Rekristalizacija feritnih nerjavnih jekel z zelo nizko vsebnostjo
ogljika in dušika
P. Čižek*1, R. Riman*', D. Kmetič*2, B. Arzenšek*2	UDK: 621.77.016.2:669.15—194.57
ASM/SLA: N5f, F2, SSd, 2—60, 3—68
Nove jeklarske tehnologije so omogočite izdelavo izredno čistih feritnih nerjavnih jekel (superferitna jekla), imenovanih ELI (Extra Lovv interstitiais) jekla. Ta jekla so bistveno cenejša kot avstenitna nerjavna jekla in jih uspešno nadomeščajo, za določene namene pa imajo celo boljše uporabne lastnosti.
V	delu so podani rezultati raziskav procesov poprave, poligonizacije in rekristalizacije pri vroči deformaciji dveh vrst superferitnih jekel.
1. UVOD
Možnost uporabe feritnih nerjavnih jekel je bila do nedavnega omejena zaradi nekaterih neugodnih lastnosti. Zaradi relativno visoke vsebnosti ogljika in dušika ima jeklo slabe vlečne sposobnosti, je krhko in se težko vari. Razvoj proizvodnje nerjavnih jekel po postopkih tehnologije AOD in VOD je omogočil bistveno znižanje vsebnosti ogljika in dušika (15). S tem so se v primerjavi s klasičnimi tipi feritnih nerjavnih jekel bistveno izboljšale uporabne lastnosti. Velik razvoj je bil dosežen na jeklih s približno vsebnostjo 17% kroma, 2% molibdena ter ogljika in dušika pod 0,020 %. Jekla so stabilizirana s titanom ali niobijem.
V	nuklearnih elektrarnah se zahteva, da so nekateri deli, zlasti palice večjih premerov, izdelani iz feritnih nerjavnih jekel z nizko vsebnostjo ogljika in dušika. V ta namen se uporabljajo jekla tipa 015Cr17Ti in 015Cr17Mo2Nb. V tehnologiji izdelave večjih profilov pride v poštev le vroča predelava v kombinaciji s toplotno obdelavo. Zato smo se v raziskavi posvetili predvsem študiju vpliva procesov, ki potekajo med deformacijo v vročem in med žarjenjem po vroči predelavi, na mikrostrukturo matice (2, 3, 4, 5, 16).
Zaradi različnih mnenj o mehanizmu poprave in rekri-stalizacije feritnih nerjavnih jekel s 17% kroma in nizko vsebnostjo ogljika in dušika pri predelavi v vročem (6, 7, 8,9), smo želeli rezultate naših raziskav primerjati z lite-raturnimi podatki in opredeliti pogoje za obvladovanje tehnologije vroče predelave v praksi.
Cilj dela je bil pojasnitev mikrostrukturnih karakteristik pri popravi in rekristalizaciji med deformacijo v vročem in naknadnim žarjenjem superferitnih jekel 015Cr17Ti in 015Cr17Mo2Nb. Hitrosti poteka teh procesov so v preiskovanih jeklih izrazito različne.
2. EKSPERIMENTALNI JEKLI IN PREISKOVALNE METODE
Kemična sestava feritnih nerjavnih jekel je dana v tabeli 1. Za študij procesov poprave in rekristalizacije smo uporabili klinaste preizkušance, ki smo jih vroče deformirali pri sorazmerno visokih hitrostih valjanja.
Izhodne vzorce, velikosti 40 x 40 x 250 mm, smo zaradi stabilizacije kristalnih zrn žarili 60 min. pri temperaturah 1000 in 1200° C. Vzorce smo nato v 30 min. ohladili na temperaturo valjanja in jih valjali v temperaturnem intervalu med 800° in 1100°C (tabela 2). Valjanje je potekalo na klinastem kalibru s hitrostjo od 3 do 9 s-1. Po valjanju smo vzorce hitro ohladili v vodi (v času do dveh sekund). Klinaste vzorce smo po dolžini prerezali na polovico in na mestih, kjer je debelina klina ustrazala deformaciji od 0,10, 20 ... do 80 %, pripravili vzorce za meta-lografske preiskave. Deformacija ustreza izrazu
e = H°~H ■ 100 (%),
H0
kjer pomeni H0-začetno in H-končno višino valjanca.
