe riOBepxHOCTH Sohkh; sto OBbacHaeTca BecbMa MeAK03epHHCT0ii H r0M0reHH0H MHKpocipyKTypbi a TaKace oMeHb MeAAeHHbiM naAeHHeM TBepAOCTK no Mepe nepexoAa ot noBepxuocTH k ueHTpy BaAKa. TaKiKe He 3aMeopMe ceTKH, noaBAeHne K0T0pbix b CBa3H c BbicoKoii TeMn-oii npoKaTa. Ha SoMKe 3thx BaAKOB Aaace B03M0>KH0 caMoro MaAora Ana.Merpa He o6Hapy>KHBaioTca ra30Bbia paKOBHHbi. PacxoAOBaHe BaAKH mojkho nocAe BTopiMHoii 3akaake b3atb CHOBa B Hcn0Ab30BaHHe. 3th BaAKH He Tpe6yiOT raK>KC TaKOro yxoAa npn noAorpeBaHHH KaK sto CAyqaii npH copie Indefinite hah c BaAKaMH h3 OT0eAeHHOra ^ 'a o1 X V X X X X X X X < x X X X ~~ *~x x" X X 1-.Jž!°2 0 1- X X X X X O rS 0 0 _?2 sv. 0 0 0° 0 . 1 0 Al203 —— O O 20 40 60 80 100 Cas difuzijske dezoksidacije v min Slika 3 Vpliv difuzijske dezoksidacije na vsebnost AL03 in SiO> komponent v nekovinskih vključkih Slika 4 Vpliv časa difuzijske dezoksidacije na vsebnost kisika v talini V smislu navedenega smo si določili sledeči program: 1. faza — s standardno prakso je izdelati večje število srednje ogljičnih nizkolegiranih kvalitet, — na poprečno 5—7 vzorcih jekla vsake šarže, vzetih v času od raztalitve vložka do odlitja prve oziroma druge livne plošče, je zasledovati: — skupni O in kalkulacijsko vrednost prostega O, 40 60 80 VO 120 140 160 Čas po žilavenju v min Slika 5 Primer gibanja vsebnosti kislinotopnega Al med rafinacij-skim časom — ugotavljati sestavo glavnih oksidnih komponent AI2O3, Si02 v vključkih z mikroanalizo izolata, — zasledovati količine kislinotopnega Al. Na osnovi dobljenih rezultatov je setaviti grobi verjetni mehanizem dezoksidacije s prikazom kine-tike reakcij med dezoksidanti in oksidi v talini. Rezultati poskusov prve faze naj bi dali možnost preučitve posameznih vplivnih parametrov standardne tehnološke prakse glede na stopnjo oksidacije, čas izkuhavanja, čas difuzijske dezoksidacije in obseg končne dezoksidacije, da bi dognali kako in do katere meje lahko spremenimo tehnologijo. 2. faza — izdelati je večje število poskusnih šarž srednje ogljičnih nizko-legiranih kvalitet EC 80, EC 100, (EC) Mo 80, OCN200, z modificiranim načinom dezoksidacije z vpihavanjem določene količine prašnatih dezoksidantov (FeSi + Al), — pri teh šaržah je zasledovati skupni oziroma prosti O, sestavo glavnih oksidnih komponent v nekovinskih vključkih jekla, — poskusne šarže z modificirano dezoksidacijo in študij razpoložljivih rezultatov naj bi omogočili izdelavo najprimernejše tehnološke prakse za uporabo prašnatih dezoksidantov. 1.1. Standardna tehnološka praksa Na slikah 1, 2, 3, 4 in 5 prikazujemo rezultate preiskav večjega števila šarž v kvalitetah C 4136, C 4137, C 1120, C 1220, C 1221. Zasledovali smo skupni O, vsebnost Ab03 in Si02 v vključkih in delež topnega Al. Po oksidaciji s plinastim kisikom pri žilavilni hitrosti do 0,03 % C/min se poveča skupni O poprečno na 0,057 %. 20 40 60 80 100 Cas difuzijske dezoksidacije v min • R- [C] K [0]-0 0025 C -0 16/022% 1. Skupni O2 2. Prosti O2 Povečanje vsebnosti kisika od poprečno 0,02 % ob koncu taljenja je posledica zelo intenzivnega žilavenja, kar daje več metalurških prednosti: večji toplotni potencial, aktivnejšo žlindro, obsežnejšo odstranitev dušika. V času 40—50 minut po žilavenju in pri delno odstranjeni oksidni žlindri se količina skupnega kisika v talini zmanjša na približno 0,02 %, količina prostega kisika od okrog 0,05 % na približno 0,015 %; zmanjšanje vsebnosti kisika znaša približno 70 %. V nadaljnjem času izkuhavanja je znižanje kisika znatno manjše. V času 70 do 80 minut učinkovanja redukcijske žlindre se je zmanjšal skupni kisik od 0,02 na 0,013 %, količina prostega O pa od poprečno 0,015 na 0,01 °/o, to je 33 %. V času 50 minut normalnega izkuhavanja po žilavenju je intenziteta izločanja kisikovih komponent v časovni enoti 6 x večja kot v času difuzij-ske dezoksidacije. Po rezultatih mikroanalize anodnih ostankov ugotavljamo, da je v času 40—50 minut po žilavenju izločanje AbCMvomponent mnogo intenzivnejše kot izločanje SiCh-komponent v vključkih. V času difuzijske dezoksidacije je izločanje oksidnih komponent manj obsežno. 10 20 30 Livni čas v min Slika 6 Odnosi med vsebnostmi AI2O3 in Si02 v vključkih ter skupnim kisikom v talini, pri prebodu iz peči, v livni ponvi, v 1. in 3. livni plošči Zasledovanje zelo grobih razmerij med vplivnimi parametri tehnološke prakse in rezultati mikroanalize izolatov na eni strani ter skupnim kisikom na drugi strani (slika 6), nudi verjetno sliko kinetike tvorbe oziroma izločanje glavnih oksidnih komponent v talini v ponvi. Iz ravnomočnih razmerij med poprečno 0,021 % topnega Al v talini v ponvi z vsebnostjo prostega O in iz obsega delne redukcije Si02 (do poprečno 0,004 °/o) z Al ugotovimo, da znaša na primer pri 1620° C in 8 minutah po dodatku dezoksidantov v ponev skupna verjetna tvorba AI2O3 okrog 0,03 %. Ker je po analizi izolatov v vključkih v talini v ponvi le okrog 0,0045 °/o AI2O3, znaša verjetni obseg izločanja AhOj-komponent približno 84 % do 85 °/o. C-0 16/022% 10 A Izločanje v indukcijski E-pt temperatura 1620 °C Izločanje v ponovci _ o--temperatura 1620 °C •---temperatura 1580 0 C x---temperatura 1550° C -+ Izločanje v obtočni E-peči temperatura 1615 -1635° C I J_ 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 Cas po dodatku zlitine v min Slika 7 Intenziteta izločanja AI2O3 komponent v vključkih iz taline v peči in ponvi Vrednotenje vpliva časa po dodatku dezoksidantov v ponev in temperature taline v ponvi nam daje možnost določitve tendence izločanja AI2O3-komponent iz taline (slika 7). Podobna kalkulacija teh razmerij v indukcijski peči daje večji obseg izločanja, medtem ko bo izločanje AI2O3 iz taline v peči znatno manjše. "i 's o * o C~0 16/0 22 % difuzijskc dezoks idacija 20 120 140 40 60 80 m Cas po žilavenju v min Slika 8 Vpliv časa po žilavenju in difuzijski dezoksidaciji na vrednost produkta C X O Na osnovi navedenega moremo določiti poprečni vpliv rafinacijskega časa po žilavenju na vrednost produkta [C] x [O] (slika 8). Sestava oksidnih komponent v vključkih taline v ponvi bo torej približno 0,004 % Si02, 0,0045 % AI2O3, 0,022 % 02 kot (FeO + MnO), 0,003 % Cr203, kar da okrog 0,0072 % skupnega O. Primerjava vsebnosti kisika v talini v ponvi in v ingotu prve livne plošče kaže sledeče razmerje: Ol = 0.003 + 0.37 X Op [%] Skupni čas izkuhavanja in difuzijske dezoksidacije je pri standardni praksi predviden z okrog 120 minutami. Nastane praktično vprašanje, v katero navedenih dveh faz naj posežemo z vpihovanjem prašnatih dezoksidantov oziroma katero fazo moremo skrajšati brez škode za kvaliteto izdelanega jekla. 1.2 Predlog spremenjene tehnologije 1.2.1 Postavimo, da dodamo zmes prašnatih dezoksidantov takoj po oksidaciji, ko je v talini okrog 0,05 % protega O. Računamo, da bo odgor Si v dezoksidacijski zmesi neznaten in da se bo izvajala dezoksidacija praktično le z Al. Pri domnevi, da mora ostati v talini pred pre-bodom vsaj 0,03 % topnega Al in da je za pravilno raztaljenje dodanega FeCr potrebnih vsaj 20—25 minut, bi za popolno dezoksidacijo potrebovali po praktičnih izsledkih dodatek Al v količini okrog 2—2,2 kg/t. Pri učinkoviti difuzijski dezoksidaciji standardne tehnološke prakse je potreben dodatek Al okrog 1,2 do 1,4 kg/t. Verjetna skupno nastala količina AI2O3 v talini v peči bo znašala približno 0,11 °/o. Pri obsegu izločanja okrog 60 °/o, kot povzemamo iz slike 7, bo ostalo v talini pred prebodom približno 0,044 % AI2O3. Pri odlitju šarže v ponev nastane še dodatna tvorba AI2O3 (redukcija dela Si02 iz v ognjuobstoj-ne obloge ponve, sekundarna oksidacija curka), kar znaša okrog 0,026 %. Skupno bo torej v talini 0,07 % AI2O3. Pri deležu izločanja v ponvi med 82 in 85 % v času 8—10 minut po prebodu bo ostalo v talini približno še 0,012 % AI2O3. Verjetni sestav nekovinskih vključkov bo 0,012 % AI2O3, 0,004 % Si02, 0,002 % O kot (FeO + + MnO) in 0,003 % Cr203. Skupni kisik bo približno 0,011 0/0. Teoretično prihranimo po opisanem načinu dezoksidacije 60—80 minut časa, toda skupna količina oksidnih vključkov bo znatno večja; zaradi velike vsebnosti AI2O3 se tvorijo pri predelavi nezaželeni zdrobljeni vključki. Verjetna skupna poraba Al je za približno 45 % večja kot pri standardni tehnologiji. Menimo, da se pri taki dezoksidacijski praksi poslabša kvaliteta jekla. 1.2.2 Postavimo, da dodamo prašnato zmes dezoksidantov šele po določenem času normalnega izkuhavanja. Vrednost produkta [C] X [O] bo po približno 50 minutah okrog 0,0026 in prosti O okrog 0,015 °/o. Verjetno nastala količina A1203 znaša okrog 0,032 %. Pri približno 55 %-nem izločanju bo okrog 8 minut po dodatku prašnatih dezoksidantov ostalo v talini v peči približno 0,014 °/o AI2O3. Skupno z dodatno količino Al203 pri sekundarni oksidaciji curka in redukciji Si02 iz v ognju-obstojne obloge ponve znaša količina A1203 v talini v ponvi okrog 0,039 %. Pri 82—85 % deležu izločanja ostane v talini v ponvi še okrog 0,006 % AI2O3. Verjetna sestava vključkov bo 0,006 % A1203, 0,004 0/0 Si02, 0,002 % O kot (FeO + MnO) in 0,003 % Cr203. Skupni O bo okrog 0,008 %. Skupno potrebna količina Al znaša okrog 1,2 do 1,3 kg/t. Pri ugodnejšem razmerju A1203 : Si02 bi bili nastali vključki heterogeni, ki pri predelavi obdržijo v glavnem svojo obliko. Teoretično bi pri tej modificirani dezoksidaciji prihranili 40—50 minut rafinacijskega časa. Iz navedne analize sledi, da je faza normalnega izkuhavanja teoretično nujno potrebna, fazo difuzijske dezoksidacije pa je možno zelo pospešiti, ne da bi se poslabšala kvaliteta jekla, če izhajamo iz vsebnosti skupnega O, potrebne količine topnega Al in sestave vključkov. Na osnovi prikazanih praktično teoretičnih napotkov smo pristopili k izdelavi serije poskusnih šarž. Za vpihavanje prašnatih dezoksidantov je bil konstruiran kotliček s koristno prostornino okrog 70 1. Prenosno sredstvo je bil sušen zrak. Dezoksi-dacijska mešanica je bila sestavljena iz (FeSi + Al) v splošnem razmerju 2,8 : 1. Čas v min (oksidacija - I. livna plošča) Slika 9 Vpliv standardne in modificirane tehnologije na vsebnosti skupnega kisika v posameznih značilnih periodah tehnološke prakse 2. Izdelava poskusnih šarž V 15 t obločni E-peči smo izdelali nekaj šarž v kvaliteti C 15, EC 80, EC 100, ECMo 80 in OCN 200. Na slikah 9 in 10 vidimo poprečne vrednosti skupnega kisika, analize glavnih oksidnih komponent vključkov in pripadajoči značilni časovni faktor vpihavanja dezoksidantov ter preboda oziroma odlitja prve livne plošče. Primer tehnološke prakse vodenja 1 poskusne šarže prikazujemo na sliki 11. ° Čas vpihavanja (Al+FeSi) v min po oksidaciji 20 35 45 60 75 32 28 ^ 24 S 5 20 x<2 ^16 • 9 O 12 a 8. -o r -L (2X3) (i) (5) ' Odlitje 1. livne plošče po vpihavanju v min 55 65 60 90 95 _ (I) (3) (4) (2X5) KV —x Jv?s TCO* XX X X -XX- X • XX x «Hi AI2O3 Si02 0 20 40 60 80 100 120 140 160 Cas v min Slika 10 Vpliv časa vpihavanja prašnatih dezoksidantov po končani oksidaciji na odnose med AhOi in SiOi komponentami v vključkih Š 40634- EC 80 1 2 13" ~ 14 Cas rafinacije Končna analiza : 0 32 % Si, 0024 % Al Slika 11 Primer vodenja izdelave šarže kvalitete EC 80 po modificirani tehnologiji Splošne pripombe: — Stopnja oksidacije je odvisna od količine in časa vpihanega plinastega kisika v talino. Po- večana žilavilna hitrost vpliva na povečanje O ob koncu oksidacije. Poprečna količina skupnega O v talini pred prebodom je funkcija skupnega O pred dodatkom prašnatih dezoksidantov in sledi približni vrednosti: O % pred prebodom = 0,6x0 % pred dodatkom (FeSi + Al). Skupni kisik v izdelanem jeklu narašča s kisikom pred dodatkom dezoksidantov. Medsebojna odvisnost ustreza približni vrednosti: O % v jeklu = 0,34 x O % pred dodatkom (FeSi + Al). Iz navedenih odvisnosti sledi, da je O % v jeklu = 0,57 X O % pred prebodom. Ta poprečna razmerja so vezana na dodatek 0,11 % Al (prah + zvezde) (slika 12). 30 25 Dodatek Al (prah + zvezde) - 0'12 [02]2~ 0 6 x [02]j '/. r0j-,~034x fOoh'/. % o ✓ X S [02f3-0' 57 x [02]2° s / „ / y[02]2 / / 4 V S 0 / o 0 + J^— 3 / "K .»o ij'' + t + +■ 15 ro * 05 > [02],% x 10^ -pred dodatkom (AUFeSi) Slika 12 Vpliv kisika pred dodatkom prašnatih dezoksidantov na kisik v talini pred prebodom in v izdelanem jeklu 5 S £ Skupni 02 Dodatek /■ pred doda \l (prah + zv kom (Al + f-ezde)-0'13 TeSi)-0'012 % -0027% \o OO^ O N o 0 + + 10 20 30 40 t>U Čas po vpihavanju (Al + FeSi) v min Slika 13 Vpliv časa po dodatku prašnatih dezoksidantov na vsebnost kislinotopnega Al Po sliki 13 sklepamo, da vpliva podaljšanje časa po vpihavanju dezoksidacijske mešanice na znižanje količine kislinotopnega Al. Približen medsebojni vpliv sledi obrazcu: Al % = K X Al2 o x t pri čemer pomeni: K — konstanta z vrednostjo 0,07 t — čas po vpihavanju prašnatih dezoksidan-tov v minutah O — skupni kisik pred vpihavanjem dezoksidacijske mešanice v % Al— dodatek Al; prah : zvezde = 5,5 : 1. Pri dovolj velikem dodatku Al se povečuje količina AI2O3 s povečanjem prostega O pred dodatkom dezoksidantov. S povečanjem količine AI2O3 se povečuje tudi delež izločanja teh komponent (slika 14). Talina v peči: -- / / / / / / / 5 C\| o te s 0 1 1 i [02]'/. x 102 pred vpihavanjem (Al + FeSi) Slika 14 Vpliv kisika v talini pred dodatkom prašnatih dezoksidantov na obseg tvorbe AI2O3 komponent — Čas po vpihavanju dezoksidantov je za intenziteto izločanja A1203 vplivna komponenta le do približno 8—10 minut; podaljšanje časa vpliva le neznatno na povečanje intenzitete izločanja. 