YU ISSN 0372-8633 ZELEZARSKI ZBORNIK VSEBINA Bratina Janez — Železarna Ravne OBRATOVALNI ELEKTROENERGETSKI OBLOČNE PEČI ZA PROIZVODNJO JEKLA MODEL Stran 45 Vehovar Leopold — Metalurški inštitut Ljubljana, F. M I a k a r — Železarna štore, A. Poklukar — Termika Škofja Loka KOROZIJSKA ODPORNOST LEGIRANIH LITIN IN NER-JAVNIH JEKEL V RAZTAUENI ŽLINDRI Vodopivec Franc, J. Žvokelj, D. G n i d o -v e c — Metalurški inštitut Ljubljana M. Pristavec F. Grešovnik — Železarna Ravne O SPINODALNI PREMENI V ZLITINI ŽELEZA S 5 DO 24 % Co IN 28 % Cr 57 D. Gnidovec, B. Breskvar — Vodopivec Franc, B, Arzen še k, M. Torkar, Metalurški inštitut Ljubljana RAZVOJ MAGNETNE ANIZOTROPIJE V ZLITINI ŽELEZA Z 32 % Cr IN 10,5 % Co DIPLOMSKA DELA 65 73 81 LETO 23 ŠT. 2 - 1989 ŽEZB BQ 23 (2) 45-84 (1989) IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT ŽELEZARSKI ZBORNIK Izdajajo skupno Železarne Jesenice, Ravne, Štore in Metalurški inštitut Ljubljana UREDNIŠTVO Glavni in odgovorni urednik: J. Arh Uredniški odbor: A. Kveder, J. Rodič, A. Paulin, F. Grešovnik, F. Mlakar, K. Kuzman, J. Jamar Tehnični urednik: J. Jamar Lektor: R. Razinger Prevodi: A. Paulin, N, Smajič (angleški jezik), J. Arh (nemški jezik), P. Berger (ruski jezik) NASLOV UREDNIŠTVA: Železarski zbornik, SŽ-Železarna Jesenice, 64270 Jesenice, Yugoslavia TISK: TK Gorenjski tisk, Kranj IZDAJATELJSKI SVET: prof. dr. M. Gabrovšek (predsednik), Železarna Jesenice dr. B. Brudar, Iskra, Kranj prof. dr. V. Čižman, Univerza v Ljubljani prof. dr. D. Drobnjak, Univerza v Beogradu prof. dr. B. Koroušič, Metalurški inštitut Ljubljana prof. dr. L. Kosec, Univerza v Ljubljani prof. dr. J. Krajcar, Metalurški inštitut Sisak prof. dr. A. Križman, Univerza v Mariboru dr. K. Kuzman, Univerza v Ljubljani dr. A. Kveder, Metalurški inštitut v Ljubljani prof. dr. A. Paulin, Univerza v Ljubljani prof. dr. Z. Pašalič, Železarna Zenica prof. dr. C. Pelhan, Univerza v Ljubljani prof. dr. V. Prosenc, Univerza v Ljubljani prof. dr. B. Sicherl, Univerza v Ljubljani dr. N. Smajič, Metalurški inštitut v Ljubljani prof. dr. J. Sušnik, Zdravstveni dom Ravne dr. L. Vehovar, Metalurški inštitut Ljubljana prof. dr. F. Vodopivec, Metalurški inštitut Ljubljana Published jointly by the Jesenice, Ravne and Štore Steelvvorks, and The Institute of Metallurgy Ljubljana EDITORIAL STAFF Editor: J. Arh Associate Editors: A. Kveder, J. Rodič, A. Paulin, F. Grešovnik, F. Mlakar, K. Kuzman, J. Jamar Production editor: J. Jamar Lector: R. Razinger Translations: A. Paulin, N. Smajič (English), J. Arh (German), P. Berger (Russian) EDITORIAL ADDRESS: Železarski zbornik, SŽ-Železarna Jesenice, 64270 Jesenice, Yugoslavia PRINT: TK Gorenjski tisk, Kranj EDITORIAL ADVISORY BOARD: prof. dr. M. Gabrovšek (Chairman), Iron and Steel VVorks, Jesenice Dr. B. Brudar, Iskra, Kranj Prof. Dr. V. Čižman, University of Ljubljana Prof. Dr. D. Drobnjak, University of Belgrade Prof. Dr. B. Koroušič, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. L. Kosec, University of Ljubljana Prof. Dr. J. Krajcar, Institute of Metallurgy, Sisak Prof. Dr. A. Križman, University of Maribor Dr. K. Kuzman, University of Ljubljana Dr. A. Kveder, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. A. Paulin, University of Ljubljana Prof. Dr. Z. Pašalič, Iron and Steel VVorks, Zenica Prof. Dr. C. Pelhan, University of Ljubljana Prof. Dr. V. Prosenc, University of Ljubljana Prof. Dr. B. Sicherl, University of Ljubljana Dr. N. Smajič, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. J. Sušnik, Health Centre, Ravne Dr. L. Vehovar, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. F. Vodopivec, Institute of Metallurgy, Ljubljana Oproščeno plačila prometnega davka na podlagi mnenja Izvršnega sveta SRS — sekretariat za informacije št. 421-1/172 do 23. 1. 1974 11229280 ZELEZARSKI ZBORNIK IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 23 LJUBLJANA JUNIJ 1989 Vsebina Stran J. Bratina Obratovalni elektroenergetski model obločne peči za proizvodnjo jekla 45 UDK: 669.187.25:621.365.2. 001.5:620.9 ASM/SLA: W18fs, U7c, D5a, U4k L. Vehovar, F. Mlakar, A. Po-klukar Korozijska odpornost legi-ranih litin in nerjavnih jekel v raztaljeni žlindri 57 UDK: 669.14.018.8:669.15-196:620.193.93 ASM/SLA: R6m, SS, C1q, D11n F. Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec O spinodalni premeni, v zlitini železa s 5 do 24 % Co in 28 % Cr 65 UDK: 669.018.58:669.112:620.187 ASM/SLA: M21e, M22g, M23b, SGAn, N8, 2—60, 3-67 F. Vodopivec, D. Gnidovec, B. Arzenšek, M. Torkar, B. Breskvar Razvoj magnetne anizotro-pije v zlitini železa z 32 % Cr in 10,5 % Co, I 73 UDK: 538.21.004.12:669.018. 58-15/-124.2 . ASM/SLA: P16, SGAn, 2-64, 3-68 Diplomska dela 81 Inhalt Seite J. Bratina Elektrotechnisches Betriebsmodell eines Licht-bogenofens zur Erzeugung von Stahl. 45 UDK: 669.187.25:621.365.2. 001.5:620.9 ASM/SLA: W18s, U7c, D5a, U4k L. Vehovar, F. Mlakar, A. Po-klukar Korrosionsbestandigkeit von leigirtem Stahlguss und nichtrostender Stahle in geschmolzener Schlacke 57 UDK: 669.14.018.8:669.15-196:620.193.93 ASM/SLA: R6m, SS, C1q, D11n F. Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec Uber die spinodale Umwandlung in Eisenlegie-rungen mit 5 bis 24% Co und 28 % Cr 65 UDK: 669.018.58:669.112: 620.187 ASM/SLA: M21e, M22g, M23b, SGAn, N8, 2—60, 3-67 F. Vodopivec, D. Gnidovec, B. Arzenšek, M. Torkar, B. Breskvar Entvvicklung der magneti-schen Anisotropie in der Eisenlegierung mit 32% Cr und 10,5 %Co.,l. 73 UDK: 538.21.004.12:669.018. 58-15/-124.2 ASM/SLA: P16, SGAn, 2—64, 3—68 \ Diplomarbeiten 81 Contents Page J. Bratina Operational electric energy model of the steelmaking are furnace 45 UDK: 669.187.25:621.365.2. 001.5:620.9 ASM/SLA: W18s, U7c, D5a, U4k L. Vehovar, F. Mlakar, A. Po-klukar Corrosion resistance of alloyed čast steels and stainless steel in molten slag 57 UDK: 669.14.018.8:669.15-196:62-0 193 93 ASM/SLA: R6m, SS, C1q, D11n F. Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec On spinodal transformation in iron alloy with 5 to 24 % Co and 28 % Cr 65 UDK: 669.018.58:669.112: 620.187 ASM/SLA: M21e, M22g, M23b, SGAn, N8, 2—60, 3-67 F. Vodopivec, D. Gnidovec, B. Arzenšek, M. Torkar, B. Breskvar Development of magnetic anisotropy in iron alloy with 32 % Cr and 10,5 % Co, I. 73 UDK: 538.21.004.12:669.018. 58-15/-124.2 ASM/SLA: P16, SGAn, 2—64, 3-68 Diploma Thesis 81 CoAepmaHHe CrpaHMua J. Bratina ripOH3BOACTBeHHan 9Hep-reTHMecKan MOjqejib flyro-bom neMM flna npon3-BOACTBa CTanH. 45 UDK: 669.187.25:621.365.2.001.5: 620.9 ASM/SLA: W18s, U7c, D5a, U4k L. Vehovar, F. Mlakar, A. Po-klukar Kopp03HOHHan CTOMKOCTb nerMpoBaHHbix otjihbkob h HepmaBetoujeft CTanH b pacnnaBJieHHOM uinaKe. 57 UDK: 669.14.018.8:669.15-196:620.193.93 ASM/SLA: R6m, SS, C1q, Di1n F. Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec O cnMHOAanbHOM nepe-xofle b cnnaBe c 5 flo 24 % Co h 28 % Cr 65 UDK: 669.018.58:669.112: 620.187 ASM/SLA: M21e, M22g, M23b, SGAn, N8, 2—60, 3-67 F. Vodopivec, D. Gnidovec, B. Arzenšek, M. Torkar, B. Breskvar Pa3BHTMe MarHHTHOH aHH-30Tponnn b cnnaBe H fazni faktor pri maksimalnem energijskem izkoristku: (53) električni izkoristek pri maksimalni delovni moči na transformatorju: cose = 1/^(1 +YV) 2. PRIKAZ Z DODATNO INDUKTIVNOSTJO LOKA Rezultati iz enačb prejšnjega poglavja se ne skladajo dobro z obratovalnimi razmerami; izmerjene vrednosti delovne moči so manjše od pričakovanih, fazni faktorji pa slabši, kot bi smeli biti. Neskladje ima svoj vzrok v predpostavki, s katero smo električni lok nadomestili s spremenljivim ohmskim uporom, ki se spreminja od vrednosti nič pri kratkem stiku do vrednosti neskončno pri praznem teku peči. Električni lok seveda ni linearna ohmska upornost, še posebno komplicirane so njegove karakteristike v pogojih gorenja pri izmenični napetosti, ko začne lok prevajati tok šele pri vžigni napetosti oziroma ko ga preneha voditi že pri ugasnilni napetosti. Posledice se kažejo v velikih popačitvah sinusne oblike toka loka. Meritve osnovnih harmonskih komponent toka in napetosti na obločnih pečeh kažejo, da je zakasnitev prehoda toka skozi vrednost nič pri določenih razmerah v peči neodvisna od velikosti toka. Zaključimo lahko: izmenični električni lok nima le ohmske komponente upornosti, temveč tudi induktivno; za določene pogoje gorenja loka v peči sta si ti upornosti v stalnem razmerju: 8=^ (73) Nadomestna shema elektroenergetskih parametrov obločne peči se z uvedbo razmerja 8 spremeni, kot je to prikazano na sliki 7. Obračun razmer po zgornjih nadomestnih shemah nam da naslednje rezultate: r x ir Slika 7. Nadomestna shema obločne peči z upoštevanjem induktivne upornosti loka Fig. 7 Substitution scheme of the are furnace, taking in account in-duetive reactances of the are napetost na loku: e= <52+1 y— 8 Lr(imS= maksimalna delovna moč loka: 1 _r (g2+i)+]/(r2+i) (2 jo COS(p0 0.05 0.00 .0507 .9987 .9565 .2914 .6154 .7882 0.05 0.10 .0512 .9888 .9516 .2904 .5930 .7565 0.05 0.20 .0522 .9698 .9466 .2894 .5740 .7237 0.05 0.30 .0537 .9430 .9415 .2884 .5580 .6904 0.05 0.40 .0557 .9101 .9364 .2875 .5448 .6576 0.05 0.50 .0582 .8731 .9312 .2865 .5339 .6257 0.05 0.60 .0610 .8337 .9259 .2854 .5250 .5953 0.05 0.70 .0643 .7935 .9206 .2844 .5178 .5667 0.05 0.80 .0678 .7536 .9152 .2834 .5119 .5400 0.05 0.90 .0717 .7150 .9098 .2824 .5072 .5154 0.05 1.00 .0758 .6780 .9043 .2813 .5033 .4926 0.05 1.10 .0802 .6432 .8987 .2803 .5001 .4718 0.05 1.20 .0848 .6105 .8930 .2792 .4976 .4527 0.05 1.30 .0896 .5800 .8872 .2781 .4954 .4352 0.05 1.40 .0946 .5517 .8814 .2770 .4937 .4192 0.05 1.50 .0998 .5255 .8754 .2759 .4922 .4045 0.05 1.60 .1052 .5013 .8694 .2748 .4910 .3910 0.05 1.70 .1108 .4789 .8633 .2737 .4901 .3786 0.05 1.80 .1165 .4581 .8571 .2726 .4892 .3672 .15 0.00 .1582 .9873 .9195 .3930 .6154 .7882 .15 0.10 .1618 .9670 .9034 .3918 .5930 .7565 .15 0.20 .1673 .9380 .8866 .3908 .5740 .7237 .15 0.30 .1748 .9017 .8690 .3898 .5580 .6904 .15 0.40 .1842 .8602 .8507 .3890 .5448 .6576 .15 0.50 .1957 .8153 .8313 .3882 .5339 .6257 .15 0.60 .2093 .7689 .8107 .3877 .5250 .5953 .15 0.70 .2251 .7224 .7888 .3873 .5178 .5667 .15 0.80 .2435 .6767 .7650 .3873 .5119 .5400 .15 0.90 .2648 .6325 .7391 .3877 .5072 .5154 .15 1.00 .2898 .5900 .7100 .3887 .5033 .4926 .15 1.10 .3197 .5490 .6765 .3908 .5001 .4718 .15 1.20 .3577 .5087 .6354 .3949 .4976 .4527 .15 1.30 .4142 .4656 .5761 .4043 .4954 .4352 .25 0.00 .2810 .9596 .8628 .5054 .6154 .7882 .25 0.10 .2933 .9255 .8309 .5086 .5930 .7565 .25 0.20 .3109 .8817 .7954 .5131 .5740 .7237 .25 0.30 .3354 .8291 .7548 .5198 .5580 .6904 .25 0.40 .3700 .7681 .7059 .5306 .5448 .6576 .25 0.50 .4245 .6950 .6387 .5510 .5339 .6275 .35 0.00 .4472 .8944 .7592 .6507 .6154 .7882 .35 0.10 .5063 .8178 .6739 .6878 .5930 .7565 V do sedaj prikazanih tabelah izračunane vrednosti osvetljujejo nekatera značilna obratovalna stanja obločne peči: — maksimalna delovna moč na transformatorju se da doseči pri cos =0,55-0,60 in z tokovi /=0,50—0,52, zaključek Tabela VI: Karakteristične vrednosti obratovanja obtočne peči pri maksimalnem erozijskem indeksu (y= 4) Table VI: Characteristic vaiues for the are furnace operation at the maximai erosion index (y= 4) Y 5 i COS (p Pa Pi 4.00 0.00 0.4779 0.8783 0.2752 0.4198 0.2284 4.00 0.10 0.4519 0.8506 0.2459 0.3844 0.2376 4.00 0.20 0.4289 0.8204 0.2182 0.3519 0.2452 4.00 0.30 0.4099 0.7880 0.1926 0.3230 0.2524 4.00 0.40 0.3939 0.7544 0.1695 0.2972 0.2586 4.00 0.50 0.3809 0.7203 0.1488 0.2744 0.2642 4.00 0.60 0.3709 0.6864 0.1307 0.2546 0.2697 4.00 0.70 0.3619 0.6540 0.1149 0.2367 0:2738 4.00 0.80 0.3549 0.6228 0.1012 0.2211 0.2777 4.00 0.90 0.3499 0.5931 0.0894 0.2076 0.2817 4.00 1.00 0.3449 0.5657 0.0793 0.1951 0.2844 4.00 1.10 0.3409 0.5402 0.0705 0.1842 0.2869 4.00 1.20 0.3379 0.5164 0.0630 0.1745 0.2894 4.00 1.30 0.3359 0.4942 0.0565 0.1660 0.2920 4.00 1.40 0.3339 0.4739 0.0509 0.1582 0.2941 4.00 1.50 0.3319 0.4552 0.0460 0.1511 0.2956 4.00 1.60 0.3309 0.4377 0.0417 0.1449 0.2975 4.00 1.70 0.3289 0.4220 0.0379 0.1388 0.2982 4.00 1.80 0.3279 0.4071 0.0346 0.1335 0.2995 taljenja pa z relativno ugodnim cos =0,32—0,34, spremenjene razmere na zaključku taljenja pa zahtevajo obratovanje s cos (/7=0,82—0,84 in tok j= 0,52—0,60; — maksimalni erozijski indeks nastopa pri idealnih razmerah za v praksi nastopajoče vrednosti /=3—10 pri cos (/5=0,89—0,84 oziroma pri toku y= 0,45—0,54, z upoštevanjem razmerja 8 pa pri nekaj nižjih vrednosti faznega faktorja oziroma pri nižjih tokovih. Slika 10. Krožni diagram obločne peči v realnih razmerah z mesti maksimalnih energijskih izkoristkov Fig. 10 Circle diagram of the are furnace in real conditions with the points of maximal energy yields Na podlagi izvedenih zakonitosti je možna optimizacija obratovanja obločne peči glede na različne tehnološke zahteve in omejitve kakor tudi glede na specifično energijsko porabo, proizvodnost peči in minimum proizvodnih stroškov. 3 OBRATOVALNA INDUKTIVNA UPORNOST Z uvedbo induktivne upornosti loka v nadomestno shemo obločne peči se skupna induktivna upornost ustezno razmeram v peči povečuje; namesto z meritvami definirane kratkostične induktivne upornosti nastopa v električnem tokokrogu obločne peči takoimenovana obratovalna induktivna upornost. Učinek tega povečanja je bil večkrat ugotavljen in publiciran, vendar bolj kot napotilo za pravilno dimenzioniranje električnih parametrov peči oziroma transformatorja. Ker nas zanima predvsem razmerje obratovalne induktivne upornosti nasproti njeni kratkostični vrednosti, sledi: — = 1 + 8-X, j in z upoštevanjem izraza za napetost loka: ^ y-S Xk <5(«52 + 1) + r, s2 (<52+1) X(S2+1) (92) (93) Preko zamenjave relativnega toka s faznim faktorjem dobimo poenostavljeni izraz za razmerje upornost: X0_y-8 1 Xk y 1 - 8 ctg

