O strukturi in vroči krhkosti litega jekla z 0,16 % C in dodatki aluminija, mangana, dušika in žvepla On the structure and hot brittleness of as čast 0.16 0/° C steel vvith aluminium, nitrogen, manganese and sulphur additions F. Vodopivec* in M. Torkar* Aluminij in dušik sta med elementi, ki povzročajo vročo krhkost jekla v začetku valjanja, ko se ruši lita struktura jeklenih ingotov. Ta oblika vroče krhkosti je drugačna od vroče krhkosti, ki jo pripisujemo povečani količini žvepla v jeklih. Dokaz za to je dejstvo, da se pojavlja pri zelo različnih količinah žvepla in le pri zadostni množini aluminija in dušika v jeklu. Sestava nekaterih jekel, ki so se pokazala kot krhka v začetku valjanja, je prikazana v tabeli l1. V industrijskem preizkusu so bili vroče založeni 4 ingoti jekla 10, trije pa mrzli. Izplena 45 in 85 % jasno kažeta, da hladno zalaganje in transformacija jekla pomembno zmanjšata vročo krhkost. Aluminium and nitrogen belong to those elements vvhich cause hot brittleness in the beginn-ing of rolling when the as čast structure of steel ingots is being broken. This type of hot brittleness is different from the brittleness attributed to the increased sulphur content in steel. It is prooved by the fact that it can be observed at very different sulphur contents and only at sufficient aluminium and nitrogen contents in steel. The com-positions of some steels vvhich displayed hot brittleness at the start of hot rolling is given in table l1. !ln one industrial test four ingots of the steel 10 vvere hot and three Tabela 1: Sestava in podatki o ogrevanju za jekla, občutljiva na vročo krhkost Tab. 1: Composition and heating data for steels subjected to hot brittleness . Element % Temperature t Steel No C Si Mn P S Al N 12 A1N(3) 4 1 0,15 0,42 1,18 0,011 0,008 0,052 0,0086 1050 1250 20 1280 2 0,15 0,35 1,10 0,015 0,020 0,047 0,0116 1070 1300 5 1314 3 0,22 0,35 1,30 0,022 0,017 0,055 0,0107 880 1300 12 1319 4 0,21 0,29 1,20 0,013 0,009 0,036 0,0100 920 1300 0 1250 5 0,16 0,39 1,25 0,02 0,016 0,046 0,0096 1070 1300 0 1278 6 0,16 0,19 0,68 0,011 0,009 0,043 0,0077 900 1300 0 1239 7 0,16 0,38 1,29 0,015 0,014 0,040 0,0107 960 1300 0 1274 8 0,17 0,38 1,27 0,013 0,010 0,036 0,0112 850 1300 0 1266 9 0,15 0,35 1,07 0,011 0,023 0,046 0,0105 950 1300 0 1290 10 0,14 0,33 1,13 0,017 0,019 0,032 0,0091 900 1250 0 1222 lOa 20 1250 0 1222 1 — Temperatura ingota ob zalaganju. Ingot temperature at soaking. 2 — Začetna temperatura valjanja. Starting rolling temperature. 3 — Količina neraztopljenega AIN pred valjanjem, izračunano po ref. 13. Content of unsolved AIN before rolling — calculated according to ref. 13. 4 — Temperatura topnosti AIN, izračunana po ref. 13. Solution temperature of AIN — calculated according to ref. 13. Šarže 1 do 9 so bile izmeček zaradi površinskih razpok. Heats 1—9 vvere discarded due to surface cracks. Štirje ingoti šarže 10 so bili založeni vroči — izplen 45 %. Four ingots of heat No 10 vvere hot soaked — recovery 45 %. Trije ingoti iste šarže so bili založeni hladni (s črno površino) — izplen 85 %. Three ingots of the same heat vvere soaked vvith black surface — recovery 85 %. Iz valjarniške prakse je znano, da se vroča krhkost ne pojavlja pri valjanju slabov, ki so bili * Sž Metalurški institut, Ljubljana, Jugoslavija cold soaked. The recoveries 45 % and 85 % respec-tively shovved clearly that cold soaking and transformation resulted in a significant reduction of the hot brittleness. From rolling practice it is knovvn that hot brittleness does not appear at izvaljani iz ingotov, ki so ob valjanju pokazali pomembno vročo krhkost. V literaturi je precej podatkov o vroči krhkosti maloogljionega jekla s povečano vsebnostjo aluminija in dušika. Majhno deformabilnost jekla so pripisali raztapljanju in izločanju aluminijevega nitrida (AIN) in njegovi volumski in inter-kristalni prisotnosti v jeklu2-3'4>5. Izločki niobi-jevega karbonitrida imajo podoben vpliv6. Nekateri viri zagovarjajo mnenje, da je potrebno vročo krhkost pripisati prisotnosti sulfid-nih vključkov v trdnem in staljenem stanju po kristalnih mejah7'8'9'18. Oslabitev interkristalne kohezije zaradi penetracij (zaves) škaje je bila tudi ena izmed razlag krhkosti10-11. V nadaljevanju dajemo bolj detajlen pregled različnih razlag vroče krhkosti, pri čemer posebno upoštevamo lito strukturo ingotov in sestavo jekla. Tvorba izločkov A1N po mejah avstenitnih zrn zmanjša