Poskus simulacije kontroliranega valjanja tanke pločevine na reverzirnem kvarto stroju
F. Vodopivec"1, M. Gabrovšek'2, J. Žvokelj*1	UDK: 621.771.063.016.2-41
ASM/SLA: F23g, 4-53, W 23c, 10-52
Kontrolirano valjanje tanke pločevine v laboratoriju pri temperaturi med 1200 in 730 "C. Dosežena je meja plastičnosti 350 N/mm2 pri enostavni sestavi; v jeklu, mi-krolegiranem z vanadijem aH z niobijem, pa meja plastičnosti nad 500 N/mm', obakrat pa tudi zadostna duktilnost, če je bila temperatura konca valjanja med 900 in 800 °C. Pri nižjih temperaturah je meja plastičnosti višja, zaradi deformacijske utrditve ferita in nepopolne rekri-stalizacije avstenita med valjanjem pa je mikrostruktura neenakomerna, plastičnost jekla pa močno zmanjšana.
Pred nekaj leti smo začeli na inštitutu delati z jekli z mikrostrukturo iz ferita in iz martenzita, tako imenovanimi dual jekli, ki imajo zaradi mikrostrukture specifične lastnosti (1). Ta jekla se izdelujejo pri primerni sestavi s kaljenjem iz področja obstojnosti avstenita in ferita ali pa s primernim ohlajanjem s temperature konca valjanja. Druga pot je seveda bolj racionalna, saj prihrani vsaj eno segrevanje. Kot uvodno eksperimentalno delo je bilo iz-Tabela 1: Sestava jekel
delano v laboratoriju nekaj jekel z elementi, ki jih najdemo v dual jeklih (C, Mn, Si, V, Nb in Al); poiskusili smo simulirati proces valjanja na reverzirnem kvartu (Steckel, valjalnem stroju). Rezultati te raziskave postajajo relevantni sedaj, ko razmišljamo o tem, da bi termomehan-sko valjali na reverzirnem duo ogrodju tanke pločevine. S področja valjanja pri nas, pa tudi v tujini, ni bilo objavljeno nič takega, ki bi zmanjšalo relevantnost teh razmeroma starih izsledkov, zato je gotovo koristno, da se predstavijo strokovni javnosti.
2. ESPERIMENTALNO DELO
V indukcijski peči je bilo iz enakega izhodnega vložka izdelano 5 jekel, legiranih z aluminijem, vanadijem, niobijem, kromom in molibdenom, s sestavo, navedeno v tab. 1. Za izdelavo jekla je bil izbran vložek z malo žvepla. Osnovni elementi (C, Mn in Si) se med jekli nekoliko razlikujejo, vendar ne toliko, da ne bi bila primerjava med jekli realna.
Jeklo
Element v %
		C	Si	Mn	P	S	AI +	V	Nb	Mo	Cr
1.	primarno	0,11	0,21	1,06	0,024	0,012	0,017				
2.	V	0,11	0,42	1,14	0,022	0,012	0,025	0,07			
3.	Nb	0,13	0.20	1,23	0.023	0,012	0,032		0,03		
4.	Mo	0,14	0,42	1,20	0,024	0,012	0,032			0,42	
5.	CrMo	0,12	0,37	1,15	0.022	0,012	0,032			0,42	0,59
Tabela 2: Parametri vročega valjanja platin iz plošč z debelino 30 mm. Pred valjanjem so bila jekla segrevana 30 minut pri 1200 °C in nato valjana z začetkom pri tej temperaturi ali po ohladitvi na začetno temperaturo valjanja v tabeli
Temp. valjanja °C Začetna Po 4 vtiku Končna			Trajanje valjanja min.		Število vtikov				Redukcija v %		Končna debelina mm
				Skupno	Brez® vmes. zadrž.	Vmes. zadrž. na zraku 20"	Vmes."^ zadrž. v peči 25"	Skupna	Pov- I prečna	<ončna	
1200	1000	900	2,5	6	4	0	2	83,3	27,5	32,3	5
1200	975	870	2,5	6	3	0	3	83,3	27,5	32,3	5
1160	910	820	2,5	6	2	0	4	90,0	32,0	40,0	3,1
1100	870	785	3,0	6	1	2	3	90,0	32,0	40,0	3,1
1010	820	755	3,5	6	1	2	3	90,0	32,0	40,0	3,1
900	750	730	3,5	6	1	2	3	90,0	32,0	40,0	3,1
© — Vštet je prvi vtik v začetku valjanja D — Vštet je zadnji vtik na koncu valjanja
Vse temperature so bile izmerjene z infrardečim digitalnim pirometrom, največ 2 s po prehodu med valji.
Franc Vodopivec. dr. mag. dipl. ing. met., Janez Žvokelj dipl. ing. met., Metalurški inštitut, Lepi pot 11, 61000 Ljubljana Marin Gabrovšek, dr. dipl. ing. met., Železarna Jesenice, 64270 Jesenice Originalno publicirano: ŽZb 23, 1989, 3
*** Rokopis prejet: 1989-05-05
V tabeli 2 so podatki o valjanju. Jekla so bila v 6 vti-kih izvaljana iz platine (30 mm) v plošče z debelino 5 oz. 3.1 mm. Pred valjanjem so bile vse platine segrevane 30 min pri 1200°C, da je bila enaka izhodna velikost zrn av-stenita in so se v avstenitu raztopile disperzoidne faze AIN, VC in NbC(2). Nato je bila po ena. platina izvaljana z začetno temperaturo 1200°C, druge pa po ohladitvi na nižjo začetno temperaturo. Valjanje se je izvršilo v 6 vti-kih s povprečnimi redukcijami 27 oz. 32 %. Ta razlika ne more vplivati na lastnosti, saj za statično rekristalizacijo med vtiki zadostuje že parcialna deformacija okoli 10% (3), če je le seveda čas med vtiki zadosten. Za enako rekristalizacijo ferita pa je potrebna mnogo večja parcialna deformacija, nad 60% (4).