0,80. Razmerje S se ustali med vrednostjo 5=0,03—0,15. Na sliki 12 prikazane izmerjene vrednosti so dobljene s pomočjo on-line računalniškega merilnega sistema, ki z digitalizacijo sinusne periode faznih napetosti in tokov, vzetih kot vzorec vsako sekundo, izračunava njihove efektivne vrednosti ter vrednosti delovne, jalove in navidezne moči in jih povpreči za poljubno izbrano število vzorcev. Merilni sistem daje tako vse tri fazne vrednosti, kar je važno za presojo delovanja elektrodne regulacije posameznih faz, kakor tudi skupne trofazne vrednosti. S pomočjo v računalnik vstavljenega modela dobimo poleg absolutnih vrednosti napetosti, toka in moči prikazane vsakokratne relativne vrednosti moči, faznega faktorja in razmerja 8. Slika 12 tudi kaže, kako so za posamezne napetostne stopnje prednastavljena obratovalna mesta elektrodne regulacije. Pri vsaki napetostni stopnji imamo določeno število obratovalnih točk, od katerih so vrednosti v času taljenja značilno razsute vzdolž obratovalnih mest konstantne impendance loka, medtem ko so posamezne točke pri dogrevanju ali vzdrževanju temperature taline skoncentrirane v točkovne grupe z majhnim trošenjem. 4 SKLEP Standardni prikaz elektroenergetskih obratovalnih karakteristik obločne peči temelji na obračunu električnega tokokroga, v katerem je lok nadomeščen z ohom-sko upornostjo. Z uvedbo razmerja kratkostične induktivne in ohomske upornosti pečnega tokokroga (y) in z uvedbo razmerja toplotnih izgub peči proti moči idealnega kratkega stika (t)/) so se univerzalno posplošile v relativnih vrednostih podane enačbe vseh električnih vrednosti in njih značilnih obratovalnih mest. Z upoštevanjem induktivne upornosti loka in njegovega konstantnega razmerja do njegove nadomestne ohmske upornosti (8) so bile izvedene izpopolnjene enačbe za realnejše opisovanje elektroenergetskih lastnosti obločne peči. Uvedeno razmerje 8 je tudi teoretsko utemeljilo odnos med obratovalno induktivno upornostjo in faznim faktorjem. Z meritvami delovne in jalove moči obločne peči je faktor 8 neposredno določljiv in služi poleg faznega faktorja, ki je pri obratovanju obločne peči vodilna veličina, kot nastavitveni spremenljivi parameter elektrodne regulacije v različnih tehnoloških fazah obratovanja obločne peči. LITERATURA 1. B. Bovvman: Trends in electerical Parameters of Are Steel-making Furnaces, Elektrovvaerme International 37 (1979) 2. K. Bretthauer: Optimierung der Anordnung der Hochstrom-leiter von Drehstromlichtbogenofen, Elekreovvaerme International 41 (1983) 3. E. Markworth: Moeglichkeiten einer Leistungsteigerung be-im Bertieb von Lichtbogen — Schmelzofen, Elektrovvaerme International 39 (1980) 4. W. E. Schvvabe: Electric Furnace Problems: Design and Operating requirements for UHP Are Furnaces melting Prerduced Charge materials, U. I. E. 1976 5. W. E. Schvvabe: Development of large Steel Furnaces from 100 t to 400 t Capacity, U. I. E. 1972 6. K. Schermer: Verminderung des Einschmelzstromverbra-uches des Lichtbogenofens durch Ausnutzung der im Ab-gass enthaltene VVaerme zum Schrotvervvaermen, Elektrovvaerme International 39 (1981) 7. H. Berger: Die elektrisehe und mechanische Auslegung des Elektrolichtbogeofens, Radex Rundschau 1 (1982) 8. G. Pfeiffer: Elektrisehe Auslegung und Ausruestung von Lichtbogenofenanlagen, Radex Rundschau 2 (1984) 9. S. Koele: Lineares elektrisehes Ersatzschatlbild von Drehstromlichtbogenofen, UIE Kongres, Stockholm 1984 10. S. Koele: Lineares Ersatzschaltbild des Hochstromsystems von Drehstrom Lichtbogenofen, Elektrovvaerme International 43 (1985) 11. M. Sakulin: Bertiebsverhalten von Drehstromlictbogenofen, 4th Are Furnace Meeting, Budapest 1985 12. M. Karbovvniczek: Optimization of the Work Prameters of Steemaking Process, 4th Are Furnace Meeting, Budapest 1985 13. L. Perme, I. J. Schiffarth: Einige Probleme bei der Unter-suchung der Lichtbogenspannung, Elektrovvarne 15 (1957) 14. J. Bratina: Elektroenergetski ter obratovalni odnosi obločne peči za proizvodnjo jekla, Železarski Zbornik 3, (1969) 15. J. Bratina:_ Računalniško upravljanje električne moči oblo-čnih peči, Železarski Zbornik 4 (1978) 16. J. Bratina: Optimalno obratovanje obločne peči za proizvodnjo jekla, Energetika i zaščita okolja u crnoj metalurgiji 1984 17. J. Bratina: Elektroobločna peč danes, Železarski Zbornik 22 (1988) ZUSAMMENFASSUNG Es vvird eine ubliche Darstellung der elektroenergetisehen und Betriebsverhaltnisse eines Lichtbogenofens zur Erzeugung von Stahl, mit relativen elektrotechnischen Werten gegeben. Dieses macht den Vergleich der Betriebszustande versehiede-ner Čfen moglich. Der Grund tur die Ausfuhrung der Gleichun-gen und fur die Darstellung der charakteristischen Zustande ist der Strom eines idealen Kurzschlusses des Lichtbogenofens bzw. deren Starke, und das Verhaltniss des induktiven — Kurz-schluss, und des ohmschen Wiederstandes des Ofens. Die ausgefuhrten Gleichungen fur die Kurzschlussverhaltnisse bei der maximalen Arbeitskraft am Ofentransformator bzw. am elektrisehen Lichtbogen bei maximaler Energieausnutzung, bei maximaler Zeitausnutzung, bei der Grenzbedeckung der War-meverluste und beim maximalen Erosionsindex geben eine Ubersicht uber die mogliche Betriebsweise eines Lichtbogenofens. Mit der Einfuhrung der zusatzlichen Infuktivitat des Licht-bogens, das ist des Verhaltnisses des induktiven VViderstandes des Lichtbogens gegenuber dessen ohmschen Ersatzvvieder-standes (S) ist es moglich fur alle angefuhrten Betriebszustande der Realitat eine entsprechende Abrechnung zu machen, vvelehe die bisher bekannte Anvvendung des sogenannten induktiven Betriebsvviederstandes des Ofens ersetzt. Aus den Gleichungen, ausgefuhrt in relativen VVerten geht herfor, dass beim bekannten Verhaltniss (y), und beim ausgemessenen Faktor (8), der Phasenfaktor (cos f) des Lichtbogenofens in deren allen betrieblichen und technologischen Phasen, die fuhrende Grosse ist. SUMMARY Standard presentation of electric-energy and operating con-ditions of the steelmaking are furnace with the relative electrical values is given, and thus a comparison of operating conditions can be made for various furnaces. Basis for the deduetion of equations and for the presentation of characteristic conditions is the current of ideal short circuit of the are furnace or its pow-er, and the ratio of short-circuit induetive and ohmic resistance of the furnace. The deduced equations for the short-circuit conditions, for the conditions at the maximal effective power on the furnace transformer or on the electric are, at the maximal ener-gy yield, at the boundary covering of thermal losses, and at the maximal erosion index give the possible operating conditions of the are furnace. Introduction of the added inductivity of electric are, i.e. the ratio of induetive reactance of the are and its substi-tuting ohmic resistance (8), enables for ali the previously given real operating conditions a corresponding evaluation which substitutes the so far known application of the so called operating induetive reactance of the furnace. The equations were de-deced for relative values and they show that controlling quantity of the are furnace in ali the operational and technological steps is the power factor (cos KH0CTb CpaBHeHMKD COCTaRHHfl xoaa pa3nnMHbix TkinoB nenefi. OcHOBaHne fl/ifl ocymecTB/ieHMfl ypaB-HeHMii m a/in noHCHeHMR xapaKTepncTMHecKMx cocTaflHMfi npe-flCTaB/ineT co6om tok Maea/ibHoro KopoTKoro 3aMbiKaHMR ayro-BOii ne4H, OTHOCMTe/lbHO eR MOLUHOCTb, a TaK)«e M OTHOLUeHMe 3ambmahme ha kopotko MHflyKTMBHoro m OMM^ecKoro conpoTM-BneHMR ne4M. BbiBeaeHHbie ypaBHeHHH am 3aMbiKaHMfl Ha ko-Potko ajih OTHOiueHMM ripn MaKCMManbHOM pa6oneM xoae ot-HOCMTe/lbHO npn M3KCHMa/lbHOM MOLUHOCTM Ha TpaHCt))OpMaTO-py nenu OTHOCMTe/ibHO Ha 3/ieKTpnMecKoti ayre, npn MaKcu-Ma/ibHOM ncno/i3MBaHMio SHeprHM h BpeMeHM, a TaKMe npn Ma- KCHMa/lbHOM nOKpblTUKD Ten/10BblX nOTepb m npM makcmma/lbHOM 3P03HOHHOM MHflOKCe flaiOT o6o3peHMe Hafl B03MO>KHOCTbtO pačoTbi ayr0B0(i neMM. C BHeceHneM fl06aB0MH0(i mh^ktmbho-cth 3neKTpn4ecKoro ;iyKa, mto 3HamiT OTHOiueHMH nH,ayKTMBH0r0 conpoTMBneHHR ayrn npoTUB ero 3aMeHMMoro oMkmecKoro co-npOTMB/ieHMR (8), 0k3>KeTCR b03m0>KH0CTb flrifl BCeX pa604HX COCTOHHMM pea/lbHblPi COOTBeTCTBeHHblM [10flC4eT, KOTOpblft 3a-MeHRT no cnx nop M3BecTHoe npMMeHeHne TaK Ha3biBaeMoro HHflyKTMBHOrO COnpOTMB/ieHHfl neHkl. M3 ypaBHeHMM, BblBefleHblX b OTHOCTHTenbHblX 3HaHeHMRX C/ie,QyeT, MTO npn M3BeCTHOM OT-HoaieHnn (y) m npn M3MepeHHbiM cfeaKTope 4>a30B0& $aKTop (cos (p) npeacTaB/ifleT co6oii Beflymmo Be/ikiLinHy ayr0B0ii nenu npn efl 0asax npon3BoacTBa n TexH0/i0rkiM np0M3B0flCTBeHHbix n TexHo;iornHecKHx <()a3ax. Korozijska odpornost legiranih litin in nerjavnih jekel v raztaljeni žlindri Vehovar L.*1, Mlakar F.*2 in Poklukar A.*3 UDK: 669.14.018.8:669.15—196:620.193.93 ASM/SLA: R6m, SS, C1q, D11n Delo obravnava elektrokemične korozijske procese, s katerimi je povezana integriteta površine centrifugalnih koles, ki so v kontaktu s tekočo žlindro. Obdelani so mehanizmi korozije v raztaljenih žlindrah, izvedene pa so bite tudi številne raziskave, s katerimi smo poskušali odkriti primerno litino, ki bo v žlindri dovolj visoko korozijsko odporna, ker je žlindra v disociiranem stanju izjemno agresiven medij. Raziskave so pokazale, da so feritna aH austenitna nerjavna jekla oziroma tovrstne litine z nizko vsebnostjo ogljika dovolj odporne v kontaktu z žlindro, saj omogočajo tvorbo stabilnih pasivnih filmov z dovolj visoko repasivacijsko in zaščitno sposobnostjo. UVOD Delo obravnava poškodbe centrifugalnih koles iz običajnega konstrukcijskega maloogljičnega jekla, ki se uporabljajo za razprševanje tekoče žlindre v vlakna, namenjena za izdelavo kamene volne v Termiki — Škofja Loka. Pri kontaktu žlindre s temperaturo do 1400° C s kolesi, ki so z notranje strani vodno hlajena, nastajajo izrazite površinske poškodbe, katere se manifestirajo v obliki mrežastih razpok in stalnega površinskega odnašanja litine, pri čemer pa ni bilo poznano, ali gre za čiste mehanizme obrabe (abrazije), elektrokemično korozijo, ali pa za kombinacijo obeh, s prevlado enega mehanizma nad drugim. Posledica tega so pogoste prekinitve delovnega procesa (menjava koles na ca. 2 dni), kateremu sledi navarjanje in strojna obdelava navarjenih površin. Na takšni osnovi se je izoblikovala želja po uporabi odpornejšega materiala z daljšo življenjsko dobo, ki bo omogočil večjo storilnost. korodirala (na anodi prehajala v ionsko stanje) le, če bo v kontaktu z medijem, iz katerega se kationi lahko reducirajo na katodi, na kateri reagirajo z elektroni, ki se sproščajo pri anodni reakciji. V vodni raztopini so to lahko kationi vodika, različni kovinski kationi, nastali pri di-sociaciji v vodi raztopljene soli (npr. Cu2+ ioni nastali po disociaciji modre galice), ali enostavno v vodi raztopljene molekule kisika. V raztaljeni soli ali žlindri pa so to kovinski kationi. Pri tem velja pravilo, da mora biti potencial redukcije depolarizatorjev na katodi pozitivnejši, kot je potencial reakcije oksidacije na anodi, kjer se kovina od-taplja. Na kinetiko korozijskih procesov pa izrazito vpliva oksidacijska moč taline, ki je definirana z redoks potencialom: 0 = 0o + 51 m _?2i . (1) nF ared pri tem je 0° standardni elektrodni potencial, R plinska konstanta, T absolutna temperatura, n valenca kovinskih ionov pri ravnotežni elektrodni reakciji, F Faradayeva konstanta, aox aktivnost oksidacijskega sredstva in ared aktivnost redukcijskega sredstva. Redoks potencial taline je torej merilo za agresivnost te do kovine. Kovina bo korodirala vse dotlej, dokler se njen potencial ne izenači z redoks potencialom taline. Če je potencial kovine žlahtnejši od redoks potenciala taline, kovina ne korodira, saj poteka reakcija ... (2) v desno le, če kovina, ki korodira, izpodriva iz taline nekovinski ali kovinski ion-kation (npr. Na+ iz raztaljene soli NaCI v kovinski obliki, tj. kot Na po katodni reakciji Na+ + e — Na, ali Mg + iz disociiranega MgO kot Mg po katodni reakciji Mg + + e — Mg). KOROZIJA KOVIN V RAZTALJENIH SOLEH IN ŽLINDRAH Sistem kovina-raztaljena sol je podoben sistemu ko-vina-vodna raztopina; pri slednjem veljajo elektrokemične zakonitosti korozije kovin. V raztaljenih soleh bo torej kovina propadala prvenstveno zaradi elektrokemične korozije, mehanizme te pa je možno v celoti aplicirati tudi na korozijo kovin v raztaljenih žlindrah. Večina raztaljenih soli in žlinder se nahaja v ionskem stanju, kar je osnova za elektrokemično korozijo, katere procesi se ločeno odvijajo na anodi in katodi. Kovina bo *1 Dr. L. Vehovar, dipl. ing., SŽ-Metalurški inštitut, Lepi pot 11, Ljubljana *2F. Mlakar, dipl. ing., SŽ-Železarna Štore, Štore *3A. Poklukar, dipl. ing., Termika, Škofja Loka Originalno publicirano: ŽEZB 23 (1989) 2 Rokopis prejet: januar 1989 + AB MB + A ... (2) I l ^ X X izpodrinjena kovina talna korozijski oz. nekovina soli produkt To pa je možno, če je potencial kovine, ki korodira, negativnejši od potenciala reakcije redukcije na katodi. Hitrost korozije kovine v talini je torej odvisna od potencialne razlike med anodnim in katodnim procesom. Bolj ko je npr. talina oksidativna in bolj ko je potencial kovine negativen, tem večja je hitrost korozije. Kovina je lahko izpostavljena talini v treh oblikah: — v pogojih, ko ravnotežje ni doseženo, — v pogojih, ko je možna pasivacija, — v ravnotežnih pogojih med kovino in talino. Korozija se pojavlja v primerih, ko ravnotežje ni doseženo, za prasko pa je zanimiva druga možnost, za ka- M / kovina tero je značilna pasivacija, ki nastopi, ko se na površini kovine tvorijo adherentni in homogeni korozijski produkti, ki preprečujejo direkten kontakt kovine s korozijskim medijem. Pasivacijo je možno pričakovati v talinah oksi-dativnega tipa, pa tudi v talinah, kjer se uvaja kisik (primer vpihovanja zraka v raztaljeno žlindro pri produkciji žlindrnih vlaken). Da bi se material pasiviral, pa mora imeti tovrstno sposobnost, ki se najlaže doseže z ustreznim legiranjem (zlitine železa z dodatki Cr, Ni, Mo, Al, Si itd.). V primerih, ko pasivacija ni možna, se korozija lahko omeji, če kovina doseže ravnotežje s talino. Pogosto je sistem podvržen le začetni koroziji, zatem pa redoks potencial taline pade, kar je lahko posledica slabe difuzije depolarizatorjev iz taline na katodo aii prepočasno odvijanje katodne reakcije zaradi zasedenosti oz. inertnosti katodnih površin. anodna reakcija: Fe—► Fe2+ + 2e katodna reakcija s kovinskimi kationi Mn+: ali z Mg + : Mn+ + ne —► M Mg+ + e — Mg katodna reakcija z raztopljenim kisikom v žlindri: 02 + 4e — 202_ ... (5) ... (6) ... (7) ... (8) S sekundarno reakcijo elektrokemičnega korozijskega procesa pa se tvorijo korozijski produkti, ki prehajajo v žlindro: Fe2+ + O2" — FeO ... (9) Korozija železa v raztaljenih žlindrah Kot je že bilo omenjeno, je korozijo kovin v raztaljenih žlindrah možno primerjati z elektrokemično korozijo v vodnih raztopinah. Pri tem pa je hitrost elektrokemične korozije odvisna od potenciala redukcije depolarizatorjev na katodi, to je asimilatorjev elektronov (to so kovinski kationi iz žlindre ter v žlindri raztopljeni kisik) in kovino, ki korodira. V tej zvezi pa je pomembna molekularna oziroma ionska sestava raztaljene žlindre. Večji del splošnega obnašanja žlindre je zajet z molekularno teorijo, po kateri je raztaljena žlindra sestavljena iz nedisociiranih kompleksnih molekul in nevezanih oksidov. Po tej teoriji so vse tiste komponente tekoče žlindre, ki so vezane v kompleksne molekule, neaktivne, s kovino pa lahko kemično reagirajo samo nevezani oksidi. Aktivnost kisika pa je pri tem izrazito odvisna od razmerja % Ca/% Si02 v žlindri. Ionska teorija nudi kompleksnejšo razlago o koroziji železa v prisotnosti tekoče žlindre. Po tej teoriji je žlindra ionizirana tekočina, ki ima dobro električno prevodnost, kar pomeni, da lahko deluje enako kot vodna raztopina, tj. elektrolit, potreben za elektrokemični korozijski proces. V takšnih talinah s kislimi oksidi, kjer je kemična vez precej izražena, Si02 ne bo ioniziral v kovinske in ki-sikove ione, temveč se s kisikom tvorijo kompleksni ioni (SiOj") in analogno temu npr. PO4", BO3" itd. Tendenca elementov k tvorbi kompleksnih oksidov narašča po takem zaporedju: Ca, Mg, Mn, Fe, Cr, Al, Si, P itd. Tudi ionska oblika Si02 v tekoči žlindri se spreminja v odvisnosti od koncentracije kisikovih ionov (O2-), katerih prisotnost v žlindri je omogočena z disociacijo bazičnih in amfoternih oksidov. Če je 02~ ionov malo, se formirajo verige silikatnih ionov, kar