Tabela 2: Pogoji valjanja klinastih preizkušancev
Predgrevanje	Temperatura valjanja C)	Ohlajanje
1000° C, 60 min. 1000°C, 60 min.	800 1000	voda voda
1200°C, 60 min. 1200° C, 60 min. 1200°C, 60 min. 1200°C, 60 min.	800 900 1000 1100	voda voda voda voda
Drugo polovico klinastih vzorcev smo nato dve uri žarili pri temperaturi 1000° C in ohladili v vodi.
Raziskave poprave in rekristalizacije pri majhnih hitrostih deformacije v temperaturnem intervalu med 850° in 1200°C smo naredili z nateznimi preizkusi. Preizkušance, premera 8 mm in dolžine 50 mm, smo izdelali iz vroče kovanih palic, premera 20 mm. Palice so bile po kovanju 30 min. žarjenje na 1100°C in nato ohlajene v vodi. Deformacija vzorcev pri nateznem preizkusu je bila
Tabela 1: Kemična sestava jekel v procentih
Vrsta jekla	C Mn Si P S Cr Ni Mo Ti Nb Al N
015Cr17Ti	0,013 0,48 0,60 0,020 0,003 17,49 0,42 0,02 0,27 - 0,047 0,007
015Cr17Mo2Nb	0,011 0,47 0,51 0,029 0,007 17,08 0,49 1,98 — 0,39 0,029 0,010
'' Vyzkumny ustav hutnictvi železa, pob. Karlštejn " Slovenske železarne Metalurški inštitut v Ljubljani " Originalno publicirano: ŽZB 24 (1990) 3 Rokopis prejet: junij 1990
40% pri hitrosti deformiranja 5,9 ■ 10~2s~1. Vzorce smo takoj po deformaciji ohladili v vodi ali pa 5,10 in 30 min. žarili na temperaturi deformacije in nato ohladili v vodi. Metalografske preiskave z optičnim mikroskopom in TEM smo naredili na vzorcih, izrezanih v vzdolžni smeri iz sredine nateznih preizkušancev. Obruse za optično mikroskopijo smo jedkali v raztopini iz 50 volumskih delov HNO3 in 50 volumskih delov vode. Velikost kristalnih zrn smo določili s primerjalno metodo po ASTM standardu. Folije za transmisijsko mikroskopijo smo pripravili z opremo Tenupol 2 fy Struers v razstopini iz 10 delov HCI04 in 90 delov metanola pri temperaturi -35° C in napetosti 20 V. Preiskave v TEM smo naredili pri pospeševalni napetosti 100 KV.
3. REZULTATI PREISKAV VALJANJA KLINASTIH PREIZKUŠANCEV
Preiskovani jekli imata pri valjanju klinastih preizkušancev v temperaturnem intervalu med 800° in 1100° C in pri hitrostih deformacije od 3 do 9 s-1 podobne mikrostrukturne spremembe. Mikrostrukturne značilnosti so podobne tako pri ekstremno veliki izhodni velikosti kristalnih zrn, ki je po enournem žarjenju pri temperaturi 1200° C med —2 in —3, kot tudi pri znatno manjši povprečni velikosti zrn, ki se izoblikujejo pri enournem žarjenju pri temperaturi 1000° C in imajo po ASTM klasifikaciji velikost 2 do 4. Mikrostruktura je v vseh primerih iz velikih prvotnih zrn, deformiranih v smeri valjanja, v katerih se opazijo meje subzrn (slika 1). Pri jeklu 015Cr17Ti smo v mikrostrukturi vzorcev pri deformacijah, večjih od 30 %, v celotnem temperaturnem intervalu valjanja opazili majhen delež enakoosnih rekristaliziranih kristalnih zrn. Pri jeklu 015Cr17Mo2Nb smo v mikrostrukturi opazili rekristalizirana zrna pri 30 % deformacijah pri temperaturah deformacije 900° C in več . Delež rekristaliziranih zrn
Slika 1
Mikrostruktura jekla 015Cr17Mo2Nb (60 min. žarjeno na temperaturi 1000° C) po valjanju klinastega preizkušanca pri temperaturi 800° C in 40 % deformaciji. Fig. 1
Microstructure of 015Cr17Mo2Nb steel (60 min. annealed at 1000° C) after rolling wedge test piece at 800° C, and 40 % deformation
narašča z naraščajočo deformacijo in temperaturo deformacije (slika 2).