hladno plastičnost jeklene litine z visokim aluminijem. To je verjetno osnova za predpostavko, da je vroča krhkost neposreden rezultat zmanjšanja interkristalne kohezije zaradi preci-pitacije A1N. Notranje razpoke po kristalnih mejah, obeleženih s kolonijami evtektika Fe-NbC, nastajajo med valjanjem mikrolegiranih jekel12. Čeprav je ta razlaga o vplivu Al nitrida privlačna, je ne moremo sprejeti. Podatki v tabeli 1 namreč kažejo, da se vroča krhkost pojavlja tudi v jeklih, v katerih je ob začetku valjanja AIN v raztopini v avstenitu. To je mogoče izračunati iz podatkov o topnosti13 in je bilo eksperimentalno potrjeno za nekatera jekla iz tabele14. Izločke A1N so opazili po kristalnih mejah pod 1050 °C, in to je zmanjšalo deformabilnost jekla, ki je bilo ohlajeno s temperature strjevanja na temperaturo predelave5-29. Pri precipitaciji A1N med ohlajanjem je velika histereza15-16. Vroča deformacija poveča hitrost precipitacije17, vendar le pod temperaturo topnosti. Število vrtljajev jekla z 0,07 Al in 0,01 iN je večje, če izločanje poteka med deformacijo, kot če so bili izločki v jeklu že ob začetku vroče deformacije17. Ni verjetno, da bi deformacija z valjanjem sprožila tako izločanje A1N, da bi bile lahko kristalne meje pomembno oslabljene že med nadaljevanjem valjanja. Z upoštevanjem teh dejstev lahko zaključimo, da vroče krhkosti pri valjanju ne moremo pripisati neposredno škodljivemu učinku izločkov A1N. Razumljivo pa je, da interkristalna precipitaoija pred deformacijo ali med njo lahko sproži inter-kristalno krhkost. Med strjevanjem konstrukcijskih jekel s povečano količino Al in N se preostala talina med dandritnimi vejami bogati z žveplom. Končno stanje strjevanja pokaže evtektične kolonije manganovega sulfida po dendritnih mejah. To zmanjša deformabilnost jekla, ki je izrezano iz stebrastega sloja ingotov9, in vročo preoblikovalnost jekla, ki je bilo strjeno v napravi za preizkušanje18-26. Zmanjšanje vroče in hladne preoblikovalnosti je rolling slabs obtained from ingots vvhich showed considerable hot brittleness. There are many data on hot deformability of low carbon structural steel vvith increased alumi-nium and nitrogen content. Poor deformability has been ascribed to solution and precipitation of alu-minimum nitride (A1N) and his bulk and intergra-nular presence in steel2-3-4-5. Niobium carbonitride precipitates exibit a si-milar influence6. Some references hold that hot brittleness should be attributed to the presence of sulphide inclusions in solid or liquid state along the grain boundaries7- 8-9-18. The vveakening of intergranular cohesion because of scale curtains (penetrations) has been also considered10'n. In the follovving a more detailed survey of dif-ferent explanations for the hot brittleness is presented vvith special regard to as čast structure of ingots and steel composition. Precipitation of A1N particles along grain boundaries of austenite reduces the cold plasticity of čast steel vvith high aluminium content. That is probably the base for the supposition that hot brittleness is a direct result of the decrease in intergranular cohesion due to A1N precipitates. Core cracks along grain boundaries marked by eutectic Fe-NbC colonies appear during the rolling of slabs of microalloyed steels12. Although attractive, a similar interpretation of the influence of A1N precipitates could not be accepted. Data given in table 1 show that hot brittleness occurs also in sleels vvith A1N in solution in austenite at the starting rolling temperature as calculated from so-lubility data13 and experimentally confirmed for some steels in table l14. A1N precipitates have been observed along austenite grain boundaries belovv 1050 °C and that lovvered the deformability of steel cooled from solidification to deformation temperature5-29. A strong hysteresis vvas observed in the precipitation of A1N during cooling15-16. Hot deformation incre-ases the rate of A1N precipitation17 but only belovv the temperature of solubility. The number of revolutions of steel vvith 0.07 % Al and 0.01 % N is higher vvhen precipitation takes plače during straining than if AIN precipitates were present in steel already before deformation17. It is not likely that rolling deformation could provoque such precipitation of AIN that austenite grain boundaries could be significantly vveakened already during the continuation of the rolling. Considering these facts it