povzroča precejšnjo viskoznost žlindre in njeno manjšo agresivnost. Izrazito bazični oksidi imajo sposobnost disociacije; oddajajo O2- ione, kisli oksidi (npr. Si02, P205) pa ne kažejo to tendenco. Nasprotno, ti jih porabljajo, s tem pa se tvorijo kompleksni ioni: (P206) + 3(02-) - 2 (POJ") ... (3) (Si02) + 2(02") (SIOJ-) ... (4) Pri koroziji železa v raztaljeni žlindri, v kateri so nevezani disociirani oksidi, ki tvorijo O2- anione in nekovinske ter kovinske katione, npr. kalcija, magnezija, mangana, kroma itd., potekajo primarni elektrokemični korozijski procesi na naslednji način: Na katodi pa lahko podobno kot mangan reagirajo tudi drugi kationi, bodisi posamezno bodisi istočasno z molekularnim kisikom, ki je raztopljen v žlindri. Kationi in molekularni kisik predstavljajo torej depolarizatorje na katodi (porabljajo elektrone) in dokler teče katodna reakcija, poteka tudi anodno odtapljanje železa. Korozija bo torej večja v bazični žlindri, ker je bolj oksidativna in ker nudi več kovinskih depolarizatorjev, nastalih z disociacijo teh oksidov. Gonilna sila korozijskega procesa bo torej potencialna razlika med anodno in katodno reakcijo. Železo bo torej korodiralo vse dotlej, dokler se njegov potencial ne izenači s potencialom reakcije redukcije depolarizatorjev na katodi. V obravnavanem primeru korozije koles pa polarizacija korozijskega procesa ni možna, ker stalno doteka sveža žlindra, zato pa je tudi korozijski proces tako radikalno izražen. Sestava žlindre, ki se rabi za produkcijo žlindrne volne in v kateri so bile tudi izvršene različne raziskave, je takale: Si02 = 41-43 % Al203 = 15-16 % Fe203 (FeO) = 5-7% CaO = 14-16 % MgO = 11-13% Slika 1: Korozijsko poškodovano kolo (0 450 mm) zaradi delovanja raztaljene žlindre Fig. 1 By corrosion damaged vvheel (0 450 mm) due to action of molten slag Slika 2: Interkristalna propagacija korozije v maloogljičnem jeklu, vrste Č.0361, v raztaljeni žlindri (pov. 200 x) Fig. 2 lntercrystalline corrosion propagation (magn. 200 x) Kolesa, ki se trenutno uporabljajo pri proizvodnji ter-vola, so iz konstrukcijskega maloogljičnega nelegirane-ga jekla, kvalitete Č.0361. S podobnim dodajnim materialom pa tudi navarjamo te po obrabi. Videz poškodb je prikazan na sliki 1. Največje poškodbe nastajajo v srednjem delu, kjer je tudi kontakt z žlindro največji. Metalografska preiskava, izdelana na prečnih obrusili, jasno odkriva naravo trošenja materiala. Dominantna je elektrokemična korozija, ki prodira v globino pretežno po mejah kristalnih zrn (slika 2 in 3). Prisotno je torej selektivno anodno odtapljanje, ki po morfološkem videzu povsem spominja na selektivno oksidacijo kovine. Toda slednje predstavlja kemično korozijo, ki nastaja na mejni površini kovina-oksidativna atmosfera. Če je navzven hitrost difuzije najbolj reaktivnih, tj. termodinamično najmanj stabilnih elementov, v zlitini manjša od hitrosti difuzije kisika navznoter, nastopi v takšnem primeru notranja oksidacija; v nasprotnem primeru pa le površinska oksi-dacija. Ti procesi so odvisni od količine in hitrosti difuzije kisika, ki tako kontrolira proces notranje ali površinske oksidacije. Vendar pa pogoji za takšno vrsto korozije niso dani, saj je prisoten korozijski sistem kovina-tekoča žlindra, za katerega po literaturnih podatkih (lit. 3 in 4) Slika 3: Enako kot na si. 2, vendar drugo mesto; širjenje korozijskih iz-jed po mejah kristalnih zrn (pov. 500 x ) Fig. 3 Joining of corrosion cavities on grain boundaries; numerous small local pits in the interior of grains appeared on spots of im-purities and coagulated pearlite vvhich act as anodes (magn 500 x ) veljajo zakonitosti elektrokemične korozije, ki temelji na termodinamičnih principih delovanja sistema kovina-di-sociirana tekočina (elektrolit). Raztopljeni kisik v tekoči žlindri torej deluje kot depolarizator na katodi (asimilator elektronov po enačbi 8), to pa omogoča nemoten potek anodne parcialne reakcije (anodno odtapljanje železa v obliki Fe2+ ionov). Selektivno elektrokemično odtapljanje, pa tudi selektivna oksidacija povzročata nastajanje številnih praznin v notranjosti materiala. Te so posledica nastajanja koncentracijskih razlik najbolj reaktivnih elementov (npr. Cr ali C) med notranjostjo materiala in površino, na kateri se v kontaktu s korozijskim medijem (tekočo žlindro pri elektrokemični koroziji ali različnimi atmosferami v primeru kemične korozije) ti elementi trošijo. Pri povišanih in visokih temperaturah so procesi migracije iz notranjosti proti površini dovolj aktivni. Pri maloogljičnem konstrukcijskem jeklu, iz katerega so izdelana kolesa, ogljik migrira k zunanjim površinam, na izpraznjenih mestih pa se tvorijo praznine (črne pike Slika 4: Elektronski posnetek elementov v korozijskih izjedah (pov. 600 x ) Fig. 4 Electron image of elements in corrosion pits (magn. 600 x ) na sliki 2 in 3), ki se z nadaljnjo difuzijo združujejo v številne večje. Ogljik ima tendenco migracije h kristalnim mejam, kjer predstavlja efektne katode, neposredna okolica pa je anodna. Tolikšna potencialna razlika povzroča anodno odtapljanje matrice v neposredni bližini mej ali drugih konstituentov anodnega tipa (različne nečistoče), ki pa so običajno izločeni po mejah zrn. Čim večja je torej vsebnost ogljika, tem slabša je korozijska odpornost (korozijski potencial je negativnejši), kar se jasno manifestira na diagramih slike 5. Raziskave na elektronskem analizatorju potrjujejo elektrokemično naravo korozije, saj se v korozijskih izje-dah (tudi tistih, ki so na metalografskih obrusih odmaknjene od površine) nahajajo večje količine Si, Al, Ca in Mg (slika 4), torej elementov, ki vstopajo v korozijski proces in se izločajo na katodnih površinah izjed na osnovi katodne reakcije kationov teh elementov, nastalih po disociaciji žlindre. ŠTUDIJ KOROZIJSKE ODPORNOSTI LEGIRANIH LITIN IN JEKEL V RAZTALJENI ŽLINDRI V preiskavo smo vključili legirane litine, za katere je značilna razmeroma visoka vsebnost ogljika, kar z ostalimi legirnimi elementi predvsem omogoča visoko obrab-no odpornost. Naša predpostavka, da je možno z majhnimi dodatki Cr, Ni in Mo (do ca. 1 %) doseči dovolj odporne pasivne filme, se je pokazala napačna. Zato smo povečali vsebnost kroma na 20 oziroma 30 %, toda že uvodne preiskave so potrdile, da ima ogljik prevladujočo vlogo na tvorbo stabilnih pasivnih filmov pri omenjeni delovni temperaturi tekoče žlindre. Stabilnost pasivnih filmov smo v končni fazi skušali ohraniti z znižanjem ogljika pod 0,1 % in dodatkom bodisi le kroma (feritno nerjavno jeklo) bodisi kroma in niklja (austenitno nerjav-no jeklo). Kemična sestava litin in nerjavih jekel, ki so bila vključena v to raziskavo, je naslednja: Tabela 1 Oznaka litine Kemična sestava v % in jekel C Si Mn P S Cr Ni Mo Mg Cu L-1 0,86 1,0 0,28 0,016 0,016 0,98 1,12 0,65 L-2 0,83 0,78 1,12 0,017 0,015 0,96 1,18 0,67 L-3 1,45 1,49 0,91 0,021 0,012 0,84 1,17 0,65 L-4 1,56 1,33 1,16 0,018 0,014 0,84 1,18 0,65 L-5 2,34 1,39 0,95 0,027 0,011 0,03 5,12 0,73 Fe-20Cr 0,96 0,37 0,16 0,016 0,008 20,68 _ — Fe-30Cr 0,95 0,47 0,16 0,016 0,003 28,35 — — Ni-resist 2,36 1,42 0,70 0,021 0,004 2,51 27,41 — 0,088 0,41 č.4170 (feritno) C.4571 0,07 0,50 1,24 0,031 0,025 16,64 0,17 0,15 (austenit.) 0,03 0,23 1,93 0,029 0,002 19,69 10,12 0,04 C.0361 0,16 Opomba: — obe nerjavni jekli nista bili stabilizirani — litine so bile odlite v jekleno kokilo Korozijska odpornost je bila določena z merjenjem izgube teže ploščatih vzorcev (70 x 70 x 6 mm), ki so 7.0 6.5 _ 6,0 |5-5 J? 5,0 V-5 E 4.0 < N S 3.0 a 2,5 O) ~ 2.0 j 1.5 1.0 0,5 0 Ni- resist j r - t - / / - / // r - , / i __X- —*— Č.O 361 C.4)70. C.4571. 12 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 Cas izpostave (min) 14 15 16 17 18 Slika 5: Korozijska odpornost različno legiranih litin in nerjavnih jekel v tekoči žlindri Fig. 5 Corrosion resistance of various alloyed čast steels and stain-less steels in molten slag bili izpostavljeni v tekoči žlindri takoj po njenem izstopu iz kupolke. Rezultati so prikazani na diagramih slike 5. Raziskave kažejo, da z naraščanjem vsebnosti ogljika v litini pada korozijska odpornost (večja izguba teže). Izjema je litina L-5, ki vsebuje 5,12 % niklja, vendar pa se z naraščanjem vsebnosti tega elementa korozijska odpornost drastično poslabša (primer Ni-resista). Propa-gacija korozije v tej litini poteka interkristalno po den- mms. Slika 6: Interkristalni potek korozije v Ni-resistu (pov. 100x) Fig. 6 Course of intercrystalline corrosion (magn. 100 x) dritnih vejah oziroma po mejah litih zrn (slika 6), ponekod pa je prisotna tudi splošna korozija. Pri Ni-resistu je zaznavno splošno odtapljanje ali pa predstavljajo efektne anode Cr karbidi, izločeni v austenitni matrici. Signifikanten je vpliv ogljika v litini Fe-20Cr in Fe-30Cr. Visoka vsebnost kroma ob tako visokem ogljiku ne omogoča nobene zaščite. Splošna korozija prodira v notranjost v obeh primerih frontalno in z veliko hitrostjo (slika 7). Očitno je, da nobena od navedenih 8 litin ne daje ustrezne korozijske odpornosti. Prikazane korozijske razlike na diagramu slike 5 so le simbolične narave, saj izgube teže že po 3 minutah izpostave presegajo vse meje, ki se postavljajo za korozijsko odporne materiale. Slika 7: Frontalen korozijski napad Fe-20Cr litine (pov. 100x) Fig. 7 Frontal corrosion attack in Fe-20Cr čast steel (magn. 100x ) Korozija nerjavnega jekla, vrste Č.4170 ali Č.4571, napreduje v notranjost zelo počasi v obliki gostega pit-tinga (slika 8). Slika 8: V feritnem nerjavnem jeklu napreduje korozija v zunanji, s kromom osiromašeni coni v obliki gostega pittinga (pov. 200 x ) Fig. 8 In Ferritic stainless steel corrosion propagates in form of dense pitting (magne 200 x ) Podobno kot pri Č.0361 jeklu je tudi pri obeh nerjavnih jeklih značilna migracija najbolj reaktivnega elementa proti površini. To je krom, ki ima precej negativen korozijski potencial v odnosu na feritno ali austenitno matrico. Predstavlja anodo, ki se na površini pri kontaktu z žlindro selektivno odtaplja, tako nastali Cr ioni pa poskušajo s kisikom tvoriti pasivne filme. Zaradi omenjene koncentracijske razlike in difuzije kroma k zunanjim površinam ostajajo v notranjosti materiala številne praznine. Te se z nadaljnjo difuzijo združujejo v večje (črne pike na sliki 8), katere na površini sovpadajo s korozijskimi piti, nastalimi po številnih repasivacijah poškodovanega pasivnega filma. Pri nerjavnih jeklih je torej nastajanje zunanjega pasu, ki se loči po močnem barvnem kontrastu, posledica odtapljanja kroma na površini. Z EDS analizo feritnega nerjavnega jekla Č.4170 smo ugotovili, da znaša vsebnost kroma 5 (im pod površino le 3.4 utež. %, na razdalji 23 p.m od površine 7.7 %, pri 46 |im 11.9 % in pri 230 |im 17.1 %, kar že ustreza vsebnosti v izhodnem materialu. Tovrstne meritve kažejo, da je žlindra izjemno agresiven korozijski medij, v katerem tudi nerjavna jekla ne morejo tvoriti visokokvalitetnih pasivnih filmov, ki običajno nastajajo z > 12 % Cr. V primerjavi z litinami imata obe nerjavi jekli neprimerno manjše korozijske izgube. Medtem ko pri večini litin že po 3 minutah nastopi večja ali manjša perforacija preizkušancev, pa tega vzorci iz nerjavega jekla ne kažejo. Izguba teže teh znaša po 18 minutah izpostave le 0,008 g/cm2. Iz nagiba krivulj v diagramu slike 5 lahko celo sklepamo, da je vzdržljivost obeh jekel v obratovalnih pogojih velika. Problem trošenja koles je torej rešljiv na dva načina: — reparaturno navarjanje z austenitnim ali feritnim nerjavnim dodajnim materialom, — izdelava bandaž za kolesa iz nerjavne austenitne ali feritne litine z vsebnostjo C>0,08 %. V nadaljevanju preiskav smo se zaradi trenutno enostavnejše izvedbe odločili za navarjanje. Vzroki nestabilnosti pasivnih filmov Pri iskanju vzrokov za zelo slabo korozijsko odpornost litin smo na visokotemperaturnem mikroskopu v atmosferi argona določili temperaturo zmehčišča in tališča litin ter obeh nerjavnih jekel. Predpostavili smo, da imajo visokoogljične legirane litine v primerjavi s korozijsko odpornejšim nerjavnim jeklom z nizko vsebnostjo ogljika precej nižje zmehčišče na kontaktni površini kovina-tali-na. To omogoča destrukcijo pasivnega filma na tej površini ali obratno: v »testastem« stanju kovina ne nudi stabilne podlage, na kateri bi se lahko oblikovali stabilni, dovolj debeli in kompaktni pasivni filmi. Materiali z nizkim zmehčiščem so torej v obravnavanem primeru termodinamično manj stabilni. Obstaja celo bojazen površinskega nataljevanja (Ni-resist). Rezultati meritev na visokotemperaturnem mikroskopu so prikazani v tabeli: Tabela 2 Material Temperatura zmehčišča (°C) Tališče (°C) L-1 1300 1440 L-2 1300 1455 Fe-30Cr 1300-1350 1445 Č.4170 — 1600 Č.4571 — 1600 Ni-resist 1120 1208 Izmerjene temperature zmehčišč ter v tej povezavi možnost tvorbe stabilnih zaščitnih filmov na takšnih površinah dajejo dovolj prepričljivo sliko o uporabnosti preiskovanih litin in nerjavnih jekel v kontaktu s tekočo žlindro, katere delovne temperature znašajo med 1280 in 1400° C. Dodatno lahko trdimo, da imajo obravnavane li- tine v primerjavi z nerjavnim jeklom precej nižji korozijski potencial, kar še bolj povečuje njihovo nestabilnost. Ta nestabilnost je odraz visoke vsebnosti ogljika, ki deluje katodno. Korozijske preiskave navarjenih slojev Navarjanje koles je bilo izvedeno z naslednjim dodaj-nim materialom, praški in varilnimi parametri: Tabela 3 Dodajni material Železarne Jesenice Orientacijska kemična sestava žic (%) Si Mn Cr Ni Ti Žica EPP 20/9/7Ti 0 4 mm (avstenitna) Žica EPP 17 0 4 mm (feritna) 0,09 0,60 6,5 19,5 10 0,35 0,05-0,08 0,40-0,50 0,5-0,6 17-17 0,45 V obeh primerih je bil uporabljen varilni prašek, vrste OP 71 Cr, varilni tok 500 A in napetost 28 V. Po strojni obdelavi troslojnega navara je znašala debelina preostanka čistega vara ca. 4 mm, kar je bilo dovolj za ugotavljanje korozijske odpornosti tako navarjenih koles direktno v obratovalnih pogojih. Izpostava koles z navarom iz EPP 20/9/7Ti potrjuje dobro obstojnost tovrstnega materiala v tekoči žlindri. Če so do sedaj uporabljana kolesa iz običajnega malo-ogljičnega jekla vzdržala v povprečju 48 ur (v tem času se tvori izjeda, prikazana na sliki 1), se na oplemenitenih površinah z austenitnim nerjavnim materialom porajajo prve mrežaste razpoke šele po 167 urah, kar pa proces razprševanja tekoče žlindre ne moti. Po 14 dneh neprekinjenega dela so razpoke sicer napredovale (širina do 1 mm in dolžina do 35 mm), vendar pa so preostale površine skoraj intaktne. Obnova takšnih poškodb s ponovnim, le enoslojnim navarjanjem, pa omogoča nadaljno uspešno rabo koles. Podobno se obnašajo tudi navarjeni sloji s feritnim dodajnim materialom, vendar pa je bila po 134 urah izpo- stava prekinjena. Zaradi neprimernega navara so se navarjeni sloji ponekod odtrgali, to pa je povzročilo nedovoljene vibracije koles, ki se vrtijo s 7000 obrati/minuto. ZAKLJUČKI Raziskave korozijske odpornosti različnih legiranih litin in nerjavnih jekel kažejo, da predstavlja raztaljena žlindra zelo agresiven korozijski medij. Zaradi njene visoke stopnje disociacije so katodne reakcije elektroke-mičnega procesa zelo efektne, kar omogoča hitro anod-no odtapljanje kovine. Velike korozijske hitrosti so predvsem izražene pri legiranih litinah z visoko vsebnostjo ogljika (C >0,85%) in s ca. 1 % Cr, 1 % Ni in 1 % Mo oziroma pri tistih s ca. 2,34 % C ter 20—30 % Cr. Te litine imajo nizek korozijski potencial, pri delovnih temperaturah med 1280 in ca. 1400° C pa se na njihovi površini ne morejo tvoriti dovolj stabilni pasivni filmi. Vzrok tega je zmehčana površinska plast teh litin, ki imajo v primerjavi z nerjavnimi jekli precej nizko temperaturo zmehčišča. To znižuje njihovo termodinamično stabilnost. Nerjavna austenitna ali feritna jekla s C <0,08 % tvorijo stabilnejše pasivne filme, ki dvigujejo korozijski potencial sistema k pozitivnejšim potencialom, pri višjih delovnih temperaturah. To omogoča ekonomično obratovanje navarjenih koles z nerjavnimi jekli pri procesu razprševanja tekoče žlindre v vlakna, ki se rabijo pri produkciji ter-vola. LITERATURA 1.The International Nickel Company: Engineering Properties and Applications of Ni-resist (4. izdaja), New York, 1. 