Preiskave vzorcev klinastih preizkušancev, zvaljanih pri temperaturi 800° (slika 3a in 3b) v TEM so pokazale, da so v posameznih področjih poleg enakoosnih subzrn še v smeri deformacije razpotegnjena subzrna. Znotraj teh zrn se opazijo enakoosna področja, ki so med seboj ločena z mejami iz mrež individualnih dislokacij. Te ka-
Slika 2
Mikrostruktura po valjanju klinastih preizkušancev:
a)	jeklo 015Cr17Ti, žarjeno 60 min. na temperaturi 1200°C, temperatura valjanja 800° C, 70 % deformacija,
b)	jeklo 015Cr17Mo2Nb, žarjeno 60 min. na temperaturi 1000°C, temperatura valjanja 1000° C, 40 % deformacija.
Fig. 2
Microstructure after rolling vvedge test pieces:
a)	steel 015Cr17Ti, annealed 60 min. at 1200°C, rolling temperature 800°C, 70 % deformation
b)	steel 015Cr17Mo2Nb, annealed 60 min. at 1000°C, rolling temperature 1000° C, 40 % deformation
Slika 3
Subzrna v jeklu 015Cr17Mo2Nb. Klinasti preizkušanci so bili 60 min. žarjeni pri temperaturi 1000° C in valjani pri temperaturi
800°C, 40 % deformacija: a) področje drobnih subzrn, b) področje grobih subzrn. Fig. 3
Subgrains in 015Cr17Mo2Nb steel. Wedge test pieces vvere 60 min. annealed at 1000° C, and rolled at 800° C, 40 % deformation:
a) region of fine subgrains b) region of coarse subgrains
rakteristike so značilne za procese dinamične poligoni-zacije pri relativno nizkih temperaturah deformacije in visokih deformacijskih hitrostih. Študij morfologije subzrn pri valjanju klinastih preizkušancev pri temperaturi 1000° C v TEM in z difrakcijo je pokazal, da nastajajo približno enakoosna subzrna (slika 4). Ta subzrna so ločena z ostrimi mejami pod kotom disorientacije, ki je praviloma manjši od 5°.
Slika 4
Subzrna v dinamično rekristaliziranem zrnu. Jeklo 015Cr17Mo2Nb je bilo 60 min. žarjeno pri temperaturi 1000°C in valjano pri temperaturi 1000°C, 40% deformacija.
Fig. 4
Subgrains in dynamically recrystallized grain. Steel 015Cr17Mo2Nb vvas 60 min. annealed at 1000°C, and rolled at 1000° C, 40% deformation
Kot smo že omenili, nastajajo v mikrostrukturi klinastih preizkušancev pri 30 % in večji deformaciji tudi enakoosna rekristalizirana zrna. Ta zrna nastajajo zaradi mehanizma deformacijsko pogojene migracije kristalnih mej (slika 2a in 2b) praviloma najprej na tromejah in mejah prvotnih zrn. Glede na hitrost ohladitve vzorcev v vodi (največ do 2 sekundi) lahko sklepamo, da so ta rekristalizirana zrna rezultat dinamične rekristalizacije, ki ji je sledila metadinamična rekristalizacija. Ta domneva je potrjena s preiskavami v transmisijskem elektronskem mikroskopu. Na sliki 5 je prikazana visoka gostota disloka-cij in submeje v substrukturi rekristaliziranega zrna. Prikazani rezultati dokazujejo, da je bilo opazovano rekri-stalizirano zrno po svojem nastanku, tudi z upoštevanjem mehanizma koalescence subzrn, ponovno deformirano, zato menimo, da je nastalo kot produkt dinamične rekristalizacije. Zato lahko trdimo, da pri valjanju klinastih preizkušancev, pri sorazmerno visokih hitrostih deformacije, v dinamično poligonizirani matici poteče tudi dinamična rekristalizacija, in to na mestih, kjer pride do prekoračitve kritične deformacije, potrebne za ta proces (7 in 8). Največji delež rekristaliziranih zrn v mikrostrukturi je znašal pri 70 do 80 % deformaciji približno 30 %.
