YU ISSN 0372-8633 VSEBINA ŽELEZARSKI ZBORNI K Švajger Milan, I. Rane — Železarna Ravne MOŽNOSTI SPREMEMB KEMIČNE SESTAVE JEKLA MED PROCESOM ELEKTRIČNEGA PRETALJEVANJA POD ŽLINDRO. Vodopivec Franc, M. Kmetič — Metalurški inštitut Ljubljana A. R o d i č — Železarna Ravne O ZADRŽEVANJU REKRISTALIZACIJE, AV-STENITA PRI VROČEM VALJANJU CEMEN-TACIJSKIH JEKEL V VEC VTIKIH PRI PADAJOČI TEMPERATURI Kmetič D. F. Vodopivec — Metalurški inštitut Ljubljana F. Vizjak, F. Haler — Železarna Štore VPLIV STOPNJE PREDELAVE NA LASTNOSTI KONTI JEKLA Uranc Franc — Železarna Ravne VPLIV TOPLOTNE OBDELAVE NA ŽILAVOST BAINETA Cr-W-V JEKEL Stran 17 27 LETO 18 ŠT. 1 - 1984 ŽEZB BQ 18 (1) 1-36 (1984) IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE , R AV N E , ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT 229280 * >» V/ - * M i-« '»- f * ' ŽELEZARSKI ZBORNIK IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 18 LJUBLJANA MAREC 1984 Vsebina stran M. Švajger, I. Rane Možnosti sprememb kemične sestave jekla med procesom električnega pretaljeva- l nja pod žlindro UDK: 669.046.54:669.187 ASM/SLA: D8p, Dlln, D11C, Dlla F. Vodopivec, M. Kmetič, A. Rodič O zadrževanju rekristaliza-cije avstenita pri vročem valjanju cementacijskih jekel v več vtikih pri padajoči temperaturi 9 UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F23, CM, N5 D. Kmetič, F. Vodopivec, F. Vizjak, F. Haler Vpliv stopnje predelave na lastnosti konti jekla 17 UDK: 621.771.016:620.183:620.184 ASM/SLA: F23p, P, D9q F. Uranc Vpliv toplotne obdelave na žilavost bainita Cr-W-V jekel 27 UDK: 620.178.746.22.621.785.4 ASM/SLA: I 26p, Q6n, N8g, N8m Inhalt Seite M. Švajger, I. Rane Moglichkeiten fin die Ande-rung der chemischen Zusam-mensetzung von Stahl wa-hrend der Elektroschlacke-umschmelzung. UDK: 669.046.54:669.187 ASM/SLA: D8p, Dlln, D11C, Dlla F. Vodopivec, M. Kmetič, A. Rodič Hinderung der Rekristalli-sation von Austenit beim VVarmvvalzen der Einsatzsta-hle bei fallender Temperatur 9 UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F23, CM, M5 D. Kmetič, F. Vodopivec, V. Vizjak, F. Haler Einfluss des Verformunges-grades auf die Eigenschaften von stranggegossenem Stahl 17 UDK: 621.771.016:620.183: 620.184 ASM/SLA: F23p, P, D9q F. Uranc Einfluss der Warmebehand-lung auf die Zahigkeit von Bainit in Cr-W-V Stahlen 27 UDK: 620.178.746.22.621.785.4 ASM/SLA: I26p, Q6n, N8g, N8m Contents Page M. Švajger, I. Rane Possibilities for Changing Chemical Composition of Steel During Electroslag Remelting 1 UDK: 669.046.54:669.187 ASM/SLA: D8p, Dlln, D1IC, Dlla F. Vodopivec, M. Kmetič, A. Rodič On Retaining the Recrysta-llization of Austenite in Hot rolling the Case-Hardening Steel at Decreasing Temperature 9 UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F23, CN, N5 D. Kmetič, F. Vodopivec, V. Vizjak, F. Haler Influence of \Vorking De-gree on the Properties of Continuosly Čast Steel 17 UDK: 621.771.016:620.183:620.184 ASM/SLA: F23p, P, D9q F. Uranc Influence of Heat Treatment on the Bainite Toughness in Cr-W-V Steel UDK: 620.178.746.22.621.785.4 ASM/SLA: I26p, Q6n, N8g, N8m 27 Co.aep:KaHHe cTpaHHua M. Švajger, I. Rane Bojmo/Khocth niMeneHiin XHMHHecKoro cocraea era-jih bo speMsi npouecca 3JieKTpHiecKoro nepenjiaBa HOJ UlJiaKOM. 1 UDK: 669.046.54:669.187 ASM/SLA: D8p, Dlln, D11C, Dlla F. Vodopivec, M. Kmetič, A. Rodič O ia icpuiKH peKpHcia.ijiH-lamin aycTeHHTa npu ropn-Heii npoKaTKH ueMeHTye-Mbix CTa;iefl npu noHii/Kaio-ineii TeviiiepaTvpe. 9 UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F23, CN, N5 D. Kmetič, F. Vodopivec, V. Vizjak, F. Haler BjiHHHiie CTeneHii nepepa-6otkh Ha CBOHCTBa CTajiii HenpepbiBHoro jiin b«. 