may be concluded that hot brittlenes at rolling could not be attributed to a direct harmfull action of AIN precipitates. Intergranular precipitation of AIN before the deformation during the straining could naturally induce intergranular brittleness. During solidification of structural steels vvith increased Al and iN content the residual melt betvveen branches of dendrites is gradually enriched in sulphur. The final stage of solidification opazno, če se jeklo segreje na temperaturo delne topnosti MnS v avstenitu in ohladi tako, da nastanejo MnS precipitati po avstenitnih mejah18'19. Povečano deformabilnost po ohladitvi in ponovnem ogrevanju na temperaturo preoblikovanja pripisujejo sferoidizaciji vključkov manganovega sulfida pri ogrevanju in povečanju razdalje med njimi18. Te razlage ne moremo uporabiti, da bi pojasnili vročo krhkost maloogljičnih jekel s povečano vsebnostjo aluminija in dušika, in sicer iz naslednjih treh razlogov: vroči krhkosti so podvržena tudi jekla z nizkim žveplom (glej tabelo 1); vroči krhkosti niso podvržena jekla z nizkim aluminijem in dušikom, kljub višjemu žveplu; in končno, ohladitev ingotov pred prvo valjalniško deformacijo ne dovoljuje precipitacije MnS po mejah avstenitnih zrn, čeprav se seveda lahko pre-cipitacija izvrši pri ohladitvi s temperature strjevanja jekla na temperaturo valjanja. O tem vprašanju bomo razpravljali kasneje. V jeklih, ki so podvržena vroči krhkosti, je večina manganovega sulfida kristalizirana v evtek-tični obliki20 in lahko si predstavljamo, da ni pomembne razlike v obliki sulfidnih vključkov med jeklom z 0,015 % Al in jeklom z 0,03 % Al, čeprav je zadnje mnogo bolj krhko v vročem. Pri nizkem dušiku so jekla kljub visoki vsebnosti aluminija manj krhka v vročem1. Zato lahko zaključimo, da se vroča krhkost jekel s povečano količino aluminija in dušika razlikuje od krhkosti, ki jo povzročajo sulfidni vključki. Jasno je, da se obe obliki krhkosti lahko združita in povzročita resno poklji-vost jekla v vročem. Po tretji razlagi je pokljivost v vročem posledica slabljenja kohezije kristalnih mej zaradi zaves škaje, oz. penetracij škaje vzdolž kristalnih mej. Globina teh zaves naj bi bila neodvisna od termične zgodovine jekla11. Ta razlaga je enostavna in privlačna, vendar sta za njen sprejem dva pomembna zadržka: zakaj so zavese škaje škodljive v jeklu z 0,03 % Al, niso pa škodljive v jeklu z 0,015 % Al in zakaj so zavese škodljive v jeklu, ki je bilo ohlajeno na temperaturo valjanja, niso pa škodljive v jeklu, ki je bilo na isto temperaturo segreto. O tej razlagi vroče pokljivosti bomo razpravljali kasneje, ko bomo tudi pokazali, da imajo zavese škaje zanemarljiv pomen. Kritična ocena razpoložljivih podatkov pokaže, da so resni pomisleki za sprejem razlag vroče pokljivosti litega maloogljičnega jekla s povečano količino aluminija in dušika. Nasprotno, dosedanje eksperimentalne ugotovitve niso v nasprotju s hipotezo, po kateri je poreklo vroče krhkosti v vplivu aluminija in dušika na strukturo ob površini litega jekla, najverjetneje v vplivu obeh elementov na globularen sloj ob površini jekla, ki je odvisen od podhladitve jeklene taline pred strjevanjem21. Ta hipoteza logično razlaga zmanjšanje vroče krhkosti, če se ingoti ogrevajo na temperaturo valjanja izpod temperature transformacije. Transformacija namreč ustvari v jeklu enakomerno globularno strukturo. shows eutectic colonies of manganese sulphide inclusions along dendrite boundaries. This redu-ces the deformability of steel cut from the layer of columnar grains of ingots9 and the hot defor-mability of steel solidified in the testing machi-nei8,26 \ decrease in hot and cold deformability is observed if steel is heated to the temperature of partial solution of MnS in austenite and cooled to produce MnS precipitates at austenite grain boundaries 18>19. Improved deformability after cooling and reheating to deformation temperature is attributed to spheroidisation of sulphide inclusions at reheating and to increased distance between them18. This can not explain the hot brittleness of low carbon steel with increased aluminium and nitrogen content because of the three following reasons: hot brittleness is observed also on steels with low sulphur (see data in table 1), brittleness is not observed on steels with low aluminium and nitrogen contents in spite of the higher sulphur content and finally the cooling of ingots before the first