Med dveurnim žarjenjem valjanih klinastih vzorcev pri temperaturi 1000°C poteka statična rekristalizacija matice, ki je bila dinamično poligonizirana. Odvisnost sprememb velikosti rekristaliziranih zrn je glede na izhodno stanje, temperaturo valjanja in deformacijo prikazana v rekristalizacijskih diagramih na slikah od 6a do 6d. Povprečna velikost kristalnih zrn v izhodnem stanju (žarjenje pri temperaturah 1000 in 1200° C) je podana pri ničelni deformaciji. V diagramih se vidijo pogoji valjanja klinastih preizkušancev, pri katerih dobimo po žarjenju popolno statično rekristalizacijo. Delež nerekristaliziranih področij v mikrostrukturi v nobenem primeru ni presegel 20 %. Na diagramih se vidi, da se pri deformacijah v tempera-
Slika 5
Substruktura dinamično rekristaliziranega zrna v jeklu 015Cr17Mo2Nb. Klinasti preizkušanec je bil 60 min. žarjen pri temperaturi 1000°C in valjan pri temperaturi 1000°C, 40% deformacija. Fig. 5
Substructure of dynamically recrystallized grain in steel 015Cr17Mo2Nb. Wedge test piece vvas 60 min. anneaied at 1000°C, and rolled at 1000°C, 40 % deformation
turnem intervalu med 800 in 1000° C z naraščajočo deformacijo velikost zrn ustali in ni odvisna od nadaljnjega naraščanja deformacije. To potrjujejo tudi rezultati preiskav reference 10.
Pri jeklu, vrste 015Cr17Ti, poteka statična rekristalizacija v primerjavi z jeklom 015Cr17Mo2Nb pri istih pogojih valjanja, vendar bistveno hitreje. Večjo rekristaliza-cijsko sposobnost nam potrjujejo tudi rezultati mikro-strukturnih preiskav vzorcev neposredno po valjanju. Znake rekristalizacije smo opazili že na vzrocih, zvaljanih pri temperaturi 800° C, medtem ko smo opazili razvoj teh
procesov pri jeklu, legiranem z Mo in stabiliziranem z Nb, pri 100° C višji deformacijski temperaturi.
4. REZULTATI PREISKAV NATEZNIH PREIZKUSOV V VROČEM
Procesi mehčanja obeh jekel potekajo pri enoosni 40% deformaciji in hitrosti deformacije 5,9• 10~2 s-1, v temperaturnem intervalu med 850 in 1200° C, na osnovi mehanizma dinamične poligonizacije. Nastala mikrostruktura ima značilnosti prvotnih kristalnih zrn, ki so razpotegnjena v smeri deformacije in v katerih so mreže subzrn. Velikost subzrn narašča z naraščajočo temperaturo deformacije (slike 7a-7d). To se zelo jasno opazi pri analizi subzrn v transmisijskem lektronskem mikroskopu. Na slikah od 8a do 8d so prikazane značilnosti vzorcev, deformiranih pri temperaturah 850 in 1000°C. Difrakcijska analiza in opazovanje sprememb kontrasta pri nagibu folij sta pokazali, da so meje med subzrni pod zelo majhnim kotom dezorientacije, ki je praviloma manjši od 3°.
Natančnejše raziskave o značilnostih subzrn, nastalih med dinamično poligonizacijo na vzorcih jekla 015Cr17Ti, deformiranih pri temperaturah 850, 900 in 1000° C, smo naredili z vrednotenjem srednje velikosti subzrn in povprečne gostote dislokacij. 40 % deformacija (logaritmična deformacija 0,34) ustreza v diagramu napetost — deformacija stanju poteka procesov dinamične poligonizacije za vse temperature deformacije. Odvisnost velikosti subzrn in gostote dislokacij od temperature deformacije je prikazana v diagramih na slikah 9 in 10 (11). Srednja velikost subzrn linearno narašča z defor-macijsko temperaturo od vrednosti 4,6 jim pri temperaturi 850° C do vrednosti 12,6p.m pri temperaturi 1000° C. Na sliki 10 je prikazana analogna odvisnost gostote dislokacij znotraj subzrn. Povprečna gostota dislokacij je pri temperaturah deformacije 850° C in 900° C približno enaka in je 5,0-108 cm-2. Z naraščajočo temperaturo deformacije gostota dislokacij pada in je pri temperaturi 1000°C 3,2-10® cm-2. Za jeklo, vrste 015Cr17Ti, smo pri temperaturi deformacije 1000° C, na osnovi Kikuchiho črt, naredili natančne preiskave sprememb kota skupne dezorientacije med posameznimi subzrni v dinamično poli-gonizirani mikrostrukturi. Iz premika linij med sosednjimi subzrni smo merili horizontalno komponento kota skupne dezorientacije, glede na rotacijsko os vzporedno z ravnino folije (elektronodiagram, 12). Azimutne komponente kota dezorientacije subzrn glede na os, vzporedno z elektronskim snopom (12), nismo določili, ker je bila napaka pri meritvah prevelika (približno ±1°). Rezultati tridesetih meritev so prikazani na sliki 11. Horizontalna komponenta kota dezorientacije se giblje v mejah od 0,2 do 2,6°, povprečna vrednost pa je 0,8°. Navedene ugotovitve se ujemajo z mnenji avtorjev referenc 13 in 14, ki navajajo, da imajo meje subzrn, nastalih med vročim preoblikovanjem, nizkokotni karakter s kotom dezorientacije, manjšim od 3°.