Da bi se valjanje izvršilo v času, ki je primerljiv z valjanjem na reverzirnem kvart ogrodju in bi bile končne temperature valjanja tudi v razponu tega, kar srečujemo pri tej napravi, so bili valjanci zadržani med vtiki na zraku ali pa v peči. Kljub tem posegom ni bilo mogoče zagotoviti popolnoma enakega trajanja valjanja, zato srečujemo tri čase valjanja: 2.5, 3 in 3.5 min. Te razlike sicer niso zanemarljive, vendar pa je njihov pomen majhen v primerjavi s prevladujočim vplivom temperature valjanja.
Po valjanju smo lamele ohladili na zraku na predgreti posteljici iz šamotne opeke. Iz lamel smo odrezali-vzorce za preiskave mikrostrukture, mehanskih lastnosti in količine disperzoidov v valjanem stanju.
Velikost zrn smo določili po metodi linearne intercep-cije, količina disperzoidnih faz pa je bila določena po vpeljanih metodah (5). Pri merjenju velikosti zrn v valja-, nem jeklu smo se izogibali skupkom ali posamičnim večjim zrnom, ki so nastala s premeno nerekristaliziranega avstenita in z deformacijsko inducirano rastjo zrn ferita. Upoštevali smo torej le feritna zrna, ki so nastala s premeno rekristaliziranega avstenita in feritna zrna, ki so nastala že med valjanjem. Zato so izmerjene vrednosti bolj natančne in zanesljive po valjanju pri visokih temperaturah kot pri nizkih, ko v procesu mehčanja niso često nastale enakomerne mikrostrukture z jasnimi mejami zrn ferita.
3. REZULTAT DELA
3.1. Tvorba disperzoidov AIN, VC in NbC med valjanjem
Topnost vseh disperzoidnih faz se zmanjšuje prav v razponu temperatur valjanja (2), zato iz trdne raztopine nastajajo drobni izločki, ki lahko vplivajo na procese v jeklu med nadaljevanjem valjanja in pri ohlajanju. Na slikil je prikazana količina disperzoidnih faz v odvisnosti od temperature valjanja. Za lažjo presojo velja ponoviti, da so bili vsi vzorci in jekla, ne glede na končno temperaturo valjanja, pred začetkom valjanja držani 30 min. pri 1200°C, kar je dovolj, da so se vsi disperzoidi raztopili v avstenitu (2). V vseh jeklih, kjer od disperzoidov najdemo samo AIN, to so jekla 1,4 in 5, je neodvisno od temperature nastalo med valjanjem zelo malo te faze. Več je AIN v jeklu 2, kjer najdemo poleg aluminija še vanadij. Med jekloma 1 in 2 je razlika v aluminiju, ki ni razlog za različno količino AIN po valjanju. Za to sta dva dokaza: prvič, razlika v količini Al je cca 50 %, razlika v količini AIN pa več kot 4-kratna; drugič, v jeklu 1 je količina AIN v mejah natančnosti analize enaka kot v jeklih 4 in 5, ki vsebujeta še več aluminija kot jeklo 2. Očitno je torej, da prisotnost vanadija povzroči povečanje količine AIN, ki nastane med valjanjem. Tudi v jeklu 3 je AIN več kot v primerjalnem jeklu 1; količina AIN pa se zmanjšuje, ko se znižuje temperatura valjanja. Razlaga za ta pojav je predstavljena v virih 6 in 7.
80
o _ ■B 60
I W
20
		n	n	1	o AIN 2° AIN 2	■ VC -
		-2	-- □ -AIN	3 ^ AIN 3 * NbC 4® AIN — 5 ® AIN
I	VC 3			
I	e			
	T lc NbC 1	5	4	
900	800	700
Temperatura konca valjanja , °C Slika 1.
Odvisnost med temperaturo konca valjanja in količino disperzoidov AIN, NbC in VC v jeklih, ki so bila po valjanju ohlajena na zraku Fig. 1
Relationship betvveen the final rolling temperature and the amo-unt of AIN, NbC, and VC particles in steel air cooled after rolling
Na tem mestu je utemeljen zaključek, da vanadij pospeši tvorbo AIN med valjanjem. Podoben, vendar manjši vpliv ima niobij, krom in molibden pa sta brez zaznavnega učinka na tvorbo AIN.
Neodvisno od temperature nastane med valjanjem zelo malo NbC. Vanadijevega karbida nastane več, vpliv temperature valjanja pa je podoben, kot pri tvorbi AIN v jeklu z niobijem in aluminijem.