75 ko --- / / / / V r / / / / / / 1 1 i i 15 30 45 60 Cas izkuhavanja v min 75 90 Slika 16 Številčna vrednost konstante za kalkulacijo kisika po določenem času normalnega izkuhavanja po oksidaciji Konkretno bo v jeklu pri 0,16 % C in pri 45 minutah izkuhavanja po oksidacijski periodi: O % v jeklu = 0,34 X O % po izkuhavanju O % = 0,34 X 0,150/0,16 X 45 = 0,007 %. ZUSAMMENFASSUNG Bei den Versuchen von Einblasen pulv.eriger Desoxy-dationsmittel in die verschiedenen Sorten der mittelgekohl-ten niedriglegierten Stahle haben wir folgende praktische Parameter, welche teilweise von der Bewertung der be-stehenden Technologie, teihveise aber von der Analyse des gesamten Oz, AI2O3 und SiO: Gehaltes in den nichtmetal-lischen Einschliissen und des loslichen Al im Stahl her-riihren festgestellt: Der Gesamtsauerstoff nach der Oxvdation soil von 0.03 bis 0.04 % betragen. Dieser Betrag lasst sich bei einer Frischgeschwindigkeit von 0.02 bis 0.03 °/o C min. durch das Einblasen von Sauerstoff in den Stahl einstellen. Die Menge des O: Gehaltes nach der Oxydation hat keinen Einfluss auf die Verlangerung der normalen Auskochdauer bis zu dem praktischen Gleichgewicht zwischen [C] und [O]. Das Auskochen nach der Oxydation soli etwa 50 Minuten betragen, danach folgt das Einblasen pulferiger Des-oxydationsmi ttel. Der Anteil des ausgeschiedenen AI2O3 hangt von der Temperatur am Ende der Oxydationsperiode, von der Dauer und der Intensitat des Mischens der Schmelze vor dem Abstich bz\v. in der Pfanne und von der Gesamt-menge des Entstandenen AI2O3 ab. Wenn diese Menge grosser ist, ist der spezifische Anteil des ausgeschiedenen AI2O3 auch grosser. Die optimale Badtemperatur fiir ein erfolgreiches Ausscheiden liegt zwischen 1630° und 1650° C. Durch das Einblasen von 0.09 % Aluminiumpulver (als eine Gemisch von Al und FeSi) und einem Zusatz von 0.02 °/o Aluminium in die Pfanne wobei die Zeit von dem Einblasen des Al-pulvers bis zu dem Abstich 7 bis 8 minuten betragen soli, wird die Menge des Sauerelosslichen Al im Stahl der ersten Giessplatte umgefahr 0.018 bis 0.025 %, was praktisch dringend notig ist um das Kornwachstum und ein zu grosses Verhaltniss zwischen dem AI2O3 und Si02 in den nichtmetallischen Einschliissen zu verhindern. Mit der genannten Praksiss des Einblasens von Pulve-rigen Desoxydationsmitteln kann man eine normale Quali-tat des erzeugten Stahles erreichen bei einer Verkiirzung der Rafinationszeit. von ungefiihr 50 minuten. Die Ausbeute an Ingesetztem Al wird um 10 bis 13 °/o grosser. SUMMARY Pilot plant blowing of powder deoxidisers into different medium-carbon low-alloved steels showed us practical parameters which have their origin partially in analysis of total O2, ALO3, SiOj in nonmetallic inclusions, and of Al, dissolved in steel. After deoxidation, the rnolten metal should contain 0.03 to 0.04 % of total O: what colud be attained by ga-seous oxygen at deoxidation speed of 0.02 to 0.03 0 o C min. Amount of O: after oxidation has no influence on the pro-longation of normal boiling period until equilibrium va-lues betvveen (C) and (O) are practically reached. Boiling period after oxidation, preceeding the blowing of po\vder deoxidisers, should last about 50 minutes. Portion of formed alumina inclusions depends upon the temperature at the end of the oxidation period, upon the intensity, and upon the duration of the mixing period of molten metal before tapping, or in the laddle, and upon the total quantity of formed alumina. The optimal temperature for successful alumina isolation lays betvveen 1630" C and 1650° C. In order to attain 0.018 to 0.025 % Al (soluble in acid) in the produced steel the folowing procedure has to be carried out: 0.09 % Al (as powder mixture Al + FeSi) should be blown in, and 0.02 % Al in metal form should be added. The time interval between the adding of powder deoxi-disers and the tapping should be 7 to 8 minutes. Content of Al 0.018 to 0.025% is practically necessary to prevent grain growing, and a too high ratio between alumina and silica in nonmetallic inclusions. Using the described practice, normal qualities of produced steel can be obtained, and at the same time refin-ing time can be cut down by approximately 50 minutes. Increase of yield of added Al is 10 to 13%. 3AKAKMEHHE OnLiTHbia npoAVBaHHH cpeAHeyrAepoAHCTbix mi3K0Aernp0BaHHbix coptob cTa.\H AaAH CAeAyiomne npaKTiinecKHe napaMeTpbi, K0T0pwe hcxoasitl qacTUO 113 oiienKH TexHOAonmecKOH npaKTHKll, Macrbio 113 xiiMimecKora cocTaBa t. e. cyMMapHora O2, AI2O3, S1O2 b He.ueTaAAn-4CCK1IX BKAIO^eHIIHK H paCTBOpeHHOra B CTaAH Al: 1. noCAe OKIICAe-mia e pacTonAeHHOM MeTaAAe nvcTb 6yA2t 0.03—0.04 % cyMMapHora KHCAOpOAa, HTO MOJKHO nOAyqiITb CTpyftHbIM patJ>HHHpOBaHHHe.M ra3006pa3HMM O2 6hctpotoi"i 0.02—0.03 % C/mhh. koah^ectbo O2 nocAe OKHCAeniia He baiihct Ha np0A0A>KiiTeAbH0CTb Hop.\iaALHora KHneiraa a° npaKTHiecKux paBHOBecHHx oiHoraemm Me>KAy [C] n [O]. 2. AAHTeAbHOCTb Kiraeiiija noc.ie OKHCAeHHa nvcTb 6yAeT npnSA. 50 mhh. nocAe lero cAeAyeT AYTbe noponiKoo5pa3Hbix packhcahteaeii. 3. BbiAeAeHiie komiiohcht AI2O3 3aBiiciiT ot TeMnep-M b kohuc okhcac-h na, ot HHTeH3iimiocTii 11 npoAOAjKiiTGAbHocTii nepeMoniiiBaHna pacrr.vaBACHnora MeTaAAa ao BbinvcKa haii b KOBine H ot cvMMapnora KOAimecTBa BbiAeAeHor AI2O3. OnTHMaAbHaa Te.\mp-a npn kotopoh BbiAeAemie rAHH03eMa ca.Moe ycnemnoe naxoAnTbca b npeAeAax 1630—1650° U. 4. IIpii noMoinn BAVBamisi npuSA. 0.09 % Al B opMe noponiKa (KaK c.Mecb Al + FeSi) 11 Ao6aBAeHneM 0.02 % Al b (J>opMe A1-3IJC3AOHCK B KOBUI, npHHHB B BHHMaHHe, HTO OT BBOAa paCKUCAn-TeAefl ao Bbin^'CKa acHAKora MeTaAAa b kobiii aoajkho npoiira 7—8 mhh. KOAn^ecTBO Al b nepBOM noAAOHe CTaAH 6yAeT nptiSA. 0.018—0.025 %; npaKTiraecKn 3TO MaKCHMaAbHoe KOAimecTBO Bbirne kotopoh nponcxoAHT vBCAiraeime 3epeH a TaioKe caiiihkom SoAbinoe OTHOineHiie MeacAV AI2O3 11 Si02 b He.MeTaAAHHecKHX BKAioHeHnax. OnncaHbiM pesKHMOM mo>kho noAVMUTB cTaAb nop.\iaAbHora icanecTBa c coKpameHneM pa^JiiHnpoBKH npnoA. 3a 50 mhh. 3aMcqen0 yBeAii-Heniie ncn0Ab30BaHna Al, oho npeACTaBAaeT 10—13 %. Motiv iz jeseniške železarne — gradbišče nove aglomeracije Janez Žvokelj dipl. inž. Metalurški institut Ljubljana DK: 669.15.24 ASM/SLA SS; Ni; Mn Zamenjava niklja z manganom v 9°/° nikljevem jeklu Raziskana je možnost zamenjave niklja z manganom v 9 % nikljevem jeklu za nizke temperature. Podani so rezultati mehanskih preizkusov in žilavosti pri navadni in nizkih temperaturah v odvisnosti od termične obdelave eksperimentalnih talin, kjer je bilo 2, 4 in 6 % niklja zamenjanega z ekvivalentno količino mangana. Strukturne spremembe pri popuščanju so bile zasledovane z dilatometrskimi preizkusi. UVOD Konstrukcije, izdelane iz malo ogljičnega jekla z 9 % niklja (v nadaljnjem 9 °/o Ni jeklo), so zlasti za shranjevanje in transport nekaterih utekočinjenih plinov z nizkimi kritičnimi temperaturami namenjeni rezervoarji in cisterne, predvsem za prekomorski prevoz utekočinjenega zemeljskega plina. V primerjavi z drugimi kovinskimi gradivi, ki se navadno uporabljajo za zelo nizke temperature, se odlikuje 9 % Ni jeklo najprej po odlični žilavosti, katero ohrani celo pod temperaturo tekočega dušika, razen tega pa ima tudi primerno visoko mejo plastičnosti in trdnosti. Zlasti pa je ugodno, da se da 9 % Ni jeklo variti brez posebnih ukrepov neposredno na gradbiščih, zaradi česar je mogoče realizirati dimenzijsko vedno večje objekte. 1 9 % Ni jeklo uporabljamo v poboljšanem stanju. Kalimo ga lahko v vodi, olju ali celo na zraku. V zadnjem primeru normaliziramo dvakrat po predpisih (900° 1 h/zrak + 790° 30 min./zrak), da bi tako dosegli homogenost in drobnozrnatost kalilne strukture. Popuščamo nekaj ur v temperaturnem intervalu med 540 in 580° C. Prav od temperature popuščanja so močno odvisne mehanske lastnosti in žilavost pri nizkih temperaturah. Nizke vrednosti žilavosti pri temperaturah popuščanja med 350 in 500° C je prisoditi izločanju karbidov pri popuščanju martenzitne strukture. Prelom je interkristalen. Pri temperaturah popuščanja nad 500° C se nam začne žilavost nepričakovano zelo izboljševati. Maksimalne žilavosti dobimo pri temperaturah popuščanja med 560 in 580° C, prelom preizkušancev pa je še popolnoma žilav. Pri višjih temperaturah popuščeno jeklo kaže znova znake krhkosti s transkristalnim lomom. Pri optimalni žilavosti so vrednosti meje plastičnosti in trdnosti najnižje, vendar še vedno zelo ugodne t. j. okrog 60 kp/mm2 za mejo plastičnosti in nad 70 kp/mm2 za trdnost, tako da pri ohladitvi na nizke delovne temperature nastale termične napetosti ne povzročijo še nobenih plastičnih deformacij v konstrukciji. Izvrstno žilavost pri nizkih temperaturah povezujemo s pojavom, da dobimo pri popuščanju 9 % Ni jekla v omenjenem temperaturnem intervalu že delno avstenit, ki tudi po ohladitvi ostane nespremenjen v strukturi. To je vsekakor strukturna posebnost, saj so omenjene temperature precej nižje od temperature konvencionalno določene točke Aci. V strukturi nastopa avstenit v obliki prav majhnih otočkov, katere je možno opaziti le z elektronskim mikroskopom. Količina nastalega avstenita je odvisna od temperature in časa popuščanja, pri čemer se spreminja hkrati tudi njegova stabilnost. Maksimalne žilavosti pri nizkih temperaturah dobimo takrat, ko nastane pri popuščanju med 15 in 20 % avstenita, ki ostane pri ohladitvi do temperature tekočega dušika stabilen. Pri temperaturah popuščanja nad 580° C nastaja avstenit zelo hitro in v večjem obsegu, je pa manj stabilen in se zato pri ohlajanju do navadne ali nizke temperature že delno ali v celoti spremeni v martenzit, hkrati pa se poslabša predvsem žilavost. Navzočnost stabilnega avstenita je torej pomembna, da obdrži jeklo visoko žilavost pri nizkih temperaturah, vendar razlage tega pojava še niso enotne. Tudi neposrednega razmerja med količino avstenita in žilavostjo ni mogoče najti, čeprav sta vsekakor vzročno povezana. Pri nadaljevanju naših raziskav nas je zanimala možnost zamenjave niklja v 9 % Ni jeklu z manganom. Enako kot Ni je Mn gamagen element. Zato bi v jeklih, v katerih bi bil del niklja zamenjan z manganom, morali nastopati med popuščanjem podobni strukturni pojavi, t. j. predčasno nastajanje avstenitne faze. Podobno kot Brophy in Miller za 9 % nikljevo jeklo sta Bailey in Harris ugotovila za jeklo Mn-Ni-Mo (3,5 Mn, 2,5 Ni in 0,5 Mo), da zares nastaja avstenit pri popuščanju pod konvencionalno točko Aci. Poznejših podobnih raziskav o jeklih Mn-Ni v literaturi nismo zasledili, zato smo hoteli ugotoviti, v kolikšni meri so si podobni strukturni pojavi/ kadar zamenjamo del niklja v 9 % Ni jeklu z Mn, in kakšne so mehanske lastnosti teh po sestavi spremenjenih jekel, predvsem žilavost pri nizkih temperaturah. Rezultati bi nam dali odgovor, ali je zamenjava niklja z manganom v 9 % Ni jeklu možna in enako- Predavanje na IX. strokovnem posvetovanju metalurških inženirjev in tehnikov v Portorožu. vredna. Razen tega pa bi dobili vsekakor nekatere izhodiščne ugotovitve za nadaljnje raziskave in pojasnitve, tako o vlogi avstenita v strukturi, kot o vplivu niklja samega na žilavost pri nizkih temperaturah. Prva osnovna raziskava naše naloge je bila primerjava nekaterih mehanskih lastnosti med talinami, v katerih je različni odstotek Ni zamenjan z manganom, v odvisnosti od temperature popuščanja. Te preizkuse dopolnjuje istočasno zasledovanje nastajanja avstenita med popuščanjem z dilatometrskimi in drugimi metodami. MATERIAL ZA PREIZKUSE Sestava in izdelava eksperimentalnih talin Za namene preiskave smo predvideli izdelavo več eksperimentalnih talin. Osnovna talina naj bi imela okvirno sestavo 0,08 % C, 9 % Ni in 0,5 % Mn. Pri naslednjih talinah pa bi nadomeščali postopoma 2, 4 in končno 6 °/o Ni z ekvivalentno količino Mn. Določili bi jo tako, da bi pri zamenjavi Ni z Mn obdržali enako temperaturo martenzitne točke Ms. Iz Kaufmanove enačbe za izračunavanje martenzitne točke na osnovi kemične sestave jekla: Ms (°C) = 561 — 474C — 33Mn — 17Ni — 17Cr — — 21Mo sledi da je 1 % Ni ekvivalenten 0,5 % Mn. Taline smo izdelali v 20 kg visokofrekvenčni peči na Metalurškem inštitutu, in sicer na zraku; pomirjene so bile z Al v prebitku. Predvideno in resnično kemično sestavo izdelanih talin prikazuje tabela 1. Tabela 1 — Kemična sestava eksperimentalnih talin Oznaka Predvidena Resnična sestava % taline sestava C Si Mn Ni Alkisl. Al, A 9Ni-0,5 Mn 0,10 0,39 0,30 8,94 0,045 0,005 B 7 Ni-1,5 Mn 0,056 0,13 1,50 7,18 0,006 0,002 C 5 Ni-2,5 Mn 0,086 0,15 2,22 5,08 Z Al> 0,10 D 3 Ni-3,5 Mn 0,048 0,15 3,80 3,05 0,003 0,002 V pogledu vsebnosti Ni in Mn so taline sorazmerno dobro zadete, čeprav v vseh primerih odgor mangana ni bil procentualno enako velik. Taline izkazujejo majhno razliko v Si in Al. Pri talini C smo po raztalitvi vzeli vzorec za analizo na Mn. Med čakanjem na rezultat je bila talina večkrat dezoksidirana z Al, tako da je končna vsebnost Al narasla celo nad 0,1 %. Popolnejša analiza na oligoelemente nam pokaže, da je vsebnost S pod 0,025 °/o, P pod 0,015 % in Cr pod 0,05 %. Vsebnost Cu se giblje med 0,20 do maks. 0,23 %. Ingoti so bili vroče valjani v ploščati profil 12 X 70 mm. Vsi ingoti so se dali valjati brez težav. Iz zvaljanega ploščatega profila so bili izrezani v vzdolžni smeri surovi vzorci za vse vrste preizkusov. Šele po opravljeni termični obdelavi na teh vzorcih so bili izdelani natezni, žilavostni in drugi preizkušanci v končni obliki, ki je predpisana za te preizkuse. Surovi vzorci za žilavostne poizkuse so bili tako označeni, da je bilo pozneje pri dodelavi na mero, možno izdelati zarezo brez pomote vedno v smeri debeline ploščatega profila. Termična obdelava Premenske točke talin A, B, C in D so bile določene po dilatometrskih krivuljah, posnetih s Che-vernardovim dilatometrom po diferenčni metodi. Hitrost ogrevanja je znašala 300°/h do 925° C. Na sliki 1 prikazane krivulje kažejo za vse taline podobne značilnosti. Začetek avstenitizacije ni izrazit pri nobeni talini, zato je težko ugotoviti vpliv zamenjave niklja z manganom na začetek tvorbe avstenita. Izkaže se pa, da se konec premene premakne k višjim temperaturam, čim več niklja je zamenjanega z Mn. Slika 1 Diferencialne dilatometrske krivulje za določitev premen-skih točk Povečanje hitrosti ogrevanja vpliva na histerezo premenskih točk pri segrevanju, vendar so bile točke Ac3 vseh talin še vedno pod 800° C. Iz gornjih ugotovitev smo povzeli, da lahko vzamemo za termično obdelavo vseh talin enotno temperaturo avstenitizacije 800° C. Diagrami TTT za kontinuirno ohlajanje nam dajejo praktične podatke za termično obdelavo jekel, hkrati pa so primerni za medsebojno primerjavo kaljivosti jekel. Za vse naše taline so bili izdelani kontinuirni diagrami TTT na osnovi dilatometrskih preizkusov: za velike hitrosti ohlajanja so bili ti izvršeni na Wever-Rosejevem dilatometru, za manjše hitrosti pa na Chevenardovem dilatometru. Avstenitizacija 30 min. pri 800° C. Diagrami za taline A, B, C in D so prikazani na slikah 2 a, b, c in d. Jeklo: A Austenitizacija: 800 "C, 30 min l c / w 1° Sekunde 1 w 10 M mu te Ure Jeklo: B Austenitizacija: 800 0 C, 30min 1000 Kemična analiza 900 800 ^ 700 i 600- \ 500 A 400 300 200 100 Ms C 0,06 Si 0,13 Mn 1,50 XI Ni Al top. 7,2 F7S 0,006 M' Alnet. 0,002 342 329 289 267 7 c , ^ » Sekunde 101 1 10 Minute vy , 104 ■ _j_ i 11 ud ,100 I I I 1 I li 103 ,1000 Ure 10 A - področje austenita F-področje tvorbe ferita P-področje tvorbe perlita B-področje tvorbe bainita M-področje tvorbe martenzita b) talina B: 7,2 % Ni, 1,5 °/o Mn Jeklo: C Austenitizacija: 800"C, 30min A - področje austenita F-področje tvorbe ferita P-področje tvorbe perlita B-področje tvorbe bainita M -področje tvorbe martenzita Slika 2 Diagrami TTT za kontinuirno ohlajenje a) talina A: 9,0 % Ni, 0,3 % Mn Diagram TTT taline A (9 % Ni, 0,3 % Mn) se razlikuje od znanega diagrama za 9 % Ni jeklo, izdelanega pri IRSIDU (N9) v tem, da ima slabšo prekalilnost in je zato bainitsko področje pomaknjeno bolj proti levi, proti večjim hitrostim ohlajevanja. Vendar imamo pri ohladitvi preizkušanca v Wever-Rosejevem dilatometru na zraku že skoraj popolnoma martenzitno strukturo. Po počasnih ohlajanjih opazimo pri tej talini tudi znatno večji padec trdote. Taline, v katerih je nikelj zamenjan z ekvivalentno količino Mn (B, C in D) imajo zelo podobne diagrame TTT kot omenjeni IRSIDov diagram za 9 % Ni jeklo (N9). 