17 UDK: 621.771.016:620.183:620.184 ASM/SLA: F23p, P, D9q F. Uranc B.i iiRHiie TepMiiHecKoii o6pa6orKH Ha Bfl3KOCTb 6e>fHHTa CR-W-V cTa.ieii. 27 UDK: 620.178,746.22.621.785.4 ASM/SLA: I26p, Q6n, N8g, N8m tsiss s0 d ■ >'j11 ŽELEZARSKI ZBORNIK IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 18 LJUBLJANA MAREC 1984 Možnosti sprememb kemične sestave jekla med procesom električnega pretaljevanja pod žlindro Milan Švajger in Janez Rane UDK: 669.046.54:669.187 ASM/SLA: D 8 p, D 11 n, D 11 r, D 11 a Opisani so industrijski poizkusi dolegiranja Si, Cr in V med električnim pretaljevanjem pod žlindro Cr-Mo in Cr-Mo-V jekel. Rezultati kažejo, da je med EPŽ postopkom do določene meje možno vplivati na popravo sestave EPŽ ingota. Kot EPŽ elektrode uporabljamo ingote, lite v koki-le in izrabljene hladne valje. Elementi, ki med EPŽ procesom radi odgorevajo, so v omenjenih elektrodah večkrat na spodnji analizni meji. To tem bolj velja za izrabljene hladne valje, ki so že bili pretaljeni pod žlindro. Statistična analiza odgorov elementov je pokazala, da je EPŽ ingot večkrat analizni izmeček, kljub neoporečni sestavi elektrode. S tehnologijo dolegiranja je ta problem enostavno rešljiv. UVOD Osnovna naloga električnega pretaljevanja pod žlindro je doseči usmerjeno primarno kristalizacijo, ugodno za nadaljnjo plastično predelavo ter boljšo čistost jekla. Ker med pretaljevanjem potekajo oksidacijsko-re-dukcijski procesi, se temu primerno spremeni tudi sestava jekla. Elementi, kot aluminij, silicij in podobni, lahko oksidirajo in prehajajo iz jekla v žlindro. Dezoksidacija žlindre med pretaljevanjem, npr. z aluminijem, bistveno zmanjša odgor omenjenih elementov, vendar je omejena zaradi predpisane vsebnosti aluminija v jeklu. Ker je stopnja dezoksidacije vedno kompromis med prisotnim prostim kisikom, ki ga mora aluminij vezati, in dovoljeno vsebnostjo aluminija v EPŽ ingotu, moramo z določenim odgorom elementov, npr. silicija, računati že pri izdelavi matične šarže za EPŽ elektrode, kjer naj bo temu primerna vsebnost teh elementov. Praksa je pokazala, da imajo EPŽ elektrode in izrabljeni valji za hladno valjanje, ki jih neposredno preta-ljujemo po EPŽ postopku, večkrat neustrezno^ sestavo, ki že vnaprej povzroča analizni izmeček EPŽ ingota. Milan Švajger, dipl. inž. metalurgije, vodja raziskav za jeklar-no v že)fla»Mmi Ravne. 'Janež ^n1'. dir I. inž. metalurgije, železarna Ravne. Da bi takšne elektrode izločili iz proizvodnega programa zaradi minimalnih odstopanj kemične sestave, bi bilo neekonomično. Potrebe so narekovale, da smo najprej raziskali možnosti dolegiranja silicija, kroma in vanadija, kar bo v nadaljevanju tudi opisano. 1. NAČINI IN POGOJI DOLEGIRANJA PRI EPŽ POSTOPKU V glavnem danes poznamo tri načine dodajanja dodatkov v kristalizator med pretaljevanjem1 (slika 1): a) Najpreprostejši in zelo fleksibilen je način dodajanja s kontinuirnim dozatorjem. Če tega nimamo, lahko dodajamo tudi ročno v čim krajših časovnih intervalih. Pri tem je zelo pomembna zrnatost in predhodna obdelava ferolegure, npr. žarjenje. b) Dolegiranje nekega elementa z dodatno elektrodo, ki ta element vsebuje v znatni količini. Istočasno moramo upoštevati, da so v dodatni elektrodi prisotni 1 - osnovni material - elektroda i - žlindrina kopel 2 - dodajni material 3 - kristalizator 5 - jeklena kopel 6 - strjen ingot Slika 1 Načini dolegiranja pri EPŽ postopku Fig.l Ways of additional alloving at the ESR process /i o tudi drugi elementi. Elektroda ni priključena na izvor električnega toka, lahko je ločena ali privarjena na osnovno elektrodo. Takih elektrod je lahko več in so razporejene okoli osnovne elektrode. c) Dolegiranje je možno tudi s stržensko elektrodo. Za to potrebujemo votle elektrode, ki jih v sredi napolnimo s feroleguro primerne sestave in zrnatosti. Ta način je najzahtevnejši in se v glavnem uporablja v EPŽ jeklarnah, kjer nimajo lastne proizvodnje EPŽ elektrod. V tem primeru izdelajo elektrode tako, da pločevino oblikujejo v obliko cevi, ki jo napolnijo s ferolegurami primerne sestave in zrnatosti, sintrajo in nato preta-ljujejo. Za dolegiranje pri EPŽ procesu morajo biti izpolnjeni naslednji pogoji: — da je tališče ferolegure čim bližje tališču jekla, — da je gostota ferolegure enaka ali manjša od gostote jekla in večja od tekoče žlindre, — če dodajamo po načinu a ali c, mora biti ferole-gura primerne zrnatosti in — način dodajanja ferolegure naj bo kontinuiren; če je diskontinuiren, moramo dodajati v čim krajših časovnih intervalih. 