3.2. Mikrostruktura po valjanju in velikost zrn
Na sliki 2 je prikazana odvisnost med temperaturo na koncu valjanja in linearno intercepcijsko dolžino za mikrostrukturo po ohladitvi na zraku s temperature valjanja. V skoraj vseh jeklih se velikost zrn zmanjšuje po podobni odvisnosti, ki je bila določena za primere valjanja konstrukcijskih jekel v plošče z debelino ca 15 mm
10
£ ži-
CI C
o 6

S 4
o
CL O) O
5! 2
C
C Al
1	o 0,10 0,017
2	DO,11 0,025 0,07V
3	^ 0,13 0,032 0,03 Nb
4	»Q14 0,032 0,4 2 Mo . 5 "0,12 0,032 0,39 Mo Q59Cr
Temperatura konca valjanja , °C Slika 2.
Odvisnost med temperaturo konca valjanja in linearno intercepcijsko dolžino za feritna zrna Fig. 2
Relationship betvveen the final rolling temperature and the line-ar intercepting length of ferrite grains
(6, 7). Za jekla z niobijem, molibdenom in kromom ni bilo mogoče določiti velikosti zrn po valjanju pod 820 °C, ker je bil premajhen delež feritnih zrn, ki so nastala s premeno rekristaliziranega matriksa, ali pa so zrna ferita bila močno deformirana, ker so nastala med valjanjem. V jeklih s kromom in molibdenom pa je bilo v mikrostrukturi še mnogo bajnita in martenzita, zaradi česar praktično tudi ni bilo mogoče določiti realne velikosti feritnih zrn. Lažje se razloži odvisnost na si. 2 na osnovi posnetkov mikrostrukture, ki je nastala pri nekaterih končnih temperaturah valjanja. Če se je valjanje izvršilo v matriksu iz avstenita, je končana mikrostruktura iz poligonalnih zrn ferita in perlita z majhno trakavostjo (si. 3a). Ko se temperatura valjanja znižuje, raste količina ferita, ki nastaja med valjanjem. Feritna zrna so vse manjša, vendar še vedno poligonalne oblike (si. 3b). Ker med vtiki ferit intenzivno popravlja, ne izvrši pa se v njem statična rekri-stalizacija (3, 7), so zrna proizvod deformacijsko inducirane rasti, ki pa je omejena zaradi ozkih plasti ferita, ki so ločene s plastmi avstenita. Dokaz za plastatost fazne sestave med valjanjem je trakavost, ki je mnogo bolj izrazita, kot po valjanju pri višji temperaturi in so plasti perlita zelo tanke, vendar skoraj neprekinjene. Pri še nižji temperaturi, ko je delež ferita med valjanjem še večji, najdemo v feritnih slojih posamična večja feritna zrna, katerih oblika kaže, da so proizvod deformacijsko inducirane migracije mej po koncu valjanja. V jeklu najdemo le redka zrna lamelarnega perlita. Večina cementita je v obliki slojev drobnih zrn. Pri še nižji temperaturi valjanja
najdemo v jeklu znova več lamelarnega perlita, zrna ferita so pretežno zelo drobna, posamična med njimi so večja, vendar tudi podolgovata, kar je dokaz, da so nastala z deformacijsko inducirano rastjo med vtiki pri višji temperaturi. Če primerjamo posnetka C in D na sliki 3, bi sklepali, da lahko pri debelini valjanja 3.1 mm pričakujemo pomembnejšo rast zrn z deformacijsko inducirano rastjo zrn ferita, ko je temperatura ob koncu valjanja nad 750 °C. Navidezno nelogično je, da najdemo po valjanju pri 816°C in 725°C v mikrostrukturi večino cementita v lamelarnem perlitu, pri vmesni temperaturi 754°C pa je tega malo. Možna je naslednja razlaga: Pri določeni sestavi sta pri določeni temperaturi količini avstenita in ferita v ravnotežnih pogojih odvisni le od temperature. Med valjanjem se ne doseže ravnotežno stanje, ker se jeklo hitro hladi in ni dovolj časa za prerazdelitev ogljika med obema fazama z difuzijo. Pri visoki temperaturi je avstenit stabilen, in ko doseže temperaturo premene, nastane iz njega lamelami perlit. Pri neki vmesni temperaturi je količina avstenita v ravnotežju s feritom zelo majhna, difuzivnost pa dovolj velika; že med valjanjem nastane zelo malo avstenita z mnogo ogljika in cementit se pri nadaljnem znižanju temperature zbere v posamična zrna. Podoben primer smo opazili že pri valjanju 15-mm plošč iz nizkoogljičnega jekla (7). Pri še nižji temperaturi pa ta prerazdelitev ni več mogoča, ker je prepočasna difuzijska zamenjava ogljika, zato ostane nekaj avstenita do konca valjanja in se spremeni v perlit, ponekod pa v martenzit šele pri ohlajanju po valjanju.
Slika 3.
pov. 200x, jeklo 1 z aluminijem: Mikrostruktura pri različnih temperaturah valjanja Fig. 3
Magn. 200 x . Steel 1 with aluminium: Microstructure at various rolling temperatures
TZV TKV 895°C
•• rV , -i"
»v V-"




TZV 1028°C : TKV 764°C :
»i -v«-..- '
TZV 1863°C TKV 315°C
TZV 903 X TKV 736°C
Slika 4.
pov. 200 x , jeklo 2 vanadijem in aluminijem: Mikrostruktura pri različnih temperaturah valjanja
Fig. 4
Magn. 200 x . Steel with vanadium and aluminium: Microstructure at various rolling temperatures
Pri visokih temperaturah valjanja je v jeklu z vanadijem evolucija mikrostrukture (si. 4) podobna kot v primerjalnem jeklu 1. Po koncu valjanja pri nizkih temperaturah pa najdemo v jeklu vedno lamelami perlit v tankih plasteh. Praktično ni videti znakov deformacijsko inducirane rasti ferita med valjanjem in po njem. To pove, da dodatek vanadija poveča stabilnost avstenita pri padajoči temperaturi med valjanjem. Velja poudariti, da je dodatek 0.07 % V zadosten zato, da se doseže zelo drugačna mikrostruktura valjanja pri temperaturah med ca 800 in 725 °C. Velja dalje povedati, da ne glede na temperaturo, v mikrostrukturi praktično ne najdemo znakov avstenita, ki med valjanjem ni rekristaliziral. To kaže, da vanadij ne zavira toliko statične rekristalizacije, da se ne bi izvršila v presledku časa med vtiki.