rolling passes does not allow the precipi-tation of MnS at austenite grain boundaries although precipitation could occurr at cooling from solidification to rolling temperature. This question will be discussed later. In steels subjeoted to hot brittleness the major part of manganese sulphide is solidified in eutectic form20 and it can be supposed that there is no significant difference in the form of sulphide inclusions in a steel with 0.015 % Al as compared to that with 0.03 % Al although hot brittleness of the last steel is significantly higher. At low nitrogen content steels display less hot brittleness in spite of higher aluminium content1. It can be con-sequently concluded that hot brittleness of low carbon steel with increased aluminium and nitrogen content differs of the brittleness caused by sulphide inclusions. It is hovvever quite clear, that both types of brittleness could associate resulting in severe hot shortness. According to the third viewpoint the hot brittleness lis a result of weakening of grain boundaries cohesion force caused by scale curtains, i. e., scale penetrations with depth independent on thermal history of steel before deformation11. This explanation is rather simple and attractive, hovvever two meaningfull objections could be found. First, why scale curtains are harmfull on steel with 0.03 % Al and not on steel with 0.015 % Al and secondly why are harmfull in steel cooled to rolling temperature and not harmfull in isteel heated to rolling temperature. This subject will be discussed also in the following section \vhere it will be shown that scale penetrations along grain boundaries are of mi nor importance only. A critical survey of available data shows that neither of the mentioned ex.planations for hot brittleness of as čast low carbon steel with increased aluminium and nitrogen content could with- Kristalne meje v avstenitu, ki je bil ogret na temperaturo vroče deformacije, ne ustrezajo več strjevalnim mejam, ki so obogatene z vključki in izločki manganovega sulfida in celo pregrade škaje ne nastajajo več vzdolž teh mej. Zato je manjša verjetnost, da bi bile oslabljene kristalne meje, ki so nastale pri strjevanju, podvržene natezni deformaciji. V tem prispevku obravnavamo nekatere izsledke iz dela, ki ga opravljamo s ciljem, da bi našli povezavo med -vročo pokljivostjo, strukturo in sestavo jekla ter da bi preverili predpostavke, za razlago vpliva aluminija in dušika na vročo krhkost litega jekla. B. MATERIAL IN EKSPERIMENTALNO DELO Vse raziskave smo izvršili na jeklih, ki so bila izdelana v 20-kilogramski indukcijski peči. Osnovna sestava jekla je bila: 0,16 % C in 0,3—0,4 % Si. Mangan in žveplo sta bila v intervalih 0.13 do 1,18 % in 0,013 do 0,05 %, aluminij in dušik pa v intervalu 0 do 0,1 °/o in 0,006 do 0,02 °/o. Količina aluminija je bila često nad tisto, ki jo najdemo v industrijskih jeklih, medtem ko so bile vsebnosti drugih elementov v normalnih mejah. Željene sestave smo dosegli tako, da smo v osnovno jeklo dodajali ferolegure, aluminij, ikromov nitrid in železov sulfid. Preverjanje vroče krhkosti je sledilo dvem načinom segrevanja: hlajenje s temperature kristalizacije na temperaturo deformacije (oznaka A) dn ogrevanje na isto temperaturo deformacije 1200 °C (oznaka B). Vročo krhkost smo preverjali z vročim upogibom, ki smo ga pred tem uspešno uporabili pri preverjanju vpliva bakra in kositra na vročo pokljivost22. Natezna deformacija je znašala 20 %. Vsak preizkušanec smo vzeli iz žarilne peči, upognili in kalili v vodi v največ 5 sekundah. Zato lahko predpostavimo, da med deformacijo ni bilo zaznavne precipitacije A1N ali MnS. Preizkušanci s prerezom 40 X 20 mm so se strdili v ogreti kovinski kokili. Drugi preizkušanci s presekom 30 X 30 mm in 60 X 60 mm so bili vliti v pesek in često tudi kaljeni v vodi po strjevanju, da bi se jasneje razločila struktura ob površini. C. REZULTATI, OPIS IN RAZPRAVA 1. Vroča pokljivost, vpliv ogrevanja Nekatere rezultate prikazujemo v tabeli 2. Površinske razpoke smo opazili le na jeklih z visokim aluminijem in dušikom. Pod 0.007 % N tudi v jeklu z 0,1 % Al ni bilo razpok. Industrijska valjalniška praksa pove, da jekla niso podvržena vroči pokljivosti, če vsebujejo pod 0,007 % dušika, ne glede na vsebnost aluminija1. To ujemanje je lahko slučajno, vendar to ni bistve- stand serious objections. On the contrary up to now experimental findings are not in