1 c , . 10 Sekunde 1 10 Minute A - področje austenita F-področje tvorbe ferita P-področje tvorbe perlita B-področje tvorbe bainita M-področje tvorbe martenzita c) talina C: 5,1 % Ni, 2,2 % Mn Jeklo: D Austenitizacija: 800"C, 30min Kemična ' Sekunde 1 10 Minute A-področje austenita F-področje tvorbe ferita P-področje tvorbe perlita B-področje tvorbe boinita M-področje tvorbe martenzita d) talina D: 3,1 % Ni, 3,8 % Mn Da bi izhajali iz čim bolj enakovrednih kalilnih struktur smo se odločili, da enotno ohlajamo pre-izkušance vseh talin po avstenitizaciji v vodi. Preizkušanci so bili segreti na temperaturo avstenitizacije 800° C v solni kopeli, čas držanja pri tej temperaturi je bil 1 ura. Sledilo je kaljenje v vodi. Temperature popuščanja so bile med 200 in 650° C. Po popuščanju so bili vedno vsi preizkušanci ohlajeni v vodi. Razen tega smo se dosledno držali načela, da je treba popuščati preizkušance iz vseh preiskovanih talin pri enaki temperaturi vedno istočasno, ker dobimo le tako enake pogoje za primerjavo lastnosti med posameznimi talinami. To je zlasti pomembno, če so ti odvisni od količine med popuščanjem nastalega avstenita. REZULTATI MEHANSKIH PREIZKUSOV Natezni preizkusi Temperature popuščanja nateznih preizkušan-cev so bile med 400 in 625° C, čas popuščanja 4 h. Rezultati nateznih preizkusov so navedeni v dia-grafično na sliki 3. Trdnost v kaljenem stanju je za talini A in C nekoliko večja kot za talini B in D, kar je razumljivo zaradi vsebnosti ogljika na zgornji meji. S temperaturo popuščanja se trdnost zmanjšuje, minimalne vrednosti, ki so med 70 in 75 kp/mm2, pa dobimo za vse taline pri popuščanju med 550 Slika 3 Vpliv temperature popuščanja na natezno trdnost eksperimentalnih talin in 575° C. Pri višjih temperaturah se trdnost spet naglo povečuje. Pri talinah A in B dosežemo po popuščanju na 625° C že enake vrednosti kot v kaljenem stanju, medtem ko imata talini C in D, torej z večjim % zamenjanega niklja, nekoliko manjše vrednosti. Pri teh dveh talinah se namreč področje minimuma trdnosti razteguje še na temperaturo popuščanja 600° C. Znano zakonitost kažejo tudi meje plastičnosti. Mejo plastičnosti je bilo mogoče določiti le pri preizkušancih, popuščanih med 400 in 575° C, ker se je takrat pokazala kot naravna meja. Preizkušanci v kaljenem stanju in popuščeni pri 625° C ter nekateri pri 600° C niso pokazali naravne meje plastičnosti. V tabeli 2 navajamo meje plastičnosti, katere dobimo s popuščanjem pri temperaturah 550, 575 in 600° C. Tabela 2 — Meje plastičnosti po popuščanju Oznaka taline Predvidena sestava Meja plastičnosti o-, kp/mm2 550» 4" 575° 4" 600» 4h A 9 Ni - 0,3 Mn 64,2 60,0 — B 7 Ni-1,5 Mn 62,4 65,5 — C 5 Ni - 2,5 Mn 66,4 — 70,2 D 3 Ni - 3,5 Mn 63,0 65,6 61,6 Raztezek 5s (slika 4) kaže za vse taline podobno zakonitost v odvisnosti od temperature popuščanja, vendar v nasprotnem smislu kot pri natezni trdnosti. Po popuščanju pri 575° C so maksimalni raz-tezki okrog 25 %. Tudi tu imata talini C in D po popuščanju pri temperaturi 600° C še vedno velike raztezke. Za eksperimentalne taline je možno reči, da zamenjava niklja z manganom ne vpliva na meje plastičnosti, natezne trdnosti in raztezke. Pri vseh teh talinah dobimo, kot pri normalnem 9 % Ni 400 450 500 550 600 Temperatura popuščanja [°C ] Slika 4 Vpliv temperature popuščanja na raztezek eksperimentalnih talin jeklu, minimalne trdnosti ter maksimalne raztezke v intervalu popuščanja med 550 in 575° C, Razlike mehanskih vrednosti med posameznimi talinami so zelo majhne in ne dovoljujejo sklepanja o kakršnem koli vplivu zamenjave. Pri talinah, v katerih je več niklja nadomeščenega z manganom, dobimo premik področja minimuma trdnosti in maksimuma raztezka k nekoliko višjim temperaturam popuščanja (600° C). Minimum trdnosti in meje plastičnosti dobimo v 9 % Ni jeklu prav pri popuščanju med 550 in 580° C, torej ko nastane maksimalna količina stabilnega avstenita. Vsaka delna ali celotna premena avstenita v martenzit povzroči spremembo mehanskih lastnosti. Trdnost talin A in B pri temperaturi popuščanja 600° C se poveča zato, ker se nastali avstenit premeni pri ohladitvi do navadne temperature. V talinah C in D pa je avstenit še stabilen po ohladitvi do navadne temperature in se spremeni v martenzit šele po ohladitvi v tekočem dušiku, trdnost pa naraste za skoraj 20 kp/mm2. Po tem sklepamo, da je avstenit, ki je nastal pod enakimi pogoji popuščanja v talinah C in D, stabilnejši. Rezultati mehanskih preizkusov v odvisnosti od temperature popuščanja kažejo enako zakonitost, kakršno poznamo pri normalnem 9 % Ni jeklu iz literature in prejšnjih lastnih preiskav; zato smemo vzeti, da so mehanske lastnosti tudi v talinah, v katerih zamenjuje del niklja mangan, odvisne od količine in stabilnosti med popuščanjem nastalega avstenita. Preizkusi žilavosti Surovi preizkušanci, obdelani na dimenzijo 10,5 X 10, 5 X 55 so bili popuščeni pri temperaturah 200, 300, 400, 450, 500 ter od 550 do 650° C v intervalu po 25° C. Popuščanje je trajalo 6 ur. Ohlajanje po popuščanju v vodi; nekateri preizkušanci, popuščeni pri 575° C in čez, pa so bili še 20 minut dodatno ohlajeni v tekočem dušiku (dodatna oznaka N2 liq). Po termični obdelavi in dodelavi so vsi preizkušanci imeli zarezo Ch-V v smeri debeline ploščatega profila, iz katerega so bili vzeti. Preizkušanje udarne zarezne žilavosti smo izvršili v glavnem pri dveh temperaturah: pri navadni temperaturi in pri temperaturi tekočega dušika s po dvema preizkušancema. Pri temperaturi 575 in 600° C smo popuščali še večje število preizkušan-cev, da smo lahko izdelali za ti dve temperaturi popuščanja popolne krivulje temperaturne odvisnosti žilavosti. Na sliki 5 grafično prikazujemo odvisnost zarezne žilavosti Ch-V pri navadni temperaturi in na sliki 6 pri temperaturi tekočega dušika v odvisnosti od temperature popuščanja. 400 450 500 550 600 650 Temperatura popuščanja [°C] Slika 5 Vpliv temperature popuščanja na zarezno žilavost Ch-V pri navadni temperaturi S £ 75 i TO o .0 •— /1 °- B X- C a- D — —' Temperatura popuščanja [°C] Slika 6 Vpliv temperature popuščanja na zarezno žilavost Ch-V pri temperaturi — 196° C Pri navadni temperaturi preizkušanja vidimo, da pride do padca žilavosti v intervalu med 300 in 500° C, razen pri talini A, v kateri ostanejo vrednosti v primerjavi s kaljenim stanjem nespremenjene. Žilavost se začne boljšati pri popuščanju nad 500° C do maksimuma pri nekako 575° C, potem se spet poslabša. Talinam, v katerih je nikelj zame- njan z manganom, se žilavost izredno močno poveča, celo daleč nad vrednosti za talino A pri temperaturah popuščanja med 550 do 600° C. Pri preizkušanju pri temperaturi tekočega dušika (slika 6) ostane žilava po popuščanju med 550 in 575° C le talina A, torej talina z normalno vsebnostjo niklja, in delno talina B z 2 % zamenjanega niklja, medtem ko so druge taline, v katerih je nikelj v večji meri zamenjan z manganom, praktično že krhke. Boljšo primerjavo žilavosti v odvisnosti od zamenjave niklja z manganom nam omogočajo popolne krivulje temperaturne odvisnosti žilavosti za preizkušance, popuščene pri 575° C (slika 7). prečja. Ugotovili smo, da je vzrok temu nekoliko manjši % Mn (0,30 %), kot je sicer v 9 °/o Ni jeklu običajen (0,60 %). V odvisnosti od temperature popuščanja kažejo vsa preiskovana jekla podoben potek žilavosti. Padcu žilavosti pri popuščanju med 300 in 500° C sledi močno zboljšanje žilavosti pri popustnih temperaturah med 550 do 600° C, nakar se začne žilavost spet slabšati. Zamenjava niklja z manganom vpliva na spremembo žilavosti pri navadni temperaturi toliko, da se s povečanjem zamenjave temperaturni interval zboljšanja žilavosti raztegne k višjim temperaturam popuščanja. Ta premik je povezan z večjo stabilnostjo avstenita v teh talinah po popuščanju na 600° C. Ugotavljamo, da zamenjava niklja z manganom ugodno vpliva na žilavost pri navadni temperaturi, medtem ko ostane nikelj v jeklu pri nizkih temperaturah nepogrešljiv element za ohranitev dobre žilavosti. Slika 7 Temperaturna odvisnost žilavosti Ch-V za preizkušance popuščene pri temperaturi 575° C Krivulje kažejo, da je po zamenjavi niklja z manganom žilavost jekla pri navadni temperaturi mnogo večja, da je pa zato nagib krivulje temperaturne zavisnosti žilavosti teh talin (B, C, D) bolj strm, torej postanejo jekla z modificiranimi sestavami krhka že v intervalu med —150° C in —196° C, medtem ko ostane normalno 9 % Ni jeklo (talina A) žilavo še pri temperaturi tekočega dušika. Naša eksperimentalna talina z normalno vsebnostjo niklja 9 % (talina A) ima v primerjavi z do-sedaj znanimi rezultati žilavosti za 9 % nikljevega jekla manjše vrednosti žilavosti pri navadni temperaturi (10—12 kpm/cm2 proti običajnim 18 do 22 kpm/cm2). Pri temperaturi tekočega dušika se vrednosti žilavosti ne razlikujejo od znanega pov- STRUKTURNI POJAVI PRI POPUŠČANJU Da so mehanske lastnosti odvisne od strukturnih sprememb pri popuščanju, smo potrdili z zasledovanjem teh pojavov z raznimi metodami, navajamo pa le rezultate dilatometrskih preizkusov. Z njimi smo ugotavljali in zasledovali tako formiranje avstenita med popuščanjem, kot njegovo stabilnost pri poznejšem ohlajanju. V ta namen smo dilatometrske preizkušance, predhodno kaljene z 800° C v vodi, popuščali pri 575° C, 600 in 625° C, to je pri temperaturi, ko dobimo v normalnem 9 % Ni jeklu največ stabilnega avstenita (575° C) in dalje pri temperaturah, ko se nastali avstenit med ohlajanjem delno ali v celoti pretvori v martenzit (600 in 625° C). Preizkuse smo izvedli tako, da smo dilatometrske preizkušance vložili v mrzlo peč, v peči ogrevali do želene temperature in držali, da je skupni čas ogrevanja in držanja pri temperaturi znašal 6 ur, nato pa s pečjo ohladili. Chevenardov dilatometer, model 55, ki ga imamo na Metalurškem inštitutu, nima dodatne naprave, s katero bi lahko zasledovali strukturne spremembe pri konstantni temperaturi v časovni odvisnosti. Preizkusi, ki smo ijh izvršili, da bi ugotovili nastajanje avstenita ob večurnem popuščanju pri raznih temperaturah so zato registrirani brez indikacije časa. Na sliki 8 so označeni posamezni odseki na eni izmed dobljenih dilatometrskih diferencialnih krivulj (talina A — 625° C), in sicer pomenijo: 1 — ogrevanje, 2 — zadrževanje pri temperaturi popuščanja, 3 — ohlajenje (z martenzitno premeno) in 4 — po potrebi ponovno segrevanje, do navad- ne temperature, kadar se nam je del avstenita že pretvoril v martenzit. -796 -160 -120 -80 -40 tO +20 Temperatura preizkušanja °C POPUŠČANJE 575°C4h/voda žilavost kpm/cm2 20/ Taline: •-A --B X-C ^—D 20 200 400 600 °C 20 200 400 600 °C 20 200 400 600 °C Slika 8 Dilatometrske krivulje za popuščanje pri temperaturah 575, 600 in 625° C Če primerjamo med seboj dilatometrske krivulje pri popuščanju talin A, B in D opazimo, da dobimo stabilen avstenit pri talini A le še pri temperaturi popuščanja 575° C, pri višjih temperaturah nastali avstenit pa se pričenja pretvarjati v mar-tenzit že med ohlajanjem do navadne temperature. Za 6-urno popuščanje pri 600° C je martenzitna točka Ms pri +50° C, za popuščanje pri 625° C pa že skoraj pri +200° C. Za taline, v katerih je nikelj zamenjan z manganom (B, C, D), se pod enakimi popustnimi pogoji premakne področje stabilnega avstenita k višjim temperaturam popuščanja. Na osnovi presoje dilatometrskih krivulj za enaka popuščanja vse kaže, da je stabilnost nastale avstenitne faze toliko večja, kolikor večji je odstotek zamenjanega niklja z manganom. Tako ostane do navadne temperature stabilen ves avstenit, ki je nastal pri popuščanju taline B pri 600° C, pri talini D pa celo pri 625° C. Takšen sklep pa bi bilo možno napraviti korektno le v primeru, da so bile enake tudi količine nastalega avstenita med popuščanjem pri istih temperaturah. SKLEPI Izdelali smo več eksperimentalnih talin 9 % Ni jekla, pri katerih smo nadomestili 2, 4 in 6 % niklja z ekvivalentno količino mangana. Ekvivalent je bil določen na podlagi enačbe za enakost temperature martenzitne točke Ms. Na kaljivost in prekaljivost zamenjava niklja z ekvivalentno količino mangana bistveno ne vpliva, če upoštevamo, da se poslabša prekalilnost normalnega 9 % Ni jekla, ko vsebuje manj kot 0,3 % Mn namesto običajnih 0,6 % Mn. Popustni pojavi so podobni tistim, katere poznamo pri normalnem 9 % Ni jeklu. Avstenit se tvori pri popuščanju nad 500° C v odvisnosti od časa in temperature popuščanja. Ugotovili smo, da je avstenit pod enakimi pogoji popuščanja toliko stabilnejši, kolikor več je zamenjanega niklja z manganom, vendar pri tem ni bil upoštevan vpliv količine nastalega avstenita na stabilnost. Pri talinah z več zamenjanega niklja dobimo stabilni avstenit še pri višjih temperaturah popuščanja. Trdnost in raztezek sledita nastajanju avstenita in njegovi stabilnosti. Minimalne trdnosti, katere dosežemo po popuščanju za dosego optimalne žilavosti, so med 70 in 75 kp/mm2, meje plastičnosti 60 do 65 kp/mm2, optimalni raztezki pa 22 do 25 %. Razlike rezultatov med posameznimi talinami so tako majhne, da po njih ne moremo sklepati, da bi vplivala zamenjava niklja z manganom kakorkoli na trdnostne lastnosti tako modificiranih jekel. Zamenjava Ni z manganom ugodno vpliva na žilavost pri navadni temperaturi, pri temperaturi tekočega dušika pa so kljub optimalnim pogojem popuščanja, že krhka vsa jekla, v katerih je bilo zamenjanega več kot 2 % niklja z manganom. Mangan torej ne more uspešno zamenjati niklja v jeklih, ki naj bi bila žilava tja do temperature tekočega dušika. ZUSAMMENFASSUNG Im Behalterbau fiir den Transport und Aufbewahrung der verfliissigten Gase bei niedrigen Temperaturen wird vvegen seiner gunstigen mechanischen Eigenschaften be-sonders wegen seiner hohen Zahigkeit bis zu der Temperatur des fliissigen Stickstoffes, der niedriggekohlte 9 % Nickelstahl gebraucht. Wir versuchten festzustellen in wieweit es moglich ist im 9 °/o Nickelstahl den Nickel mit einer equiwalenten Menge von Mangan zu ersetzen und wie sich diese Substi-tution auf die strukturellen Umwandlungen beim An-lassen und damit auf die mechanischen Eigenschaften, besonders auf die Zahigkeit bei niedrigen Temperaturen auswirkt. Die chemische Zusammensetzung unserer Versuchs-schmelzen im Gewicht von 18 kg haben wir so geandert, dass wir 2, 4 und 6 % Nickel mit einer eqiwalenten Menge von Mn (1.2 bzw. 3 % Mn) ersetzten. Den Equiwalent zwischen Nickel und Mangan haben wir deshalb ausgerech-net damit alle Schmelzen eine unveranderliche Temperatur der Martensituimvandlung hatten. Die thermische Bearbeitung der Proben fiir die Unter-suchung der Festigkeitseigenschaften und der Zahigkeits-bestimmung war sehr vielseitig. Wir verfolgten vor allen die Variazionen der Festigkeitseigenschaften und der Zahigkeit in Abhangigkeit von der Anlasstemperatur. Die Priifergebnisse der Festigkeitsuntersuchung der