1954 2. H. T. Angus: Čast lron-Physical and Engineering Properties, Butterworths — London, str. 32, 223—237, 366 — 367 3. L. L. Shreir: Corrosion — Volume 1, str. 2:110—2:119 4. Corrosion, Volume 13, Metals Handbook Ninth Edition, str. 50—55, 88-91 5. D. Božič: Hemijska metalurgija gvožda i čelika, Naučna knjiga 5, Beograd, 1. 1967, str. 258—320. ZUSAMMMENFASSUNG Untersuchungen uber die Korrosionsbestandigkeit von ver-schieden legiertem Stahlguss und nichtrostender Stahle zei-gen, dass geschmolzene Schlacke ein sehr aggresives Medium darstellt. Wegen des hohen Dissoziationsgrades der Schlacke sind die Katodenreaktion der elektrochemischen Prozesse sehr effektvoll, vvodurch ein schnelles Anodenvvegschmelzen von Metali moglich ist. Hoche Korrosionsgeschwindigkeiten sind vorallem sichtbar bei legiertem Stahlguss mit hohem Kohlenstoffgehalt (C 0,85 %) und ca. 1 % Cr, 1 % Ni und 1 % Mo bzw. bei diesem mit ca. 2,34 % C und 20—20 Cr. Diese Legierungen haben ein niedriges Korrosionspotenzial bei den Arbeitstemperaturen zvvischen 1280 und ca. 1400° C so, dass sich an deren Oberfla- che genugend stabile passive Filme nicht bilden konnen. Die Ursache dazu ist die Ervveicherung der Oberflachenschicht die-ser Legierungen die im Vergleich zu den nicht rostenden Stah-len eine ziemlich niedrige Ervveicherungstemperatur besitzen. Dadurch wird deren thermodinamische Stabilitat niedriger, Nichtrostende austenitische oder ferritische Stahle mit dem Kohlenstoffgehalt <0,08 % bilden stabile passive Filme, die den Korrosionspotenzial des Systemes bei hoheren Arbeitstemperaturen zu den positiven Potenzialen erhohen. Dieses ermog-licht einen ekonomischen Betrieb mit nichtrostendem Stahl an-geschvveisten Radern bei der Zerstaubung flussiger Schlacke in Fasern die zur Produktion von Tervol dienen. SUMMARY The investigations of corrosion resistance of various čast steels and stainless steel show that molten slag is an aggres-sive corrosion medium. Due to its high degree of dissociation, the cathode reactions of the electrochemical process are very effective vvhich enables fast anodic dissolution of metal. High corrosion rates are mainly pronounced in alloyed čast steels with high carbon content (C <0.85 %) and with about 1 % Cr, 1 % Ni and 1 % Mo, and in those steels with about 2.34 % C and 20—30 % Cr. Those čast steels have low corrosion poten-tial, and not enough stable passive films can be formed on their surface at the operating temperatures between 1280 and about 1400° C. The reason is the softened surface layer in these steels since they have a rather low temperature of softening in comparison with the stainless steel. Thus their thermodynamic stability is reduced. Stainless austenitic or ferritic steel with C <0.08% forms stable passive films vvhich increase the corrosion potencial of the system tovvards the more positive potentials at higher temperatures of operation. Thus cladding the vvheels for desintegration of molten slag into fibres in manufacturing Tervol with stainless steel enables their more economic operation. 3AKJ1IOMEHME MccneflOBaHMH K0pp03H0H0r0 conpoTUB/ieHMn pa3Hbix /iern-poeaHHbix cn/iaeoB HepwaBeiomMx CTa/ien noKa3biBaioT, hto MMeHHO pacnnaB^eHHbiPi uj/ia« npeflCTaBnneT co6ofl 04eHb arpeccMBHOe K0pp03H0HH0e cpeacTBo. Bc/ieacTBMH ero buco-kom cieneHK flMccouMauMM HB/inioTCfl KaTOflHbie peaKunn 3/ieKTpOXMMMHeCKHX npOUeCCOB OMeHb 3eKTMBHblMM, 4to RaŠT b03m0>KH0CTb ČblCTpOH aHOflHOM nnaBKu Meianna. COOTBeTCTBeHHbl 6onbWHe 6blCTpOTbl Bbipa>KeHbl r/iaBHblM 06pa30M npn nerupobahhom nmbe c bhcokmm coflep>KaHMeM yr/iepoaa (C 0,85 %) m npn6/i. 1 % Cr, 1 % Ni m 1 % Mo othocm-Te/ibHO npn cn;iaBax c coflep>xaHMeM npn6;i. 2,34% C m 20—30 % Cr. 3to /lMTbe Bbipa>neHO c hm3kmm K0pp03M0HHbiM noTeHLtMa/ioM npn pa6onnx TeMnepaTypax Me>Kfly 1280 m npn6;i. 1400° C. npn 3tmx yc^0BMfix Ha mx n0BepxH0CTM He o6pa3yK3TCfl AOCTaTOHHO npoHHbie naccnBHbie n/ibMbi. ripM4MHa 3T0My co-CTOMT b TOM, MTO n/laBHbIM nOBepXHOCHblH C/lOpi 3t0to nMTbfl, KO-Topbie b cpaBHeHUM c Hep>KaBeiomePi cia/in MMeeT AOCTaTOHHO HM3Kyio TeMnepaiypy cMArneHUR, hto CHM>teppMTHbie CTa/ikt c yrne-po^oM HM>Ke 0,08 % o6pa3ytoT CTa6M.nbHbie naccHBHbie tpunb-Mbl, KOTOpbie nOBbllijaiOT K0pp03U0HHblki nOTeHUMan CMCTeMbl k 6o/iee n0/i0>KHTenbH0M noTeHuna/iy, npn 6o;iee bwcokmx ae/io-BblX TeMnepaTypaX. 3T0 flaeT B03M0>KH0CTb BbinOJIHHTb 3k0h0-MMnecKoe np0M3B0acTB0 npMBapeHHbix KO^ec c Hep>naBeioLi4ePi CTanu npn npouecce pasnbmemifl TeKymero ujnana b BonoKHa, KOTOpbie MMetoT npMMeHeHMe npn np0M3B0flCTBe TepBO/ia. I xe>> SLOVENSKE ZELEZARNE m P 64270 Jesenice, Cesta železarjev 8, teleks: 34526 ZELJNS. Jugoslavija telefon: (064) 81 231, 81 341, 81 441, telegram. Železarna Jesenice O spinodalni premeni v zlitini železa s 5 do 24 % Co in 28 % Cr F. Vodopivec*, M. Pristavec*, J. Žvokelj*, D. Gnidovec* in F. Grešovnik Določena je bila temperatura spinodalne premene faze a in kinetika te premene z dilatometrijo, elektronsko mikroskopijo, rentgensko spektrometrijo in izotermno evolucijo trdote. CILJ DELA Zlitina železa z 10.5 % Co, 28 %Cr in manjšimi količinami sekundarnih elementov spada med zlitine za permanentne magnete za masovno rabo. Pred zlitinami AINiCo, ki dosegajo le nekoliko boljše magnetne lastnosti, se odlikuje po tem, da je predelovalna v toplem in hladnem in je mehansko obdelovalna z odvzemom ostružkov, medtem ko so zlitine AINiCo obdelovalne le z brušenjem in so nepreoblikovalne. Sposobnost, da obdrži magnetizem, dobi zlitina tako, da v določenem intervalu temperature ct faza v njej spi-nodalno razpade na dve komponenti, a, in a2, ki imata enako kristalno mrežo, vendar imata različno sestavo (1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9). Faza a, je bogatejša z železom in kobaltom. Termična obdelava obsega več stopenj; najprej žarjenje za homogenizacijo pri temperaturi nad 1000° C, gašenje, segrevanje nad spinodalno temperaturo, ohladitev na spinodalno temperaturo in počasno kontrolirano ohlajenje ali ohlajenje v magnetnem polju. S temperaturo in trajanjem spinodalne premene se doseže določena velikost spinodalnih faz. Cesto se ta velikost v literaturi poimenuje kot valovna dolžina, ki vpliva predvsem na re-manenco, nato pa se s počasnim ohlajanjem povečuje razlika v sestavi med fazama, pri čemer raste predvsem koercitivna sila. Z ohlajanjem v magnetnem polju se dosegajo boljše lastnosti (6, 10), lastnosti za mnoge namene uporabe pa je mogoče doseči z impulznim magnete-njem po termični obdelavi brez magnetnega polja. Pri standardni termični obdelavi se dosegajo izotrop-ni magneti, za mnoge namene uporabe pa so bolj primerni anizotropni magneti. Anizotropijo dosežemo tako, da se s hladno deformacijo v velikosti do 60 % spočetka izotropna spinodalna struktura pretvori v tako s podolgovato obliko spinodalnih faz (11). Cilj tega dela je predstaviti nekatera spoznanja in rezultate o spinodalni premeni, ki smo jih dosegli v okviru raziskav, usmerjenih v obladovanje procesa ustvarjanja magnetne anizotropije. 2. MATERIALI IN METODIKA DELA Preizkuse smo izvršili na več zlitinah s sestavo, ki je navedena v tabeli 1. Vse zlitine smo izdelali s taljenjem v indukcijski peči iz elektrolitskega kroma in kobalta ter iz *' Prof. dr. Franc Vodopivec, dipl. ing. met. — Metalurški inštitut, Ljubljana Originalno publicirano: ŽEZB 23 (1989) 2 Rokopis prejet: januar 1989 UDK: 669.018.58:669.112:620.187 ASM/SLA: M21e, M22g, M23b, SGAn, N8, 2—60, 3—67 relejnega železa, zato vsebujejo tudi nekaj nečistoč. Količina ogljika in mangana sta pod mejo, ki se navaja kot zgornja dovoljena za te vrste zlitin (12, 13). Silicij je bil v eno od zlitin legiran zato, da se poveča stabilnost faze a, vanadij pa zato, da se doseže v razponu termične obdelave še izločilna utrditev. Vse zlitine smo s kovanjem pre- Tabela 1 Sestava zlitin Elementi 5 % Co Cr C Mn Al Ti Si V Fe 1 5.4 28.3 0.022 0.16 1.16 0.54 / / razi. do 100% 2 10.0 27.8 0.025 0.18 1.10 0.55 / / razi. do 100 % 3 14.4 27.9 0.026 0.17 1.16 0.51 / / razi. do 100 % 4 17.1 28.2 0.023 0.18 1.10 0.58 / / razi. do 100 % 5 24.4 27.9 0.028 0.16 1.11 0.57 / / razi. do 100 % 6 10.8 29.9 0.032 0.18 / / / / razi. do 100 % 7 10.2 28.8 0.036 0.17 / / 0.59 0.07 razi. do 100 % Temperatura . "C Slika 1. Zapisi spremembe dolžine istega vzorca pri treh zaporednih ohlajanjih v dilatometru s temperature 680° C. Fig. 1 Records of length variations of the same sample in three con-secutive coolings in dilatometer from 680" C. delali v palice s premerom okoli 10 mm in iz teh palic izdelali vzorce za preizkuse in preiskave. Dilatometrijske meritve smo izvršili na diferenčnem dilatometru z grafičnim zapisovanjem, mikrostrukturo smo opazovali v optičnem mikroskopu in v presevnem elektronskem mikroskopu. Folije za ta mikroskop smo pripravili z elektrolitskim tanjšanjem. Termična obdelava je obsegala homogenizacijo z enournim žarjenjem pri 1000 oz. 1200° C in gašenjem, nato so bili vzorci zadržani 30 min. pri 680° C, preneseni v peč pri temperaturi 625 do 550° C in gašeni. Slika 1 prikazuje dilatometrijske krivulje, posnete pri 3-kratnem ohlajanju istega vzorca. Iz te slike je mogoče zaključiti, da je diatometrijski zapis ohlajanja zelo razločen in ponovljiv. Z analizo teh in drugih zapisov smo pripravili vse podatke o spinodalni premeni, ki jih opisujemo v nadaljevanju tega sestavka. 3. VPLIV KOLIČINE KOBALTA NA STABILNOST a FAZE Na sliki 2 je prikazana odvisnost med količino kobalta in temperaturo, pod katero faza a ni več obstojna in razpade v obe spinodalni komponenti, a, in a2. Meja področja faze a, ki je določena z dilatometrijo, se presenetljivo dobro ujema s tisto, ki je bila določena z elektronsko mikroskopijo in na podlagi magnetnih lastnosti v viru 7. Vrednost te ugotovitve ni samo v potrditvi znane odvisnosti po drugačni metodi, ampak tudi v potrditvi di-latometrije kot metode, primerne tudi za študij spinodal-ne premene. Na dilatometerskem zapisu je bilo mogoče določiti tudi točko, ki bi jo lahko navidezno razložili kot spodnjo mejo stabilnosti spinodalnih faz a, in a2. K razlagi tega fenomena se bomo povrnili kasneje. Dilatometrijske analize za pripravo slike 2 smo izvršili pri hitrosti ohlajanja 300° C/uro, ki je predpisana za standardna dila-tometrijska merjenja, s katerimi se spremlja v jeklih večinoma premena faze y v fazo a. Mehanizem spinodalne premene je popolnoma drugačen od alotropske premene, zato smo menili, da je potrebno preveriti, ali je tudi spinodalna premena podvržena podhladitvi. Na si. 3 vidimo, da v razponu hitrosti ohlajanja od 60 do 300° C na uro raste temperatura začetka spinodalne reakcije, torej temperatura stabilnosti faze a. Podhladitve torej ni zara- 700 2 600 o « CL e 500 a a, ♦ a2 -1 .a □ K C 1inowa,0k aneko, Hc )kada,Thc ada.Hom mma.Nak >mas ma amura 25 5 10 15 20 Co, V. Slika 2. Odvisnost med količino kobalta v zlitinah in temperaturno mejo spinodalne reakcije a— a, + a2. Vrisana sta podatka po virih 7 in 22. Fig. 2 Relationship betvveen the amount of cobalt in alloys and the boundary temperature of spinoidal reaction a->a, + a2. Data from references 7 and 22. Slika 3. Vpliv hitrosti ohlajanja na temperaturo spinodalne reakcije v zlitinah 6 in 7 (zgoraj) in na temperaturo največje hitrosti spinodalne reakcije (spodaj). Fig. 3 Influence of the cooling rate on the temperature of spinoidal reaction in alloys 6 and 7 (above), and on the temperature of maximal rate of spinoidal reaction (below). di povečanja hitrosti ohlajanja, temveč se pojavlja pri zmanjšanju hitrosti ohlajanja. Velja še opozoriti, da se isto dogaja tudi v zlitini, ki je legirana s silicijem in vanadijem, ki ima nižje premenske temperature od primerjalne zlitine brez sekundarnih legiranih elementov. Razlika je v obeh primerih visoka in zanesljivo presega ev. nenatančnost merjenja temperature v dilatometru. Z grafičnim diferenciranjem dilatometrijskih krivulj, podobnih tistim na sliki 1, smo določili temperaturo največje hitrosti spinodalne premene. Kot vidimo na spodnjem delu slike 3, se tudi ta znižuje skoraj linearno s hitrostjo v razponu ohlajanja od 300 do 60° C. Tudi temperatura največje hitrosti spinodalne reakcije je nižja v zlitini s silicijem in vanadijem. Da bi lahko pojasnili sliko 3, moramo najprej razumeti, kakšen signal dilatometer beleži pri ohlajanju zlitine iz področja obstojnosti faze a. Pri tem ohlajanju nastajata dva signala, ki se odražata na dolžini preizkušanca. Eden je skrajšanje dolžine zaradi znižanja temperature. To je enako nad temperaturnim področjem, v katerem dilatometer zazna spinodalni proces in pod njim. Dokaz za to je paralelnost dilatometrijskega zapisa nad spinodalnim področjem in pod njim. Vir drugega signala je sprememba specifičnega volumna zaradi tega, ker homogena a faza razpada v spinodalni komponenti a, in a2. Ti dve fazi imata enako mrežo kot matična faza a, vendar drugačno sestavo, zato pa drugačno mrežno konstanto in seveda različen specifični volumen. Faza a, je bogata z železom in kobaltom, faza a2 pa je bogata s kromom. Kobalt in krom sta substitucijsko raztopljena v a fazi in le malo povečujeta njeno trdoto (14, 15). Sprememba mrežne konstante zaradi spremembe sestave se izraža v spremembi specifičnega volumna, ta pa povzroča koherentne napetosti, ki nastanejo pri prilagoditvi dveh kristalnih mrež enakega tipa, z majhno razliko v mrežni konstanti. O tem bomo razpravljali nekoliko kasneje, ko bomo obravnavali evolucijo trdote med izotermnim žarjenjem. Oblika dilatometrskega zapisa jasno kaže, da se skr-ček hitreje zmanjšuje v temperaturnem razponu, kjer naprava zazna spinodalno reakcijo. To pove, da se zaradi spinodalne premene hitreje zmanjšuje specifični volumen, kot zaradi znižanja temperature. Možni sta dve razlagi: ali je manjši specifični volumen obeh spinodalnih Zlitina 6 ■Zlitina 7 Homogenizirano 60min pri 1200°C, gašeno,segreto in ohlajeno v dilatometru s 680°C _I_I_ 100 200 Hitrost ohlajanja °C/h faz ali pa je manjši le specifični volumen tiste faze, ki prevzame vlogo matične faze. Verjetno je to faza a,, ki je obogatena z železom in