2. DOLEGIRANJE SILICIJA Poizkuse dolegiranja smo izvajali med pretaljeva-njem Cr-Mo jekla in smo vsebnosti posameznih elementov variirali v mejah: C = 0,22-0,32% Si = 0,30-0,60% Mn = 0,40-0,60% Cr = 2,60-3,50% Mo = 0,40-0,60% Cu = max. 0,25% S = max. 0,020% P = max. 0,025% 2.1 Analiza odgorov elementov pri standardnem pre-taljevanju brez dolegiranja Analiza vezanih serij za odgore elementov med pre-taljevanjem brez dolegiranja zajema 51 parov podatkov o sestavi elektroda — EPŽ ingot. Sestavo ingotov smo določili pri »glavi«. Parametra temperature in vsebnost kisika nista zajeta, saj se pri vpeljani tehnologiji in pri enakih pretaljevalnih pogojih le malo spreminjata ter ju ni potrebno meriti. Predpostavljamo, da je njuno vari-iranje le subjektivne narave. V ingotih je znašala poprečna vsebnost Alc = 0,027% in Al, = 0,019%. Silicij od vseh elementov v sestavi jekla med preta-ljevanjem najbolj odgoreva. Povprečna razlika med vsebnostjo silicija v elektrodi in ingotu je znašala pri naših poizkusih 0,087 %. Ta razlika A % Si = % Sie - % Sii = 0,454 % - 0,367 % = 0,087 % je prikazana s porazdelitvijo v verjetnostni mreži na sliki 2. Za 95 % zanesljivost mora biti izpolnjen pogoj Sv,- 1,96-Ssi.ž* 0,30%, kjer je 0,30 % spodnja predpisana meja za Si. Iz tega sledi, da mora biti povprečna vsebnost silicija v ingotu Sli > 0,30 % + 1,96 • Ssi,» 0,432 %, če znaša standardni odklon Ssi, = 0,0676. Iz povprečne razlike vsebnosti silicija v elektrodi in ingotu dobimo potrebno povprečno vsebnost silicija v elektrodi. % Sie = % Sli + A % Si = 0,517 % oziroma za 95 % zanesljivost naj bo vsebnost % Sie = %Ši; - 1,96 • Ssic = 0,386 %. X*3s x*2,6s x*2s 196 S S,. 196S 0,00 0,0i 0,08 0,12 0,16 0,20 QZ Q28 0,32 Q36 0/0 0,U 0,i8 Q52 Q56 Q60 0,64 Vsebnost silicija v elektrodi, EPŽ ingotu in njuna razlika ('/•) Slika 2 Porazdelitve vsebnosti silicija v elektrodi in EPŽ ingotu ter razlike njunih vsebnosti Fig. 2 Distribution of siJicon in the electrode and the ESR ingot, and the differences of contents Za prakso torej ugotavljamo, da moramo pri vsebnostih silicija v elektrodi 0,20 do 0,60% računati s povprečnim odgorom silicija okrog 19 %. Za toliko moramo glede na zahtevano sestavo EPŽ jekla povečati vsebnost silicija pri izdelavi elektrod. Diagram na sliki 3, s katerim pojasnimo 67 % vseh vsebnosti silicija v ingotu, kaže, da ima na odgor silicija vpliv tudi vsebnost kroma v jeklu. Višja bo vsebnost kroma, večji bo odgor silicija. Fischer in Janke2 sta ugotovila, da silicij pri vsebnosti kroma 1,2% aktivnost kisika v jeklu znižuje, z naraščajočo vsebnostjo kroma pa jo zvišuje. Če smo prej ugotovili, da moramo imeti minimalno vsebnost silicija v elektrodi okrog 0,39 %, moramo sedaj dodati, da to velja za vsebnosti kroma do okrog 3,1 %. Če vsebnost kroma v elektrodi narašča, moramo zvišati tudi vsebnost silicija, da nam vsebnost v ingotu ne bo padla pod spodnjo predpisano mejo 0,30 % Tudi vsebnost žvepla je odvisna od izhodne vsebnosti v elektrodi, obenem pa še od vsebnosti silicija (slika 4). Višja vsebnost silicija v elektrodi pomeni večji odgor silicija in več Si02 v žlindri, s tem pa manjšo bazičnost žlindre in slabše razžveplanje. Aluminij je kot dezoksidacijski element najtesneje povezan z odgorom silicija in mangana. Povprečno imamo v 51 ingotih vsebnost Al, = 0,019 % ob najnižji vsebnosti 0,002 % in najvišji 0,046 %. Višja bo vsebnost aluminija, manjši bo odgor silicija. Bolj za ilustracijo kot za kvantitativno uporabo nam nomogram na sliki 5 prikaže medsebojne soodvisnosti vsebnosti silicija v elektrodi in vsebnosti silicija, mangana ter topnega aluminija v ingotu. Če povežemo linije enakih vsebnosti silicija v elektrodi in ingotu, dobimo točke, ki predstavljajo linijo mejne vsebnosti topnega aluminija med odgorom in prigorom silicija. Tolikšna vsebnost topnega aluminija, ki bi nam zagotovila enako vsebnost silicija v ingotu, kot je v elektrodi, je praktično nesprejemljiva in moramo zato z določenim odgorom silicija pač računati. Nomogram kaže, da pri približno 50 % odgoru silicija nimamo več aluminija v ingotu; dejansko pa ingot, pretaljen pod žlindro CAF 3, še vedno vsebuje neko minimalno količino aluminija. 