Hartemessungen und Zahigkeitsuntersuchungen bei ver-schiedenen Temperaturen zeigen, dass bei allen tiberpriif-ten Stahlzusammensetzungen der Anlasstemperaturinter-wall fiir die Erreichung optimaler Gebrauchseigenschaften umgefahr der selbe ist wie bei dem gemohnlichen 9 % Nickel Stahl. In Hinsicht der Zugfestigkeit der Streck-grenze und der Bruchdehnung sind keine Diferenzen zwi-schen den Schmelzen zu beobachten, jedoch aber in den absoluten Werten der Zahigkeit und der Ubc;rgangstempe-raturen. Der Umtausch des Nickels mit Mangan hat einen gunstigen Einfluss auf die Zahigkeit bei der Zimmertempe-ratur, bei den niedrigen Temperaturen ist der Nickel nicht umtauschbar, wenn der Stahl zahig bleiben soli. Die Strukturanderungen beim Anlassen haben wir mit verschiedenen Methoden verfolgt. Bei allen Schmelzen haben wir beim Anlassen mit den Dylatometerproben ahnliche Strukturerscheinungen festgestellt, dass heisst ein vorzeitiges Auftreten der auste-nitischen Phase, jedoch ist bei den Schmelzen wo mehr Nickel mit Mangan umgetauscht worden ist der auftretende Austenit bestandiger. SUMMARY Low-carbon steel with 9 % Ni (9 % Ni steel) is used for building storage and transport installations for liquified gases at low temperatures because of very favourable mechanical properties, especially since this steel has high impact toughness stili at so low temperatures as the temperature of liquid nitrogen is. Possibility was sought to substitute nickel with an equivalent quantity of manganese, and investigations were made to determine how this substitution influences the microstructure changes at tempering, and consequently how much mechanical properties are changed, espacially the impact toughness at low temperatures. In experiments, composition of 18 kg of molten metal was changed by substituting 2, 4, and 6 % Ni with an equivalent quantity of Mn (1,2, and 3 % Mn respectively). The equivalent quantity of manganese was determined so that martensite transformation temperature would remain the same. Various heat treatment was used for specimens in the impact toughness determinations. Intensive studies were made on variation of mechanical properties and impact toughness, depending on tempering temperature. Results of tensile tests, hardness measurements, and impact toughness measurements show that the tempering temperature interval is the same for ali tested steels if optimal qualities of steel are vvanted to be achieved. Tensile strength, yield point and elongation do not differ from melt to meh. Differences are observed in absolute values of impact toughness and transformation temperatures. Substitution of nickel by manganese has favourable influence on impact toughness at room temperature, on the other hand, nickel should not be substituted if suitable impact toughness had to be preserved at low temperatures. Diferent methods were used to follovv structure changes during tempering. For ali alloys appearance of similar microstruotures at tempering i.e. premature appearance of the austenitic phase, was determined by dilatometric analysis. In the alloys, where a greater amount of nickel was substituted by manganese, the formed austenite is more stable. 3AKAK>qEHHE BCAeACTBHH XOpOHIHX MexaHHKeHHeM meacay nAaBKaMH He Sbiao pa3Him. Pa3HHHbi 3aMeTHbix bcahhhh BH3K0-cth h nepexoAHbix TeMnep-ax. 3aMeuienHe Ni c Mn xoth h noAo}KH-reAbHO bahflet Ha BH3KOCTB npH oBbIKHOBeHHOH TeMnep-bi ho npH hh3khx TeMnep-ax Ni HesaMeHHMbiH: BH3KOCTb CTaAH yMeHbmaeTbCH. C pa3HbiMH MeTOAaMH onpeAeAeHbi CTpyKTypHbiH H3MCHCH[ia npH oTnycKe. ahaatometpmieckhm mctoaom onpeAeAeHO, ito npH oTnycKe noay^eHa cxoa?as CTpyKTypa, ho c yBeAimeHHeM Mn Ha cqeT Ni noAyHeHbift aycieHHT SoAee CTaSHAtHbiii. Štefan Čisar dipl. inž. »IMPOL« Slovenska Bistrica DK: 669.715 ASM/SLA G 17 k; SGA k Obdelava domačih avtomatskih zlitin z rezili V sestavku je na kratko prikazano stanje v naši industriji aluminija z ozirom na naše prirodne rudne možnosti ter razvoj in osvajanje avtomatskih aluminijevih zlitin pri nas. UVOD Jugoslovanski rudniki boksita dajejo letno okrog 2 milijona ton rude. Domače tovarne predelajo boksita le za 100.000 ton glinice, primarnega aluminija pa proizvedemo le okrog 43.000 t. Pretežna večina boksita gre torej v izvoz. V svetovnem merilu sodelujemo pri pridobivanju boksita s 5 %, pri pridobivanju primarnega aluminija z 0,6 °/o ter pri izdelavi Al-polproizvodov z 0,8 %. Z ozirom na naše rudno bogastvo je proizvodnja 2 milijona ton boksita letno primerna proizvodnja, znatno pa zaostajamo v proizvodnji primarnega aluminija in aluminijskih polproizvo-dov. Naša aluminijska industrija je usmerjena pretežno v izvoz. Tako se izvaža 80—90 % proizvodnje boksita ter približno 45 % proizvodnje aluminijskih polproizvodov. Kot eden od glavnih razlogov za ta velik izvoz bi lahko omenili neusklajenost proizvodnih kapacitet v posameznih fazah proizvodnje (proizvodnja boksita odgovarja proizvodnji ca. 450.000 do 500.000 t aluminija, dejansko ga pa proizvedemo 10-krat manj). Nadaljnji faktor je premajhna razvitost domačega trga oz. nizek nivo potrošnje aluminija. Tako smo glede izvoza boksita na prvem mestu v Evropi, pa tudi pri procentu izvoza polproizvodov smo bolj na čelu razpredelnice. Podatki za leto 1966 izgledajo tako: % izvoza Avstrija 61 Jugoslavija 41 Francija 16 Zah. Nemčija 14 Italija 11 Nizozemska 20 Anglija 11 ZDA 7 Japonska 8 Jugoslovanska Al-industrija, ki je še razmeroma mlada, se srečuje pri izvozu z močno konkurenco celih grupacij Al-industrije, ki razpolaga z velikim kapitalom in ki so močno povezani med seboj z raznimi sporazumi. Lastnosti in uporabnost aluminija Dobro uporabnost aluminija in njegovih zlitin omogočajo njegove posebne lastnosti: majhna specifična teža, dobra korozijska obstojnost, toplotna in električna prevodnost, srednje dobre mehanske lastnosti, dobra varivost in obdelovalnost z rezili. Majhna specifična teža omogoča uporabo aluminija in njegovih zlitin predvsem v industriji prevoznih sredstev. Tako je aluminij zelo ugoden pri izdelavi železniških vagonov, avtomobilov, letal ip. Pri gradnji ladij ga uporabljamo predvsem za nadgradnjo ladij — ladja pridobi s tem zelo dosti na svoji stabilnosti. Aluminij je korozijsko dobro obstojen, njegova obstojnost se pa zelo poveča, če ga površinsko posebej oplemenitimo. To vrsto površinske obdelave lahko uporabimo tudi v dekorativne namene, posebno pri notranji arhitekturi. Toplotna prevodnost Al je znatno večia kot pri železu. Še važnejša je električna prevodnost. To se je pokazalo že v drugi svetovni vojni, ko je začelo nekaterim državam primanjkovati bakra. Kjer so le mogli, so v elektro industriji nadomestili baker z Al. Danes je pretežna večina daljnovodov iz Al-Fe vrvi. Trdnostne lastnosti Al niso najboljše, lahko pa to popravimo v izdatni meri z dolegiranjem nekaterih elementov. Tako dobimo Al-zlitine, ki imajo dobre mehanske lastnosti. Visoko legirane zlitine dosežejo s primerno plastično deformacijo in toplotno obdelavo tudi do 65 kp/mm2. Take trdnostne vrednosti pa že omogočajo uporabo Al-zlitin kot konstrukcijski material. Obe glavni skupini aluminijskih zlitin; livne in gnetilne zlitine lahko obdelujemo z rezili. Njihova sposobnost za obdelavo z rezili je različna in še slabo raziskana. V splošnem lahko rečemo, da se dajo aluminijske zlitine lažje obdelovati z rezili kot npr. siva in jeklena litina, broni ip. Pri Al-zliti-nah je potrebno namreč manj sile, zato tudi lahko delamo z večjimi hitrostmi rezanja. To skupaj nam daje ugodnejši rezalni učinek. Seveda je med posameznimi Al-zlitinami tudi precejšnja razlika pri obdelavi z rezili. Zlitine, ki so bolj mehke, se pri obdelavi z rezili mažejo; torej niso najbolj primerne. Boljše so zlitine, ki se dajo toplotno obdelati. Velik vpliv na obdelovalnost z rezili izkazuje tudi sestava zlitine. Posebno silicij kot legirni element, to se pravi v večji množini, ima svoj vpliv. Silicij namreč povečuje obrab-nost orodja kar seveda iz ekonomskega momenta Predavanje na IX. strokovnem posvetovanju metalurških inženirjev in tehnikov v Portorožu. ni ugodno. Negativno vplivajo tudi razni trdi vključki, ki pridejo v material tekom izdelovnega postopka. Posebno neugoden je aluminijev oksid v obliki korunda. Ta je znatno trši kot ostale komponente v materialu in povzroča večjo obrabo orodja. Včasih se zgodi, da sta dva obdelovanca enake sestave, obraba orodja je pa zelo različna: pri enem normalna, pri drugem slaba. V tem primeru je sigurno posredi negativni vpliv pretrdih vključkov. Pri zlitinah, ki se uporabljajo v motorogradnji se poleg Si legirajo Ni, Co, Mg, Cr. Te zlitine so zelo trde in se dajo gospodarno obdelovati le s karbidnimi trdinami in z diamanti. Pri gnetilnih Al-zlitinah so pogoji obdelave z rezili podobni. Cisti Al in nižje legirane zlitine, ki imajo manjšo trdoto, nagibajo k mazanju, višje legirane zlitine, posebno pa tiste, ki jih lahko toplotno obdelamo, pa se dajo dobro obdelovati z rezili. Seveda vplivajo sestavne komponente in pa stopnja plastične deformacije. Posebno skupino tvorijo Al-zlitine, ki se obdelujejo na avtomatih. Pri teh zlitinah želimo, da so ostružki čim krajši, torej da se dobro lomijo, da je obdelana površina čim bolj gladka, da so hitrosti obdelave velike ter da je obrabnost rezila čim manjša. Seveda vpliva na vse to poleg kemijske sestave zlitine, posebne plastične in termične obdelave materiala tudi geometrija orodja in pa odgovarjajoča hitrost obdelave. Pri jeklih za obdelavo z rezili namenoma doda jamo določeno količino fosforja in žvepla. Ta dva dodatka povzročita, da se ostružki radi lomijo; to omogoča obdelavo na avtomatih. Podobno je pri medenini. Določen dodatek svinca povzroči, da se ostružki lomijo, medenina je sposobna za obdelavo na avtomatih. Svinec namreč ni topljiv v bakru in če je pravilno razdeljen v osnovni masi bakra, povzroča lomljenje ostružka pri obdelavi z rezilom. Pri Al-avtomatskih zlitinah dodajamo v glavnem svinec in bizmut, včasih tudi kadmij in antimon. Tudi pri teh zlitinah povzročajo ti dodatki, da se ostružek odlomi. Tako dobimo kratke odrezke, kar je osnova dela na avtomatih. Razni strojni deli so danes že iz lahkih kovin. Posebno velja to za avtomobilsko industrijo, optično, elektroindustrijo in finomehaniko. Velik del teh izdelkov se izdeluje na avtomatih. Da je delo na avtomatih res koristno in tudi ekonomsko, zavisi od izbire osnovnega materiala, od oblike izdelka oz. od kvalitete površine izdelka, od pogojev dela z rezilom in končno od orodja samega. Od materiala za obdelavo na avtomatu želimo kratke ostružke, ki ne motijo dela na avtomatu, veliko hitrost rezanja, da se skrajša delovni čas; od orodja pa želimo čim daljšo rezalno sposobnost. Al-avtomatske zlitine dobijo svoje visoke mehanske lastnosti s termično obdelavo. Osnovni tipi so Al-Cu, Al-Cu-Mg in Al-Mg-Si, kot lomne komponente ostružkov pa služijo mali dodatki Pb in Bi. Ti dve kovini sta topni v aluminiju v zelo mali meri. Zato je zaželjeno, da sta pri gotovi določeni struk- turi osnovnega materiala čim bolj enakomerno razporejeni v zelo finih kapljicah. Seveda je tu treba vedno paziti na to, da najdemo pravilen odnos med zahtevanimi mehanskimi lastnostmi osnovnega materiala oz. izdelka ter med dobro obdelavo z rezili. Poglejmo zlitine, ki se uporabljajo pri nas. To so Dural 58 in Dural 59 ter Antikoro-dal-avtomatski. D 58 ima sestavo: Cu 5—6 %, Pb 0,2—0,6 %, Bi 0,2—0,6 %. Mehanske lastnosti: trdnost 35—41 kp/mm2; meja plast. 25—29 kp/mm2; raztezek 14—20 %; trdota 105—125 kp/mm2. Poleg teh glavnih značilnih lastnosti je značilnost D 58, da daje pri obdelavi z rezili zelo drobne igličaste ostružke. (podobno kot Ms 58.) Meritve so pokazale, da je pri obdelavi z rezili potrebno pri Al-avtomatskih zlitinah manj sile pri obdelavi kot pri avtomatskem jeklu in medenini. To omogoča, da se lahko poveča hitrost obdelave. D 58 lahko tudi površinsko zaščitimo (n. pr. z anodno oksidacijo). Cilj je seveda, da se izdelek korozijsko zaščiti. Ni pa uporabna anodna oksida-cija D 58 za dekorativne namene (n. pr. za notranjo arhitekturo), ker nima čistih tonov barv. Zaradi visokega dodatka bakra D 58 korozijsko ni dobro obstojen, zato ga je treba zaščititi s posebnim postopkom. Nekateri potrošniki so pred leti zahtevali še boljšo obdelovalnost z rezili. To se je doseglo z večjim dodatkom Pb (0,6—0,9%). Tako smo dobili avtomatsko zlitino D 59. Ta zlitina nam je dobro služila dolgo vrsto let in potrošniki so bili zadovoljni z njo. Novejši stroji z večjimi liistrost-mi uporabljajo v glavnem D 58, tako se D 59 počasi umika iz redne proizvodnje. Avtomatski Antikorodal ima pri nas sledečo sestavo: Si 0,4—0,8 % Mg 0,8—1,2 % Cu 0,2—0,5 % Mn do 0,15 "/o Pb 0,2—0,6 % Bi 0,2—0,6 % Mehanske lastnosti so: Trdnost: min. 37 kg/mm2 meja plastičnosti: min. 34 kg/mm2 raztezek: 5 % trdota: 100—110 kp/mm2 HB Značilno za avtomatski Antikorodal je, da je ohranil dobro korozijsko obstojnost kot jo ima normalni Antikorodal, pridobil pa je na obdelovalnosti z rezili. Ostružki niso sicer tako drobni in igličasti kot pri avtomatskem duralu, vendar ne motijo večino avtomatov pri delu. Ostružki so nekoliko daljši, vendar se pri primernih delovnih pogojih zvijejo in odlomijo. Tako ni nevarnosti, da bi se ostružki ovijali okrog materiala, niti da bi se delovni prostor avtomata napolnil. Mehanske lastnosti avtomatskega antikorodala so dobre kot je razvidno iz podatkov. Korozijska obstojnost je boljša kot pri avtomatskem duralu. Zlitina je uporabljiva za dekorativne namene. Zato se tudi v novejšem času vedno več uporablja, posebno tam, kjer ni odločilnega pomena, da je ostružek čim bolj droben. Merilo za ugotavljanje obdelovalnosti Merilo za ugotavljanje sposobnosti materiala za obdelavo z rezili je različno. Pred leti nas je predvsem zanimala oblika ostružka. želeli smo si, da se je ostružek čim bolj drobil; tako se ostružlci niso ovijali okrog obdelovanca in ovirali delo. Tudi obrabnost orodja je lahko kriterij, vendar nas to ne informira dovolj jasno o obdelovalnosti gotovega materiala. Te raziskave so zelo dolgotrajne. Kot kriterij lahko služi tudi kvaliteta površine obdelovanca. To pa zavisi od orodja, od vrste materiala, hitrosti rezanja in podobno. Kvaliteta površine nam je posebno važna pri fini obdelavi. (Zavisi pa predvsem od geometrije orodja, podajanja in od hitrosti rezanja.) Izvedba preiskav Preiskave, ki jih nameravam navesti so se izvršile pred dobrimi desetimi leti. Namen teh preiskav je bil, da v naši tovarni osvojimo izdelavo Al-avtomatskih zlitin. Za preizkušanje smo izbrali D 58 ter avtomatski Antikorodal. Material je bil izdelan v obliki palic raznih premerov. Sestava materiala in mehanske lastnosti so bile v okviru norm. Orodje je bilo iz uvoženega hitroreznega jekla. Preiskave so se pa vršile na stružnici pri enem izmed naših potrošnikov. Moč pogonskega motorja je bila 20 kW, največje