disagree-ment with the hypothesis according to which the ho t brittleness arises from the influence of aluminium and nitrogen on the surface structure of the as čast steel, most probably of their influence on the thickness of the globular layer at the surface of steel which depends upon the undercooling of the steel melt before the solidification21. This hypothes,is logically accounts for the redu-ced hot brittleness of ingots heated to rolling temperature from belovv the transformation temperature. The transformation produces an uniform globular structure at the surface of steel. Grain boundaries of austenite reheated to deformation temperature do not correspond to solidification boundaries enriched in inclusions and precipitates of manganese sulphide and even oxide curtains are not formed along these boundaries. Hence, tbere is a lower probability that solidification grain boundaries will be subjected to tensile deformation. The present communication deals with some of the findings of the work being carried out in order to find a correlation between hot brittleness, solidification structure and composition of steel and to verify the proposed explanation of the influence of aluminium and nitrogen upon the hot brittleness of as čast steel. B. MATERIALS AND EXPERIMENTAL Ali investigations were carried out on steels melted in a 20 kg induction furnace. Basic steel composition was 0.16 % C and 0.3—0.4 % Si. Manganese and sulphur varied within 0.13—1.5 % and 0.013—0.049 % range resp. and aluminium and nitrogen varied from 0 to 0.1 % and 0.006 to 0.02 % resp. The content of aluminium was often above that in industrial steels, while the content of other elements was within the normal limits. Desired compositions were attained by adding to the same base steel ferroalloys, aluminium, chro-mium nitride and iron sulphide. The testing of hot brittleness followed two thermal cycles, i. e„ cooling from solidification to deformation temperature (designation A) and cooling from solidification to room temperature and heating to the same deformation temperature 1200 °C (designation B). Hot bending of čast samples was applied to check the hot brittleness because it has been successfully tested in the investigation of the influence of copper and tin on the hot shortness22. The tensile strain amounted to 20 %. Each sample was taken from the heating furnace, bent and quench-ed in water in maxiimally 5 seconds. Therefore, it can be assumed that no significant precipitation of A1N or MnS occured during the deformation. Samples of steel of 40 X 20 mm cross section were solidified in a heated mould. Samples of the same Tabela 2: Število razpok v odvisnosti od načina ogrevanja Osnovna sestava jekla: 0,16 % C, 0,28 % Si in 0,52 % Mn Tab. 2: Number of cracks in dependence on thermal cycle Basic composition of steel: 0.16 % C, 0.28 % Si and 0.52 % Mn Jeklo Steel No Način ogrevanja Thermal cycle Al % n % S % Nr* Nm* cm—1 n2* cm—1 G, mm AlN** % 1 A 0,10 0,0083 0,017 _ 12 8 0,035 38 2 B 0,086 0,0076 0,017 — 26 7 0,039 21 3 A 0,072 0,0132 0,017 70 14 10 0,044 45 4 B 0,083 0,0156 0,017 14 20 16 0,042 60 5 A 0,076 0,0142 0,017 100 16 15 0,040 52 6 B 0,079 0,0150 0,017 — 24 14 0,036 56 7 A 0,025 0,0060 0,054 101 80 72 0,050 0 8 B 0,025 0,0060 0,054 36 21 18 0,040 0 9 A 0,070 0,015 0,054 115 40 35 0,055 51 10 B 0,070 0,015 0,054 37 18 15 0,040 51 * Povprečje 3 meritev na 4 preizkušancih. Average value of 3 measurements on four specimens. ** Količina neraztopljenega A1N, izračunana iz topnostnega produkta po viru 13. Content of unsolved A1N calculated from the solubility product, according to ref. 13. Nr — Število razpok na upognjeni površini. Number of cracks on bent surface. Nm — število zrn pri oddaljenosti 0,1 mm od površine. Number of grains 0.1 mm under surface. N2 — Število kristalnih mej s pregradami škaje. Number of grain boundaries vvith scale curtains. G2 — Globina najgloblje zavese škaje. Depth of biggest scale curtain. Nm, N, in G, so bili določeni na nedeformiranem prerezu. Nm, iN2 and G, vvere determined on nondeformed section. Način ogrevanja. Thermal cycle. A —Litje, strjevanje, ohladitev do 1200 °C, držanje 0,5 ure, upogib. Casting, solidification, cooling to 1200 °C, holding 0.5 hour and bending. B —Litje, strjevanje, ohladitev na 20 °C, ogrevanje na 1200 °C, držanje 0,5 ure, upogib. Casting, solidification, cooling to 20°C, heating to 1200°C, holding 0.5 hour