Povišanje deformacijske temperature na 1100° C, oz. 1200° C ne vodi samo k znatnemu povečanju subzrn, temveč poteka tudi deformacijsko inducirana migracija kristalnih mej izhodnih zrn. Zato ima predvsem jeklo 015Cr17Mo2Nb izrazito velika kristalna zrna (sliki 7c in 7d). Migracijo visokokotnih mej lahko v principu opredelimo kot rekristalizacijski proces. Upoštevati moramo le, da to ni klasičen rekristalizacijski proces z nastankom in rastjo novih zrn. Iz primerjave značilnosti subzrn, nastalih pri relativno počasni deformaciji pri vročem nateznem preizkusu in pri znatno višjih deformacijskih hitrostih va-
•o 800"C 1000°C
10 20 30 40 50 60 70 80 Deformacija [%)
0 10 20 30 40 50 60 70 80 Deformacija I*/.]
800 "C 900 °C 1000°C 1100°C
0 10 20 30 40 50 60 70 80 b	Deformacija 17.1
10 20 30 40 50 60 70 80 Deformacija I"/.]
Slika 6
Rekrisfalizacijski diagrami valjanih klinastih preizkušancev žarjenih 2 uri pri temperaturi 1000°C in nato ohlajenih v vodi:
a)	jeklo 015Cr17Ti, pred valjanjem 60 min. žarjeno pri temperaturi 1000°C,
b)	jeklo 015Cr17Ti, pred valjanjem 60 min. žarjeno pri temperaturi 1200°C,
c)	jeklo 015Cr17Mo2Nb, pred valjanjem 60 min. žarjeno pri temperaturi 1000° C,
d)	jeklo 015Cr17Mo2Nb. pred valjanjem 60 min. žarjeno pri temperaturi 1200° C
(na krivuljah označujejo polni simboli popolnoma rekristalizirano mikrostrukturo, prazni pa delno rekristalizirano mikrostrukturo). Fig. 6
Recrystallization plots of rolled wedge test pieces annealled 2 hours at 1000° C, and then cooled in vvater:
a)	steel 015Cr17Ti, before rolling 60 min. annealed at 1000°C,
b)	steel 015Cr17Ti, before rolling 60 min. annealed at 1200°C,
c)	steel 015Cr17Mo2Nb, before rolling 60 min. annealed at 1000°C,
d)	steel 015Cr17Mo2Nb, before rolling 60 min. annealed at 1200°C
(full symbols represent completely recrystallized microstructure, empty ones partially recrystallized microstructure)
Slika 7
Mikrostruktura jekla 015Cr17Mo2Nb po vročem nateznem preizkusu pri 40 % deformaciji pri temperaturah: a) 850°C, b) 1000°C, c) 1100°C in d) 1200°C.
Fig. 7
Microstructure of 015Cr17Mo2Nb steel after hot tensile test at
40 % deformation and temperatures: a) 850°C, b) 1000°C, c) 1100°C, and d) 1200°C
Mi
Slika 8
Subzrna v jeklu po vročem nateznem preizkusu pri 40 % deformaciji:
a)	jeklo 015Cr17Ti, temperatura deformacije 850° C,
b)	jeklo 015Cr17Mo2Nb. temperatura deformacije 850°C,
c)	jeklo 015Cr17Ti, temperatura deformacije 1000° C,
d)	jeklo 015Cr17Mo2Nb, temperatura deformacije 1000°C.
Fig. 8
Subgrains in steel after hot tensiie test at 40 % deformation:
a)	steel 015Cr17Ti, temperature of deformation 850°C,
b)	steel 015Cr17Mo2Nb. temperature of deformation 850°C,
c)	steel 015Cr17Ti, temperature of deformation 1000°C,
d)	steel 015Cr17Mo2Nb, temperature of deformation 1000° C.
Ijanja klinastih preizkušancev pri istih temperaturah in deformacijah sledi, da se pri nižjih deformacijskih hitrostih ustvarja bolj stabilna dinamično poligonizirana mikrostruktura z značilnimi enoosnimi subzrni večjih dimenzij. Te ugotovitve so v skladu z mehanizmom dinamične poprave v kovinskih sistemih, ki imajo visoko energijo, napake zloga.