število vrt./min. pa 1800 vrt./min. območja podajanja med 0,08 in 0,36 mm/ vrt. Pri orodju smo vzeli po priporočilih literature za cepilni kot območje 15°—25°. Nastavni kot je bil stalen in je znašal 75°. Kot nagiba pa 0°. Kot konice 90°. Nož je bil stalno v sredini obdelovanca. Globina rezanja je bila tudi konstantna in je znašala 1 mm. Podajanje 0,08 in 0,135 mm/vrt., hitrost rezanja pa do 350 m/min. Izvršila se je cela vrsta preiskav z variranjem geometrije orodja, hitrosti rezanja in podajanja. V tako kratkem referatu se ne da vse to prikazati, zato bom navedel le rezultate. Na kvaliteto površine obdelovanca vpliva v največji meri podajanje in to pri Ac-Pb v večji meri kot pri D 58. Hitrost rezanja vpliva v manjši meri, ravno tako cepilni kot orodja. Obrabnost orodja je bila pri obeh zlitinah približno enaka. Mogoče je bila za nianso večja pri Ac-Pb. Iz rezultatov se je ugotovilo, da je bila površina dobra pri cepilnih kotih 15°—20°, ne pa pri 25°. Ugodno podajanje je pa 0,08 mm/vrt. Oba elementa sta ugodnejša pri večjih hitrostih rezanja. Zaželjeno je, da so ostružki pri Al-avtomatskih zlitinah čim krajši in dobro lomljivi. Rezultati so pokazali, da na obliko ostružkov vplivajo hitrost rezanja orodja in podajanje. Tudi tu opažamo, da je ostružek manjši (ugodnejši) pri cepilnem kotu 15°—20° ter pri podajanju 0,08 mm/vrt. ZAKLJUČKI Kratek resume naših izkušenj nam da sledeče: Obdelava Al-zlitin zahteva velike hitrosti rezanja. Pri manjših hitrostih se pojavlja nevarnost nalepka na orodju, kar poslabša obdelavo. Važno je, da je orodje točno nastavljeno. Z nastavitvijo noža pod sredino obdelovalnega predmeta lahko zmanjšamo ostružke. Obdelovalnost Al-zlitin je močno zavisna od sestave zlitine, čistoče ter strukture materiala. V velkii meri poslabšajo obdelovalnost tuji vključki. Drobljenje ostružkov je poleg sestave in strukture zlitine v večji meri odvisno od podajanja, hitrosti obdelave in noža. Glede obrabnosti orodja lahko rečemo, da je bila obrabnost noža manjša pri D 58 in D 59 kot pri Ac-Pb. Kvaliteta noža vpliva na obliko ostružka in površino obdelovanca. Zaželeno je, da je površina orodja čim bolj gladka. Površina obdelovanca zavisi od hitrosti rezanja, podajanja in od noža. ZUSAMMENFASSUNG Die gute Venvandbarkeit von Aluminium und seiner Legierungen ermoglichen seine besonderen Eigenschaften: das kleine specifische Gewicht, gute Korosionsbestandig-keit, Warme und elektrische Leitfahigkeit, mittelgute mechanische Eigenschaften und gute Bearbeitbarkeit mit den Schneidewerkzeugen. Im allgemeinen werden die Al-Legierungen in zwei Gruppen geteilt: in Legierungen die gegossen werden, und Legierungen fUr die Warm oder Kaltverformung. Beide Sorten der Legierungen werden mit Schneidewerkzeugen bearbeitet. Die Bearbeitbarkeit dieser Materialen ist sehr verschieden und noch wenig erforscht. Al-Legierungen lassen sich mit den Schneidewerkzeugen leichter bearbeiten als zum Beispiel Stahl, Bronze und Messing. Der Schnitt-druck ist kleiner, man kann also die Schnittgeschwindigkeit vergrossern. Reinaluminium und niedriglegierte Legierun- gen lassen sich schlechter zerspannen und sind zum Schmieren geneigt. Die hartbaren Legierungen lassen sich schon besser zerspannen. Eine besondere Gruppe bilden die sogenannten Automatenlegierungen. Diese sind so legiert, dass sie sich gut zerspannen lassen. Die Schneidewerkzeuge sind aus dem Schnelldrehstahl, fiir sehr hohe Schnittgeschwindigkeiten, werden aber auch Hartmetalle gebraucht. Bei der Bearbeitung mit den Schneidewerkzeugen hat sich gezeigt, dass der Erfolg neben der Zusammensetzung und des Zustandes des Bear-beitungsstiickes vor allem von der Geometrie des Schneide-werkzeuges abhangig ist. Als Kriterium der Bearbeitbariceit hatte man einst vor allem die Form der Spannen berucksichtigt, spater auch die Abnutzung des Werkzeuges in der letzten Zeit aber vor allem die Oberflachengtite des bearbeitenden Stiickes. Entscheidend ist vor allem der Zweck der Verwendung. Fiir den Versuch haben wir die Legierungen D 58, D 59 und Ac-Pb gewahlt. Thermisch bearbeitetes Material war in Stabform verschiedener Abmessungen vorbereitet. Die Legiereung mit dem Zusatz von Cu-Pb und Bi hat sicb gut bewahrt, besonders in Hinsicht der Spannenbriihigkeit. Das war nahmlich die Hauptbedingung des Abnehmers. Parallel haben wir auch die Automatenlegierung auf Grund der Al-Mg-Si Zusammensetzung entwickelt. Es hat sich gezeigt, dass die Legierung Al-Cu-Pb-Bi vor allem in Hinsicht der Spannenbriichigkeit besser geeignet ist. Die Legierung Ac-Pb hat aber andere Vorteile. SUMMARY Wide use of aluminium and its alloys in enabled by their characteristics: low specific weght, good corrosive resistance, medium mechanical properties, and good machinability. Aluminium alloys can generally be devided into two groups: čast alloys, and wrought alloys. Both types of alloys are machined. Machinability of materials varies greatly, and is not much investigated. Aluminium alloys can be more easily machined than for instance steel, bronze or brass. Smaller cutting force is needed, so the speed of cutting can be increased. Pure aluminium and low alloyed alloys are more difficult to be machined and they have tendencies to smear. Alloys vvhich can be hardened are easier to be machined. So called machine-alloys form a special group. These alloys can readily be machined. Cutting tools are made of high speed tool steel, but for extremely high cutting speeds carbides are used. Ba-side the analysis and the state of specimen, geometry and vvorking conditions of cutting tools have also great in-fluence on the machinability. As a criterion of machinability shape of chippings was used some time ago, later also wear of cutting tools was taken in account, and nowadays mainly surface of specimen is used a criterion of machinability.. First of ali, use of materials is decisive. Bars of different dimensions of heat treated material were made. Cu-Pb alloy with addition of Bi showed good results, espacially in respect of britt-leness of chips what is one of the main customer's demands. At the same time machine-alloys based on alloy Al-Mg-Si have been developed. As far as brittleness of chippings is concerned the alloy Al-Cu-Pb-Bi proved to be better, but the alloy Ac-Pb has some other advantages. 3AKAIOTEHHE IIOAOHCHTeALHblH CBOHCTBa aAyMHHHH h ero CIIAaBOB t. e. hh3khh VAeALHbiH Bec, xoponiaH ctohkoctb npomB Koppo3HH, xoponiaH TenAOBaH h 3AeKTp0np0B0AH0CTb, ho \iexahhheckhh CBOHCTBa n o6pa-SaTbiBaeMocTb cpeAHera CTeneHH, ecTb npHHHHa innpoKora ynoTpe6-AeHHH 3Tora MeTaAAa 11 ero ciL\aBOB. B oSmeM Al-ciiAaBbi acahm na abe rpynnbi: ahtmh h nAacraijHpoBaHHbie. 06a copTa cnAaBOB oSpaSaTbiBaioTbCH c pe3uaMii. Pe^cvmaji cn0C06H0CTb MaTepHHAa aaji o6pa6oTKH BecbMa pa3AiraHaH h eme cpaBHHTeAbHO HeAocTaTOHHO HCCAeAOBaHa. AAYMHHiieBbie cnAaBbi Aerne o6pa6aTbiBaioTbCH c pe3ua-mh He\i Hnp. CTaAb, 6poH3a n AaTyHb; Tpe6yeTC5i mehbman ciiAa pe3aHHfl MTO n03B0AHeT yBeAHHeHHe CKOPOCTH. ^HCTblH aAYMHHHH h HH3K0Aerap0BaHHbie cnAaBbi očpačaTbiBaioTbca c pe3ijaMH HecKOAbKO rpyAHee h noKa3biBaK)T CKAOHHOCTb k c\ia3KH. 3aKaAeHHbie cnAaBbi 06pa6aTbiBai0TbCfl AV^ime. OTAeAbHbiio rpynny npeACTaBAHiOT t. h. aBTOMaTiinecKHe cnAaBbi. 3th cnAaBbi, cneuhhabho AerupaBaHHbie, o6pa6aTbiBaK)TbCH oneHb xopomo c pe3uaMH. Pe3U[bi H3r0T0BAjn0TbC5i H3 6bicTpope>KymeH CTaAii ho aop\iy CTpy>KKOB, 3aTeM ii3hoc HHCTpyMeHTa a b HOBeniuee BpeMH riOBepxHOCTb o6pa6oTaHor npeAMeTa. Aah h cnbiTaHHH BbičpaHbi ciL\aBbi D5s, D59 u Ac-Pb h nocAe TepMOoGpaGoTKH npiir0T0BAeHbi CTep^cHH pa3AHHHbix AHMeH3HH. CnAaB c AOoaBAeHneM Cu-Pb u Bi AaA xopoinne pe3yAbTaTbi *ito KacaeTca xpynKOCTH CTpy»CKOB (sto SbiAo o ah o H3 rAaBHbix Tpe6oBaHim noicynaTeAbJi). riapaAeAbHO c 3thm paccMOTpeHbi aBTOMaTHHecKHe cnAaBbi cocTaBa Al-Mg-Si. YcTa-HOBAeHO, hto cnAaB Al-Cu-Pb-Bi GoAee n0AX0AHman bcacactbhh xpyn-KOCTH CTpy>kkob a CIIAaB Ac-Pb HMeeT HeKOTOpbIH ApyrHH nOAOHCH-TeAbHblH CBOHCTBa. Stane Jurca dipl. inž. Metalurški institut Ljubljana DK: 621.762 ASM/SLA H 10—54 Nekaj o metalurgiji, prahu in o njenem prihodnjem razvoju V članku so navedeni osnovni podatki o sedanjem stanju metalurgije prahu ter o gradivih P/M* na osnovi železa. Na kratko so omenjene možnosti ■ uporabe; bistvo članka pa je v opisu prihodnjega razvoja tehnologije prahu, ki odpira tudi za nas izredno zanimiva delovna področja. * Oznaka P/M pomeni izdelek ali gradivo iz prahu. Metalurgija prahu je razen vlivanja najstarejša metalurška veščina, katero pa so drugi postopki potisnili v ozadje tako, da se je pričel njen moderni razvoj šele nekako v začetku našega stoletja. Morda bi lahko vzeli za mejnik Lowendahlovo zamisel oziroma predlog iz leta 1908, da bi izdelovali porozne ležaje, vendar bi bil ta datum gotovo po- slika 1 Poraba železovega in bakrovega prahu v USA od 1945 do 1970. leta. Po podatkih MPIF polnoma arbitraren. Nesporno pa je doživela metalurgija prahu svoj prvi industrijski vzpon med drugo svetovno vojno, ko so Nemci zaradi pomanjkanja bakra izdelovali vodilne obroče topovskih granat iz sintranega železa, prepojenega s parafi-nom, in pa, da je po vojni prevzela primat v tej panogi Amerika, kjer je dozorela metalurgija prahu v novo tehnično in ekonomsko zelo pomembno tehnologijo. Slika 3 Nekaj strojnih in konstrukcijskih delov P/M plamensko rezanje elektronika in magneti 4'/, ostalo 4,5 V. Slika 2 Poraba železovega prahu v posameznih delovnih področjih. Po podatkih MPIF kmetijski in vrtni stroji kovinski izdelki, orodja računski stroji Ta razvoj najbolje ponazorujejo podatki njihovega združenja MPIF — Metal Powder Industries Federation — o porabi železovega in bakrovega prahu, katerega navajamo na sliki 1. ostalo 3*/. Slika 4 Poraba strojnih in konstrukcijskih delov P/M v posameznih industrijskih vejah. Po Ajmerican Machinist, October 24, 1966 V letu 1966 so porabili Amerikanci kakih 100 tisoč ton železovega prahu, kar ustreza nekako 1 °/6 njihove železarske proizvodnje. Slika 2, ki se opira na nekoliko starejše podatke2 pa pove, da je šlo skoraj 60 % tega prahu v različne strojne in konstrukcijske dele, medtem ko so preostalo količino porabili predvsem za izdelavo elektrod in za plamensko rezanje. Pri teh strojnih in konstrukcijskih delih P/M, katere prikazuje slika 3, gre večinoma za drobne izdelke, katerih teže navadno ne presegajo nekaj sto gramov. Poglavitna prednost pred klasičnim t izdelki je njihova nizka cena, saj poročajo, da so izdelki iz prahu navadno za 30 do 50 % cenejši in da celo prihranki 90 % niso ravno redki. Pretežno jih porabi avtomobilska industrija, saj vsebuje na primer vsak Chryslerjev avtomobil do 100 izdelkov P/M, vendar — kot kaže slika 4 — predstavljajo tudi drugi potrošniki pomembno tržišče3. Na tako konkurenčnem in zahtevnem tržišču kot je v ZDA, ni mogoče improvizirati. Tehnologija prahu je lahko prodrla ne le zaradi znane ekonomske prednosti, v primerjavi s strojno izdelavo, ampak tudi zaradi zaupanja v kvaliteto izdelkov in materialov P/M. Konstrukterjem je danes na voljo že kakih 30 kvalitet železnih oziroma jeklenih sin-tranih gradiv, okoli 20 vrst nerjavnega jekla in nad 30 barvnih kovin oziroma zlitin. Prav zaradi tako široke izbire gradiv nastajajo nove možnosti za uporabo sintranih izdelkov; zlasti avtomobilska industrija teži za tem, da bi uvedla sintrana gradiva na račun sive in temprane . Slika 5 Vrhunski izdelki P/M za avtomobilsko industrijo (material Fe-Cu-C, tolerance do ± 0,01 mm). Po Materials Engi-neering, July 1967 litine. Iz razumljivih razlogov je ta razvoj počasen, toda tu ne gre samo za previdno osvajanje novega, ampak tudi za premostitev nekih tehnoloških težav. Takšni izdelki, na primer deli avtomobilskih menjalnikov, so večji in tehtajo tudi po nekaj kilogramov, to pa nujno zahteva večje in efektivnejše proizvodne agregate. Če namreč računamo, da potrebujemo za stiskanje železovega prahu tlak kakih 5 mp/cm2, lahko na 300 mp stiskalnici, ki pa so danes še zelo redke, stisnemo predmet s presekom do približno 50 cm2. Tak predmet pa lahko telita zaradi zahtevanih razmerij med premerom in višino stiskanca kvečjemu do približno 2 kg. Podob' ne razmere so tudi pri pečeh za sintranje, ki so grajene za majhne kose in dajejo največ nekaj sto kilogramov izdelkov na uro. V teh okvirih je možno izdelati prave mojstrovine — slika 54 •—■ samo zaradi povečanega obsega proizvodnje pa ne moremo pričakovati toliko večje porabe prahu, kakršno nakazuje diagram na sliki 1. Optimizem, kot ga izraža projicirana krivulja, se lahko opira le na nova spoznanja in na nove tehnološke postopke. Posebno pomembna pridobitev zadnjih let so gotovo novi kvalitetni prahovi, ki omogočajo cenejše in kvalitetnejše delo. Tako ponujajo danes z bakrom infiltrirani železov prah, za katerega trdijo, da je delo z njim znatno cenejše kot delo z dose-daj navadno mešanico obeh prahov, oziroma kot infiltriranje. Na trgu so tudi prahovi z zboljšano stisljivostjo, zaradi katere dosežejo višje trdnosti in tesnejše tolerance, kar olajšuje toplotno obdelavo izdelkov P/M. Za nadaljni razvoj tehnologije prahu pa je bistvena ter izredno pomembna uvedba liidrostatič-nega oziroma izostatičnega stiskanja prahov. Slika 6 Postroj za hidrostatično stiskanje prahov. Po The Iron Age, August 23, 1961. Tabela 1* — Mehanske lastnosti železnih oziroma jeklenih gradiv P/M Material PMPA oznaka Gostota g/cm3 Stanje 5„ kp/cm2 6, kp/cm2 5 % Trdota 99 Fe min F-0000-N 5,7—6,1 sintrano 13 10 5 20 HRh 99 Fe min F-0000-S 7,0 sintrano 25 18 11 10HRb 99 Fe min F-0000-T 7,3 sintrano 28 18 12 20 HRB 99 Fe min F-0000-U 7,5 sintrano 29 19 30 22 HRb 99 Fe-lC F-0010-P 6,1—6,5 sintrano 24 19 1,0 50 HRb 99 Fe-lC F-0010-P 6,1—6,5 top. obdel. 33 0,5 90 HRb 99 Fe-lC F-0010-S 7,0 sintrano 42 3,0 99 Fe-lC F-0010-S 7,0 top. obdel. 45 0,5 100 HRb 99 Fe-lC F-0010-T 7,3 sintrano 48 3,0 99 Fe-lC F-0010-T 7,3 top. obdel. 89 2,5 105 HRb Fe-1,5 Ni-0,5 Mo-0,6 C FN-0206-S 6,8 sintrano 49 41 2,5 80 HRb Fe-1,5 Ni-0,5 Mo-0,6 C FN-0206-S 6,8 top. obdel. 63 56 0,5 25 HRC Fe-1,5 Ni-0,5 Mo-0,6 C FN-0206-T 7,2 sintrano 63 50 2,5 95 HRb Fe-1,5 Ni-0,5 Mo-0,6 C FN-0206-T 7,2 top. obdel. 98 84 0,5 35 HRC 90 Fe-10 Cu FC-1000-N 5,8—6,2 sintrano 21 18 0,5 90 Fe-10 Cu FC-1000-N 5,8—6,2 top. obdel. 38 1,0 30 HRC 92 Fe-7 Cu-1 C FC-0710-N 5,8—6,2 sintrano 35 28 0,5 70 HRB 92 Fe-7 Cu-1 C FC-0710-N 5,8—6,2 top. obdel. 60 1,5 30 HRC 92 Fe-7 Cu-1 C FC-0710-S 6,8 sintrano 58 44 1,0 73 HRb 92 Fe-7 Cu-1 C FC-0710-S 6,8 top. obdel. 77 1,5 40 HRC Fe-7 Ni-2 Cu-1 C FN-0710-S 6,8 sintrano 49 35 2,5 70 HRB Fe-7 Ni-2 Cu-1 C FN-0710-S 6,8 top. obdel. 95 1,5 42 HRC Fe-7 Ni-2 Cu-1 C FN-0710-T 7,2 sintrano 64 51 3,5 85 HRB Fe-7 Ni-2 Cu-1 C FN-0710-T 7,2 top. obdel. 110 2,0 44 HRC 80 Fe — 20 Cu FX-2000-T 7,1 min sintrano 49 49 1,0 75 HRB 80 Fe — 20 Cu FX-2000-T 7,1 min top. obdel. 90 0,5 35 HRC 79 Fe-20 Cu-1 C FX-2010-T 7,1 min sintrano 77 63 1,0 95 HRB 79 Fe-20 Cu-1 C FX-2010-T 7,1 min topi. obdel. 