and bending. no za naš namen, ker iščemo relativne razlike med jekli z različno sestavo, ki so bila enako pripravljena in deformirana. Po ogrevanju A je nastalo pomembno več razpok kot po ogrevanju B, ne glede na sestavo jekla. Število razpok je večje pri večji količini žvepla in dušika, ki sta povzročila tudi finejšo strjevalno strukturo ob površini jekla (si. 1). Podatki v tabeli 2 ne pokažejo nobene povezave med številom razpok in količino A1N pri temperaturi upogiba, izračunano iz topnostnega produkta za A1N. V soglasju z virom11 je globina zaves škaje po mejah neodvisna od načina ogrevanja. Ni jasne povezave med številom zaves po obeh ogrevanjih in številom poklin. To jasno pove, da zavese škaje niso primarni vzrok za vroče razpokanje. Globina razpok je bila v poprečju 1,5 mm po ogrevanju A in 1,0 mm po ogrevanju B, brez jasne korelacije z velikostjo zrn ob površini preizkušancev. Števila razpok tudi ni mogoče neposredno povezati z velikostjo avstenitnih zrn ob površini pred deformacijo. Vse to kaže, da je treba iskati razlago za vročo krhkost v specifičnosti strukture, ki Je nastala pri strjevanju jekla ali ohlajanju do steels vvere solidified in sand in sections 30 X 30 mm and 60 X 60 mm and frequently quenched in vvater after solidification in order to shovv more clearly the structure a t th.6 surface. C. RESULTS, PRESENTATION AND DISCUSSION 1. Hot brittleness, influence of heating Some results of tests are given in table 2. Surface cracks vvere observed only on steels vvith high aluminium and nitrogen content. Belovv 0.007 % N cracks vvere not observed in steel up to 0.1 % Al. Industrial rolling practiee shovvs also that steels are not inclined to hot brittleness if the content of nitrogen is ibelovv 0.007 % irrespectively to the increased content of aluminium1. This agreement can be accidental, hovvever, that is not essential for our purpose since vve look for relati-ve differences only betvveen steels of different composition prepared and deformed in identical manner. Ogrevanje Thermal cycle Jeklo Steel B Jeklo Steel 2 Slika 1 Makrostruktura nekaterih jekel iz tabele 2. Fig. 1 Macrostructure of some steels in table 2. 1200 °C, pa so izginile ali postale zanemarljive po ohladitvi pod temperaturo transformacije. Sodeč po topnostnem produktu, je del AIN ostal neraztopljen pri temperaturi deformacije. Zaradi histereze v precipitaciji iz trdne raztopine v avstenitu lahko celo pričakujemo več neraztopljenega AIN po ogrevanju B kot po ogrevanju A. Mikroskopska opazovanja jekla, ki je bilo kaljeno s temperature vročega upogiba, so pokazala, da so izločki AIN enakomerno porazdeljeni in da ni zaznavnih obogatitev po mejah avstenitnih zrn. Našo razpravo lahko na tem mestu zaključimo z ugotovitvijo, da je uporabljena preizkuševalna metoda primerna za preverjanje občutljivosti jekla za vročo krhkost. Rezultati uvodnih preizkusov so potrdili sklepe, ki smo jih izoblikovali na osnovi pregleda literature. Potrjeno je, da lahko povežemo vročo krhkost konstrukcijskih jekel s povečano količino dušika in aluminija s strukturo, ki se razvije pri strjevanju jekla in pri njegovem ohlajanju na temperaturo deformacije. 2. Vroča krhkost, vpliv vsebnosti mangana in žvepla Pri hitrem strjevanju v kokili nastane ob površini preizkušancev plast stebrastih kristalnih zrn. Zato lahko preverimo z upogibom le krhkost, ki je povezana s stebrasto strukturo. To je zahtevalo, da bolj sistematično preverimo vpliv mangana in žvepla na strukturo in krhkost. Izdelali ismo jekla z različnim razmerjem Mn/S, jih vlili v kokilo in jih podvrgli upogibu po ogrevanju A. Makrostrukturo jekel, ki so bila ka- Thermal cycle A piroduced an explicitely higher number of surface cracks than thermal cycle B irrespectively from the steel composition. The number of cracks increased at higher sulphur and nitrogen contents vvhich caused also a finer solidi-fication structure at the surface of steels (fig. 1). Data in table 2 shovv no correlation betvveen the number of cracks and the content of AIN at deformation temperature 1200 °C calculated from solu-bility product. In accordance to ref. 11 the depth of scale curtains along austenite grain boundaries is dndependent of the thermal cycle. There is no correlation betvveen the number of scale curtains after both thermal cycles and the number of cracks. That clearly shovvs that the effect of scal-ing could not be the primary cause for hot