0,005 0,010 0,015 0,020 OQ25 0,030 Q035 0,040 sro< Slika 4 Odžveplanje pri pretaljevanju Cr-Mo jekla pod žlindro v odvisnosti od vsebnosti S in Si v elektrodi Fig. 4 Desulphurisation in remelting Cr-Mo steel depending on the S and Si contents in the electrode 0,35 0,40 0,45 Q50 0,55 0,60 0,65 0,70 Slika 3 Vsebnost silicija v EPŽ ingotu v odvisnosti od vsebnosti Si in Cr v elektrodi Fig. 3 Silicon contents in the ESR ingot in the relation to the Si and Cr contents in the electrode Q60 0,55 Q50 0,45 0,40 Q35 Q40 0,45 Q50 Q55 0,60 o/ K/U ST07 „ STOi ./ c R2=0fl30 R^dW 'ekk,roda Slika 5 Soodvisnosti med Si v elektrodi ter Si, Mn in Al, v EPŽ ingotu Fig. 5 Correlations between Si in electrode and Si, Mn, and Al, in the ESR ingot N:S1 P-95 Vi R'4,372 60975 l,96Syx=iQ0J686 Kristalizator.iptOO mm Elektroda 0220 mm _ hitrost: 380kg/h 0,70 -0,60" N=51 P>99,9V. R' Vsebnosti ostalih elementov se med pretaljeva-njem praktično ne spremenijo in so njihove razlike A% E = Ee —% Ei manjše od toleranc analitske tehnike. 2.2 Poizkusi Pri manjšem premeru kristalizatorja, in s tem manjši jekleni kopeli, je dolegiranje zahtevnejše. Zato smo se odločili za format kristalizatorja 0310 mm in težo ingota 814 kg, s tem da smo vzeli enaka izhodišča za predpis tehnologije kot pri formatu kristalizatorja kv. 400 mm. Elektrode kv. 160 mm so vsebovale 0,32 % Si in brez do-legiranja silicija ne bi zadržali v ingotu minimalno 0,30 % Si. Dodajali smo FeSi 75 sestave: 73,3 % Si, 0,44% C, 0,006 % S in 6 ppm H2. Gostota znaša 3,7 g/cm3 in interval taljenja 1210 do 1315 "C3. Način dodajanja prikazuje tabela 1. Uporabili smo standardno žlindro CAF 3 smerne sestave: 33 % CaO, 33 % CaF2, 33 % AI2O3 in največ 3 % SiC>2. Gostota žlindre znaša pri temperaturi 1700°C 2,2 g/cm3, tališče pa ima okrog 1300°C. Dodatek aluminija za dezoksidacijo žlindre je znašal 0,07 % talilne hitrosti. Sestavo ingota smo kontrolirali pri »nogi« in »glavi« ingota (glej tabelo 1 in sliko 6). Tabela 1: Dodatek ferosilicija za različne taline in načrtovane oziroma dosežene vsebnosti silicija v EPZ ingotu. Število poizkusov Številka taline Načrtova- Povprečno na Dodatek dosežena vsebnost (g FeSi/5 vsebnost Si v Si v minut) ingotu (%) ingotu (%) »noga« »glava« 8 07176/13-20 0,37 16 0,32 0,34 13 07202/0-20 0,41 30 0,34 0,37 9 07176/0-8 0,46 45 0,36 0,42 4 07176/9-12 0,53 70 0,42 0,45 2.3 Vpliv dolegiranja na potek pretaljevanja in kakovost ingota Zaobnašanje silicija moramo vedeti, daje v normalni EPŽ praksi največji odgor silicija pri »nogi« ingota, ko je vsebnost SiCh v žlindri še nizka, in znatno manjši odgor pri »glavi«, ko je vsebnost SiC>2 v žlindri bistveno večja in je tendenca prehajanja silicija iz jekla v žlindro manjša. Če bi pretaljevali brez dolegiranja silicija, bi na osnovi že omenjenih podatkov dobili povprečen odgor silicija pri »glavi« ingota 19 % ali vsebnost silicija bi znašala 0,23 %; pri »nogi« bi bila še nižja. Zaradi dodajanja ferosilicija smo dosegli povprečne vsebnosti silicija pri »nogi« in »glavi« ingota, kot prikazuje tabela 1 in slika 6. Vidimo, da smo pri »nogi« ingota z dodatkom ferosilicija 16 g/5 minut ravno kompenzirali odgor silicija, pri »glavi« pa smo že dolegirali 0,02 % Si. V diagramu na sliki 6 nam zgornja linija predstavlja vsebnost silicija v odvisnosti od dodatka ferosilicija za »glavo« ingota, spodnja pa za »nogo« ingota. Šrafirano področje predstavlja vmesne vsebnosti silicija po višini ingota. Z dolžino ingota in dodatkom ferosilicija bo razlika vsebnosti silicija med »glavo« in »nogo« naraščala. Povprečen izkoristek ferosilicija je znašal pri »nogi« 77 % in pri »glavi«, kjer je vsebnost SiC>2 v žlindri večja in tendenca prehajanja silicija v žlindro manjša, 85 %. Torej preide v žlindrino kopel 15—23% dodanega ferosilicija 0,50 -S I1 0,40 (n 0,30 K 8 Q20. -Q O) -i? ^ 0,10- EPŽ ingot: 310 mm , 814 kg Elektrodo & 160mm Žlindra :CAF 3 Talilna hitrost a - (256 tl1)kg/h Vsebnost Sie=0,32°/o Dodatek granul Al za dezoksidajo žlindre =0,07'/. a V£ig =0,2851 + 0,003-tdodatek FeS\r - 0,82 % SiN =0,2586 +0,002-(dodatekFeSi),r2=0,67 0 10 20 30 40 50 60 70 80 Dodatek FeSi (g/5mm ) Slika 6 Vpliv dodatka FeSi med pretaljevanjem Cr-IMo jekla na vsebnost Si v »glavi« in »nogi« EPZ ingota Fig. 6 Influence of the FeSi addition in remelting Cr-Mo steel on the Si content in the top and the bottom of the ESR ingot oziroma 11 — 17% silicija, kar le neznatno poveča vsebnost Si02 v žlindri v primerjavi s pretaljevanjem brez dolegiranja. Bazičnost žlindre CAF 3 (Ca0/Si02) znaša na začetku pretaljevanja okrog 18 in med pretaljevanjem zaradi odgora Si hitro pada. Na koncu pretaljevanja je bazičnost žlindre različna, odvisna od dolžine ingota oziroma količine pretaljenega jekla na enoto teže žlindre. Pri daljših ingotih lahko doseže bazičnost vrednost 1, v našem primeru se je gibala v mejah 3 — 5. Ne glede na dodano količino ferosilicija, je znašala stopnja razžveplanja pri »nogi« ingota nad 70 % in pri »glavi« nad 40 % (slika 7). Temu primerno se je tudi spreminjala vsebnost žvepla po višini ingota od 0,004 % do 0,007 %, kar je identično pretaljevanju brez dolegiranja. Izkoristek dodanega aluminija za dezoksidacijo žlindre je dokaj majhen in po vpeljani tehnologiji v Železarni Ravne smo ga dodajali pri vseh poizkusnih talinah v količini 0,07 % talilne hitrosti, kar znaša pri hitrosti pretaljevanja 256 kg/h 180 g Al-granul/h. Tako smo dosegli povprečne vsebnosti topnega aluminija 0,031 % pri »nogi« in 0,014% pri »glavi« ingota. Več kot dvakrat višjo vsebnost topnega aluminija pri »nogi« ingota si razlagamo z reakcijo 3[Si] + 2( AI2O3) = 4[ Al] + 3(Si02), ker je prehod aluminija iz žlindrine v kovinsko kopel povezan z odgorom silicija4. Za ilustracijo imamo na sliki 8 prikazane soodvisnosti med razmerjem (Si02)/ [Si] proti bazičnosti (Ca0)/(Si02), topnemu aluminiju in vsebnosti (FeO + MnO). Na začetku pretaljevanja je vsebnost (Si02) v žlindri majhna, kar pogojuje večji od- £ 0,01; QOIO 0,009-0,008 0,007' i/f Q006 i qc»5 T Q 004 I qoo3 a ŠT 80 8- 70 ■g 50 g 50 e, • > • J • Afc >ga • 1 C/. CaO/V. 5)0j) \ • Cl • ava • • • Nogo 0,010 Q020 01 -—/.[Al,] TX Q liO • • S' Glavt M > 1 Nc yu • • / k-' • gor [Si] in višjo bazičnost žlindre. Na koncu pretaljeva-nja je razmerje (Si02)/[Si] visoko in bazičnost nizka, kar povzroči manjši odgor [Si] in ob konstantnem dotoku kisika večji odgor [Al]. Z večanjem razmerja (Si02)/[Si) raste v žlindrini kopeli tudi vsebnost (FeO) in (MnO). Vsebnosti ostalih elementov so med pretaljevanjem z dolegiranjem silicija praktično ne spremenijo. Makro-in mikropreiskave jekla so pokazale, da se v določenem primeru lahko pojavijo napake kot posledica nepravilnega in neenakomernega dodajanja, ki ima pri manjših formatih kristalizatorja večji vpliv kot pri večjih, kjer je jeklena kopel večja. Napake se pojavijo v obliki oksidnih makrovključ-kov železa, silicija in kroma. 0,20 0,30 Q<0 0,50 0,60 Q70 0,80 0,90 -— •/. (FeO.MnO J Ingot: 0 310 mm, 814 kg Elektroda: 0 160 mm Žlindra: CAF 3 a = (256± 11) kg/h Dodatek Al za dezoksidacijo žlindre: 0,07% talilne hitrosti Slika 8 Soodvisnosti med bazičnostjo žlindre, Alt, (FeO + MnO) in (Si02)/|Si| Fig. 8 Correlations between the slab basicity, Alt, (FeO + MnO), and (Sio2)/ISil 3. DOLEGIRANJE KROMA IN VANADIJA Poizkuse dolegiranja kroma in vanadija smo izvajali istočasno med pretaljevanjem Cr-Mo-V jekla, kjer so vsebnosti posameznih elementov variirale v mejah: C = 0,60-0,65% Si = 0,22—1,20% Cr = 4,00-6,00% V = 0,50-0,80% Mn = 0,40-0,70% Mo= 1,20-1,50% S = max. 0,010% P = max. 0,025 % Jeklo pretaljujemo prvenstveno pod žlindro tipa CAF 3, vendar zaradi kemične sestave in drugih lastnosti jekla z bistveno nižjo talilno hitrostjo in stopnjo de-zoksidacije kot Cr-Mo jeklo, opisano v poglavju 2. 