106 1,0 40 HRC * po Materials Engineering, July 1967 Metoda se opira na znani Pascalov zakon. Kot sredstvo za prenos tlaka uporabljajo vodo (hidro-statično stiskanje), če stiskajo pri sobni temperaturi, če pa stiskajo pri visokih temperaturah, mora biti sredstvo kak nereaktiven plin, na primer helij (izostatično stiskanje). Agregati, ki so danes že na voljo imajo delovne komore premera na primer do 0 600 X 1500 mm ter delajo pri nazivnem tlaku do 4000 kp/cm2.5 Zmogljivosti takih agregatov so seveda precejšnje. Poročajo, da izdelujejo z izosta-tičnim stiskanjem do po nekaj ton težke ingote duktilnega volframa6, kar bi ustrezalo pri jeklih kakim 800 kg. Tehnika hidrostatičnega stiskanja odpira metalurgiji prahu popolnoma novo razvojno smer, to je, izdelavo surovcev za nadaljnjo predelavo po znanih postopkih, na primer z valjanjem, kovanjem, ekstrudiranjem. Na prvi pogled je tak razvoj presenetljiv, saj je znano, da je cena prahu navadno višja od cene ulitega materiala. Zato naj bi bila uporaba prahu ekonomsko neutemeljena. V pretežnem to drži, vendar se v nekaterih prime- rih uporaba prahu vendarle splača. Tako poročajo, da je Cadillac uspešno končal poskusno serijo iz prahu kovanih ojnic za svoje motorje. Bistvo postopka je, da stisnejo iz prahu surovce primernih oblik, nato jih pa kujejo v zaprtih utopih, zato odpade znaten del sicer potrebne dodatne obdelave. Vsevkupni stroški so zato manjši kot pri navadnem kovanju; odkovki P/M pa ustrezajo tudi v tehničnem pogledu, saj dobijo 100 % gost material s trdnostjo do približno 210kp/mm2 ter z raztezki do 12 %8. Ta postopek bi dobil posebno vrednost, če bi se v tehničnem merilu posrečila tudi proizvodnja močno legiranih prahov, v kateri veliko obeta zlasti redukcija mešanice oksidov s kalcijevim hidridom9. Pri orodnih jeklih gre za drug problem. Znano je, da pride pri njihovi izdelavi do močnega izce-janja, izceje pa povzročajo v materialu volumske spremembe, zaradi katerih je potrebno dodatno brušenje orodij. Brušenje povzroča seveda napetosti in površinske razpoke, kar oboje zmanjšuje življenjsko dobo orodja. Tem težavam se lahko izognemo tako, da uprašimo talino ustrezne sestave. Pri tem se posamezni delci tako hitro ohladijo, da ne morejo izcejati, in če pripravimo iz tega prahu surovce za valjanje, dobimo homogen material s fino porazdeljenimi karbidi. To je sprožilo obširno razvojno delo na orodnih jeklih P/M, o katerem so prišle v javnost prve novice v začetku lanskega leta10. Vse kaže, da je bilo delo uspešno, saj trdijo11, da je življenjska doba orodnega jekla P/MM2S (ki ustreza približno našemu BRM 2 ali Č.7680) kar dva in polkrat daljša od jekla, ki so ga izdelali na navaden način. Poseben poudarek daje tej novici podatek, da ima ameriška firma »Cru-cible« v načrtu začetek proizvodnje orodnega jekla P/M do leta 1970 in da imajo v načrtu po- stroja predvidene peči do približno 1500 kg12 zmogljivosti. Moderni razvoj metalurgije železovega prahu oziroma sintranega jekla ima torej dva cilja: na eni strani tehnično in ekonomsko spopolnitev sedanje proizvodnje strojnih in konstrukcijskih delov ter premik k večjim in težjim izdelkom; na drugi strani pa poskušajo, kot dokazujeta navedena primera, izkoristiti prah in s tem zvezane ekonomske ali kvalitetne prednosti za izdelavo surovcev za znane predelovalne postopke, če se to res posreči, je popolnoma gotovo, da se bo delež prahu v nekaj letih precej vzdignil nad sedanji odstotek in da je popolnoma upravičen optimizem, ki ga izraža projicirana krivulja na sliki 1. Literatura 1. K. H. Roll: »State of the Industry Report — 1967«. V Progress in Powder Metallurgy — 1967, New York, MPIF, 1967. 2. K. H. Roll: »Metal Powder Statistical Report: 1962—1963« v Progress in Powder Metallurgy — 1963, New York, MPIF, 1963. 3. G. Degroat: »What's New in Powder Metallurgy«, American Machinist, October 24, 1966. 4. J. A. Vaccari: »P/M Parts« Materials and Processes Ma-nual No. 242, Materials Engineering, July 1967. 5. Prospekt firme Uhde. 6. Steel, November 4, 1963. The Iron Age, November 7, 1963. 7. The Iron Age, August 24, 1961. 8. L. C. Kobrin: »Iron Powder Poised for New Boom« The Iron Age July 13, 1967. 9. B. A. Borok: Researches in Povvder Metallurgv, New York, Consultants Bureau, 1966. 10. The Iron Age, January 5, 1967. 11. The Iron Age, December 7, 1967. 12. Powder Metallurgy Information Bulletin, Januarv 1968, No. 244, MPIF, New York. ZUSAMMENFASSUNG Dieses Bericht enthalt einen kurzen Uberblick uber die Entvvicklung nach dem heutigen Zustand der Pulvermetal-lurgie, und die Gebrauchseigenschaften der gesinterten Eisenvverkstoffe. Der Hauptteil dieses Berichtes behandelt die zukiinftige Entvvicklung dieser Technologie, welche zum grossten Teil durch die Einfuhrung des Hydrostatischen pressens, und durch die neuen Erkenntnisse uber die geschmiedeten stark legierten P M Materialien beschleunigt wurde. Die neuere Entvvicklung der Pulvermetallurgie kann man in zwei folgende Richtungen unterteilen. Einerseits handelt es sich um die Verbreitung des heutigen Asorti-mans mit grosseren, besonders aber mit vvarmebehandelten Sinterprodukten, anderseits handelt es sich um aus Pulver gefertigte Rohlinge, vvelche nach dem iiblich bekannten Verfahren wie zum Beispiel VValzen und Schmieden u. s. w. bearbeitet vverden. Die bisherigen Versuche sind vielvers-prechend. Wenn die sich auch vervvircklichen, besteht kein Zvveifel, dass die Pulverproduktion stark ansteigen wird und auch in die heute noch nicht interessante Gebiete eingreifen wird. SUMMARY In the article a short description of the development and present status of powder metallurgy is given together vvith the properties of the iron-base P/M materials. The essential part of the article deals vvith the future development of the powder technology especially regarding the possibilities offered by hydrostatic pressing technics and the recently disclosed forging P/M preforms and making P/M tool steel. Based on these data the povvder metallurgy is the next years going to expend its present market vvith bigger and more complex heat-treated P/M parts and to enter a nevv field of making blanks for further processing by forging, rolling and extruding. If this proves to be successful, there is no doubt, that the production of iron-base povvder vvill encrease much over the present 1 % of the USA steel production. 3AKAIOTEHHE Ct£itlh coAepjKHT KopoTKoe omicaHHe pa3BHTHH h Tenepeumee cocTOHHiie nopoiiiKOBOH MeTaAAyprHii a TaKace ynoTpe6AeHHe n cboh-CTBa cneqeHHbix — H3AeAHH. CymecTBeHHa5i nacTb CTaTbH pacMaTpn-baet nocAeAViomee pa3Bimie stoh TexnoAorHH, KOTOpyic> chabho ycKopnAa b ocoSeiiHocTH bbeaenjie rnApocTaraHecKora npeccoBaHHfl a TaioKe hobeih HccAeAOBaHHH o KOBaHbix n Bbic0K0-Aernp0BaHiibix H3ACAHH P/M. Bce yKa3biBaeT, hto nopcmiKOBasi MeTaAAyprna 6yAeT b nocAeAyiomHx roAax pa3BHBaTbca b AByx HanpaBAemiHx: c oahoh CTopoHbi k pacninpeHiiio accopTHMeHTa 6oAee TH^ceAbix TepMH^ecKH o6pa6oTaHbix cne*ieHHbix h3acahh; c ApyroH CTopoHbi-Ha BbiAeAKy Heo6pa6oTaHHbix h3acahh kotopbie haaae^KaT npoKaTKe, kobkh h bm-AaBAHBaHmo. rioKa noAyHeiibie pe3yAbTCTbi BecbMa noAOJKHTeAbHbi. Ecah hccaeaobahhh sakoimfltcfl ycneniHo, mo>kho o^chaatb 3HaMii-TeAbHoe yBeAHMeHHe npoii3BOACTBa nopouiKa TaK^ce aah npHMeHeHHH b o6AacT^x b K0T0pbix nopoiiiKOBaH MeTaAAypniH eme He 3aHHTe-pecoBaHa. Milan Trbižan, dipl. inž. Metalurški odsek FNT Oddelek za montanistiko FNT DK: 621.74.043 ASM/SLA Q 10 a; W 19 c Vpliv cikličnih termičnih obremenitev na izdržljivost kokilne litine Iz štirih vrst litine in sicer običajne kokilne litine, litine z nizkim žveplom, modificirane in nodularne litine so bile izdelane probe za preiskavo cikličnih termičnih udarov. Obenem so bile iz istih litin vlite tudi jeklarske kokile. Probe so bile vpete v tog okvir, ki ni dopuščal nobenih deformacij. Togo vpete probe so bile elektrouporovno ogrevane do 850° C in so se nato ohlajevale na zraku. Celotni termični ciklusi so trajali 150 sekund in so se ponavljali vse do zloma probe. Ugotovili srno, da obstoja določena odvisnost med številom termičnih udarov, ki jih je izdržala proba in trajnostjo kokile izdelane iz iste litine. Temperaturne razlike se razvijajo v kokilni litini pri hitrem segrevanju. Največje temperaturne razlike so pri najvišji temperaturi, katero doseže kokilna litina. Ker ima kokilna litina pri tej temperaturi majhno odpornost proti plastičnim deformacijam so termične napetosti reducirane na minimum. Največje termične napetosti se razvijajo med segrevanjem do maksimalne temperature, takrat, ko je litina še odporna proti plastičnim deformacijam in je sposobna sprejemati napetosti v elastičnem področju. Pri segrevanju jeklarske kokile se na notranji strani pojavijo tlačne napetosti. Njim držijo ravnotežje napetosti na zunanji strani stene kokile, ki so natezne. Med njima je nevtralna črta, v kateri se ne pojavljajo nobene napetosti. V praksi se med litjem v jeklarsko kokilo nevtralna cona spreminja, vendar opisani principi ostanejo nespremenjeni. Ce se trdnost materiala ne spreminja v odvisnosti od temperature, tedaj so krivulje nateznih in tlačnih napetosti v tlačni in natezni coni približno enake. Ravno tako so enake tudi deformacije, ki nastanejo zaradi tlačnih in nateznih napetosti. Če pa nastopajo spremembe v trdnosti materiala, so raztezki v tistem delu stene kokile, ki ima višjo temperaturo in manjšo trdnost veliko večje kot v nasprotnem delu stene kokile, kjer je nizka temperatura in ima material še običajno trdnost. Razlike v raztezkih so tem večje, čim bolj se zniža trdnost litine. Ti pojavi so shematično prikazani na sliki 1, ki prikazuje krivulje tlačnih odnosno nateznih sil v diagramu napetost-raztezek. Termične napetosti so odvisne od velikosti preprečenega termičnega raz-tezka, ki se je absorbiral kot mehanska napetost, za katero predpostavljamo, da je velika 2 h. če se Slika 1 Krivulja napetost — raztezek pri različnih temperaturah ni znižala trdnost zaradi temperature, so tlačne in natezne krivulje napetost-raztezek za notranji in zunanji del stene kokile podane z eno od krivulj na sliki 1 (n. pr. Ti). Mehanski raztezek je med tlačnimi in nateznimi napetostmi porazdeljen tako, da je celotna dimenzijska sprememba enaka ei, kar bo dalo tlačne in natezne napetosti Si. če je temperatura na notranjem delu stene kokile višja (T2) in ustrezna napetost nekoliko nižja od zunanje (Ti), se pojavijo manjše termične napetosti (S2), ki se v ravnotežju s skupnim mehanskim raztezkom 2ei = e2 -f e3 Tudi iz slike 1 je razvidno, da je napetost pri višjih temperaturah manjša kot pri nižjih. Ugotoviti je mogoče tudi to, da je raztezek pri višji Predavanje na IX. strokovnem posvetovanju metalurških inženirjev in tehnikov v Portorožu. temperaturi T3 večji in bolj izrazit istočasno z večjim padcem trdnosti, čeprav je termična napetost (S3) nižja in skupni mehanski raztezek enak 2ei = e4 + e5. Povečanje raztezka na visokotemperaturni strani stene kokile, kjer je padec trdnosti večji, ni odvisno od trdnosti, ki jo ima litina pri običajni temperaturi. 'Odvisno je samo od padca osnovne trdnosti med visoko in nizko temperaturno stranjo stene kokile. Verjetnost, da bo nastopil zlom se ne zmanjšaznižjimi termičnimi napetostmi pri višji temperaturi. Termična napetost je odvisna od temperaturnega raztezka in od diagrama napetost-raz-M 20 % 04 0 'N t/5 % 040 S3 M 20 I Slika 2 Izmere probe težek, ki je karakterističen za vsak material. Slika 1 prikazuje, da so na notranji visokotemperaturni strani stene kokile mogoče razpoke pri nizkih termičnih napetostih in večjih raztezkih. Termične napetosti so tedaj veliko manjše kot pri običajni temperaturi. Opisana dogajanja v jeklarski kokili med litjem smo ponovili pri preiskovanju kokilne litine. Pri preiskavah smo uporabili 4 vrste kokilnih litin in sicer: 1. običajno kokilno litino, ki se zaenkrat še najbolj uporablja pri nas. 2. kokilno litino z nizkim žveplom. Dosedanja preiskovanja s statistično analizo so pokazala, da od glavnih elementov najbolj vpliva na trajnost kokil žveplo. Kokile z nižjim žveplom so pokazale pri statistični analizi tendenco večje trajnosti. Zaradi tega smo uporabljali probe, ki so bile izdelane iz kokilne litine, katera je bila predhodno razžveplana. {- priključki za e/. tok Z- strain-gage J - jarem 4- izo/acija 5- proda iS mm premera 6- vodno hlajenje Slika 3 Okvir za izvajanje termičnih udarov 3. modificirana kokilna litina. Probe so bile izdelane iz kokilne litine, ki je bila predhodno modificirana. Z modificiran jem smo nameravali doseči boljše izoblikovanje in porazdelitev grafita ter ugodnejšo osnovno strukturo. 