Pri žarjenju vzorcev na temperaturah, pri katerih smo naredili natezne preizkuse, je matica, v kateri so potekli
procesi dinamične poprave , statično rekristalizirana. Rekristalizirana kristalna zrna vzorcev, deformiranih pri nateznem preizkusu, so v primerjavi z vzorci, valjanimi pri enakih temperaturah in deformacijah, veliko bolj groba. To dejstvo si lahko razlagamo z nastankom stabilne dinamično poligonizirane mikrostrukture, ki je nastala pri relativno počasni deformaciji. Kali za nastanek novih re-kristaliziranih zrn je v taki mikrostrukturi malo. Pri večjih deformacijskih hitrostih je poligonizirana mikrostruktura
	16
	H
e	
jM2	
C	10
Ni	
JD	
3	8
m	
</>	6
je	
a>	4
>	
	2
	0
C =	40 %
	-2 -1
L =	5,9 10 s
800
850
900
950
1000 1050
Temperatura deformacije [°C1
Slika 9
Odvisnost povprečne velikosti subzrn od temperature vročega nateznega preizkusa za jeklo 015Cr17Ti. Fig. 9
Relationship betvveen the average size of subgrains and the temperature of hot tensiie test for 015Cr17Ti steel
2 5
S *
O
u
o 2 o
«5 i o 1 O
-				
-				
_		£ = 40Y.		
_		£ = 5,9 10'V		
i i		i i		
> 5 b
o
£
Td =	1000 °c
E =	i0'/.
£ :	5,9-10"2 s"1
J_J_L
0,5 1,0 1,5 2,0
Kot disorientacije [°]
2,5
3,0
800 850 900 950 1000 1050 Temperatura deformacije [°C]
SlikalO
Odvisnost povprečne gostote dislokacij v subzrnih od temperature vročega nateznega preizkusa za jeklo 015Cr17Ti. Fig. 10
Relationship betvveen the average density of dislocations in subgrains and the temperature of hot tensiie test for 015Cr17Ti steel
znatno manj stabilna. V začetnem štadiju žarjenja pospešujejo rekristalizacijo postdinamične kali, nastale med dinamično in metadinamično rekristalizacijo.
5. ZAKLJUČEK
Pri vroči predelavi feritnih nerjavnih jekel z nizko vsebnostjo ogljika in dušika poteka pri relativno visokih de-formacijskih hitrostih v temperaturnem intervalu med 800 in 1000° C dinamična poligonizacija matice in deloma tudi dinamična rekristalizacija. Pri majhnih deformacij-skih hitrostih poteka v temperaturnem območju med 850 in 1200°C predvsem dinamična poligonizacija, nad tem-
Slika 11
Horizontalna komponenta kota disorientacije med subzrni v jeklu 015Cr17Ti po vročem nateznem preizkusu pri temperaturi 1000° C. Fig. 11
Horizontal component of disorientation angle betvveen subgrains in 015Cr17Ti steel after hot tensiie test at 1000°C.
peraturo 1000°C pa tudi rast prvotnih kristalnih zrn, ki je posledica migracije kristalnih mej.
Zniževanje deformacijskih hitrosti vodi k nastanku zelo stabilne dinamično poligonizirane mikrostrukture. Pri naknadnem žarjenju se zaradi omejene nukleacije razvijejo groba rekristalizirana zrna (statična rekristalizacija). Sprejemljivo velikost kristalnih zrn, velikosti 3 do 4 po ASTM klasifikaciji, dobimo pri velikih deformacijskih hitrostih. Taka zrna nastanejo zaradi metadinamične in statične rekristalizacije matice, ki je v nestabilni dinamično poligonizirani mikrostrukturi že imela določen delež dinamično rekristaliziranih zrn.
Velikost rekristaliziranih zrn po žarjenju je odvisna od parametrov predhodne deformacije. Podana je z rekri-stalizacijskimi diagrami. Iz rezultatov sledi, da ima jeklo, vrste 015Cr17Ti, večjo rekristalizacijsko sposobnost v primerjavi z jeklom 015Cr17Mo2Nb. Jeklo, legirano z Mo in stabilizirano z Nb, ima nekatere druge prednosti, predvsem bistveno nižjo prehodno temperaturo (žilavost).
Z raziskavami smo razširili poznavanje mikrostrukturnih karakteristik feritnih nerjavnih jekel s 17% Cr in nizko vsebnostjo ogljika in dušika v odvisnosti od parametrov vročega preoblikovanja in rekristalizacijskega žarjenja. Podani so nekateri pogoji za tehnologijo vroče predelave, ki zagotavlja ustrezno mikrostrukturo jekla.