crack-ing. The depth of craoks vvas on average 1.5 mm after thermal cycle A and 1.0 mm after thermal cycle B and vvithout clear correlation to the grain size at the surface of specimens. The number of cracks could not be related also to the austenite grain size at surface before the deformation. Consequently, one should look for the explanation that hot brittleness resulted from peculiarities of structure developed at solidifica-tion or at cooling to 1200 aC vvhich disappeared or became negligeable at cooling belovv the transformation temperature. According to solubility product part of AIN remained unsolved at deformation temperature. Because of the hysteresis in precipitation from solid solution in austenite vve could even expect more AIN after thermal cycle B than after cycle A. Microscope observation of steel quenched from deformation temperature shovved a uniform distribution of AIN precipitates vvithout notable enrichment at austenite grain boundaries. We can conclude at this point that the applied testing method is suitable to check the sensitivity of as čast steel to hot cracking. The results confirm the conclusions derived on the ground of the survey of references. It seems confirmed that the hot brittleness of structural steel vvith increased contents of aluminium and nitrogen should be associated vvith the structure developped at solidification of steel and at cooling to deformation temperature. 2. Hot brittleness, influence of manganese and sulphur contents At fast solidification a layer of columnar grains is formed at the surface of steels. Consequently vvith bending deformation only the hot brittleness related to columnar structure could be tested. That called for a more systematic checking of the influence of manganese and sulphur on structure and brittleness. Steels vvith different Mn/S ratio have been melt, čast in mould and submitted to bending deformation after thermal cycle A. The macrostructure of steels quenched from the deformation 0,019% S 0,031% S 0.049% S Slika 3 Upognjena površina jekel s slike 2. Fig. 3 The bent area of samples in fig. 2. Slika 5 Drobno jamičasf interkristalen hladen prelom s slike 4. Fig. 5 Small dimpled intergranular cold fracture of the sample in fig. 4. Slika 4 Nad črtkano črto vroč in pod njo hladen zlom. Jeklo z 0,031 % S in 0,13 % Mn ohlajeno s temperature strjevanja na 1200 "C, zadržano 30 min,, upognjeno, kaljeno in hladno prelomljeno. Fig. 4 Hot fracture above and cold fracture belovv the dotted line, resp.. Steel vvith 0.031 % S and 0.13 °/o Mn cooled from solidification to deformation temperature 1200, "C, hold 30 mins., bent, quenched and cold fractured. temperature is shown in fig. 2 and deformed surface in fig. 3. As shown in the previous section the grain size in the columnar layer decreases with Makrostruktura jekel z okoli 0,16 % C in 0,35 % Si ter naraščujočimi količinami žvepla in mangana. Fig. 2 Macrostructure of steels vvith appr. 0.16 % C and 0.35 % Si and increasing contents of manganese and sulphur. ljena s temperature deformacije, kaže slika 2, deformirano površino preizkušancev pa slika 3. Kot že v tem prispevku omenjeno, žveplo zmanjšuje velikost zrn pri kristalizaciji, mangan pa ima nasproten učinek. V ref.23 smo našli podatek, da je velikost primarnih dendritskih vej (ta ustreza debelini zrn v stebrastem sloju preizkušancev, ki so bili vliti v Mn Mn Mn Mn 0,13 % 0,35 % 0,74 % 118 % 0,013% S 400fjm afln£MtjSS Slika 6 Mešan jamičast in gladek hladen interkristalen prelom jekla z 0,031 % S, 1,2 % Mn in 0,048 % Al. Fig. 6 Mixed small dimpled and sniooth brittle cold intergranular fracture of steel vvith 0.031 % S, 1.24 % Mn and 0.048 °'o Al. kokilo) neodvisna od količine žvepla. Vzrok za nesoglasje bi lahko bil v sestavi jekla ali v hitrosti strjevanja. Vprašanje za naše delo ni pomembno, zato ga bomo zanemarili. Površinske pokline so nastale v jeklih z 0,013 in 0,019 % S le pri 0,13 in 0,24 % Mn, jekla z višjim ogljikom so pokazala površinske razpoke pri vseh količinah mangana. Mikrostruktura in deformacija torej kažeta, da se vroča krhkost poveča in zmanjša velikost zrn, ko se v jeklo dodaja žveplo, mangan pa ima nasproten učinek. Zaradi hitrega ohlajanja po upogibu deli vročih prelomov (površina vročih razpok) niso toliko oksidirali, da bi bilo nemogoče opazovanje v raster elektronskem mikroskopu. Taki prelomi so bili interkristalni (si. 4) in so napredovali