4. nodularna litina. V svetu se vedno bolj uporabljajo kokile, ki so izdelane iz nodularne litine. Dosedanje izkušnje so pokazale, da so kokile, ki so izdelane iz nodularne litine, pokazale znatno večjo trajnost. Iz navedenih vrst kokilnih litin smo izdelali preizkusne probe z izmerami, ki so prikazane na sliki 2. Obenem so bile ulite iz istega materiala tudi jeklarske kokile, ki so se nato uporabljale v jeklarnah. Pri uporabi se je opazovala njihova trajnost in vzroki izločanja. Probe smo preiskovali s posebno metodo. Vpeli smo jih v okvir, ki ni dopuščal niti raztezkov niti skrčkov (slika 3). Probo, ki je bila tako povsem togo vpeta, smo ciklično ogrevali s pomočjo električno upornega gretja. Za ogrevanje smo uporabili transformator z močjo 40 KW, kateri je dajal električni tok z jakostjo približno 2000 A in napetostjo nekaj V. Dogajanja v probi med izvajanjem posameznih ciklov so razvidna iz slike 4, ki shematično prikazuje napetosti pri spremembah tempe- -temperatura j---napetost Čas Slika 4 Shematični prikaz napetosti in temperature v probi rature v probi. Z električnim tokom smo probo ogreli v približno 20—25 sekundah na temperaturo 850° C. Ko je proba dosegla to temperaturo, smo tok izklopili in proba se je ohlajala 125—130 sekund. Celotni ciklus je trajal 150 sekund. Pri tem so se v probi pojavljale natezne in tlačne obremenitve. Pri prvem ciklusu, ko se je togo vpeta proba ogrevala od običajne temperature na temperaturo 850° C so se v probi pojavljale velike tlačne napetosti. Tlačne napetosti so dosegle maksimalno vrednost med samim ogrevanjem. Ko se je temperatura približevala 850° C, litina ni bila več sposobna sprejemati napetosti v elastičnem območju in se je plastičnost deformirala. Pri maksimalni temperaturi so znašale tlačne napetosti samo še nekaj kg/mm2. Po končanem ogrevanju se je pričela pro- ba ohlajevati, litina se je krčila, kar je imelo za posledico, da so se v probi pojavile natezne napetosti. Proba se pri ohlajevanju ni več ohladila do normalne temperature, temveč približno na 200° C. 40 35 o 30 25 rC £ '•o 20 di ^ 15 o. V) 10 5 20 število 30 28 26 ~ 24 E ^ 22 ž 20 ' '8 1 '6 g" M c a, 12 | 10 £ 8 6 t, 2 natezne napetosti tlačne napetosti 20 30 40 50 60 70 80 Izdržljivost kokile 90 Slika 6 Velikost termičnih napetosti v odvisnosti od vzdržnosti kokil Cikluse smo ponavljali do zloma probe. Celotni ciklus je potekal povsem avtomatično. Temperaturo smo merili s pomočjo elektronskega optičnega pirometra, ki je avtomatsko izklopil električni tok, ko je bila dosežena temperatura. Časovni potek je bil reguliran s pomočjo časovnih relejev. Da bi lahko merili napetost v probi, smo vključili obenem s probo v okvir tudi merilno celico, s pomočjo katere smo ugotavljali napetosti v preiskovani • Format A x Format B Slika 5 termičnih udarov v odvisnosti od vzdržnosti kokil Izdržljivost kokile probi. Merjenje napetosti je bilo s pomočjo tenzo-metrov. Napetosti in temperaturo smo registrirali na registrirni trak. Rezultate, katere smo dosegli z opisano probo, so podani v tabeli in na sliki 5. V naslednji tabeli so podane termične napetosti, ki so se pojavile v probi med temperaturnimi ciklusi. Slika 6 pa prikazuje kakšna odvisnost obstoja med velikostjo termičnih napetosti in vzdržnostjo kokile. Slika 7 Slika 7 Probe po zlomu Diagram običajne kokitne litine : A-temperatura B-napetosti Diagram litine z nizkim S ■ A-temperatura B-napetosti Diagram modificirane litine : A- temperatura B-napetosti Slika 8 Diagram dejanskega poteka napetosti in temperature v probi B Diagram nodularne litine: A — temperatura B — napetosti Slika 9 Diagram dejanskega poteka napetosti in temperature v probi nam kaže probe po zlomu. Na slikah 8 in 9 so prikazane krivulje dejanskega poteka napetosti in temperature v probah. Vzdržnost prob in vzdržnost kokil Velikost termičnih napetosti v probah Šte- Število Izdrž- vilka Vrsta litine termičnih ljivost probe udarov kokile Format A 38 litina z nizkim S 12 27 44 litina z nizkim S 1 29 1 modificirana litina 23 68 19 modificirana litina 15 64 3 nodularna litina 200 52 Format B 25 hematitna litina 15 81 27 hematitna litina 13 30 18 litina z nizkim S 32 86 30 litina z nizkim S 4 28 37 litina z nizkim S 16 60 41 litina z nizkim S 1 26 46 litina z nizkim S 7 33 9 modificirana litina 23 82 11 modificirana litina 35 74 13 modificirana litina 27 84 Format A = OK 350 Format B = OKGV 255 št. -probe Termične napetosti (max.) tlačne kp/mm2 natezne kp/mm2 Format A 1. ciklus 2. ciklus 38 AA 12,0 2,5 7,6 i 23,7 4,1 16,1 19 20,1 3,5 16,5 3 23,8 3,5 24,9 Format B 1. ciklus 2. ciklus 25 15,4 2,4 11,9 27 114,3 2,4 7,9 18 26,0 4,7 27,1 30 13,0 2,4 8,3 37 13,0 2,4 8,3 46 14,2 2,4 8,9 9 22,0 4,2 16,5 11 23,8 4,7 19,0 13 22,5 6,0 19,0 Iz diagramov je razvidno, da nastopajo tako pri ogrevanju kakor tudi pri ohlajevanju določene anomalije odnosno zakasnitve, je povezano s strukturnimi spremembami v materialu. Zaključek Med številom termičnih udarov, ki jih je vzdržala proba in med izdržljivostjo ustrezne kokile obstoja neka odvisnost. Upoštevati pa moramo, da so bile probe podvržene predvsem obremenitvam zaradi termičnih napetosti, medtem ko so jeklarske kokile izločene ne samo zaradi razpok, temveč tudi zaradi zajed. Ravno tako obstoja določena odvisnost med velikostjo termičnih napetosti in iz- držnostjo kokile. Čim večje so notranje termične napetosti, tem bolj kvalitetna je litina in tem večja je tudi njena trajnost. Običajna kokilna litina in litina z nizkim žveplom sta imeli nižje termične napetosti kot modificirana in nodularna litina. Opisane preiskave še niso dokončane. Nadaljnje delo bo pokazalo ali je mogoče dobiti točnejšo odvisnost med številom termičnih udarov, ki jih je izdržala neka litina in trajnostjo jeklarske kokile. Literatura 1. H. Biihler in W. Schepp: »Beitrag zur Frage der Eigen-spannungen in Gusseisen«. Giesserei TWB 1959 H. 25 str. 1395—1401. 2. W. Grundig: Dber den Elastizitatmodul Ho der graphi-thaltigen Eisenvverkstofte«, Giesserei TWB 1956 H. 16 str. 809—814. 3. E. Houdremont in H. Scholl: »Die Bewertung innerer Spannungen fiir die Praxis«. Metallkunde, 1959, zv. 9, str. 503—511. 4. H. Schlechtweg: »Spannungs messunngen an Gusseisen nach dem modifizierten Invarianten Verfahren«. Giesserei TWB, 1955, zv. 15, str. 801—803. 5. J. R. Kattus: »Study of Mold-Iron Compositions«, Blast Furnace and Steel Plant, Febr. 1961, str. 159—163. ZUSAMMENFASSUNG In der Praxiss ist es gewohnlich schwer zu beweisen, dass ein zu fruheres Ausfallen der Kokille durch die zu schlechte Bestandigkeit des Kokillengusseisens verursacht wird. Deswegen haben wir eine Methode uberpriifft, welche fiir die Bestimmung der Bestandigkeit des Kokillengusses bei wiederholten thermischen Beanspruchungen dienen solite und nach vvelcher eine Schatzung der Kokillenbe-standigkeit moglich ware. Die Probe haben wir in ein Joch eingespannt, welches keine Zusammensrumpfungen und Ausdehnungen erlaubte. Die Probe haben wir elektrisch auf eine Temperatur von 850° C erwarmt. Bei dieser Erwarmung welche 20 bis 30 Sekunden dauerte, entstanden Druckspannungen und beim Abkuhlen Zugspannnungen. Diese Envarmung wiederholten wier bis zum Bruch. Wir haben auf diese Weise vier Sorten des Gusseisens untersucht und zwar: den iiblichen Kokillenguss, Guss-eisen mit niedrigem Schweffelgehalt. modifizierten Guss-eisen und Gusseisen mit Kugelgraphit. Die Proben haben abhangig von der Struktur des Gusseisens verschiedene Zahl der Zykeln ausgehaiten. Manche Proben mit vollig weisser Struktur (Gusseisen mit niedri-gen Schweffelgehalt) hielten nur einige Zykel aus. Etwas besser ivaren die Proben aus dem gewohnlichen Kokillenguss. Sie hielten bis zu 10 Zykel aus. Der modifizierte Guss hielt von 20 bis 45 Zykel aus. Die Proben aus dem Gusseisen mit Kugelgraphit hielten ohne Bruch 200 Zykel aus. SUMMARY In practice it is difficult to prove that a too low lifetime of a mold has origin in mold casting. Therefore a method was tested at the Metallurgical Institute in Ljubljana which enables us to test endurance of mold castings under repeated thermal stresses in order to forecast lifetimes of molds. A specimen is fixed in a rigid frame which does not allow expansions or contractions. Specimens were ellectri-caliy heated to 850" C. When heated up for 20 to 30 secs, compressive stresses appear in the speoimen and during cooling off time tensile stresses are present. The heating-up periods were repeated until the break down of the specimen. Four sorts of castings were tested by this method: an ordinary mold casting a casting with low sulphur a mofified casting, and a nodular casting. Depending upon the microstructure of castings, specimens were able to stay various numbers of heating and cooling off cycles. Some sprecimen vvith a completely white microstructure (castings vvith low sulphur) were able to stay only few cycles. Somewhat better endurance was shown by specimens of ordinarv mold casting (up to 10 cycles). Modified castings stayed 20 to 45 cycles, and sprecimens of nodular castings were able to stay even 200 cycles before the break down. 3AKAIOTEHHE B npaKTHKe oSbiKHOBenHO tpyaho AOKa3aTb, mto npinHHa nAoxofi CTOHKOCTH H3AOJKHHU nAOXaa CTOHKOCTb KOKHAbHOra AHTba. Il03T0My Ha MeTaAAyprnHecKOM 3aB0Ae b AroSAaHe (lOrocAaBHa) ncnbiTaAii KieTOA no KoropoMy ČUAO 6m bo3mo?kho onpeAeAflTL CTOHKOCTb KOKHAbHOra AHTbH Ha OCHOBSHHH iepeAyiOmHX TepMHieCKHX Harpy30K h HanepeA AaTb oueHKy o ctohkocth H3AO>khhu. B apMO, KOTopoe He AonycKaAo ycaAKOB n pacTaa;eHHH, npn-KpenAeHHaa npoSa SbiAa nyTeM SAeKTpntiecKora conpoiHBAeHHa noA-BepaceHa HarpeBy Ha TeMnp. or 850° U,. IIpu stom HarpeBe, KOTopoe AAHAocb Bcero 20—30 ceK. B03HHKBAH c>KHMaiotuH5i HanpaaceHHa a npn oxaaacaehim chah pactajkehhh. HarpeB noBTopsiAH ao H3AOMa npoSbi. TaKHM 06pa30M HcnbiTaAH qeTbipn copTa AHTba, H to: oSi.ikoiio-BeHHOe KOKHAbHOe AHTbe, AHrbe C HH3KIIM coAepacaHHe.« čepu, MOAH<}>HIlHpOBaHOe AHTbe H AHTbe C HiapOBHAHblM rpa4>HTOM. B OTHO-raeHHH Ha CTpyKTypy, npoSbi BbiAepacaAH pa3AHHHoe mhcao uijkaob. HeKOTopua npoSbi, Ha nepeAOMe 6e\o& CTpyKTypbi, BbiAepjKaAii Bcero HecKOAbKO mbiKAOB. HeMHOTO Ayymyio CTOiiKOCTb ao 10 umkaob BbIAep>KaAH npoobl H3 KOKHAbHOra AIITba. ITpo6bI H3 MOAHHbipOBaHOra AHTba BLIAep?KaAH 20—45 HbIKAOB, a npoobl c HiapOBHAHblM rpa4>HTO.\t BbiAepacaAH 6e3 H3AOMa ao 200 UbiKAOB. Janez F. Hodnik, dipl. inž. Metalurški inštitut v Ljubljani DK: 666.76 ASM/SLA S 19; 19 b; RM h Radiometrično zasledovanje obrabe ponevčnih opek Z radioaktivnim cirkonijem 95 Zr smo zasledovali obrabo korundne in samotne ponevčne opeke. Radiometrično smo ugotovili, da je korundna opeka vsaj 2,5 krat obstojnejša od samotne. Dezoksidacija jekla z aluminijem v ponvi ugodno vpliva na redukcijo korodiranega Si02 iz opeke. UVOD Eksogeni nekovinski vključki pridejo v jeklo zaradi korozijskih in erozijskih vplivov taline na keramiko na vsej poti od preboda do kokile. Količina vključkov v jeklu je odvisna od kopice znanih in neznanih vplivov. Posebno poglavje naših raziskav je posvečeno obstojnosti in vzdržljivosti ponevčne opeke, želeli smo ugotoviti dve stvari: 1. Kakšna je obstojnost in vzdržljivost ponevčne opeke iz korunda in iz šamota, 2. Katera od opek pusti manj vključkov v jeklu- EKSPERIMENTALNI DEL Zaznamovanje opek Surovino za zaznamovane opeke smo vzeli iz redne proizvodnje tako, da se zaznamovane opeke niso razlikovale od nezaznamovanih v svojih osnovnih karakteristikah. Opečno maso smo zaznamovali z raztopino radioaktivnega cirkonija 95Zr. Aktivnost mase je bila 1500 mC/t keramike, torej 5 do 7 močnejša od dosedaj javljenih poskusov v literaturi. Tabela 1 — Razmerje med granulacijo in aktivnostjo Granulacija Aktivnost mm °/o 1—3 1,39 0,3—1 3,02 0,14—0,3 1,67 < 0,14 93,52 Ugotovili smo, da je izotop vezan le v drobni frakciji, t. j. v glini (tabela 1). Avtoradiografski posnetek aktivirane opeke potrjuje to ugotovitev (sliki 1, 2). Tudi poskus ionske izmenjave med glino in raztopino aktivnega cirkonija 95Zr je potrdil, da je 25 % razpoložljive aktivnosti vezano na glino. * Opomba uredništva: V slovenskih železarnah je ustaljen izraz ponovca in opeka Vzidava aktivnih opek V dno ponve smo vzidali aktivne opeke po premeru vzporedno z izlivkom, medtem ko smo v steno ponve vzidali v vsako vrsto štiri opeke in sicer: po dve diametralno nasprotno glede na žlindrino izlivno ustje. Slika 1 Fotografski posnetek samota Slika 2 Avtoradiografski posnetek šamota Vzorčevanje Vse poskuse smo izvedli z jeklom za kroglične ležaje OCR 4 eks. sp. Po dveh predhodnih ulivanjih iz nove ponve smo začeli ulivati poskusne šarže. V poštev so prišle 3., 4. in 5. zaporedna šarža. Livna plošča je imela 6 kanalov in na vsakem kanalu 3 ingote po 400 kg- Za meritve smo izbrali Predavanje na IX. strokovnem posvetovanju metalurških inženirjev in tehnikov v Portorožu. 1. in 3. ingot 1. in 3. livne plošče. Po vsaki šarži smo prve tri ingote razrezali v plošče iz glave, sredine in noge, medtem ko smo 4. ingot zvaljali v gredico. Plošče smo razrezali v palice po veliki diagonali. Iz posameznega ingota smo dobili po 21 merjencev, iz vsakega tekočega metra gredice pa 20 oziroma 10 merjencev. Merjence smo ostru-žili v valje 35 mm X 15 mm 0, ki so tehtali približno 50 g. Ill.livna plošča 7. ingot q M u III. iivna plošča 1. ingot TCP 10 :~3 10* % 1 1 1 1 Vključki M . 1 s t- šarža 20900 šarža 20901 • c L - [ Si - -- r C— i 3 II!!! A X □ j Kisik " * h* M 2 4 6 8 2 4 6 Glava Sredina 2 4 6 Noga Slika 3 Razdelitev vključkov in kisika v jeklu iz korundne opeke Merilna tehnika Vse merjence smo merili diferencialno v karakterističnem vrhu cirkonijevega 95Zr spektra, širina kanala je bila 10 V. Ozadje je bilo 10 ± 1 imp/min. V računu za količino vključkov smo morali upoštevati še faktor izotopnega razredčevanja in faktor atenuacije, medtem ko smo faktor izgub zaradi čelnega sevanja zanemarili. Dejanski atenuacijski faktor smo ugotovili iz izolata, ki smo ga preparirali po elektrolizi preiz- 10'' 10' 10'4x % i i i i Vključki 1 1 {: > ) > j ' + + + 9 »o > > > l!l!!! šarža 21418 šarža 21419 šarža 2.1421 i ) 5 o 1 + - --- -r r t S 1 i • 111 Kisik — o i i H- + + I -1 T ž i O 2 4 6 8 2 4 6 2 4 6 Glava Sredina Noga Slika 4 Razdelitev vključkov in kisika v jeklu iz samotne opeke kušancev. Razmerje med aktivnostjo izolata in aktivnostjo merjenca, seveda oboje računano na enotno maso jekla, da dejanski atenuacijski faktor. Računanje nekovinskih vključkov Poznamo sp. aktivnost zmlete keramike- Vemo, da je v keramiki radioaktivni izotop vezan samo v drobni frakciji. Drobne frakcije pod 140 p je pri obeh vrstah keramike približno 60 %. Menimo, da korozijsko reagira samo drobna frakcija s kovinskimi oksidi iz taline jekla. Debelejši delci so večinoma podvrženi erozijskemu vplivu in se po eroziji izločajo v žlindro. Ni dovolj časa, niti ni dovolj razpoložljivih kovinskih oksidov, da bi debelejši delci reagirali v nove spojine. Pri poskusu s korundno opeko smo ugotovili 2 do 6 % čistega korunda v žlindri. Na osnovi omenjenih ugotovitev in neposrednih meritev jeklenih merjencev ter ustrezne žlindre računamo delež nekovinskih vključkov v jeklu po obrazcu: •Fr-Fa Aktivnost merjenca računana na 100 g Fe sp. aktivnost keramike . F 5 = °/o nekovinskih vključkov Faktor čelnega sevanja (Fč) smo zanemarili v računu. Navajamo primer računa iz poskusa s korund-no opeko. Merjenec št. 1 tehta 44,5 g, merjena aktivnost je 401 imp/min, V 100 g sta torej 902 imp/min. Ugotovili smo, da je aktivni cirkonij v drobni frakciji, drobne frakcije pa je 60 °/o. Tedaj mora biti v 1 mg drobne frakcije ne 626 imp/min/mg keramike, temveč 1044 imp/min/ /mg drobne frakcije, če upoštevamo še faktor izotopnega razredčevanja (FR = 10,76) in atenua-cijski faktor (FA = 1,45), tedaj se račun glasi: Tabela 4 — Razdelitev vključkov v 30 t jekla in žlindri Razdelitev vključkov kg Korundna opeka 20899 20900 20901 Samotna opeka 21418 1. 60 % vključkov v jeklu 4,35 4,32 5,34 4,72 2. 40 % zrn iz jekla v žlindri 2,90 2,88 3,56 3,16 3. 60 % vključkov v žlindri 3,88 2,63 2,50 7,65 4. 40 % zrn v žlindri 2,59 1,75 1,67 6,66 Vsota 2.+ 3.+ 4. v kg 9,37 7,26 7,73 17,47 žlindra v kg 500 500 500 450 Utežni delež v % 1,87 1,45 1,55 3,88 X 10,76 X 1,45 = 0,0135 % vključkov 902 imp/min 1044 imp/min/10-31 Pri poskusu s korundno opeko smo imeli 249 merjencev, pri poskusu s šamotno opeko pa 219 merjencev, skupno torej 468 kosov. Iz istih merjencev smo določili še kisik in elektrolitsko izolirali ter določili nekovinske vključke. Tabela 3 — Analiza ponevčnih žlinder Analiza Korundna opeka 0/° 20899 20900 20901 Samotna opeka 21418 21419 21421 Si02 korund AI2O3 FeO CaO 21,26 1,98 8,82 2,79 48,5 22,04 5,82 6,08 2,79 43,3 25,28 2,91 8,73 1,98 43,6 21,89 24,84 22,02 8,59 10,29 9,97 46,73 51,45 53,53 Radiometrične rezultate za vključke in količine kisika prikazujemo kot primerek na sliki 3 za poskus s korundno opeko in na sliki 4 za poskus s šamotno opeko, medtem ko mikroana-litske rezultate na Si02 in AI2O3 ter razpoložljivi Al prikazujemo skupno v razpredelnici (tabela 2). Če ocenimo kvaliteto šarž pri poskusu s korundno opeko vidimo, da je dezoksidacija z aluminijem bila nepopolna. Zato sta količini za Si02 in AI2O3 relativno veliki pri razmerju SiCh : AI2O3, ki je v opeki 1:4. Pri poskusu s šamotno opeko so bile šarže dobro dezoksidirane. Zanimiva je ugotovitev, da je Si02 praktično zreduciran, čeprav je razmerje SiC>2: A1203 v opeki približno 2:1. Smemo sklepati, da je aluminij reduciral SiCh, nastali Tabela 2 — Analiza nekovinskih vključkov, kisika in aluminija Šarža Vzorec SiC>2 % AI2O3 % Skupno % O: % Al % a 20899 n6 0,0064 0,0137 0,020i 0,006i 0,005 QJ a n9 0,0043 0,0096 0,0139 0,007i 0 Ki 20900 N1S 0,005i 0,0020 0,007i 0,005! 