kobaltom ter osiromašena s kromom. Temelj spinodalne reakcije je prenos elementov iz ene v drugo fazo z difuzijo. To je vzrok, da se pri ohlajanju pod temperaturo največje hitrosti njena hitrost zmanjšuje, čeprav, kot bomo videli kasneje, še ni doseženo ravnotežno stanje. Dokaz za to je približevanje naklona zapisa spinodalne reakcije na sliki 1 naklonu, ki ustreza temperaturnemu skrčku faze a. Pod določeno temperaturo dilatometer ne zazna več spinodalne reakcije, zlitina pa tudi pod to temperaturo ohranja strukturo iz spinodalnih faz a, in a2. Da bi lahko zaznali spinodalno reakcijo v dilatometru, mora v vsakem infinitezimalnem presledku časa spinodalna reakcija povzročiti skrček, ki ga zazna dilatometer. Čim počasnejše je ohlajanje, do tem nižje temperature dilatometer ta skrček zazna. Iz tega sklepamo, da dilatometer zazna spinodalno reakcijo, dokler ni skrček zaradi njenega poteka manjši od skrčka zaradi znižanja temperature, torej dokler je difuzijska mobilnost atomov zadostna, da povzroča določeno izmenjavo atomov med fazama a, in a2. Na osnovi tega razmišljanja lahko razložimo, zakaj se temperatura reakcije a— a1 + a2 znižuje pri zmanjšanju hitrosti ohlajanja, zakaj prihaja torej do podhladitve pri manjši hitrosti ohlajanja. Začetek spinodalne reakcije ni alotropska reakcija, tudi ni nukleacija, kot pri izločilnem procesu, ampak je razmešanje, ki se v zlitini izvrši po zakonih statistične termodinamike. V začetku so majhne razlike v sestavi med conami, ki se bodo kasneje izoblikovale v fazi a, in a2, zato je razmešanje nestabilno in je učinkovit tudi proces ponovne homogenizacije. Lahko si predstavimo, da se v začetni fazi izmenjujeta procesa začetka razmešanja in ponovne homogenizacije. Iz dejstva, da se premenska temperatura znižuje pri zmanjšanju hitrosti ohlajanja, sklepamo, da je pri počasnem ohlajanju proces ponovne homogenizacije bolj učinkovit kot pri hitrem ohlajanju, zato nastane stabilno razmešanje šele pri neki nižji temperaturi, ko je zrasla gonilna sila za spinodalno reakcijo. Podoben model lahko uporabimo za razlago, zakaj je temperatura spinodalne premene nižja v zlitini s silicijem in vanadijem, kot v primerjalni zlitini brez teh dveh elementov. Oba elementa sta raztopljena v a fazi, njuna koncentracija se izraža z določeno termodinamično aktivnostjo, ki v obeh spinodalnih fazah ni enaka. Zato prerazdelitev osnovnih elementov spremlja tudi prerazdelitev vanadija in silicija, skladno s pogojem, da mora biti njuna aktivnost, ne količina, enaka v obeh fazah. Rezultat je, da je za začetek reakcije potrebna večja gonilna sila, ki nastane pri nižji temperaturi. 4 SPINODALNA STRUKTURA Na sliki 4 je prikazana spinodalna struktura osnovne zlitine po zadržanju 15 min. pri 615° C. Razločijo se temni delci v svetlejšem matriksu. Verjetno je svetla faza «i, ki je bogata s kobaltom in železom. Pripravili smo serijo vzorcev iz primerjalne zlitine, ki so bili po homogeni-zaciji pri 1200° C gašeni v vodi, nato žarjeni 30 min. pri 680°C, preneseni v peč pri 615°C in držani od 5 minut do 73 ur. Na sliki 4 in na posnetkih drugih vzorcev smo na površini 100 mm2 prešteli število termnih točk, ki smo jih ocenili kot fazo a2. Na sliki 5 je prikazana odvisnost med trajanjem žarjenja pri 615° C in številom delcev faze a2. Eksperimentalne točke se dobro ujemajo s paraboli-čno kinetiko zmanjšanja števila delcev faze a2 s časovnim eksponentom 0.395. V prvem približku rast površine delcev opisuje enak zakon. Če upoštevamo, da sta povr- Slika 4. Zlitina 6. Spinodalna struktura po naslednji termični obdelavi: homogenizacija 60 min. pri 1200° C, gašenje, segrevanje 30 min. pri 680° C, prenos v peč pri temperaturi 615° C, zadržanje 15 min. in gašenje. Folija je bila pripravljena z elektrolitskim tanjšanjem. Fig. 4 Alloy 6. Spinoidal structure after the following heat treatment: homogenization annealing 60 min. at 1200°C, quenching, hea-ting 30 min. at 680° C, transfer into furnace at 615° C, holding 15 min., and quenching. Foil was prepared by electrolytic etching. Slika 5. Vpliv časa zadržanja pri 615° C na število zrn faze a2 spinodalni mikrostrukturi a, + a2. Fig. 5 Influence of holding tirne at 615° C on the number of grains of phase a2 in the spinoidal microstructure a, + a2. šina in premer delcev faze a2 povezana z razmerjem d2/d, dobimo, da je eksponent za linearno rast 0.197. Ta vrednost se dobro ujema s tistimi, ki jih vir 9 navaja za spinodalno dekompozicijo podobne zlitine in za novejše računalniške simulacije procesa spinodalnega razpada. Na vzorcih, ki so bili zadržani do 60 minut pri 615° C po standardni termični obdelavi, je bila izvršena analiza na rentgenskem difraktometru. Največja uklonska intenziteta je bila pri črti a(1l0). Širina te črte na polovici intenzitete je bila povezana s trajanjem izotermnega zadržanja s parabolično kinetiko (si. 6) s časovnim eksponentom 0.2, torej praktično z enakim eksponentom, kot pri kinetiki linearne rasti spinodalnih faz. Razširjenje črte ani0) razlagamo s prerazdelitvijo osnovnih legirnih elementov, ki spremlja spinodalno trans- /o 5 i Trajanje žarjenje 10 20 . min 60 i 1.5 Trajanje žarjenja. Slika 6. £5 min 0.2 400 a 300 1000 "C <-r|— 600°C 625«c 15 200L 1.5 Trajanje žarjenja. min 30 60 I 120 240 480 2.0 2.5 3.0 3.5 Trajanje žarjenja, min ■ Vpliv časa zadržanja pri 615° C na širino črte a,110] na polovici intenzitete. Fig. 6 Influence of holding tirne at 615° C on the vvidth of line ct(no) on the half intensity. formacijo. Atomski volumni treh osnovnih sestavnih elementov zlitine železa, kroma in kobalta so: VFe = 11,76 nm3, VCr = 12,001 nm3 in VCo = 11,128 nm3 (16). Sprememba sestave faz zaradi spinodalne reakcije inducira spremembo specifičnega volumna, ki se izraža v spremembi mrežne konstante in v razliki v izmerjeni širini črte a(110). Identičen eksponent za kinetiko rasti linearne velikosti spinodalnih faz in mrežnega parametra vodi k sklepu, da sta velikost in sestava spinodalnih faz dva soodvisna parametra. Drugače rečeno: določeni velikosti spinodalnih faz je pripisana določena razlika v sestavi, vsaj po kratkih časih izotermnega trajanja spinodalne transformacije, ki so značilni za termomagnetno obdelavo te vrste zlitin. Povedati je potrebno, da je v viru 9 objavjen diagram, ki kaže, da je dosežena konstantna koncentracija kroma v fazi a2 že po nekaj minutah zadržanja pri 600° C. Ta podatek ni skladen z našimi meritvami mrežnega parametra, in seveda tudi s pravkar predstavljeno razlago soodvisnosti med sestavo in velikostjo spinodalnih faz. Dodaten dokaz, da reakcija še ni končana po nekaj minutah, bo predstavljen v naslednji točki te razprave, kjer bomo videli, da trdota zlitin raste še po večurnem izotermnem zadržanju. Evolucija trdote med spinodalno premeno Za več zlitin je bila določena evolucija trdote med izotermnim zadržanjem v razponu temperature med 525 in 625° C v trajanju od 15 minut do 8 ur (17). Povzemamo le rezultate dveh zlitin, ki se nam zdijo potrebni za boljše spoznavanje kinetike in mehanizma spinodalne premene ter njeno prepletanje z izločilno utrditvijo v intervalu spinodalnih temperatur. Na sliki 7 je prikazana evolucija trdote pri žarjenju osnovne zlitine v razponu temperatur 625 do 550° C po homogenizaciji pri 1000 in 1200° C. Pri najnižji temperaturi spinodalne premene 525° C je bil porast trdote zelo počasen in ni dal podatkov, ki bi jih lahko uporabili pri razlagi spinodalne premene. Po homogenizaciji pri 1000° C trdota počasi raste, pri zadrževanju pri 625 in 600° C doseže nek maksimum, nato spet počasi pada po kinetiki, ki jo opisuje izraz po- slika 7. Sprememba trdote pri zadržanju zlitine 6 pri temperaturah 625, 600, 575 in 550° C. Termična obdelava: homogenizacija 60 min. pri 1000 oz. 1200° C, gašenje, žarjenje v svinčeni kopeli pri različnih temperaturah in gašenje. Fig. 7 Hardness variation in holding alloy 6 at 625, 600, 575, and 550° C. Heat treatment: homogenization annealing 60 min. at 1000 or 1200° C, quenching, annealing in lead bath at various temperatures, and quenching. dobnega tipa. Pri nižjih temperaturah, 575 in 550° C, trdota raste hitreje v vsem časovnem intervalu žarjenja. Pri vseh 4 temperaturah je mogoče naraščanje trdote (AH) v odvisnosti od časa žarjenja (t) opisati s parabolo oblike AH = Kt02. Pri izotermnem zadržanju, med katerim poteka spi-nodalna reakcija, se lahko trdota spreminja iz naslednjih razlogov: — zaradi razpada faze a v spinodalni fazi a, in a2; — zaradi spremembe v velikosti spinodalnih faz; — zaradi naraščanja razlike v sestavi spinodalnih faz in — zaradi tvorbe karbidov in ogljika, ki se je pri temperaturi homogenizacije raztopil v fazi a. Bogatenje železa s kromom ali s kobaltom v raztopini ne povečuje pomembno trdote faze a (14, 15). Iz tega sklepamo, da razmešanje faze a v dve komponenti, od katerih ena postaja bogatejša s kromom, druga pa s kobaltom, ne mora povečati trdote v znatni meri samo zato, ker se obe fazi utrjujeta z elementi v trdni raztopini. Če to drži, potem tudi velikost spinodalnih faz ne more direktno vplivati na trdoto, saj se njuna trdota zaradi spremembe v sestavi le malo spreminja. Torej povečanje trdote s podaljšanjem žarjenja ni v zvezi z nastankom in velikostjo spinodalnih faz. Razmešanje v sestavi, ki spremlja spinodalno premeno, ima za posledico spremembo mrežnega parametra in specifičnega volumna, ki se izraža v popačitvi širine črte a,110) (si. 6). Specifični volumen se spreminja, ko se v določenem matriksu nadomeščajo atomi z različnim specifičnim volumnom. Zaradi tega lahko spremljamo spinodalno reakcijo v dilatometru in beležimo s strukturno analizo razširjenje črte a(1l0). Torej izmenjava elementov povzroča majhne, vendar ne zanemarljive spremembe v mrežni konstanti. Ker ostaja osnovna mreža ista, se obe fazi prilagajata druga drugi, torej ostajata koheretni, tako da na njuni meji nastajajo elastične napetosti, ki so izvor za povečanje trdote. Pričakovati je, da bo kumulati-va notranjih napetosti oz. narastek trdote sorazmeren razliki v mrežnem parametru med obema fazama. Ta raste s parabolično kinetiko z eksponentom 0.2. Logičen je torej sklep, da bo tudi koherentni narastek trdote, v nadaljevanju ga imenujemo spinodalna trdota, opisovala ista parabolična kinetika. Tako kinetiko vidimo na sliki 7, kjer je narastek trdote proporcionalen trajanju žarjenja, ki je izraženo v parabolični obliki t02. V enakih pogojih žarjenja po homogenizaciji pri 1200° C se doseže večja trdota, kot po homogenizaciji pri 1000° C. Te razlike ne moremo razlagati z razliko v velikosti spinodalnih faz iz naslednjih razlogov: Po homogenizaciji pri višji temperaturi najdemo v trdni raztopini v a fazi več sekundarnih elementov, zato se razlaga efekt temperature homogenizacije z večjo količino sekundarnih elementov v trdni raztopini. Postavlja se, da je po žarjenju pri isti temperaturi dosežena enaka velikost spinodalnih faz, neodvisno od temperature homogenizacije. Indirektno podporo za ta sklep najdemo na slikah 5 in 7, kjer vidimo, da manjši velikosti spinodalnih faz ustreza manjši narastek trdote po žarjenju pri določeni temperaturi. Dejstvo, da je trdota višja po žarjenju pri homogenizaciji pri višji temperaturi, zato lahko najverjetneje povežemo z večjo izločilno utrditvijo zaradi tvorbe kromovega karbida, in ne z velikostjo in sestavo spinodalnih faz. Na osnovi slike 7 ni mogoče odgovoriti na vprašanje, ali se izvrši izločilna utrditev paralelno z spinodalno ali eden od mehanizmov utrditve prehiteva. S ciljem, da najdemo pravi odgovor, smo opredelili tudi kinetiko utrditve naraščanja trdote v odvisnosti od časa izotermnega žarjenja tudi v zlitini 7 z dodatkom vanadija. Poznano je namreč, da precipitacija kubičnih karbidov ali karbonitridov, na primer vanadijevega in niobije-vega karbonitrida, izločilno utrdi ferit, torej fazo a. Pri enaki sestavi je utrditev obratnosorazmerna kubu volumna precipitatov (18). Kinetika utrditve je odvisna od difu-zivnosti vanadija oz. niobija, ker je difuzija teh dveh kovin pri isti temperaturi mnogo počasnejša od difuzije ogljika oz. dušika. Sklepali smo, da bo zaradi dodatka vanadija prišlo do izločilne utrditve, ki bo počasnejša od tiste zaradi precipitacije kromovega karbida, ker je vsebnost vanadija v zlitini mnogo nižja od vsebnosti kroma. Zato morajo atomi vanadija napraviti daljšo pot do izločilnih kali od atomov kroma, torej bo izločilni proces počasnejši. Na sliki 8 je prikazana kinetika naraščanja trdote zlitin 6 in 7 po homogenizaciji pri 1200° C. Kinetika utrditve obeh zlitin se jasno razlikuje. Verjetno je absolutna razlika v trdoti odvisna tudi od razlike v sestavi med zlitinama, vendar je tudi jasno, da se pojavi razlika v trdoti, ki jo lahko pripišemo samo tvorbi vanadijevega karbonitrida. Pri visoki temperaturi je dosežen maksimum trdote po kratkem izotermnem zadržanju. V nadaljevanju žarjenja pa se trdota znova znižuje. Pri nizki temperaturi žarjenja trdota enakomerno narašča s podaljšanjem žarjenja in je večja v zlitini z vanadijem, kot v zlitini brez vanadija. Končna trdota po žarjenju pri visoki temperaturi je nižja v zlitini z vanadijem. To seveda pove, da je večja trdota po žarjenju pri nižji temperaturi predvsem posledica izločilne utrditve zaradi vanadijevega karbida. Realna trdota je seštevek spinodalne in izločilne utrditve in je parabolično naraščanje trdote pri obeh zlitinah verjetno le slučajno. Omenili smo že, da je naraščanje trdote zaradi tvorbe kromovega karbida lahko samo hitrejše od naraščanja trdote zaradi vanadijevega karbida, zato ker imajo va-nadijevi atomi daljše difuzijske poti v razredčeni raztopini. Zato je upravičen sklep, da se večji del narastka trdote zaradi tvorbe kromovega karbida izvrši v času, krajšem od 15 minut. Dalje je mogoče zaključiti, da absolutna trdota zlitine brez vanadija predstavlja razliko med Slika 8. Sprememba trdote pri zadržanju zlitin 6 pri temperaturah 625, 600, 575 in 550° C. Termična obdelava: homogenizacija 60 min. pri 1200° C, gašenje, žarjenje v svinčeni kopeli pri različnih temperaturah in gašenje. Fig. 8 Hardness variation in holding alloy 6 at 625, 600, 575, and 550° C. Heat treatment: homogenization annealing 60 min. at 1200° C, quenching, annealing in lead bath at various tempera-tures, and quenching. spinodalno trdoto, ki raste s podaljšanjem časa žarjenja, in izločilno trdoto, ki se zmanjšuje zaradi rasti precipitatov kromovega karbida. V zlitini 6 raste spinodalna utrditev pribl. do dveh ur žarjenja pri 600 in 625° C. Ko se žarjenje podaljša preko tega časa, prevlada proces mehčanja in trdota se postopoma zmanjšuje. Razlaga ni samo v zmanjšanju izločkov kromovega karbida, ker je to kontinuriren proces, ki se je začel že po najkrajšem žarjenju. Druga razlaga je, da je po približno 2 urah dosežena neka ravnotežna sestava spinodalnih gaz, in seveda končna razlika v mrežnem parametru med obema spinodalnima fazama. Nadaljevanje rasti spinodalnih faz lahko le zmanjša koherentne napetosti, ker se zaradi rasti delcev faze a2 zmanjša površina meje med spinodalnima fazama, kar seveda zmanjšuje kumulativo notranjih napetosti in trdoto. Ker se stalno nadaljuje mehčanje zaradi rasti karbidnih precipitatov, je rezultat relativno hitro manjšanje trdote. Iz slike 8 je jasno, da se kinetiki izločilne in spinodalne utrditve razlikujeta. Kinetika naraščanja trdote v zlitini 6 poteka po zakonitosti, ki je značilna za rast spinodalnih faz. Iz tega bi lahko sklepali, da oba mehanizma, spinodalna premena in izločanje karbidov potekata brez medsebojnega vpliva, ki bi se pokazal v trdoti. Kinetika skupne utrditve je seveda odvisna od mehanizma, ki ge-nerira večjo trdoto. ZAKLJUČKI 1. Z dilatometrijo je bila določena temperatura začetka spinodalne reakcije a->a,-l-a2 v razponu od 5 do 24 % Co, ki se dobro ujema s tisto, ki je bila določena na osnovi magnetnih meritev in elektronske mikroskopije. 