V jeklu 3, ki je mikrolegirano z niobijem, najdemo poleg istih elementov v mikrostrukturi kot pri jeklu z vanadijem še produkte transformacije nerekristaliziranega avstenita, katerih delež raste z znižanjem temperature valjanja, kar potrjuje izsledke pri valjanju 15-mm plošč (6, 8). Produkte transformacije nerekristaliziranega avstenita vidimo pri visoki temperaturi kot lečaste skupke zrn ferita in perlita (si. 5a), ki po velikosti in obliki odstopajo od okoliških, ki so nastala iz rekristaliziranega avstenita in so manjša ter bolj poligonalna. Pri nižjih temperaturah se nerekristalizirane avstenit kaže kot posamična velika zrna zgornjega bajnita (si. 5c), pri še nižji temperaturi pa najdemo dokaz za prisotnost nerekristaliziranega avstenita v sploščenih skupkih večjih feritnih in perlitnih zrn. Njihov nastanek razlagamo s tem, da velika zrna avstenita ne premenijo v bajnit, kot pri nekoliko višji
temperaturi. Pri nižji temperaturi valjanja je počasnejše izločanje deformacijske energije, ta pa poviša premen-sko temperaturo avstenita (9).
Jeklo 4, legirano z molibdenom, dobi pri visoki temperaturi valjanja mikrostrukturo iz poligonalnih zrn ferita, bajnita, lamelarnega perlita in martenzita (si. 6). V mikrostrukturi ni znakov, da je ostal del avstenita nerekristali-ziran, dokler začetna temperatura ne doseže 1014°C. V mikrostrukturi najdemo slojasto porazdeljena ferit in bajnit in večja lečasta zrna bajnita. Izrazito slojasta porazdelitev ferita, bajnita in martenzita pri nižjih temperaturah je dokaz, da je valjanje potekalo v dvofaznem področju. Ferita je manj kot v primerjalnem jeklu, to pa je dokaz, da tudi legiranje jekla z molibdenom poveča stabilnost avstenita pri valjanju pri padajoči temperaturi jekla.
V jeklu s kromom in molibdenom najdemo po visoki temperaturi valjanja mikrostrukturo iz bajnita z zelo malo ferita in posamičnimi zrni martenzita (si. 7). Pri nekoliko nižji temperaturi valjanja najdemo že pomemben delež poligonalnih zrn ferita poleg bajnita in sledov martenzita. Razliko razlagamo s tem, da je kaljivost jekla pri ohlajanju na zraku bila manjša zaradi manjših rekristaliziranih zrn avstenita. Pri začetni temperaturi vajanja 1000 "C najdemo mnogo velikih lečastih bajnitnih zrn, ki so znak obstoja nerekristalizirnega avstenita v vsem razponu temperature valjanja. Ferita je malo in ga najdemo v tankih plasteh med zrni bajnita in martenzita plastaste ali lečaste oblike. Po videzu mikroposnetkov je ferita manj kot v jeklu 4; logičen je zato sklep, da krom še dodatno stabilizira avstenit v procesu valjanja. Molibden in krom malo zavirata rekristalizacijo avstenita med vtiki, saj v jeklih 2,
gt^,*!^	---K^m
rt^r^r^č Ir-.r«*«: vH ž;;r. -Sft«^^^



TZV 1200 °C ^^^n^feS? ~ TKV 899°C
TZV 1020°C^%
TI/M




"H—"
TZV1K6°C TKV 815°C
^Sr^rr
TZV 879°C TKV 7320C^~"r
Slika 5.
pov. 200 x, jeklo z aluminijem in niobijem: Mikrostruktura pri različnih temperaturah valjanja
Fig. 5
Magn. 200 x Steel with aluminium and niobium: Microstructure at various rolling temperatures



,«	.	-Z£Šg8S£t
JI'r
..	- Bg
BK	TZV 1014°C
TKV 899°CfTI/U

-T?"? - — v- '-«o6iv'
•'Vrvjc^v.r Vate".
; - • -ISii^Ss
T i/V/ 7CQOf» - ••	nijljij^pMMag
I r\ v / O O O	" -



■	»iSmeA- ->123«' -
TZV 1	„. _
TKV	- ""
TZV 877°C :

TKV 738°C	- .
Slika 6.
pov. 200 x , jeklo z aluminijem in z molibdenom: Mikrostruktura pri različnih temperaturah valjanja
Fig. 6
Magn. 200 x . Steel with aluminium and molybdenum: Microstructure at various rolling temperatures
		
TKV		
TZV 1169°! TKV 839°C
TZV 903°C TKV 735°C

Slika 7.