3.1 Analiza odgorov elementov pri standardnem pre-taljevanju brez dolegiranja Analiza vezanih serij za odgore elementov med pretaljevanjem brez dolegiranja zajema 52 parov podatkov o sestavi elektroda — EPZ ingot. Sestavo ingotov smo določili pri »glavi«. Tudi tu parametra temperatura in vsebnost kisika nista zajeta, saj se pri vpeljani tehnologiji in pri enakih pretaljevalnih pogojih le malo spreminjata ter ju ni potrebno meriti. Silicij od vseh elementov v sestavi jekla med pretaljevanjem najbolj odgoreva. Povprečna razlika med vsebnostjo silicija v elektrodi in ingotu je znašala pri naših poizkusih 0,08 %. Ob povprečni vsebnosti silicija v elektrodi 0,60% je znašal odgor 14%. Nižji odgor silicija proti Cr-Mo jeklu pripisujemo višjim vsebnostim Cr, V in C. Z višjo vsebnostjo silicija v elektrodi odgor narašča, kar kaže na sliki 9 odklon premice od linije enakih vsebnosti silicija v elektrodi in EPŽ ingotu. Povprečna razlika med vsebnostjo žvepla v elektrodi in ingotu znaša 0,005 %, čemur usteza stopnja razžveplanja 54 %. Pri tem moramo vedeti, da veljajo 15 1.0 6 t <7) Q5 N=52 P>99, R=Qi 1,96S) 9'/. 93 )64 /x=±0. 205 J v, P i y\ // / 0 Q 2 4 Q6 Q 8 10 12 1,4 STO, x23=^—— V. Sielektroda Slika 9 Vsebnost silicija v EPŽ ingotu v odvisnosti od vsebnosti silicija v elektrodi Fig. 9 Silicon content in the ESR ingot depending on the silicon content in the electrode podatki za »glavo« ingota, kjer jemljemo vzorce za kemično analizo. Višja bo vsebnost žvepla v elektrodi ter silicija in aluminija v ingotu, večja bo razlika A%S = %Se-%Si oziroma stopnja razžveplanja (slika 10). Višja vsebnost aluminija v ingotu pogojuje nižjo vsebnost kisika, zaradi česar silicij manj odgo-reva in bo bazičnost žlindre večja. Ob povprečni vsebnosti Al, = 0,020% v EPŽ ingotu so spremembe vsebnosti ostalih elementov v elektrodi nepomembne. 3.2 Poizkusi Za poizkuse dolegiranja kroma in vanadija smo izbrali format kristalizatorja 0500 mm in težo ingotov 3000 kg. Za dolegiranje kroma smo uporabljali FeCr af-fine sestave 67,2% Cr in 0,21 % C. Gostota je znašala 7,0 g/cm3 in interval taljenja 1520 do 1600"C*. Za dolegiranje vanadija smo uporabili FeV 80 sestave 78,6 % V in 0,08 % C. Gostota je znašala 6,2 g/cm3 in interval taljenja 1685 do 1710°C3. FeCr affine in FeV 80 smo dodajali istočasno v količinah, ki so prikazane v tabeli 2. 3.3 Vpliv dolegiranja na potek pretaljevanja in kakovost ingota Vpliv različnih dodatkov FeCr affine na povišanje vsebnosti kroma v ingotu je prikazan na sliki 11, kjer predstavlja zgornja linija vsebnosti kroma v »glavi«, spodnja pa v »nogi« ingota. Šrafirano področje predstavlja vmesne vsebnosti kroma po višini ingota. Razlika vsebnosti kroma med »glavo« in »nogo« ingota je posledica različnega izkoristka dodanega FeCr-affine oziroma prehoda kroma v žlindrino kopel. Na začetku pretaljevanja je izkoristek FeCr affine 98 % in razmerje (Cr203)/[Cr] je 1,5-10~2, proti koncu pretaljevanja pa je izkoristek 99 % in razmerje (Cr20j)/[Cr] okoli 3,2-10"2 (slika 12). x13 A% S -'/»S^^ % S!ngot N=S2 P: 99V. R2=QS48i R :Q7t06 l96Syx= 10,00296 10 0,8 0,6 0A Q2 0,0 5T03 °/o Si„ ,ngot R2=0.150 3 0,006 0,010 0,014 0,018 0,008 0,012 0,016 y ST09 _ »z c =; ____ '0 -'elektroda 22 R2=0,324 Slika 10 Vpliv vsebnosti nekaterih elementov na odžveplanje Cr-Mo-V jekla pri EPŽ postopku Fig. 10 Influence of the content of some elements on the desulphurisation of Cr-Mo-V steel in the ESR process Tabela 2: Dodatek FeCraffin FeV80 pri posameznih poizkusih dolegiranja med EPŽ — pretaljevanjem Št. poizkusa Talina Vsebnost v elektrodi % Cr % V Ciljna vsebnost v ingotu »A Cr % V Dodatek v g/ /5 minut Fe-Craff. FeV80 1 07314/2 5,66 0,67 5,72 0,74 40 30 2 07314/0 5,66 0,67 5,76 0,80 55 60 3 07314/1 5,66 0,67 5,86 0,80 110 60 4 07314/3 5,66 0,67 5,90 0,80 160 60 5 07318/0 5,40 0,63 5,50 0,70 55 32 6 07318/1 5,40 0,63 5,61 0,75 110 55 7 07318/2 5,40 0,63 5,79 0,80 220 80 8 07318/3 5,40 0,63 5,98 0,80 320 80 ^ 0,60 R t 0,50' > 0,40- 6 0,30- 1 Q20- £ Q10- AV.t 4V.C :p-c 1 1 i 02 '0,013 OodcteUFeCr 78 \ I I Oi '0001 fodatekFeCri 83 P il w 0 (P 30 6C 90 120 15 0 180 2 10 240 2 TO X » 33 --— Dodatek Fe Cr (g/Smrt j Ingot: 0 500 mm, 3000 kg Elektroda: 0 350 mm Žlindra: CAF-3 a -438 kg/h Dodatek Al za dezoksidacijo žlindre: 0,01 % talilne hitrosti Slika 11 Vpliv dodatka FeCr med pretaljevanjem na povečanje vsebnosti Cr pri »glavi« in »nogi« EPŽ ingota Fig. 11 Influence of the FeCr addition during remelting on the increased Cr content in the top and the bottom of the ESR ingot Diagram a na sliki 12 prikazuje porazdelitev kroma med žlindrino in kovinsko kopeljo v odvisnosti od bazičnosti žlindre, diagram b pa porazdelitev v odvisnosti od vsebnosti FeO v žlindrini kopeli. Odgor kroma je povezan z odgorom silicija; višje bodo vsebnosti SiOj in FeO v žlindrini kopeli, večje bo razmerje (Cr203/ [Cr]. Popolnoma analogne rezultate dobimo pri dolegira-nju vanadija, kjer je izkoristek dodanega FeV 80 pri »nogi« 96 % in pri »glavi« ingota 99 %. Povprečno dobimo pri »glavi« ingota 0,02 % višje vsebnosti vanadija. Dolegiranje kroma in vanadija praktično ne vpliva na stopnjo razžveplanja, ki je znašala pri »nogi« 70 % in pri »glavi« ingota 48 %. Makro- in mikroskopski pregled jekla ni pokazal notranjih napak, ki bi bile posledici dolegiranja (slika 13). ZAKLJUČKI V poročilu smo prikazali rezultate dolegiranja silicija, kroma in vanadija pri električnem pretaljevanju je- 40 3,0 ZO g 10 vG/avc ingo 1 o a ^tl Noga ingota M 1 2 i 6 B 10 12 H 16 M 20 -- (V.CaO)/(% SiOj) Q2 0,3 •/. FeO v žlindri Ingot: 0 500 mm, 3000 kg Elektroda: 0 350 mm Talilna hitrost: 438 kg/h Žlindra: CAF-3 Dodatek Al za dezoksidacijo žlindre: 0,01 % talilne hitrosti Slika 12 Vpliv bazičnosti žlindre in vsebnosti (FeO) na porazdelitev kroma med kovinsko in žlindrino kopeljo Fig. 12 Influence of the slag basicity and (FeO) content on the distribu-tion of chromium betvveen the metal and slag bath kel pod žlindro. Silicij smo dolegirali pri pretaljevanju Cr-Mo jekla iz elektrode kv. 160 mm v ingot 0310 mm in teže 814 kg. Krom in vanadij smo hkrati dolegirali pri pretaljevanju Cr-Mo-V jekla iz elektrode 0350 mm v ingot 0500 mm in teže 3000 kg. Zanimalo nas je, kakšne posledice ima dolegiranje posameznega elementa na kakovost EPŽ ingota in na potek spremljajočih procesov pri EPŽ postopku, npr. razžveplanje. Na osnovi rezultatov lahko zaključimo: — Dolegiranje silicija, kroma in vanadija pri EPŽ postopku je možno z določenimi omejitvami. — Potrebna je skrbna priprava ferolegure. Granu-lacija naj znaša 1 do 3 mm, temperatura predhodnega žarjenja naj bo 900"C. — Dodajanje ferolegure naj bo kontinuirno preko avtomatske dozirne naprave ali ročno vsaj vsakih 5 minut. — Stopnja dolegiranja je odvisna od premera kri-stalizatorja oziroma velikosti jeklene kopeli. Večja je kopel, večja je lahko stopnja dolegiranja. Cr-Mo jeklo smo pretaljevali v kristalizatorju 0310 mm in dolegirali silicij za 0,18%. Cr-Mo-V jeklo smo pretaljevali v kristalizatorju 0500 mm in dolegirali krom za 0,50% ter 07318 UtopMoS — Dolegiranje silicija le neznatno poveča vsebnost Si02 v žlindri in praktično ne vpliva na stopnjo razžve-planja. — Dolegiranje kroma in vanadija na spremembo ostalih elementov med pretaljevanjem ne vpliva. Izkoristek pri dolegiranju je tolikšen, da le neznatni delež fe-rolegure preide v žlindro. — Vsebnosti posameznih elementov so po dolžini ingota različne, kar je pogojeno z majhno količino žlindre in dolžino ingota. Razlike so pri pretaljevanju ingotov dolžine 6 m temu primerno večje. Raziskave so nakazale različne možnosti za odpravo teh razlik, vendar je v industrijski praksi skoraj nemogoče upoštevati vse vplivne parametre. Naš cilj je z nadaljnjimi raziskavami razviti dinamičen model računalniškega vodenje EPŽ procesa, ki bo poleg že razvitega modela vodenja električnih parametrov v toku celotnega časa pretaljevanja dajal navodila za popravo sestave jekla in žlindre, tako da bodo razlike po dolžini ingota minimalne. Literatura : Slika 13 Izgled jedkalne plošče Cr-Mo-V jekla, pretaljenega po EPŽ postopku z dolegiranjem Cr in V Fig. 13 Appearance of etched macrospecimen of Cr-Mo-V steel remelted by the ESR process and additionally alloyed with Cr and V vanadij za 0,17%. Pri dolegiranju silicija so se v dveh primerih pojavili oksidni makrovključki kot posledica nepravilnega dodajanja (granulacija, termična obdelava in količina dodanega ferosilicija). 