LITERATURA
1.	Stainless Steel 77, Proceedings of the Inter. Conf. London, Climax Molybdenum Co., Greenvvich, 1977
2.	Čižek P.: Zaverečna zprava vyzk. ukolu č. A 00-123-237, VUHZ Dobra, pobočka Karlštejn, 1987
3.	Čižek P. et al.: Hutnicke listy, 1989, č. 1, 32
4.	Čižek P. et al.: Kovove materialy, 27, 1989, 84
5.	Čižek P. et al.: Hutnicke listy, 1989, č. 2, 99
6.	Maki T., Okaguchi S., Tamura I.: Strength of Metals and Al-loys, Proceedings of the 6-th Intern. Conf. Melburne, Per-gamon Press, Oxford, 1982, 529
7.	Kato K., Saito Y., Sakai T.: Proceedings of the 4-th Czecho-slovak — Japanese Metallurgical Symp. Prague, 1983, 16
8.	Kato K., Saito Y„ Sakai T.: Trans. ISIJ, 24, 1984, 1050
9.	Klimanek P. et al.: Czech. J. Phys., B 38, 1988, 373 Glover G., Sellars C. M.: Met. Trans., 3, 1972, 2271
11.	Ouchi Ch„ OkitaT.: Trans. ISIJ, 23, 1983, 128
12.	Utevskij L. M.: Difrakcinnaja elektronnaja mikroskopija v metallovedeniji, Metallurgija, Moskva, 1973
10
13.	Mc Oueen, H. J. et al.: Scripta Met., 39, 1985, 73	15. Smajič N.: Železarski zbornik, 22 st. 1, 1988, 19-22
14.	Kassner M. E., Myshlyaev M. M., Mc Oueen, H. J.: Mater. 16. Triplat J., Smajič N., Arh J., Kmetič D.: Osvajanje superferit-Sci. and Eng., A 108. 1989, 45	nih nerjavnih jekel, Poročilo Ml v Ljubljani, 89-015
Bei der VVarmverformung ferritischer nichtrostender Stahle mit niedrigem Kohlenstoff und Stichstoff gehalt verlauft bei rela-tiv hohen Verformungsgeschvvindigkeiten (walzen von Keilpro-ben) im Temperaturinterval zvvischen 800 und 1000° C dynami-sche Polygonisation der Grundmasse teilvveise aber auch die dynamische Rekristallisation. Bei kleinen Verformungsgeschvvindigkeiten (Warmzugversuch) verlaft bei Temperaturen zvvischen 850 und 1200° C vorvviegend dynamische Poygonisa-tion, uber der Temperatur von 1000°C aber vvegen der Kristall-grenzenvvanderung auch das Wachstum von Primarkorn.
Die Reduzierung der Verformungsgeschvvindigkeit fuhrt zur Entstehung von sehr stabilen dynamisch polygonisierten Mikro-gefuges. Beim Rekristallisationsgluhen entsteht vvegen begrenzter Keimbildung ein grobkorniges Gefuge (statische Rekristallisation). Nur mit hohen Verformungsgeschvvindigkei-
ten kann eine entsprechende Korngrosse (Klasse 3 bis 4 nach ASTM) der rekristallisierten Komer versiechert werden und zwar als Folge der metadynamischen und statischen Rekristallisation der Grundmasse in der schon im nichtstabilen dyna-misch polygonisierten Mikrogefiige ein kleiner Anteil dynamisch rekristallisierten Korner enthalten war. Die Grosse der Statisch rekristallisierten Korner ist abhangig von den Parametern der vorgangigen Verformung beim VValzen und vvird in den Rekri-stallisationsdiagrammen gegeben. Aus den Ergebnissen ist zu entnehmen, dass der Stahl 015Cr17Ti eine grossere Rekristalli-sationsfahigkeit im Vergleich zum Stahl 015Cr17Mo2Nb hat. Der mit Mo legierter und Nb stabilisierter Stahl hat einige andere Vorteile, vorallem wesentlich niedrige Ubergangstempe-ratur (Zahigkeit).
SUMMARY
In hot working of ferritic stainless steel with lovv contents of carbon and nitrogen dynamic polygonization of matrix and partial^ also dynamic recrystallization took plače at relatively high deformation rates (rolling of vvedge test pieces) in the temperature range betvveen 800 and 1000° C. At lovv deformation rates (hot tensile. test) mainly dynamic polygonization takes plače betvveen 850 and 1200°C, vvhile above 1000° C due to migration of grain boundaries also grovvth of original grains vvas observed.