Pov. 200 x , jeklo z aluminijem, molibdenom in kromom: mikrostruktura pri različnih temperaturah valjanja
Fig. 7
Magn. 200 x. Steel vvith aluminium, molybdenum and chromium: Microstructure at various rolling temperatures
4 in 5 najdemo dokaz za nerekristalizirani avstenit med valjanjem le od temperature začetka valjanja cca. 1000 °C in nižje, med tem ko se tak avstenit najde v jeklu z niobijem že po valjanju s temperature 1200°C. Sklep je, da posamični elementi močno vplivajo na formiranje mikrostrukture jekla v procesu valjanja skozi zadrževanje rekristalizacije avstenita med vtiki in povečanje stabilnosti avstenita pri padajoči temperaturi valjanja. Zato nastaja razlika v mikrostrukturi, ki se odraža na morfologiji mikrostrukture, ne pa na velikosti zrn ferita, ki je nastal v premeno rekristaliziranega avstenita med valjanjem ali pa pri ohlajanju po njem.
3.3. Mehanske lastnosti jekla v valjanem stanju
Na slikah 8, 9, 10 in 11 je prikazana odvisnost med temperaturo valjanja in mehanskimi lastnosti jekel. Trdnost in meja plastičnosti rasteta v vsem razponu temperature valjanja jekla z aluminijem, vendar nekoliko hitreje, ko se temperatura konca valjanja zniža pod ca 800 °C. Nasprotno velja za duktilnost, torej kontrakcijo in razte-zek, ki močno pade pod to temperaturo, še posebej kontrakcija. Odvisnosti na sliki 8 ni mogoče logično povezati z velikostjo zrn na sliki 2 po Hall-Petchovi enačbi, da sta trdnost in meja plastičnosti obratno sorazmerni korenu velikosti zrn. Kot logična se ponuja razlaga, da je odvisnost na sliki 8 produkt dveh dejavnikov: eden je mikrostruktura, drugi pa je preostanek deformacijske utrditve ferita, ki se s popravo med ohlajanjem na zraku ni izločila iz jekla. Veljalo bi posebej opozoriti na zelo dobre mehanske lastnosti jekla 1 v razponu temperatur konca valjanja 900 do 800 "C. Meja plastičnosti je preko 350 N/ mm2, trdnost preko 500 N/mm2, raztezek preko 30 % in kontrakcija blizu 50 %. Te lastnosti je nemogoče doseči
pri enaki sestavi v normaliziranem stanju in so torej produkt kontroliranega valjanja. Sodeč po mikrostrukturi se te lastnosti dosegajo pri pogojih valjanja, ko je popolna rekristalizacija avstenita med valjanjem in nastane med valjanjem le zmerna količina ferita. Zato ni pomembne
1000
-S 500
	4> —«__		
	i "— T MP		
			
	. ] i. R		
100
50
900
800
700
Temperatura na koncu valjanja,0C Slika 8.
Odvisnost med temperaturo konca valjanja in mehanskimi lastnostmi jekla z aluminijem. T — raztezna trdnost, MP — meja plastičnosti, R — raztezek in K — kontrakcije Fig. 8
Relationship betvveen the final rolling temperature and the me-chanical properties of steel vvith aluminium. T — tensile strength, MP — yield strength, R — elongation, K — contracti-
on
1000
- 500
Temperatura
valjanja,
1000
500
900	800	700
Temperatura na koncu vaUanja, "C
Slika 10.
Odvisnost med temperaturo valjanja in mehanskimi lastnostmi jekla z aluminijem in niobijem Fig. 10
Relationship betvveen the rolling temperature and the mechani-cal properties of steel vvith aluminium and niobium
deformacijsko inducirane rasti zrn ferita v presledkih med vtiki in med ohlajanjem. Logičen je zato sklep, da bi se najboljše lastnosti dosegle, če se zadnji vtik izvrši tik nad temperaturo premene avstenit-ferit in z začetkom valjanja pri temperaturi, ki zagotovi, da pride jeklo na končno temperaturo v normalnem ritmu valjanja. V mi-krostrukturi jekla najdemo le f e rit in lamelami perlit. V primeru, da temperatura navijanja traku ne presega 600 do 650 °C, bi bilo mogoče pri tej sestavi doseči lastnosti, ki ustrezajo kontrolirano valjanim jeklom, za katere je predpisana meja plastičnosti najmanj 350 N/mm!. V jeklu 2, ki je mikrolegirano z vanadijem, opazimo podobno evolucijo mehanskih lastnosti v odvisnosti od temperature valjanja. V vsem razponu temperature valjanja je raztezek zmanjšan za ca 1/3, kontrakcija je zmanjšana manj, pač pa sta znatno višji meja plastičnosti in trdnost, ki sta pri končnih temperaturah med 900 in 800 °C nad
1000
Slika 9.
Odvisnost med temperaturo valjanja in mehanskimi lastnostmi jekla z aluminijem in vanadijem Fig. 9
Relationship between the rolling temperature and the mechani-cal properties of steel vvith aluminium and vanadium
900	800	700
Temperatura na koncu valjanja , °C
Slika 11.