2. Temperatura spinodalne premene se znižuje s pojemajočo hitrostjo ohlajanja v intevalu od 300 do 50 k na uro. Temperatura spinodalne premene je nižja v zlitini, ki vsebuje vanadij in silicij, kot v osnovni zlitini brez teh dveh elementov. 3. Linearna velikost spinodalnih faz raste po parabolični kinetiki z eksponentom 0.2. Po kinetiki z istim ek- sponentom se veča tudi razlika v mrežnem parametru med spinodalnima fazama a, in a2 zaradi izmenjave elementov s specifičnim različnim atomskim volumnom med njima. 4. Pri izotermnem zadržanju v razponu temperatur med 625 in 550° C raste trdota zlitine po parabolični kine-tiki z eksponentom 0.2. Vzrok je rast razlike v specifičnem volumnu med spinodalnima fazama. To ustvarja na meji med obema koherentne prilagoditvene napetosti, ki se manifestirajo v povečanju trdote. LITERATURA 1. H. Kaneko, M. Homma in T. Monovva: Effect of V and V + Ti additions on the structure and properties of FeCrCo ductile magnet alloys; IEEE Transactions on Magnetics Mag. 12, 1976,977-979. 2. G. Y. Chin, J. T. Plewes in B. C. VVonsievicz: New ductile CrCoFe permanent magnet alloys for teleph one reče iver ap-plications; J. Applied Physics 49(3), 1978, 2046-2048. 3. M. Okada, G. Thomas, M. Homma in H. Kaneko: Microstruc-ture and magnetic properties of FeCoCo alloys; IEEE Transactions on Magnetics Mag. 14, 1978, 245—252. 4. B. C. VVonsievicz, J. T. Plevves in G. Y. Chin: Cold formable CrCoFe alloys for use in the telephone receiver; IEEE Transactions on Magnetics Mag. 15, 1979, 950—956. 5. S. Yin G. Y. Chin in B. C. VVonsievvicz: A low cobalt ternarry CrCoFe Alloy for telephone receiver magnet use: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980, 139—146. 6. M. L. Green, R. C. Sherwood, G. Y. Chin, J. H. VVrenick in J. Bernardini: Low cobalt CrCoFe and CrCoFe-X permanent magnet alloys: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980, 1053; 1055. 7. T. Minovva, M. Okada in M. Homma: Further studies on the miscibility gap in an FeCrCo permanent magnet system: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16. 1980, 529—533. 8. W. Ervvens: Chrom-Eisen-Cobalt-VVerkstoffe: Neue verform-bare Dauermagnete: Techn. Mitt. Krupp-Forsch. Ber. 40, 1982, 109-116. 9. F. Zhu P, Haasen in R. VVagner: An atom probe study of the decomposition of FeCrCo permanent magnet alloys; Acta Metali. 34, 1986, 457—463. 10. S. Yin in N. V. Gayle: Low cobalt CrCoFe magnet alloys ob-tained by slovv cooling under magnetic field; IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980, 526—528. 11. S. Yin, N. V. Gayle in J. E. Bernardini: Deformation aged CrCoCuFe permanent magnet alloys: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1050—1052. 12. T. S. Chin, C. Y. Chang in T. S. Wu: The effect of carbon on magnetic properties of an FeCrCo permanent magnet alloy: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 18, 1982, 781—788. 13. T. S. Chin, C. Y. Chang, T. S. VVu, T. K. Hsu in Y. H. Chang: Deteriorating effect of manganese on magnetic properties of FeCrCo permanent magnet alloys: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 19, 1983, 2035-2037. 14. E. Homobogen: Verfestigungsmechanismen in Stahlen (Steel Strengthening Mechanisms), Climax Molybdenum Company, 1970, Greenvvich, USA, 1 — 15. 15. C. Strassburger: Entvvicklung zur Festigkeitsteigerung von Stahlen; Verlag Staheisen mbH, Dusseldorf, 1976. 16. W. B. Pearson: The crystal chemistry and physics of metals and alloys, Wiley Interscience, New York, 1972. 17. F. Vodopivec, D. Gnidovec, J. Žvoklej in M. Grašič: Uticaj sekundarnog legiranja na magnetske osobine legura FeCrCo za permanentne magnete; Rudarstvo, Geologija i Metalurgija 37, 1986, 975—979. 18. R. B. G. Yeo, A. G. Melville, P. E. Repas in J. M. Gray: Properties and control of hot rolled steels; Journal of Metals 20, 1968, 33-43. 19. H. Kaneko, M. Homma, N. Nakamura, M. Okada in G. Thomas: Phase diagram of FeCrCo permanent magnet alloys: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 13, 1977, 1325-1327. ZUSAMMENFASSUNG Die Umvvandlung ist mittels der dilatometrieschen. elektro-nenmikroskopischen, rontgen difraktometrischen Methoden, so wie durch die isotherme Evolution der Harte untersucht vvor-den. Die Temperaturgrenze an welcher die spinodale Reaktion verlauft, und die mit dem Dilatometer bestimmt worden ist, stimmt sehr gut uberein mit der, die in der Literatur angegeben vvird, und ist durch andere Methoden bestimmt vvorden. Die Temperatur der spinodalen Umvvandlung ist niedriger bei kleinerer Abkuhlungsgeschvvindigkeit, niedriger wird aber auch durch die Beimengen sekundarer Legierungselemente. Bei isothermer Haltedauer bis 60 min, vvachsen die Grosse der spinodalen Phasen, und der Unterschied im Parameter des Kristalnetzes nach der parabolischen Kinetik mit dem Zeitexpo-nent 0,2. Auch die Harte vvachst nach der parabolischen Abhan-gigkeit mit dem Zeitexponent 0,2. Daraus kann entnommen vverden, dass sie von den koherenten Spannungen zvvischen den spinodalen Phasen abhangig ist die vvegen der verschiede-nen spezifischen Volumen beider Phasen entstehen und eine Folge der Unterschiede in der chemischen Zusammen-setzung sind. SUMMARY The transformation was studied by dilatometry, electron microscopy, X-ray diffraction, and isothermal evolution of hardness. The transformation temperature of spinodal reaction determined by dilatometer is in good agreement vvith that given in references and determined by other methods. The temperature of spinodal transformation is lovver at lovver cooling rates and it is lovvered also vvith additions of secondary alloying ele- ments. In isothermal holding up to 60 min. the size of spinodal phases and difference in lattice parameter follovv the parabolic kinetics law vvith tirne povver of 0.02. Also the increase of hardness follovvs such a lavv. Thus the conclusion can be made that hardness depends on the coherent stresses betvveen the spinodal phases vvhich occur due to various specific volumes of the both phases, as a conseguence of composition variation. 3AKnHDMEHME nepexoflbi m bi Hcc/ieflOBa/m npn tomoluh aMnaTOMeipnn, aneKTpoHHoPi MMKpocKonMM, pemreHoBCKOM flMtJjpaKTOMeipnn M M30T6pMnnecK0M 3BonK3unM TBepflocTH. TeMnepaiypHbiii npeaen rae npoieKeT criMHOfla/ibHafl peaKUMR, Koropan onpeae-neHa npn noMomu flunaTOMeipa xopoujo cornacyeTCfl c tok TeMnepaTypoti, KOTopan npMBoamcfl b nHTepaType, m 6bi/ia onpefleneHa apyrnMM Mero^aMH. TeMnepaTypa cnMHoaa/ibHoro nepexoaa 6onee HM3Ka npn MeHbuiefi dbicTpoTe ox;ia>K,aeHMfl, ee CHM>KaK3T Tatone npmviecM BTopMHHbix nerMpoBanHbix anemehtob. npn msotgpmhmbckom 3aaep>kkm ,qo 60-tm mhhyi pacTeT B6/iMHMHa cnMHoaanbHbix (t>a3 m pa3HMLia b napaMeTpe KpucTa/i/iMHecKOM ceTM no napa6o^M4ecKMfi KMHeTMKu c BpeM6HHbiM noKa3aieneM 0.2. TaK>«e m TBepaocTb no napačo-/MMecKoii 3aBMCMMOCTM c BpeMeHHbiM noKa3aieneM 0.2. H3 eTOrO MO>KHO 3aK/lK)HMTb, mto napa6onMHeCKaH 3aBMCMM0CTb saBMCuT ot KorepeHTHbix Hanpn>KeHMn Mewfly cnuHOflanbHbiMM asaMM, KOTOpbie o6pa3yioTCfl Bc^eacTBMM pa3/WHHbtx cneun-n4ecKnx 06"beM0B o6enx a3, Koiopue npeflCTaBnniOT co6o& pa3Hnuy b coctaBe cn/iaBa. SLOVENSKE ŽELEZARNE ŽELEZARNA ŠTORE ŠTORE PROIZVODNI PROGRAM Toplo valjani profili — kvalitetno in plemenito ogljikovo jeklo ter — kvalitetno in plemenito nizko legirano jeklo v okrogli, ploščati in kvadratni obliki. — specialni profili po načrtih Hladno oblikovani profili — vlečeno in brušeno jeklo v vseh kvalitetah v okrogli, ploščati in specialni izvedbi Livarski proizvodi — ulitki iz sive litine. — ulitki iz nodularne (KGR) litine. — kontinuirno liti profili, — litoželezni valji, — jeklarske kokile. — priklopna sedla. — mehanski sklopi. — strmoramenska platišča Industrijska oprema — industrijski gorilniki, industrijske peči za ogrevanje, žarenje itd.. — indukcijske peči, — rekuperativna toplotna tehnika. — plinski oskrbovalni sistemi za ZP in zamenljive mešanice Vlečene pahce kakovostnega jekla Razvoj magnetne anizotropije v zlitini železa z 32% Cr in 10,5 % Co, / F. Vodopivec*1, D. Griidovec*2, B. Arzenšek*2 M. Torkar*2 in B. Breskvar*2 UDK: 538.21.004.12:669.018.58—15/—124.2 ASM/SLA: P16, SGAn, 2—64, 3—68 S kombinacijo termične obdelave in deformacije z vlečenjem je bila dosežena magnetna anizotropija, dobre magnetne lastnosti in zelo pravokotna razmagnetilna krivulja. Optimum je bil dosežen po 30 min. s/nodalni premeni pri 61 S1 C. 50 do 60 % deformaciji z vlečenjem in končni termični obdelavi. 1. IZHODIŠČE IN CILJ RAZISKAVE Od zlitin, ki se sedaj uporabljajo kot masovni in obdelovalni magnetni materiali, je zlitina železa za 28 % Cr in 10.5 % Co po sestavi med najcenejšimi. Lastnost permanentnega magnetizma dobi s termično obdelavo, pri kateri trdna raztopina kobalta in kroma v a železu spino-dalno, torej brez spremembe kristalne rešetke, razpade v dve fazi a, in a2, ki se razlikujeta po sestavi (1,2). Sprejemljive magnetne lastnosti dosežemo s termično obdelavo brez magnetnega polja, še boljše lastnosti pa z obdelavo v magnetnem polju (3). V preteklih letih smo izvršili nekatere raziskave te zlitine, usmerjene predvsem v mehanizem spinoidalne premene ter njegovo interakcijo s procesi tvorbe karbidov, ki poteka v temperaturnem področju spinodalne premene (4). Dosegli smo tudi lastnosti, ki v izotropnem stanju ustrezajo tistim, ki jih navaja literatura (1, 2). Optimalne magnetne lastnosti dosežemo s kombinacijo termične obdelave in hladnega vlečenja, kar ustvarja aksialno usmeritev in podolgovato obliko spinodalnih faz (5). Po podatkih v tem viru je mogoče hladno deformacijo z vlečenjem izvršiti pri sobni temperaturi ali pa pri temperaturi 600°C, kar je nekoliko pod spinodalno temperaturo. Poizkus, da bi deformacijo z vlečenjem izvršili pri temperaturi ambienta, se je pokazal neuresničljiv, ker je bila zlitina zelo krhka in ni prenesla niti prehoda skozi prvo votlico. Po drugi strani pa nimamo možnosti, da bi vlečnje izvršili pri temperaturi 600°C kot podaljšek prve stopnje procesa termične obdelave, ker ne moremo držati temperature v primerno ozkem intervalu. Po vročem valjanju ni mogoče doseči kombinacije zadostne duktilnosti in rekristalizirane mikrostruktu-re, ki je potrebna, da bi se dosegla zadostna remanenca (6). Na sliki 1 je prikazan vpliv temperature žarjenja zlitine z nazivno sestavo na remanenco, koercitivno silo in na trdoto po hladnem in po vročem valjanju. Koercitivna sila se hitro zmanjša, ko se zmanjša utrditev zaradi valjanja v vročem in v hladnem, remanenca pa raste s temperaturo žarjenja. Po vročem valjanju. Koercitivna sila se hitro zmanjša, ko se zmanjša utrditev zaradi valjanja v vročem in v hladnem, remanenca pa raste s temperaturo *1 prof. dr. Franc Vodopivec, dipl. ing. met. — Metalurški inštitut, Ljubljana *2 — Metalurški inštitut, Ljubljana Originalno publicirano: ŽEZB 23 (1989) 2 Rokopis prejet: januar 1989 35 E < x o 25-1 700 800 900 1000 Temperatura, °C 1100 1200 Slika 1. Odvisnost med temperaturo žarjenja in trdoto, remanenco (Br), koercitivno silo (Hc) in trdoto po vročem valjanju (TW) in trdoto po hladnem valjanju (THV) Fig. 1 Relationship betvveen the annealing temperature and the hard-ness, the remanence (Br), the coercive force (Hc), and the hardness after hot rolling (TW), and the hardness after cold rolling (THV) V ms . ;.• V ŠiJ^ff^ji''"' " Slika 2. pov. 50 x : Mikrostruktura po vročem valjanju v 6 vtikih z začetno temperaturo 1200° C Fig. 2 Magn. 50 x : Microstructure after hot rolling in 6 passes and with the starting temperature 1200° C žarjenja. Po vročem valjanju ima zlitina mikrostrukturo iz podolgovatih zrn a faze (slika 2), zato ker med valjanjem ne rekristalizira, proces mehčanja s popravo pa ne eliminira popolnoma deformacijske energije. Vendar pa ne- Slika 3. pov. 50 x: Mikrostruktura zlitine, ki je bila vroče izvaljana, žarjena 30 min. pri 1200°C in gašena Fig. 3 Magn. 50 x : Microstructure of the alloy being hot rolled, anne-aled 30 min. at 1200°C, and quenched Temperatura, °C Slika 4. Odvisnost med temperaturo žarjenja po vročem valjanju ter duktilnostjo zlitine, izraženo z raztezkom in kontrakcijo Fig. 4 Relationship betvveen the annealing temperature after hot rolling and the alloy ductility expressed with elongation and contraction popolna poprava da zlitino z mikrostrukturo iz velikih podolgovatih zrn in dobro duktilnost. Z žarjenjem pri temperaturah nad 1000° C zlitina re-kristalizira v mikrostrukturo iz poligonalnih zrn a faze (slika 3). Na sliki 4 vidimo, da se vzporedno s tem skokovito zmanjša duktilnost, ki postane premajhna za hladno deformacijo z vlečenjem. Natančnejše raziskave so pokazale, da so temu vzrok velika zrna a faze, ki se deformirajo z dvojčenjem, ne pa z drsenjem. Po valjanju pri visokih temperaturah, ko se hitro izvršita procesa »in situ« rekristalizacije in mrežaste poligonizacije, je mogoče doseči primerno duktilnost samo z gašenjem, vendar pa v tem primeru nastane poligonizirana mikrostruktura, od katere ni pričakovati dobre remanence. Pot k rešitvi problema se je našla v vlečenju pri povišani temperaturi, ki je nad mejo, pri kateri se zlitina začne deformirati z drsenjem, vendar pa pod tisto, pri kateri lahko deformacija vpliva na spinodalno premeno. V tem sestavku poročamo o rezultatih, ki so bili doseženi po tem postopku. S kombinacijo termične obdelave in vlečenja smo dose- gli magnetne lastnosti, ki daleč presegajo lastnosti ne-deformirane zlitine iste sestave in so lahko izhodišče za racionalno uporabo tega materiala. 2. LABORATORIJSKO DELO Iz primarnih surovin je bila v laboratorijski indukcijski peči ost. železo izdelana zlitina s sestavo: 0.01 % C, 0.19 % Mn, 10.5 % Co in 32 % Cr. Količina nečistoč ogljika in mangana je bila pod mejo, ki jo priporoča literatura (7,8), vsebnost kroma pa je nekoliko nad ciljano 28%, vendar še vedno sprejemljiva, ker je še v območju spi-noidalne premene sistema Fe-Cr-Co (2,9). Oba bloka smo predelali z vročim valjanjem v platini z debelino 15 mm, iz njih z vzdolžnim rezanjem, struženjem in brušenjem izdelali palice; te smo homogenizirali pri 1200°C, gasili v vodi, izvršili prvo fazo toplotne obdelave pri 615°C, vlekli skozi votlice do deformacije 80%, izvršili drugo fazo toplotne obdelave in izmerili magnetne lastnosti v radialni in v aksialni smeri. 