0,011 -a n18 0,0064 0,005i 0,01 ls 0,0045 3 SH O 20901 n24 N27 0,0048 0,005o 0,006i 0,0068 0,0109 0,011s 0,0053 0,0065 0,004 a ■a 0 21418 7 + 8 50 + 51 < 0,001 < 0,001 0,0087 0,0123 0,0087 0,0128 0,0044 0,0050 0,013 0,015 0 21419 80 + 81 < 0,001 0,012o 0,012o 0,004s 0,015 a 122 + 123 < 0,001 0,01 lo 0,01 lo 0,004i 0,017 e 21421 153 + 154 0,001 0,0114 0,0124 0,0055 0,017 K/3 195 + 196 0,001 0,0057 0,0067 0,0035 0,020 a ^ 41733 — 0,002 0,006 0,008 0,0057 0,014 m G rt 21419 — 0,002 0,004 0,006 0,0044 0,011 | ° 41578 — 0,002 0,0055 0,0075 0,0039 0,026 Analiza žlinder Žlindre pri poskusu s korundno in samotno opeko imajo naslednjo setavo (tabela 3). Zanimivo je, da smo v žlindri pri poskusu s korundno opeko našli 1,98 do 5,85 % korunda. Iz tega podatka smemo sklepati, da izhaja netopni korund iz grobih delcev korundne opeke, ko jih je talina erodirala in splavila v žlindro, ne pa zažlindrila. V žlindro je odšlo približno 40 % erodiranih korund-nih delcev, medtem ko je 60 % korodiranih drobnih delcev ostalo v jeklu. Razen tega se je v žlindro izločila še neka določena količina koronira-nega in erodiranega korunda zaradi ravnomočja med talino in žlindro. Aktivni delež korodiranega korunda smo v žlindri določili radiometrično. Tudi za to razmerje smo vzeli odnos 60:40. V ponvi smo imeli poprečno 30 t jekla. Iz poprečja radiometričnih meritev za jeklo zračunamo količino korodirane keramike, ki je ostala v jeklu. Ta delež znaša 60 % korodirane keramike, erodiranih 40 % pa je odšlo v žlindro. Poleg tega je v znani teži žlindre moč zračunati količino korodirane in erodirane keramike. Računske rezultate navajamo v tabeli 4. Računski podatki očitno kažejo, da je korund-na opeka 2 do 2,5 krat vzdržljivejša od šamotne opeke. Ta ugotovitev je bila tudi praktično potrjena. Razen tega vidimo iz primerjave aktivnosti 3., 4. in 5. šarže z obema opekama, da je samotna opeka bila pri 3. šarži še prevlečena z aktivno maso, medtem ko je pri 4. šarži padla aktivnost na polovico, pri 5. šarži pa na četrtino vrednosti 3. šarže. Aktivnost korundne opeke pa je ostala pri istem številu šarž dejansko konstantna. PREGLED IN OCENA REZULTATOV Razdelitev vključkov med jeklo in žlindro Verjetna je razlaga, da potekajo korozijske reakcije pretežno med oksidi jekla in med drobno frakcijo v keramiki. Ko zmanjka drobne frakcije okrog vgnezdenih debelejših zrnc, se debelejša zrna erodirajo in vzgonsko dvigujejo v žlindro in se tam morda zažlindrijo. Tudi po korozijski reakciji nastali produkti se izločajo v žlindro. Zagotovo pa ostanejo korodirani delci suspendirani tudi v jeklu. Tako mnenje potrjujejo radio-metrijske meritve. Za naše račune smo vzeli neko samovoljno mejo med drobno in debelo frakcijo v keramiki in smo rekli, da delci, ki so debelejši od 0,14 mm, splavajo v žlindro, medtem ko so drobne j ši delci sposobni za korozijske reakcije in ti naj bi bili vključki. Svojo domnevo smo oprli na poskuse, kjer smo nedvomno dokazali, da je aktivnost vezana na drobno frakcijo, na glino. Ker pa je v žgani keramiki drobna frakcija gline intenzivno pomešana z drobno frakcijo ciklonskega prahu, obstaja verjetnost, da je prišlo do medsebojne pirotermične vezave, ker so relativne površine drobnih delcev zelo velike in zato tudi sposobne za medsebojne pirotermične vezave. Odlična avto-radiografska slika šamota je dovolj prepričljiv dokaz, da v debelih zrnih ni aktivnosti. Količina vključkov v jeklu V pričujočem delu smo poskusili popraviti nezavestno napako, ki smo jo delali v prejšnjih delih. Specifično aktivnost keramike smo korigirali zaradi novih dognanj, da je aktivnost vezana na drobno frakcijo. To korekturo smo utemeljeno uporabili za poskus s korundno opeko, ker smo imeli klasirane surovine. Manj utemeljena je korektura za šamotno opeko, ker nimamo klasirane surovine šamotnega loma. Vendar pa moramo računati z neko statistično verjetnostjo, da se poprečje izdelkov le približuje uporabljeni korekturi. Poskusimo primerjati mikroanalitske rezultate in kisikove rezultate z radiometrijskimi. Poprečje radiometrijsko določenih vključkov s 368 meritvami za štiri šarže se giblje med 0,14 in 0,017 %. Poprečje vsote A1203 in Si02, ki smo ga določili mikroanalitsko v 12 vzorcih, se giblje okoli 0,012 ± 0,007 % A1203 + Si02. Rezultati za kisik iz 54 vzorcev so pri poskusu s korundno opeko precej visoki in sicer med 0,005 in 0,008 % 02, medtem ko so pri poskusu s šamotno opeko pri enakem številu vzorcev med 0,004 in 0,005 % 02. Upoštevajmo še razpoložljivi aluminij, ki ga je pri poskusu s korundno opeko zelo malo, medtem ko ga je pri poskusu s šamotno opeko 0,017 ± 0,003 % Al. Iz primerjave podatkov vidimo, da med mikro-analitskimi in radiometrijskimi rezultati ni občutne razlike. Res je, da je radiometrijskih rezultatov več kot mikroanalitskih in da so radiometrijski rezultati bolj homogeni kakor mikroanalitski. če upoštevamo, da je tudi nekaj drugih oksidov v jeklu, bi se rezultati še nekako ujeli. Razumljiva je razlika v količini kisika v jeklu iz obeh poskusov. Razložiti se da z razpoložljivim aluminijem. Poskus s šamotno opeko ima normalno količino kisika za zadevno jeklo, ker ima dovolj razpoložljivega aluminija, jeklo iz korundne opeke pa ima malo aluminija, zato pa previsok kisik. Rezultati za kisik iz poskusa s korundno opeko bi bili kongruentni z radiometrijsko določenimi vključki, medtem ko je pri poskusu s šamotno opeko prišlo do intenzivne redukcije Si02, indika-torski izotop pa je ostal na mestu redukcije. Vzdržljivost korundne in šamotne opeke Z radiometrijsko tehniko smo poskusili dokazati koliko je korundna opeka vzdržljivejša od šamotne. Očiten dokaz za to trditev so radiome-trijske meritve šarž iz obeh ponvic. Medtem ko so pokazale vse tri šarže iz korundne opeke do neke mere stalno aktivnost jekla, smo pri poskusu s šamotno opeko očitno dokazali, da je obraba šamota zelo velika. Kot smo že v eksperimental- nem delu omenili, je aktivnost jekla četrte poskusne šarže padla na polovico, pete pa na četrtino aktivnosti, ki jo je bila imela tretja šarža. Menimo, da je že to dognanje prepričljiv dokaz, če upoštevamo, da je bila aktivna plast na opekah enako debela pri obeh poskusih. Razen tega pokaže avtoradiografska slika odlično začrtano mejo med aktivno in neaktivno plastjo v opeki. Poskusili smo računsko dokazati vzdržljivost ene in druge vrste opeke. Iz zračunane količine erodirane in korodirane opeke smo ugotovili utežni delež opeke v žlindri, če primerjamo razmerje med obema poskusoma, je korundna opeka vsaj 2,5 krat obstojnejša od šamotne opeke. Račun je potrdila tudi praksa. Analizni izvidi mikroanalitskih rezultatov govore za to, da aluminij kot dezoksidant v ponvi lahko reducira Si02 v precejšnji meri. Pogoj je le, da ostane v jeklu še vsaj 0,015 % razpoložljivega aluminija. ZAHVALA Dolžni smo, da se zahvalimo Združenju jugoslovanskih železarn in vsem trem slovenskim železarnam, predvsem pa Železarni Ravne, ker so omogočile in denarno podprle obširno raziskovalno delo, ki je trajalo več let. Literatura 1. Grigorian, W. A. A. M. Samarin: Die Ermittlung der Ur-sachen der Verunreinigung von Walzlagerstahl durch nichtmetallische Einschliisse mit Hilfe von radioaktiven Ca-Isotopen: Izvestia Akademii nauk SSSR, Otdelenie tehničeskih nauk 3 (1954), 91/101; loc. cit. Chem. Zbl. 126 (1955) 5638/39. 2. Samarin, A. M., E. S. Kalinnikov: Der Einfluss der Aus-fiitterung der Rinne und der Pfanne auf die Verunreinigung von VValzlagerstahl durch nichtmetallische Einschliisse. Sbornik 34, (1955), 190/230; loc. cit. Chem. Abstracts 51 (1957), Sp 14513. 3. Kronmarch, S.: Einfluss des feuerfesten Rinenn- und Pfannenfutters auf die Verunreinigung von Kugellager-stahl durch nichtmetallische Einschliisse (Anwendung des radioaktiven Isotops Ca-45), Neue Hiitte 1 (1956), 505/508 (Izvleček iz 2). 4. Fedock, M. P.: Uber die Herkunft von nichtmetallischen Einschliissen aus Giessgruben Verschleisstoffen. J. Metals 6 (1954) 125/127, loc. cit. Stahl u. Eisen 74 (1954), 843/844. 5. Marguliss, O. M., A. G. Karaulov: Anwendung des Ver-fahrens der »markierten« Atome zur Feststellung des Einflusses feuerfesten Massen auf die Verunreinigung von Stahl durch nichtmetallische Einschliisse. Ognje-upori 21 (1956), 253/258; loc. cit. Chem. Zbl. 128 (1957), 5694/95. 6. Bojarski, Z., W. Orzeszko, S. Pawlowski, R. Wusatowski, Z. Ziolowski: An Assessment Trial of the Quality of Refractory Materials Used in Casting Pit and the De-stribution of Non-metalic Inclusions in Steel by Means of Radioactiv Tracers. Radioisotopes in Scientific Research, Pergamon Press 1958, 388/410. 7. Saito T., R. Shimanuki: Source of Non-metalic Inclusions in Steel Ingot, Ibidem 362/374. 8. Richardson, A. M.: The Use of Radioisotopes to Trace the Origin of Oxide Inclusions in Steel, ISI-SR 77, 57/63. 9. Propstl, G. H. I. Radioaktive Markierungstechnik zur Untersuchung von metallurgischen Vorgiingen im Stahl-werk, Stahl u. Eisen 13, (1960), 863/877. 10. Treppschuh, H. E. Pachaly, K. Sauerwein, R. Schrotter: Untersuchung mit radioaktiven Leitisotopen iiber den Verschleiss feuerfester Giessteine und dessen Einfluss auf den Reinheitsgrad legierten Baustahls, Ibidem 878/882. 11. Logi, P., L. Matteoli: Studio della origine delle inclu-sioni esogene negli acciai a mezzo di traccianti radio-attivi, Metallurgia it. 9, (1964), 443. ZUSAMMENFASSUNG Es vvurden mehrere parallele Versuche iiber die Dauer-haftigkeit und Bestandigkeit der Korund- und Schamotte-steine in der Pfanne gemacht und mit radioaktiven Zirkonium ,5Zr radiometrisch kontrolliert in welchem Ausmass die Steine vom Stahl korrodiert und erodiert wurden. Es wurde bevviesen, dass eigentlich nur die feinsten Kornchen der Steinmasse das Entstehen exogener nicht-metallischer Einschliisse verursachen, als Folge der korro- sieven Einfltisse der Metalloxyde aus dem Stahlbad, die groberen Korne der Steinmasse dagegen wurden erodiert und sammelten sich in der Schlacke an. Radiometrisch vvurde bestatigt, dass Korundsteine mindestens 2,5 mal bestandiger sind als Schamottesteine. Aluminiumzusatz in der Pfanne als Desoxydationsmittel begiinstigt die Reduktion des korrodierten SiCh aus der Steinmasse. SUMMARY Many parallel attempts of the corundum and fire-clay bricks behaviour in the ladle were made, and with cirko-nium ,5Zr radiometrical!y measured in what extent the bricks \vere corroded and eroded from the steel. It was stated that actually only the finest corns of the bricks cause the formation of exogene non-metallic inclusions as consequence of the corrosion influence of metall- oxides from the melt, while the coarser ones were eroded and gathered in the slag. It was radiometrically stated that the corundum bricks are at least 2,5 times more resistable than fire-clay bricks. Addition of aluminium in the ladle as desoxydant in-fluences the reduction of corroded silica. 3AKAIOTEHHE Ha ueAbiM HH3e napaAAeALHbix onbiTax paccMOTpeHa paAHOMeTpH-lecKHM nyTeM ctohkoctb kopvhahoh h maMOTHOH 4>yTepoBKH KOBmeii c ueABio onpeAeAHTb, ao KaKoil cTeneHH npOH3XOAHT Koppo3iia n 3po-3h3 (jwTCpOBKH. VcTciHOBACHHO, qTO TOAbKO CaMblJI MeAKHH 3epHa YTepoBKH KAacca MeHee 0.14 mm cyTb npHHHHa noaBACHHa 3K3oreH-HbIX HeMeTaAAHHeCKHX BKAKmeHHH KaK CAeACTBHe K0pp03H0HI10ra BAHSHHH MeTaAAHiiecKHX OKticeft b to BpeMH KaK 6oAee KpvnHHa 3epHa BbinAbiBaiOT b iiiAaK. PaAHOMeTpniecKHM chocoBo.m ycTanOBAe-ho, hto KopyHAHaa 4>yTepoBKa 2.5 pa3a 6oAee ycTOHiHBa ot rnaMOT-HOra KHpmraa. Ao6aBAeHne aAyMHHHa aah pacKHCAeHiia CTaAH Aeft-CTByeT na BoCTaHOBAeHna AByoKnca KpeMHHa H3 yTepoBKH. Vsebina II. letnika Rodič A., Rodič. J., Železarna Ravne Brzorezna jekla — II del Rodič J., A. Rodič, Železarna Ravne Brzorezna jekla — III. del Razinger Anton, Železarna Jesenice Določevanje obdelovalnosti jekel za obdelavo na avtomatih po postopku struženja s konstantnim pritiskom Begeš Janez, železarna Jesenice Avtomatsko navarjanje pod praškom s trakom Šetina A., Perman E., Perman J., Železarna Ravne Arbitražno določevanje arzena v jeklu Šturbej Alojz, Železarna Štore Uporaba fotoelektričnega stilometra FES 1 pri analizi izdelkov črne metalurgije Sicherl B., Pavlin F., SNT Katedra za toplotno tehniko, oddelek za montanistiko Direktno določevanje sile curka pri gorilnikih velikih kapacitet Kosec L., F. Vodopivec, Metalurški inštitut Ljubljana, R. Tixier IRSID Vpliv antimona, arzena, bakra in kositra na tvorbo obogatene plasti pri oksidaciji mehkega jekla Jezeršek Aleksander, Železarna Jesenice Vpliv elementov na korozijsko odpornost visokolegi-ranih jekel v raztaljenih svinčenih soleh Langus Danijel, Železarna Jesenice Delovanje štirislojnih polprevodniških elementov Tomaž Gostič Vera, Železarna Štore Vodik v jeklu, ferolegurah in litini in metoda določanja Burnik Dušan, Železarna Štore Proizvodnja in uporaba jeklarskega grodlja z nižjim manganom. 51 Hodnik Janez, Metalurški inštitut Določevanje silicija v ferovanadiju s perklorovo kislino 21 35 41 59 65 Pribyl R., Linz Nova vrsta valjev za vroče valjanje v valjarnah pločevine Prešeren Alojz, Metalurški inštitut Uporaba prašnatih dezoksidantov Prešeren Alojz, Metalurški inštitut Ljubljana študij tvorbe dezoksidacijskih produktov in njihovo izločanje v žlindro 89 Rode B., J. Rodič, Železarna Ravne Statistično planiranje in vrednotenje metalurških raziskav 99 Pratnekar Tone, Železarna Ravne Raziskave obstojnosti brzoreznih jekel 113 Bratina Janez, železarna Ravne Domači uporovni materiali za visoke temperature 133 Rodič Jože, Železarna Ravne Sistemi kontrole in metodike reševanja tehnoloških problemov 153 185 191 205 213 219 221 227 Žvokelj Janez, Metalurški inštitut Zamenjava niklja z manganom v 9 0,o nikljevem jeklu 235 Čisar Štefan, »topol« Slov. Bistrica Obdelava domačih avtomatskih zlitin z rezili 243 Jurca Stane, Metalurški inštitut Nekaj o metalurgiji prahu in o njenem prihodnjem razvoju 247 Trbižan Milan, Metalurški odsek FNT Vpliv cikličnih termičnih obremenitev na izdržljivost kokilne litine 251 Hodnik Janez, Metalurški inštitut Radiometrično zasledovanje obrabe ponovčnih opek 257 L •1 1 Odgovorni urednik: Jože Arh, dipl. inž. — Člani: Jože Rodič, dipl. inž., Janez Barborič, dipl. inž., Aleksander Kveder, dipl. inž., Edo Žagar, tehnični urednik. Tisk: CP »Gorenjski tisk«, Kranj