Odvisnost med temperaturo valjanja in mehanskimi lastnostmi jekel z aluminijem, molibdenom in kromom Fig. 11
Relationship betvveen the rolling temperature and the mechani-cal properties of steel vvith aluminium, molybdenum, and chro-mium
500 oz. 600 N/mm2. Po osnovni sestavi jeklo le po vanadiju odstopa od jekla 1, mikrostruktura po valjanju pa je podobna, zato je seveda popolnoma naraven sklep, da gre razlika v mehanskih lastnostih na račun izločilne utrditve ferita z vanadijevim karbidom pri ohlajanju s temperature valjanja. Diagram na sliki 2 kaže, da je pri tem nastalo le malo VC. Vemo, da je tvorba tega disperzoida zelo hitra pri zadržanju jekla v razponu temperatur med 700 in 550 "C, s tem da nizke temperature izločanja povišujejo trdnost in zmanjšujejo duktilnost. Logičen je sklep, da je mogoče doseči ob podobnih pogojih valjanja, kot za jeklo 1, drugačne kombinacije mehanskih lastnosti, ki pa bodo zelo odvisne od temperature navijanja trakov, vse ob pogoju, da temperatura valjanja ne pade pod okoli 800 "C.
V jeklu z niobijem se dosegata z valjanjem v razponu med 900 in 800 °C podoben raztezek in kontrakcija kot v primerjalnem jeklu, pač pa večje meja plastičnosti in trdnost, ki dosegata nad 500 oz. 600 N/mm2. Sodeč samo po kombinaciji trdnosti in duktilnosti, se mikrolegiranje z niobijem kaže bolj obetajoče kot mikrolegiranje z vanadijem. To mogoče tudi je, vendar je potrebno upoštevati še dva dejavnika. Eden je, da je mikrostruktura jekla z niobijem bolj neenakomerna zaradi nepopolne rekristali-zacije avstenita med valjanjem. Ni izključeno, da ta ne-enakomernost pri valjanju s končno temperaturo nad 800 °C ni posledica specifičnosti laboratorijskega valjanja in da bi se dosegla večja enakomernost pri industrijskem valjanju. Valjanje slaba v trak namreč traja več časa, vtikov je več, temperatura je višja, ohlajanje pa bolj počasno. Je torej več prilike za popolno rekristalizacijo avstenita pred zaključnimi vtiki, kar zagotavlja mikro-strukturo iz enakomernih poligonalnih zrn. Druga razlika je v dejstvu, da se izvrši izločilna utrditev ferita z NbC v enakem temperaturnem intervalu kot utrditev z VC, vendar je hitrost obeh zelo različna. Niobij ima manjšo difu-zivnost v feritu od vanadija, zato je izločilna utrditev zaradi NbC bolj počasna. S temperaturo navijanja je sicer
mogoče razlike kompenzirati, ni pa mogoče seveda kompenzirati vsake razlike, ker je hitrost ohlajanja jekla v kolobarju pri enaki širini traka odvisna le od teže. To pomeni, da so za selekcijo optimalnega mikrolegirnega elementa, vanadij ali niobij, potrebni industrijski poskusi s preverjanjem različnih temperatur navijanja.
Sodeč po diagramih na slikah 8, 9 in 10, bi bilo mogoče na osnovi relativno enostavne sestave doseči v kontrolirano valjanem stanju pri trakovih mejo plastičnosti 350 N/mm2 ob zadostni duktilnosti, z mikrolegiranjem z vanadijem ali z niobijem pa mejo plastičnosti do 550 N/ mm2 tudi ob sprejemljivi plastičnosti. Na sliki 11 je prikazana odvisnost med temperaturo valjanja in lastnostmi jekel 4 in 5. Na zapisu sila-deformacija se je meja plastičnosti odkrila le pri posamičnih preizkušancih, zato je v diagramu izpuščena. Dodatek kroma in molibdena, ki povečujeta kaljivost, ima podoben vpliv na lastnosti jekla v valjanem stanju. Trdnost se znižuje s temperaturo valjanja, izraziteje pri jeklu s kromom in molibdenom. To je dokaz, da je trdnost odvisna od kaljivosti. Ta se zmanjšuje, ko se zaradi zaporednih rekristalizacij zmanjšuje velikost zrn avstenita, ali pa zrna, ki ne rekristalizirajo dobivajo podolgovato obliko z veliko površino, kar tudi zmanjšuje kaljivost. Iz slike 12 je mogoče zaključiti, da bi bilo zelo verjetno mogoče doseči boljše kombinacije lastnosti jekla po kontroliranem valjanju, torej zadosten raztezek in mejo plastičnosti nad 600 N/mm', s primerno kombinacijo legiranja in valjanja ob dobro opredeljenih pogojih ohlajanja kolobarjev, s ciljem, da se doseže mi-krostruktura iz ferita, perlita in spodnjega bajnita ali mar-tenzita, od katere je mogoče pričakovati dobro kombinacijo trdnosti in duktilnosti, ki je značilna za dual jekla (1).