Reduction of deformation rate causes the formation of a very stable dynamically polygonized microstructure. In re-crystallization anneaiing coarse recrystallized grains (static rec-
rystallization) are formed due to limited nucleation. Only high deformation rates ensure that the size of recrystallized grains is suitable (class 3 do 4 by ASTM) due to metadynamic and static recrystallization of matrix which already constains a small por-tion of dynamically recrystallized grains in the unstable dynami-cally polygonized microstructure. The size of statically recrys-tallized grains depends on the parameters of previous deformation in rolling and it is given in recrystallization plots. The results indicate that the recrystallization capacity of steel 015Cr17Ti is higher than that of steel 015Cr17Mo2Nb. Steel alloyed vvith Mo and stabilized vvith Nb has some other advantages, mainly the essentially lower transition temperature (toughness).
3AKJ1IOHEHME
B npouecce ropfmefi o6pa6oTKM CTanePi c <t>eppMTHoPi ocho-bom m HM3KMM coflepMaHMeM yrnepofla m a30Ta, npw cpaBHMTe-nbHo BbicoKnx CKopocTflx Ae<t>opMaunn (npoKatna KriMHoo6-pa3Hbix McnbiTaTenbHbix o6pa3UOB), b TervinepaTypHbix MHTepBa-/iax Mewfly 800 m 1000° C, nponcxo,qnT flUHaMM^ecKan no;inro-HU3aUMH flflpa M HaCTMHHO T3K>Ke flMHaMMHHaR peKpHCTa/lfiM-3aL|Mfl. ripn He6o/lblDMX CKOpOCTflX flettopMaUMM (MCnbITaHMe Haifl>KeHMR b ropFmeti cpeae) n npki TeMnepaiypax Me>K,qy 850 m 1200°C, r/iaBHbiM 06pa30M ocymecTB;iHeTCfl anHaMM4Han nonn-roHM3aunfl, npn TervinepaType npeBbiniaioiuePi 1000°C, Bc/iea-CTBne MurpauMu npeaenoB KpncTannn3auuM ocymecTBnneTCfl yBe/iMHeHne nepBM4Hbix 3epeH.
YMeHbujeHMeM cKopocTM /jettiopMaunn o6pa3yKDTCfl oMeHb CTa6ki/ibHbie anHaMkmHan n0rmr0HH30BaHHbie MMKpocTpyKTypbi. ripn peKpMCTaji/iM3aL4MOHHOM obMMraHHM, Bc^eacTBne ynoMAHy-ToPi HyK/ieauMM, o6pa3yK)TCH rpy6bie, peKpncTan;iM30BaHHbie
3epHa (cTaTHHecKafl peKpncTa.n/iM3aunfi). To/ibKO npn BbicoKMX ckopoc™x aectopmaumu o6ecne4mbaetcq oootbetctbyiolnnpi pa3Mep peKpMCTa^nn30BaHHbix 3epeH (nnacc 3—4 no ASTM), a uMeHHo KaK pe3y^biaT Meia/iMHaMMMHOM m ciaTUMecKoPi pen-pncTa/i/in3aunn Hflpa, y KOToporo ywe b HecTa6M/ibHoPi flMHa-mmhho no^ktroHMSOBaHHOki MHKpocTpyKType MMe/iacb He6o-/lbiuaH MacTb .nHHaMkHHO peKpMCTa/i/iM30BaHHbix 3epH. Pa3Mep ctatuhho peKpMCTa^^M30BaHHbix 3epeH 3aBncm ot napaMeTpoB npe^Baprne^bHofi fletpopMaunn npn npoKaTKe m yKa3biBaeTCfi b peKpMCTa/i/iM3aLinoHHbix rpatt>MKax. kl3 pe3y/ibTaTOB bmaho, hto CTanu 015Cr17Ti mvieeT 6oJibuiyK> peKpMCTa/iJiM3auM0HHyK3 cno-eoČHoeTb no cpaBHeHMKD cocTa/ibto 015Cr17Mo2Nb. y CTa/in, nerupoBaHHoPi c Mo n CTa6MnM30BaHH0M c Nb, HeKOTOpbie flpy-™e npenMyoiecTBa, npex<,ne Bcero 3Ha4MTe/ibHo čonee HM3Kap TeMnepaTypa nepexofla.