3 REZULTATI DELA 3.1. Vlečenje pri povišani temperaturi Na sliki 5 spodaj je prikazana odvisnost med stopnjo deformacije in trdoto. Pri enaki deformaciji je trdota treh vzorcev nekoliko različna zaradi različnega trajanja spi-noidalne premene. Čim daljši je čas zadržanja pri temperaturi spinodalnega razpada, tem večja je trdota. Vzrok je naraščanje razlike v sestavi med obema spinodalnima fazama (4). Zlitina, ki je bila deformirana z valjanjem, ni bila podvržena pinodalni premeni. Utrditev je enaka pri toplem vlečenju in pri hladnem valjanju. To je znak, da med vlečenjem kljub povišani temperaturi ni bilo poprave in tudi ne nadaljevanja spinodalnega razpada. V prvem primeru bi bila utrditev manjša, v drugem pa večja pri vlečenju kot pri valjanju. Na sliki 5 zgoraj je prikazana trdota zlitine, ki je bila po različno dolgem zadržanju pri temperaturi spinodalne premene vlečena in končno termično obdelana. V primerjavi s trdoto po vlečenju je razlika presenetljivo velika, pa tudi odvisnost od deformacije je drugačna, kot na Slika 5 Vpliv deformacije z vlečenjem in z valjanjem na trdoto po deformaciji in po končni toplotni obdelavi Fig. 5 Influence of the deformation by dravving and by rolling on the hardness after deformation, and after final heat treatment sliki 5, posebno je manjši narastek trdote po majhni deformaciji. Pri vlečenju je trdota zrastla od ca. 250 na povprečno 325 HV, torej za 75 HV enot. Po končanem staranju pa je trdota med 400 in 445 Hv, kar je več, povprečno 150 za HV enot, razlika zaradi deformacije pa znaša le 45 HV enot. Iz tega sklepamo, da se med končno termično obdelavo nekoliko zmanjša utrditev zaradi hladne deformacije in da prevlada generiranje trdote med končno termično obdelavo zaradi nadaljevanja spinodalne premene. 3.2 Magnetne lastnosti Na sliki 6 so prikazane razmagnetilne krivulje za serijo vzorcev, ki so bili zadržani 30 min. pri spinodalni temperaturi, vlečeni z različno deformacijo in nato končno toplotno obdelani. Razmagnetilna krivulja postaja pri ak-sialnem magnetenju vse bolj pravokotna, čim bolj raste stopnja deformacije z vlečenjem, medtem ko postaja pri radialnem magnetenju vse bolj poševna. Na sliki 7 vidimo, da raste pravokotnost razmagnetilne krivulje pri ak-sialnem magnetenju, ki smo jo izrazili z razmerjem med indukcijo pri 90% koercitivne sile (B09Hc) in remanenco (Br) do deformacije ca. 70%. Pri nadaljnji rasti deformacije postaja oblika razmagnetilne krivulje znova manj pravokotna. Pri magnetenju v radialni smeri postaja oblika razmagnetilne krivulje vse bolj trikotna z naraščanjem deformacije. Na sliki 8 je prikazan vpliv deformacije z vlečenjem na magnetne lastnosti, koercitivno silo, remanenco in energijski produkt v aksialni in v radialni smeri. Rema-nenca v aksialni smeri se zmanjša z naraščanjem deformacije do ca. 10%, nato raste in doseže maksimum pri ca. 50 % deformacije. Podoben je vpliv deformacije na energijski produkt, medtem ko koercitivna sila enako- Br ITI 14 Vzorec def "/, 72 64 56 iS 40 32 24 0 HcIkA/m) Slika 6. Oblika razmagnetilne krivulje za aksialno in radialno magnetenje za različne stopnje deformacije z vlečenjem. Zlitina 1 po vlečenju in končno termično obdelana. AK-aksialna smer, ra-radialna smer Fig. 6 Shape of the demagnetizing curve for axial and radial magneti-zation for various degrees of deformation by dravving. Alloy 1 after dravving and as finally heat treated. AK — axial direction, ra-radial direction ip. BQ9Hc Br aksiatno o\ radialno o ' 20 60 80 40 Deformacija ,*/. Slika 7. Vpliv deformacije z vlečenjem na razmerje med indukcijo pri 90 % koercitivne sile in remanenco pri aksialnem in radialnem magnetenju. Zlitina 1 je bila 30 min. zadržana na temperaturi 615°C, deformirana s toplim vlečenjem in končno termično obdelana Fig. 7 Influence of the deformation by dravving on the ratio betvveen the induction at 90 % coercive force and the remanence at axial and radial magnetization. Alloy 1 was 30 min. held at 615°C, deformed by hot dravving, and finally heat treated 40 Deformacija . 7. Slika 8. Odvisnost med deformacijo s toplim vlečenjem in magnetnimi lastnostmi v aksialni (akj in radialni (ra) smeri. Trajanje spinodalne premene 30 min. Br-remanenca, Hc-koercitivna sila, (BH)m-energijski produkt Fig. 8 Relationship betvveen the deformation by hot drawing and the magnetic properties in axial (ak) and radial (ra) direction. Dura-tion of spinoidal transformation 30 min. Br-remanence, Hc-coercive force, (BH)m — energy product merno raste z naraščanjem deformacije. Vse lastnosti v radialni smeri se zmanjšujejo z naraščanjem deformaci- je' a Ce ocenjujemo material s stališča uporabnosti, je odločilna lastnost energijski produkt (BH)m. S tega stališča se pokaže najbolj primerna 50 do 60 % deformacija z vlečenjem. V tem primeru dosežemo naslednje magnetne lastnosti: Br nad 1.1 T, Hc nad 320 A/cm in (BH)m nad 24 kJ/m3. V primerjavi z izhodnim stanjem, torej z izotropno zlitino, pomeni to za ca. 10 % boljšo remanen- co, za ca. 30 % boljšo koercitivno silo in za več kot 100% večji energijski produkt. Upravičen je torej sklep, da se s kombinacijo termične obdelave in deformacije z vlečenjem pomembno izboljšajo magnetne lastnosti. 3.3. Anizotropija v magnetnih lastnostih Po nekaterih virih so magnetne lastnosti odvisne od velikosti in od sestave spinoidalnih faz (1, 2, 5). V že objavljenem delu (4) smo pokazali, da sta velikost spinodal-nih faz in razdalja med njimi približno 20 nm, če zlitino zadržimo 30 min. na spinodalni temperaturi 615°C. Pri deformaciji z vlečenjem se spreminja oblika in porazdelitev spinoidalnih faz. Po spinoidalni premeni so delci faze a2 izotropno porazdeljeni v matriksu iz faze a,. Pri deformaciji se delci faze a2 razvrščajo v osi vlečenja in se tudi podaljšajo (5). Z zmanjševanjem premera vlečene palice se zmanjšuje razdalja med delci faze a2, zmanjšuje pa se tudi presledek iz faze a, med njimi. To se odraža na magnetnih lastnostih, kar jasno kaže slika 8, zmanjšuje pa se tudi difuzijska pot za nadaljevanje razmešanja sestavnih elementov zlitine pri končni termični obdelavi po vlečenju. Na sliki 9 je prikazana odvisnost med podaljškom pri vlečenju (podaljšek je izražen z razmerjem površine preseka palice pred vlečenjem in po njem ter indeksom anizotropije, ki je izražen z razmerjem remanence in ko-ercitivne sile v aksialni in radialni smeri vlečene palice. Indeks anizotropije za remanenco raste linearno s podaljškom, torej IAb = f(d2/dk)2; indeks anizotropije za koercitivno silo pa linearno s polovično vrednostjo podaljška, torej IAHc = f 1/2 (dz/dk)2. Linearnost je ohranjena, dokler rastejo magnetne karakteristike, torej do deformacije ca. 70 %. Nad to deformacijo ni več linearnosti, temveč je anizotropija manjša, kot če bi jo ekstrapolirali iz nižje deformacije. Odklon nastane pri deformaciji, pri kateri se začnejo slabšati tudi lastnosti pri aksialnem o £ £ o L. o N C o l/i v T3 r. Slika 9. Odvisnost med podaljškom pri toplem lečenju in razmerjem med remanenco (Br) ter koercitivno silo (Hc) v aksialni in radialni smeri, ki smo ga poimenovali indeks anizotropije. Zlitina je bila različno dolgo zadržana pri temperaturi spinodalne premene 615°C Fig. 9 Relationship between the elongation in hot dravving and the ratio betvveen remanence (Br) and coercive force (Hc) in axial and radial direction, being called index of anisotropy. Alloy was held at the temperature of spinoidal transformation, 615°C, for various times magnetenju, predvsem remanenca, zato je logičen sklep, da sta oba pojava povezana. Če postavimo, da se med vlečenjem obe spinoidalni komponenti a, in a2 enako deformirata, potem lahko tudi postavljamo, da se presek delcev faze a2 menja obratnosorazmerno s podaljškom, debeline zrn te faze (daz) pa proporcionalno z zmanjšanjem debeline palice, torej je da2 = f (dz/dk). Na enak način se z naraščanjem deformacije zmanjšuje tudi razdalja med delci a2 faze, torej debelina sloja matriksa iz a,, ki jih loči med seboj. Anizotropija pa ni odvisna od linearne velikosti delcev faze a2, temveč od razmerja med presekom, ki ga ima idealizirani delec faze a2 z ob-dajajočo fazo a,, pred deformacijo in po njej na prečnem preseku vlečene palice. Če si predstavljamo, da je v primeru izotropnosti vsakemu delcu faze a2 prirejena neka krogla z delcem te faze v središču, ki se pri vlečenju spremeni v valj, je anizotropija proporcionalna ploščini osnovne ploskve tega valja. Obstajata dve fizikalni razlagi povezanosti anizotropije v magnetnih lastnostih in podaljška pri vlečenju; ena bazira na difuzijskem modelu, druga pa na modelu prila-goditvenih napetosti, ki smo jih že omenili. Poglejmo prvo razlago. Ce si predstavljamo spinoidalno strukturo kot periodično funkcijo z maksimumom koncentracije elementov v eni in minimumom v drugi fazi, potem je razlika v koncentraciji C = (Cma-Cmi) v eksponencialni odvisnosti od razdalje med maksimumi (10). V našem primeru je odvisnost parabolična. Iz tega sklepamo, da Br anizotropija ni odvisna od sprememb v sestavi med fazama med končno termično obdelavo zaradi deformacije z vlečenjem. In že omenjenih razlogov nastanejo med spinodalnima fazama napetosti, ki se izražajo v povečanju trdote zlitine (4). Te napetosti so odvisne od velikosti stične površine med fazama. Če gledamo v projekciji, pravokotni na os vlečenja, je fa površina sorazmerna ploščini osnovne ploskve valja, ki je prilagojen vsakemu zrnu faze a2. Ta ploščina se menja obratnosorazmerno s podaljškom, torej enako, kot se menja anizotropija remanence. Lahko torej sklepamo, da je remanenca odvisna od velikosti preseka zrn faze a2 v projekciji, pravokotni na smer vlečenja. Pri končni termični obdelavi se inducirajo nove napetosti, dokaz zanje je povečana trdota materiala v primerjavi s trdoto po vlečenju. Te napetosti lahko nastanejo samo zaradi povečanja razlike v sestavi med obema spinodalnima fazama. Zaradi kratkih difuzijskih poti so v vlečeni zlitini gradienti koncentracije večji, zato so tudi napetosti večje. Poskusimo sedaj odgovoriti na vprašanje, zakaj se lastnosti, z njimi pa tudi proporcionalnost med podaljškom in anizotropijo, spremenijo, ko deformacija prekorači določeno mejo. V tem trenutku se zdi najverjetnejša hipoteza, da pride pri določeni deformaciji do lepljenja zrn faze a2 med seboj, s tem zraste njihova povprečna velikost in se zmanjšajo magnetne lastnosti. Kvalitativno potrdilo te razlage najdemo v vplivu deformacije na remanenco. Po 15- do 30-min. zadržanju na temperaturi spinodalne premene se remanenca v aksialni smeri začne zmanjševati pri ca. 50 % deformaciji, medtem ko je zmanjšanje opazno po 60-min. zadržanju pri temperaturi spinodalne premene šele, ko deformacija prekorači ca. 74 %. Povedali pa smo že, da raste velikost delcev faze a2 s trajanjem spinodalne premene (4). Logična je predpostavka, da bo pri tem večji deformaciji prišlo do dotika med zrni faze a2, čim večja je začetna razdalja med njimi. Velja opozoriti, da raste koercitivna sila pri aksialnem magnetenju proporcionalno s trdoto po zaključni termični obdelavi. To kaže, da je koercitivna sila v aksialni 2 3 4 Podaljšek -60 min 615 °C A / 30 min 615°C 15 min 615°C Magn. lastnosti aks. - Magn. lastnosti rad. smeri odvisna od napetosti, ki jih spinodalna premena med končno termično obdelavo ustvari v materialu. To ujemanje je lahko samo slučajno iz dveh razlogov; eden je dejstvo, da bi se moral vpliv napetosti odražati na podoben način tudi na koercitivni sili v radialni smeri, drugi pa je, da je anizotropija v koercitivni sili proporcionalna podaljšku in ne deformaciji. Vse kaže, da se v koercitivni sili odraža več dejavnikov. Eden je razlika v sestavi obeh spinodalnih faz, zaradi katere raste trdota, drugi je razdalja med spinodalnima fazama, od katere je odvisen gradient koncentracije, tretji pa narava ali smer notranjih napetosti, ki jih inducira kombinacija vlečenja in zaključne termične obdelave. SKLEP V zlitini smo s kombinacijo termične obdelave in vlečenja pri povišani temperaturi dosegli močno anizitropijo magnetnih lastnosti. Vse lastnosti: remanenca, koerciti-vna sila in energijski produkt so večje v aksialni kot v radialni smeri. V primerjavi z izotropnim stanjem se je po vlečenju pri aksialnem magnetenju remanenca povečala za ca. 10 %, koercitivna sila za ca. 30 % in energijski produkt za več od 100%. Najboljše magnetne lastnosti so dosežene po 30-min. zadržanju pri temperaturi spinodalne premene 615° C, deformaciji 50 do 60 % in končni termični obdelavi. Z naraščanjem hladne deformacije rastejo do neke meje magnetne lastnosti v aksialni smeri, zmanjšujejo pa se magnetne lastnosti v radialni smeri. Anizotropija v remanenci je proporcioalna podaljšku pri vlečenju, je torej proporcionalna razmerju kvadratov za- četnega in končnega premera vlečene palice, dokler deformacija ne prekorači neke mejne vrednosti. Anizotropija v koercitivni sili je proporcionalna polovici podaljška pri velečenju. Fizikalne narave anizotropije nam ni uspelo opredeliti. Vse kaže, da je odvisna od razdalje med delci spinodalne faze a2, pa tudi od napetosti, ki so posledica spinodalne premene, in od napetosti, ki jih v materialu inducira deformacija z vlečenjem. LITERATURA: 1. S. Jin, G. V. Chin in B. C. Wonsiewicz: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980,139—146. 2. W. Ervvens: Techn. Mitt. Krupp Forsch. Hefte 40, 1982, 109—126. 3. M. L. Green, R. C. Shervvood, G. Y. Chin, J. H. VVernick in J. Bernardini: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980, 1053-1055. 4. F. Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec in F. Grešovnik: Zeitschrift tur Metallkunde 79, 1988, 648-653. 5. S. Yin, N. V. Gayle in J. E. Bernardini: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 16, 1980, 1050-1052. 6. F. Vodopivec, D. Gnidovec, M. Torkar in B. Breskvar: bo objavljeno. 7. T. S. Chin, C. Y. Chang in T. S. Wu: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 18, 1982, 781—788. 8. T. S. Chin, C. Y. Chang, T. S. Wu in Y. H. Chang; IEEE Transactions on Magnetics Mag. 19, 1983, 2035—2037. 9. M. Homma, M. Okada, T. Minovwa in E. Hirikoshi: IEEE Transactions on Magnetics Mag. 17, 1981, 3473—3478. 