SKLEPI
Izvršeni so bili poskusi, s katerimi smo v laboratoriju simulirali proces valjanja tankih plošč na reverzirnem kvarto stroju. Poskusi so bili izvršeni na jeklih, izdelanih v laboratoriju. Vsa jekla so bila pomirjena z aluminijem, imela pa so še dodatke vanadija, niobija, molibdena in kroma. Valjanje se je izvršilo v razponu od 1200 do ca. 730 °C v več vtikih s povprečno redukcijo okoli 30 %. Po valjanju so bile plošče ohlajene na posteljici iz predgre-tega šamota. Na jeklih so bile izvršene standardne preiskave, ki so pokazale naslednje:
—	količina disperzoidnih faz AIN, NbC in VC, ki nastaja med valjanjem, je precej različna. Vanadij (močneje) in niobij pospešujeta tvorbo AIN med valjanjem;
—	če je temperatura konca valjanja jekla z aluminijem in vanadijem v razponu med 900 in 800 °C, se dosega enakomerna mikrostruktura in lastnosti z mejo plastičnosti do 500 N/mm2 ob zadovoljivi plastičnosti;
—	v istem razponu temperature valjanja se dosegajo v jeklih z niobijem še nekoliko boljše lastnosti, vendar je mikrostruktura manj enakomerna zaradi nepopolne rekristalizacije avstenita med vtiki;
—	v jeklih z molibdenom in kromom nastaja pri valjanju pri visoki temperaturi enakomerna mikrostruktura. Tehnoloških vidikov ni mogoče oceniti, ker je zaradi hitrega ohlajanja nastalo mnogo bajnita in martenzita, zaradi česar je duktilnost nezadostna;
—	pri temperaturah konca valjanja pod 800 °C je nastala v vseh jeklih neenakomerna mikrostruktura zaradi nepopolne rekristalizacije avstenita in ferita med valjanjem, deformacijsko inducirane rasti ferita med valjanjem in po njem in izmenjave ogljika med avstenitom in feritom in avstenitom pri valjanju v dvofaznem področju. Če je temperatura valjanja prenizka, da bi poprava odpravila deformacijsko utrditev ferita. se duktilnost jekla mnogo zmanjša;
—	končno kažejo rezultati, da je mogoče s primernim planom valjanja, ki zagotovi, da se zadnji vtik izvrši blizu temperature premene avstenit-ferit med valjanjem in pri ustrezni temperaturi navijanja mogoče doseči s kontroliranim valjanjem zelo dobre lastnosti pri relativno preprosti sestavi jekla.
LITERATURA:
1.	B. Pretnar: ŽEZB 17, 1983, 105-109.
2.	T. Gladman, D. Dulieu in I. D. Mc Ivor: Microalloying 75, Union Carbide Corporation, New York, 1977, 32.
3.	T. Tanaka, T. Tabata, T. Hatomura in C. Shiga: Microalloying 75, Union Carbide Corp., Nevv York, 1977, 107.
4.	S. Gohda, T. Watanabe in J. Hashimoto: Trans. ISIJ 21, 1981, 6
5.	A. Osojnik, T. Lavrič in F. Vodopivec: Žel. Zb. 14, 1980, 87.
6.	F. Vodopivec, M. Gabrovšek, M. Kmetič in A. Rodič: Metals technology 11, 1984, 481.
7.	F. Vodopivec, M. Kmetič in A. Rodič: ŽEZB 18, 1984, 9.
8.	F. Vodopivec. M. Gabrovšek in J. Žvokelj: Transactions of ISIJ 28, 1988, 117.
9.	W. Roberts: Scand. J. of Metallurgy 9, 1980, 13.
ZUSAMMENFASSUNG
Im Laboratorium wurden Versuche durchgefuhrt das VValzen von Feinblech an einem Reversierquartogerust zu simulie-ren. Die Walztemperatur lag in einer Spannvveite von 1200 bis 730 C, das VValzen ist in 6 Stichen durchgefuhrt vvorden mit einer durchschnittlichen Abnahme von 30 % tur den Stich. Die Versuche sind an mehreren Stahlen mit ungefahr gleicher Grund zusammensetzung mit Zusatz von Aluminium, Vana-dium, Niobium, Molibden und Chrom durchgefuhrt vvorden. Die Ergebnisse zeigen. dass im Falle vvenn die Endvvalztemperatur zvvischen 900 und 800 "C liegt moglich ist ein gleichmassiges und feinkorniges Mikrogefuge zu erhalten, vvelches bei der ein-fachen Zusammensetzung eine Plastizitatsgrenze von 350 M/ mm2 bei genugender Duktilitat zusichert. Im Stahl mit Zusatz von Niobium und Vanadium ist es moglich unter gleichen Be-dingungen eine Plastizitatsgrenze uber 500 M/mm2 bei genugender Duktilitat zu erziehlen, vvobei das Mikrolegieren durch Niobium etvvas effektiver ist. Bei niedriger Endvvalztemperatur vvird noch hohere Plastizitatsgrenze erreicht, jedoch vvird die
Duktilitat stark verringert. Die Ursache liegt in dem, dass es sich wegen der niedrigen Temperatur die Verformungsverfesti-gung von Ferrit der zvvischen dem VValzvorgang entstanden ist nicht beseitigen lasst. Die Abvveseheit der Rekristallisation von Ferrit und teils Austenit vvahrend des VValzvorganges ist die Ursache fur das ungleichmassige Mikrogefuge von Stahl das mit einer Endvvalztemperatur unter 800 °C gevvalzt worden ist. Die Versuche ziegen, dass es moglich ist unter den Bedingungen, dass der VValzvorgang in der Temperaturspannvveite durchgefuhrt wird die es ermoglicht, dass vvahrend des Walzens die ubervviegende Menge von Austenit rekristallisiert, und nur we-nig Ferrit gebildet vvird, auch mit dem kontrolliertem VValzen am Reversierquartogerust eine sehr gute Kombination von Festig-keit und Duktilitat von Stahl bei preissgunstiger Stahlzusam-mensesetzung zu erreichen. Die Haspeltemperatur ist notig der Stahlzusammensetzung anzupassen so, dass durch die Aus-scheidungshartung oder durch die Umvvandlung eine optimale Kombination der Eigenschaften erreicht vvird.