brez spremembe pri hladnem upogibu v jeklih z malo mangana. Pri večji povečavi je razpoka pokazala duk-tilno širjenje z majhnimi globularnimi vključki v jamicah (si. 5). Opazovanja na presekih so potrdila interkristalni značaj razpok. Ko je mangan v jeklu rastel, je ostajal vroč prelom interkristalen, pri hladnem upogibu pa se je pojavilo več in več intrakristalnega preloma. V jeklih z aluminijem je bila vroča površina razpoke tudi inter,kristalna (si. 6). Pri zadostnem žveplu so nastali v takih jeklih pri hladnem upogibu deli interkristalne površine s tipično porazdelitvijo paličastih evtek-tično strjenih vključkov manganovega sulfida. Deli površin z gladkim krhkim napredovanjem so bili redkejši. Interkristalno širjenje vročih razpok in prisotnost sulfidnih vključkov na prelomu sta potrdila, da je krhkost povezana s prisotnostjo teh vključkov po kristalnih mejah, kot je omenjeno the increasing sulphur content, while manganese produces an inverse effect. In reference 23 it is quoted that the size of primary dendrite branches (that correspond to the thickness of grains in the columnar layer on steels čast in mould) was inde-pendent of the content of sulphur. The cause for disagreement could be in the composition of steels or in the rate of solidification. The question is not important for our subject and it will be therefore neglected. Surface cracks occurred on steels with 0.013 % S and 0.019 °/o S containing 0.13 % Mn and 0.39 % Mn. Steels with higher sulphur showed surface cracks at ali manganese contents. Microstracture and deformation show therefore that at increasing sulphur, brittleness is increased and grain size diminished, on the contrary, at increasing manganese, brittleness is diminished and grain size coarsened. Because of fast cooling after bending parts of hot fractures did not oxidize in such extent as to prevent observation in scanning electron micro-scope. Such fractures were intergranular (fig. 4) and propagated at cold bending without modifi-cation in steel with low content of manganese. At higher magnification ductile propagation with small globular inclusions in dimples can be seen (fig. 5). Observation on cross-sections confirmed the intergranular propagation of hot cracks. At increasing manganese content hot fracture remained intergranular, but at cold bending more and more transgranular brittle and ductile propagation was observed. In steels containing also aluminium the hot fracture was also intergranular. At sufficient sulphur cold bending produced in such steel intergranular areas of fracture (fig. 6) with dimples showing typical distribution and rod-like form of eutectically solidified inclusions of manganese sulphide. Smooth areas with brittle intergranular propagation were found also. Intergranular propagation of hot cracks and the presence of sulphide inclusions on the fracture confirm that the brittleness is related to the presence of these inclusions at grain boundaries as quoted in some references 7■9>21. Let us try to explain the beneficial influence of manganese on hot brittleness. Supposing that sulphide inclusions are enriched along grain boundaries, these should be the more weakened the coarser is the grain size at equal content of sulphur in steel. However, that is not the čase. In fact, increasing grain size with increasing manganese results in reduced brittleness. Anorrnal growth of large cracks does not permit an exact evaluation of the hot brittleness on the ground of the number and length of cracks. It can be shown in spite of this, that the average length of cracks increases at constant manganese with increasing sulphur and it is diminished proportionally to the manganese content in steel (fig. 7). v nekaterih virih7- 8- 9-21. Poskusimo sedaj razložiti pozitiven vpliv mangana na vročo krhkost! če predpostavimo, da so sulfidni vključki obogateni po mejah avstenitnih zrn, bi morale te meje biti tem bolj oslabljene, čim večja so avstenitna zrna pri enaki količini žvepla v jeklu. To ne drži, krhkost se celo zmanjšuje, ko raste velikost zrn z dodatkom mangana v jeklo. Anormalna rast posamičnih velikih razpok ,ne dovoljuje, da bi se vedno ovrednotila vroča krhkost na osnovi števila in dolžine razpok. Kljub temu se pokaže, da povprečna dolžina razpok raste, ko raste količina žvepla pri stalnem manganu in se proporcionalno zmanjša s povečanjem mangana v jeklu (si. 7). 10 §. g 8 b O O is O. (D /P * 0-