10. P. G. Shewmon: Diffusion in solids; Mc Graw-Hill, New York, 1963. ZUSAMMENFASSUNG Durch die Kombination thermischer Behandlung und Verfor-mung durch Ziehen haben wir in der Legierung in axialer Rich-tung folgende Eigenschaften erziehalt. Remanenz Br 1, 1 T, Korerzitivstarke Hc 320 A/m, und Energieprodukt (BH)m> 24 kJ/m3. Die Eigenschaften in der Radialrichtung sind viel nied-riger, desvvegen hat die Legierung eine starke magnetische Anisotropie und eine sehr rechteckige entmagnetisierungs-kurve. Optimale Eigenschaften vverden erziehlt durch die Aufhaltung von 30 min. bei der Temperatur der Spinodalen Umvvandlung von 615°C, Abschrecken, Ziehen mit einer Verfor-mung von 58 bis 60 %, und nach der thermischen Endbehand-lung. Bei hoherer Verformung vvird die Remanenz niedriger. Die Anisotropie in der Remanenz ist proportional der Verlangerung beim Ziehen das heisst, dass sie proportional dem Verhalniss der Ouadrate des Anfangs und Endquerschmittes des gezo-genen Materiales ist, so lange bis die Verformung einen gewissen Grenzvvert nicht uberschreitet. Es vvird vorausgesetzt, dass die Remanenz abhangig ist von der Ouerschnittsflache, von der Verformung der verlanegerten Korner der a2 Phase an dem Stabquerschnitt rechteckig auf die Ziehrichtung. Es vvird vveiter vorausgesetzt dass, die Remanenz kleiner wird vvenn vvahrend des Ziehens zum gegenseitigen Kontakt der Korner der a2 Phase kommt. Die Anisotropie in der Koerzitivstarke wachst proportional der Halfte der Verlangerung, und ahnlich wie die Remanenz bis zu einer gemeinsamen Verformung. Uber dieser Grenze besteht die Proportionalitat nicht mehr. SUMMARY Combining heat treatment and the deformation by draving enabled to obtain the follovving properties of the alloy in the axi-al direction: remanence Br>1.1T, coercitive force Hc> 320 A/cm, and energy product (BH)m > 24 kJ/m3. Values in radial direction are much lower, thus the alloy exhibits high magnetic anisotropy and a very rectangular demagnetising curve. Optimal properties are obtained after holding for 30 min. at the temperature of spinodal transformation, i. e. at 615° C, quenching, dravving with the deformation degree of 50 to 60 %, and after final heat treatment. At higher deformations the remanence is again reduced. Anisotropy of remanence is proportional to the elongation in dravving., i. e. proportional to the ratio of squares of initial and final cross section of the drawn rod, till the deformation does not exceed some limiting value. It is supposed that remanence depends on the cross section area of grains of phase a2 being elongated due to the deformation and vvhich was measured on the cross section of rod perpendicular to the direction of dravving. Further supposition can be made that remanence is reduced if grains of phase a2 come into mutual contact during the dravving. Aniso-tropy of coercive force is increased proportionally to the half value of elongation to some overall deformation, like it was the čase vvith remanence. Over that limit the proportionality does not exist anymore. 3AKnKDMEHME B KOM6nHaL(Mn c TepMH4ecKOfi o6pa6oTKoPi m aecfiopMaMMeM c BO/TOMeKneM m bi b cn/iaBe no/iy4n/iM cneayiou4Me CBoPiCTBa b oceBOM HanpaB^eHnn: ociaioMHbiM MarHeTH3M B, > 1.1. T, KoapuHTHBHaH cM/ia Hc >320 A/cm m h aHepreTMHecKMM npoflyKT (BH)m > 24kJ/ m3 CBoPIcTBa b pa^Ha^bHOM HanpaB/ieHMM ropa3flo cnačee, xoth cn/iaB MMeeT cn^bHo Bbipa>neHHyio. OnTMMa/ibHbie CBoPiCTBa floc™rhytbi cnycTH 30-tm MMHyT 3aaep>KMBaHMFi npn TeMnepaType cnMHoaa/ibHoro nepexoaa 615°C, ratueHnn, bo/io-4eHHM c fleKeHHM BOJIOMeHMH, lino 3h3hmt OHa nponopuno-Ha/lbHa OTHOLUGHMIO KBaflpaTOB nepBOHOMa/lbHOrO H KOHeMHOTO CGMeHMH BonoMGHHoro npyTKa, nona flect>opMaunfl He nepenaeT HeKOToporo rpaHMMHOro 3HaMeHns. llpeflnonaraeTCH, mto ocTa-TOMHblM MarH6TM3M 3aBMCHT OT Be/lMHHHbl nOBepXHOCTM CeHeHMti ot fleopMai4MM yannHeHHbix 3epeH (})a3bi 02 npyTKa npnMO-yro/ibHo k HanpaBneHMio BonoMeHHn. Taione npeano/ioraeTCfl, mto 0ctat0hhafl hamarhmhehoctb ymehbiuaetcfli ec/in bo bpemn BonoMeHMfl HacTynnT B3aMMHoe conpMKocHOBeHMe 3epeH <(>a3bi a.2- B KoapuMTMBHoCi cn;ie B03pacTaeT aHM30Tp0nnfl nponopuno-Ha/lbHO nO/lOBMHbl y,qJlMHeHMfl M CXOflHa KaK M OCTaTOMHbIM MarHeTM3M flO HeKOTOpOM COBMeCTHOpi ae 1.1 T, koercitivna sila Hc>320A/cm in energijski produkt (BH)m>24 kj/ m3, zelo pravokotna razmagnetilna krivulja in močna anizotropija z mnogo nižjimi magnetnimi lastnostmi v radialni smeri. Optimalne lastnosti so bile dosežene po 30 min. zadržanju pri temperaturi spinodalne premene 615° C, 50 do 60% deformaciji z vlečenjem in zaključni termični obdelavi. Avtorski izvleček INHALT UDK: 669.018.58:669.112:620.187 ASM/SLA M21e, M22g. M23b, SGAn, N8, 2-60, 3-67 Metallurgie — Legierung fur Magnete — Spinodale Umvvandlung F Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec, und F. Grešov-nik Uber die spinodale Umwandlung in Eisenlegierungen mit 5 bi s24 % Co und 28 % Cr Železarski zbornik 23 (1989) 2, S 65—71 Die Temperatur der spinodalen Umvvandlung ist mittels der Diferenzdilatometrie bestimmt vvorden Die Umwandlungstempera-tur wird niedriger bei kleiner werdenden Abkuhlungsgeschvvindig-keit, niedriger wird sie aber auch durch die Beimengen der Legie-rungselemente. Beim isothermen Anhalten wachst die lineare Grosse der spinodalen Phasen nach der parabolischen Kinetik mit dem Zeitexponenten 0,2. Nach derselben Gesetzmessigkeit wach-sen auch die Harte und der Unterschied im Parameter des Kristall-netzes zvvischen den spinodalen Phasen. Daraus kann entnommen vverden, dass die Harte von den koherenten Spannungen zwischen den spinodalen Phasen abhangig ist. Auszug des Autors UDK: 669.187.25:621.365.2.001.5:620.9 ASM/SLA: W18s, U7c, D5a, U4k Lichtbogenofen — Elektrotechnik — Schmelzen — mathemati-sche Methoden J. Bratina Elektrotechnisches Betriebsmodell elnes Lichtbogenofens zur Erzeugung von Stahl Železarski zbornik 23 (1989) 2, S 45—56 Die standarden elektroenergetischen und vvarmetechnischen Verhaltnisse des Lichtbogenofens vverden in relativen VVerten auf Grund des idealen Kurzschlussstromes und des Verhaltnisses des induktiven und ohmschen VViederstandes des Ofenstromkreises gezeigt. Mit der Einfuhrung des zugegebenen induktiven VViederstandes des Lichtbogens bzw. des Verhaltnisses mit dem ohmschen Ersatzwiederstand des Lichtbogens ist es moglich alle Betriebszustande reell und zuverlassig zu zeigen. Der gegebene elektroenergetische Betriebs modeli des Lichtbogensofens macht eine optimale Betriebsfuhrung des Ofens in Hinsicht auf verschie-dene technologische Auforderungen moglich. Auszug des Autors UDK: 538.21.004.12 669.018.58-15/-124 2 ASM/SLA: P16, SGAn, 2-64, 3-68 Metallurgie — Legierungen tur permanente Magnete — magneti-sche Anisotropie — Kaltverformung F. Vodopivec, D. Gnidovec, B. Arzenšek, M. Torkar und B Breskvar Entwicklung der magnetischen Anisotropie in der Eisenleglerung mit 32 % Cr und 10,5 % Co, I Železarski zbornik 23 (1989) 2, S 73—78 Durch die Kombination thermischer Behandlung und Verfor-mung durch Ziehen sind in der Legierung folgende magnetische Eigenschaften erziehlt worden.: Remanenz Br 1,1 T, Koerzi-tievstarke Hc 320 A/cm und Energieprodukt (BH)m 24 kj/m3, eine sehr rechteckige Entmagnetisierungkurve und starke Anisotropie mit viel niedrigeren magnetischen Eigenschaften, in der Radialrich-tung. Optimale Eigenschaften sind durch die Aufhaltung von 30 min bei der Temperatur der spinodalen Umvvandlung von 615°C einer Verformung von 50 bis 60 % durch Ziehen und nach der ther-mischen Endbehandlung erziehlt vvorden. Auszug des Autors UDK: 669.14.018.8:669.15-196:620.193.93 ASM/SLA: R6m, SS, C1q, D11n Metallographie — legierter Stahlguss und nichtrostende Stahle-Elektrochemische Korrosion L. Vehovar, F, Mlakar, A. Poklukar Korroslonsbestandlgkeit von legiertem Stalguss und nichtrosten-der Stahle in geschmolzener Schlacke Železarski zbornik 23 (1989) 2, S 57—63 In dieser Arbeit vverden die Korrosionsprozesse behandelt mit denen die Integritat der Oberflache von Zentrifugalradern in Zusammenhang steht und die im Kontakt mit flussiger Schlacke sind. Korrosionsmechanismus in geschmolzemen Schlacken wird bechandelt žahlreiche Untersuckungen sind durchgefuhrt vvorden um einen geeigneten Stahlguss zu entdecken, welcher in geschmolzener Schlacke eine genungend grosse Korrosionsbe-standigkeit aufvveisen wird die im dissozierten Zustand ein auser-ordentlich agresives Medium darstellt. Untersuchungen haben ergeben, dass die ferritischen und anstenitischen nichtrostenden Stahle bzw. diesartiger Stahlguss mit niedrigem Kohlenstoffgehalt im Kontakt mit der Schlacke bestandig genug sind, den sie ermog-lichen die Bildung stabiler passiver Filme mit genugend hoher repa-sivations und Schutzfahigkeit. Auszug des Autors CONTENTS UDK: 669.187.25:621.365.2.001.5:620.9 ASM/SLA: W18s, U7c, D5a, U4k Electric are furnaces — Electrical engineering — Melting — Mathematical methods J. Bratina Operatlonal electric energy model of the steelmaklng are furnace Železarski zbornik 23 (1989) 2, P 45—56 Standard electric-energy and thermal conditions of the are furnace are presented in relative values based on the ideal short-cir-cuit current, and on the ratio of induetive and ohmic resistance of the furnace circuit. Introduction of the added induetive reactance of the electric are or the ratio with the substituting ohmic resistance of the are enables to present ali the operating conditions really and reliably. The given operational electric-energy model of the are furnace enables the optimisation of the furnace operation due to various technological demands. Authors Abstract UDK: 669.018.58:669.112:620.187 ASM/SLA: M21e, M22g. M23b, SGAn, N8, 2—60, 3—67 Metallurgy — Alloy for magnets — Spinoidal transformation F. Vodopivec, M Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec, F. Grešovnik On spinoidal transformation in iron alloy with 5 to 24 % Co and 28 % Cr Železarski zbornik 23 (1989) 2, P 65—71 Temperature of spinoidal transformation was determined by differential dilatometry. The transformation temperature is lovvered vvith the reduced cooling rate and also vvith the alloying elements In isothermal holding the linear size of spinoidal phases follovvs the parabolic kinetics law vvith the tirne povver of 0.2. Also the hardness and the difference in lattice parameter betvveen the spinoidal phases obey the same law. It can be concluded that hardness depends on coherent stresses betvveen the spinoidal phases. Author's Abstract UDK: 669.14.018.8:669.15-196:620.193.93 ASM/SLA: R6m, SS, C1q, D11n Metallography — Alloyed čast steels — Stainless steel — Electro- chemical corrosion L. Vehovar, F. Mlakar, A. Poklukar Corrosion resistance of alloyed čast steels and stainless steeel In molten slag Železarski zbornik 23 (1989) 2, P 57-63 The paper treats the corrosion processes vvhich influence the surface integrity of centrifugal wheels being in contact with molten slag. Corrosion mechanisms in molten slags vvere analyzed, and numerous investigations were made to find a suitable čast steel vvith high enough corrosion resistance in the slag vvhich is as dis-sociated an extremely aggressive medium. Investigations showed that ferritic and austenitic stainless steel or similar čast steels vvith low carbon contents have good corrosion resistance tovvards slags since stable passive films vvith enough high repassivation and pro-teetive capacity can be formed on their surfaces. Author s Abstract UDK: 538.21.004.12:669.018.58-15/-124.2 ASM/SLA: P16, SGAn, 2-64, 3-68 Metallurgy — Alloys for permanent magnets — Magnetic aniso-tropy — Cold deformation F. Vodopivec, D. Gnidovec, B. Arzenšek. M. Torkar, B. Breskvar Development of magnetic anisotropy in iron alloy vvith 32 % Cr and 10.5% Co, I Železarski zbornik 23 (1989) 2, P 73-78 Combining heat treatment and the deformation by dravving enabled to obtain the follovving magnetic properties: remanence Br> 1.1 T, coercive force Hc>320A/cm, and energy product (BH)m>24 kj/m3, a very reetangular demagnetising curve, and high anisotropy vvith much lovver values of magnetic properties in the radial direetion. Optimal properties vvere achieved after 30 min holding at the temperature of spinoidal transformation at 615°C, 50 to 60 % deformatuon by dravving, and final heat treatment. Author's Abstract COflEP^CAHME UDK: 669.018.58:669.112:620.187 ASM/SLA: M21e, M22g, M23b, SGAn, N8, 2-60, 3-67 MeTa^/iyprnH — cnnae ajih MamMTOB — cnMHoaarbHbiM nepexoa F. Vodopivec, M. Pristavec, J. Žvokelj, D. Gnidovec, F. Grešovnlk 0 CfiMHOAa/ibHOM nepexone b cnnase menesa c 5 flo 24 % Co h 28 % Cr. Železarski zbornik 23 (1989) 2, c 65—71 Onpeae/ieHa 6bi;ia TeMnepaTypa cnktHOflanbHoro nepexoaa npM noMoiun flunaMeTpMMecKoro MCHMC/ieHMfl pa3H0CTe&. TeMnepaiypa nepexoaa CHM«aeTCH c yMeHbweHMeM fibicTpoTu ox^awfleHnn, ee TaiOKe CHMJKaiOT ^erMpOBaHHbie 3/ieMeHTbl. npM M30TepMMHeCK0M 3aflep>«KM yBenMMMBaeTCfl JiHHePiHaH BenHMHHa cnMHOfla^bHbix 0a3 no napa6o^MMecKoPi KMHeTHKM c BpeMeHHbiM noKa3aTeneM 0,2. C stoh «e caMOii 3aK0HH0CTbt0 pacTeT Taione TBepaocTb m pa3HMua b napa-MeTpe KpMCTanbHoti peujeTKM Me«fly cnMHoaanbHbiMM c)>a3aMM. Mojkho 3aK/ifOHMTb, mto TBepaocTb 3aBMCMT ot K0repeHTH0CTM anpn-weHM(i Me>Kfly cnMHoaanbHbiMM (J>a3aMM. ABTope0. UDK: 669.187.25:621.365.2.001.5:620.9 ASM/SLA: W18s, U7c, D5a, U4k 3reKTpoayroBue ne4M — 3/ieKTpoTexHMKa — n/iaBKa — MareMaTM-4eCKHe MeTOflbl. J. Bratina npom3boflctbehhan 3jiektp03hepreth^eckan MOflenb flyr0B0M neMM fl/in npoH3Boj)CTBa CTanH. Železarski zbornik 23 (1989) 2, c 45—56 CTaH/iapTM3KpoBaHHwe 3/ieKTpo3HepreTn4eCKMe n Ten^oTexHM-MecKHe OTHoaieHMfl flyroBofl ne^M npMBeaeHbi b OTHOCMTe/ibHbix 3Ha-MeHMRX Ha OCHOBaHMM MfleanH3MpOBaHHOrO 3aMblKaHMfl Ha KOPOTKO TOKa m OTHOLUeHMfl MHflyKTMBHOrO m OMHMeCKOTO COnpOTMBJieHMH 3/ie-KTpMMecKOM uenM. C BBefleHneM ao6aB04Horo HHflyKTHBHoro conpo-TMBneHHe 3neKTpMMeCKOrO TOKa OTHOCMTenbHO OTHOllieHMfl c 3KBMB3-neHTHbJM OMH4ecKHM conpoTMB/ieHMeM ayrn cymecTByeT bo3mo>k-HOCTb npMBeCTM BCe np0M360flCTBeHHbie COCTOflHMfl pea^bHO M hmčjkho. noaaHan sneKTposHepreTkmecKafl Moae^b ayroBoPi ne^M aaeT b03mo«HOCTb OnTMMM3aUMM XOfla neHM b OTHOliieHMM Ha pas-nMMHbie TexHonorMMecKMe Tpe6oBaHMR. ABTope$. UDK: 538.21.004.12:669.018.58-15/-124.2 ASM/SLA: P16, SGAn, 2-64, 3-68 MeT2ui/iyprnR — cnnaBU ann n0CT0HHHwx MarHMTOB — MarHMTHan aHM30Tp0nMR — xonoflHan aecJ>opMauMfl. F. Vodopivec, D. Gnidovec, B. Arzenšek, M. Torkar, B. Bresvar P83BMTH6 MarHMTHOK aHMsoTponHH ■ cnnaBe menesa c 32 % Cr m 10,5 % Co, I Železarski zbornik 23 (1989) 2, c 73—78 C kom6mhaumem TepMHHeCKOft 06pa60TKM m fle(()OpMaL|MM C BononeHMeM 6bi/in no^yMeHu c^efly(Ouine MarHMTHue cBOMCTBa: OCTaTOMHbiR MarHeTHSM 8r>l. IT, KoapuMTMBHan cmia Hc>320 A/cm m SHepreTMMecKMM npoayKT (BH)m>24 kJ/m3 o^eHb npnMoyro;ibHaH pasMarHMMeHan KpMBan m CMflbHan aHM30TponMn co mhotmmm 6o;iee HH3KMMH MaTHMTHblMM CBOHCTBaMM B paflHa/lbHOM HanpaB/leHMH. OnTMManbHbie CBOMCTBa fibinM no/iyMeHbi cnyc™ 30-tm MHHyT 3aflep->KMBaHMH npM TeMnepaType cnMHoaanbHoro nepexoaa 615° C, npM 50 ao 60 % flettiopMauMM c BononeHMeM m npn saKOHHeHHotf TepMMMe-CKOfl o6pa6oTKH. ABtope0. UDK: 669.14.018.8:669.15-196:620.193.93 ASM/SLA: R6m, SS, C1q. D11n MeTan^orpamr — nerHpoBaHHbie CTa/ibHbie ot/imbku k Hep>KaBe-tomafl CTanb — 3/ieKTpoxMMMHecKafi Kopposnn. L. Vehovar, F. Mlakar, A. Poklukar K0pp03H0HHan etohkoetb nerMpoBaHHux otjihbkob h HepmaBe-K>meH CTanH b pacnnaBneHHOM ujnane. Železarski zbornik 23 (1989) 2, c 57—63 B 3Totf pa6oTe paccMOTpeHbi KopposnoHHbie npoueccbi b cb«3m c K0T0pbiMM HaxoflnTbcn ue/ioCTHOCTb n0BepxH0CTb ueHTpM0yranb-HOCTb KO^eC, KOTOpbie HaXOflHTCfl B KOHTaKTe C JKMflKMM LU/iaKOM. TaKwe Bbino/iHeHbj MHoro^McneHHbie HccneflOBaHMH, c KOTopbiMM CTpeMM/iMCb onpeaenHTb copa3MepHoe imrte, Koropoe 6bi aa^o flOCraTOMHO BbICOKOe KOppOSHOHHOe COnpOTMB/ieHMe B LU^aKe, KOTO-puCi npeflCTaB^neT co6o(i B flUC/lOLlMpOBaHHOM COCTOnHMM HCK/lbyMM-Te/ibHo arpecHBHoe cpeacTBO. MccneflOBaHun nOKa3a^n, mto ep-pMTHbie m aycTeHMTHbie HepMaseioiMne CTa/in, OTHOCMTenbHO coot-BeTCTByioiiiee nme c hmskhm coflepmaHkieM ymepoaa OKa3biBaK)T aocTaTOMHoe conpoTMB/ieHHe b KOHTaKTe c wnaKOM, Be/jb ohm aaiOT B03M0>KH0CTb 06pa3OBaHMIO yCTOMHHBblX naCCMBHblX