SUMMARY
Laboratory test had the aim to simuiate the controlled roll-ing of thin sheet on a reversing four-high mili. Rolling temperature varied betvveen 1200 and 730°C. and rolling consisted of 6 passes vvith an average reduction of 30 % per pass. Tests vvere made wit several steels, having approximately the same matrix, but vvith additions of aluminium, vanadium, niobium, molybde-num, and chromium. The results show that uniform fine-grained microstructure ensuring yield strength of 350 N/mm2 and suffi-cient ductility for steel of simple composition is achieved if the final temperature of rolling is betvveen 800 and 900 °C. In steel vvith additions of niobium and vanadium the yield strength of 500 N/mm2 and sufficient ductility are achieved under the same conditions. vvhile microalloying with niobium is slightly more ef-fective. At lovver final rolling temperatures the obtained yield
strengths are even better, but the ductilities are highly reduced. The reason is that due to low temperatures the deformation hardening is not eliminated from ferrite vvhich was formed dur-ing rolling. Absence of recrystallization of ferrite and of a por-tion of austenite during rolling causes an ununiform microstructure of steel vvhich was rolled at final temperatures belovv 800 "C. Experiments shovv that a good combination of strength and ductility can be achieved in controlled rolling on a four-high mili with the steel having cheap composition, if rolling is done in the temperature range when the most of austenite is recrystal-lized and a small amount of ferrite is formed during the rolling. The temperature of coiling must be adjusted to the steel composition in such a way that precipitation hardening or transfor-mation assures the optimal combination of properties.
3AKnhOMEHklE
Bbino/iHeHbi Jia6opaTopHbie onbiTbi HMeriM ue/ib, MTo6bi cn-MynnpoBaTb kOHTpo/inpoBaHyto npokaTKy /imctobom CTanu Ha peBepcHBHOM npokaTHOM cTaHe KBapio. TewnepaTypa npokai-biBam-ih Benacb b anana30He oa 1200 no 730°c m Bbino/iHH/iacb b 6-tm nponycKoa b cpe^HeM npw6/i. 30 % Ha nponyck. OnbiTbi BbinO/lHHnMCb c HeCKOJlbKMMM COpTaMM CTa/lh OflHOpi m to>Ke ca-Moii 0CT0Me npn ao6aBKn a/ik)mmhmh, BaHaziMB, hmočmh, mo/ih6-aeHa n xpoMa. Pe3ynbTaTbi noKa3a/in, 4to b cnyMae, ecnn TeM-nepaiypa b kOHLie npokaTKn b MHTepBa/ie Me>K,ay 900 n 800 °c to mo>kho no/iy4mb paBHOMepHyio Me/ik03epHWCTyK5 MHkpoc-TpyKTypy, KOTopan očecnenuT npe/je/i n/iacTMUHOCTM 350 H/mm npn A0CTaT04H0Pi flykTnribHOCTM. B cia/ie c AOČaBkOfl hmočmh m BaHaana mo>kho npn Tex >ne caMbix ycjiOBnnx nonyMmb npeae/i nnacTMHHOOTu CBbitue 500 H/mm npn flOCTaiOHHOH flyktm^bHOC-tm, npuneM MMKponernpoBaHne c Hno&neM HeMHoro 6o;iee 3<t><t>ekTHo. Flpu 6onee hh3koh TeMnepaType npokaTbiBaHun npe,ae/i n/iacTH4HOCTH ny4Lunii, ho ayKTn;ibHOCTb ropa3flo yMe-
/lbiueHa. ripunuHa SToro b tom, hto BC/ieflCTBUM HM3koPi TeMne-paTypw Ha Bbifle/iaeTCfl flecfcopMauMOHHafl saKa/ina M3 cteppuTa, kOTopbm 06pa30Ba^cs b TeueHUH npokaTbiBaHun. OTcyrcTBne peKpncTann/i3ai4MM tteppma m 4ac™ aycTeHMTa bo bpemh npo-kaTblBaHMfl npMMMHa HepaBHOMepHOCTM MHkpOCTpykTypbl ct3/1m, kOTopas 6bma npokaiaHa npn TeMnepaType hmx<e 800 °C. OnbiTbi nOKa3blBaK)T, MTO 3TO momho nOfl yC/10BHeM, ec/in npOKaTblBaH-ne Hcno/iHneTcn b MHTepBa/ie TeMnepaiyp, kOTopbie naay b03-MoMHoeTb, hto b Te^eHMM npokaTkki pekpMCTa/i/in3yeTCH 6onb-Luas MacTb aycieHMTa n o6pa3yeicn MeHbLue aycTeHHTa. Tak>ne c npokaTbiBaHMeM, kOTopoe kOHTpo/iMpyeM na peBepcnBHOM CTaHe kBapTO mo>kho no/iyMHTb oneHb xopowyto KOMČMHaunKD TBepaocTb n nnacTutJiMKaumo CTa^M npn CTa^n HM3Koro kanecT-Ba. TeMnepaTypy HaMaTbiBaHns Haao npncnoco6nTb cocTaBy tak, HTo6bi oha bmecte c bbifle^ehnem 3aka^kn m^m c k3meheh-ne mo>kho nonyMHTb onTHMa/ibHyio kom6nhaunkd cbomctb.