1. V. Prosenc: Beeinflussung der Gefugeausbildung beim Elektro-Schlacke — Umschmelzen von Stahl, Dr. — Ing. — Dissertation, Technische Universitat Hannover, 1975. 2. W. Fischer und D. Janke: Einfluss von Kohlenstoff, Silici-um, Aluminium oder Titan auf die Sauerstoffaktivitat in le-gierten Stahlschmelzen, Archiv fiir das Eisenhuttenwesen, 47(1976) 10, str. 589-594. 3. E. Plochinger und O. Etterich: Elektrostahlerzeugung, 3. izdaja, Verlag Stahleisen M. B. H./Diisseldorf, 1979. 4. B. Koroušič: Prispevek k termodinamiki reakcij, ki nastopajo pri EPŽ procesu, ŽZB, 14(1980) 1,2, str. 65-72. 5. J. Rane: Diplomska naloga, VTO Montanistika Univerza E. Kardelja v Ljubljani, 1982. Industrieversuche fiir das Zulegieren von Si, Cr und V vvahrend der Elektroschlackeumschmelzung der Cr-Mo und Cr-Mo-V Stahle werden besehrieben. Die Versuchsergebnisse zeigen, dass es vvahrend des ESU Verfahrens bis zu einer ge-wissen Grenze moglich ist die chemische Zuscmmensetzung des ESU Blockes zu korrigieren. Als ESU Elektroden vverden in Kokillen gegossene Blocke und abgenutzte Kaltvvalzen ver-wendet. Die Elemente, welche wahrend des ESU Verfahrens abbrennen, sind in den Elektroden an der unteren Analysen-grenze. Dieses gilt besonders fiir die abgenutzten Kaltwalzen die schon einmal unter der Schlacke umgeschmolzen vvorden sind. Die statisehe Ausvvertung der Abbrande von Elementen zeigte, dass ein ESU Block der chemischen Analyse nach ein Ausvvurf sein kann, trotz der einwandfreien chemischen Zusammensetzung der Elektrode. Durch die Technologie der Zulegierung ist dieses Problem einfach gelosst vvorden. Industrial trial with alloying Si, Cr, and V to Cr-Mo, and Cr-Mo-V steel in the electroslag remelting is deseribed. The given results show that composition of the ESR ingots can be changed to a certain degree during the ESR process. As ESR electrodes, the ingots čast into moulds or serap cold-rolling rolls are used. The elements in which losses occur during the ESR process are in the mentioned electrodes often on the low- er analytical limit. This is stili more valid for the serap rolls vvhich were already once remelted in the ESR process. Statisti-cal analysis of the element losses showed that an ESR ingot is frequently rejeeted due to the composition though the elec-trode had faultless composition. By alloying this problem can be simply solved. 3AKJIK5MEHHE /laHO onHcaHne npoMbiuiJieHHbix onbiTOB npucauKM jiern-pyioinHX 3JieMeHTOB Si, Cr h V bo BpeMH sjieKTpHiecKoro npenjraBa noa uiJiaKo.vi Cr-Mo h Cr-Mt>-V crajreH. Pacc.vio-TpeHbi KOHeHHbie hto™ onbiTOB, KOTopbie noKa3biBaK)T, hto bo BpeMH 3LUn cnoco6a mojkho ao 0npeaeneHH0r0 npenejia BJiHHTb Ha KoppeKTypy cocTaBa cjiHTKa 3LLiri-a. KaK 3Jie-KTpOHbl ynOTpe6jieHbI CJIHTKH OTJlHTbl B H3JI0>KHUbI H JIM »e H3pacxoaoBaHHbie xojioflHbie BajiKH. Bo BpeMa npouecca 3ILiri-a 3aMeMeHO, hto 06biKH0BeHH0 BbiropaHHe sneMeHTOB b 3jieKTpoaax npoHCXonHT Koraa hx cojep>KaHHe b ynoM»Hy- Tbix 3JieKTpoflax Haxo;iHTbCH b hh>khhx aHa.TOTiiHecKHX npe-aejiax. 3to b 0C06eHH0CTH HMeeT 3HaneHne npii H3pacxoao-BEiHHbix BajiKOB, KOTopbie y»ce 6wjih ynoTpe6jieHbi npii ne-penjiaBe non uuiaKOM. CTaTHCTHMecKHH aHajno BbiropaHna OTaejlbHbIX XHMHHeCKHX COCTaBHbIX SJieMeHTOB 3JieKTpofl no- Ka3aji, hto cjihtok SllUl-a MO>KeT nacTO OKa3aTbc» 6paKOM HeCMOTpa Ha npaBHJTbHbIH XHMHMeCKHH aHajlH3 SJieKTpOfla. C npHMeHeHHeM TexH0Ji0rnn npHcaaKH JienipyioujHX 3-ieMeH-tob 3tot Borrpoc mojkho peiuHTb BecbMa npocTbiM cnoco6oM. O zadrževanju rekristalizacije avstenita pri vročem valjanju cementacijskih jekel v več vtikih pri padajoči temperaturi UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F 23, CN, M 5 F. Vodopivec, M. Kmetic in A. Rodič 1. UVOD V normalnem procesu vročega valjanja jekla sledi deformaciji pred naslednjim vtikom rekristalizacija avstenita. Hitrost rekristalizacije jekla po vroči deformaciji je pri določeni temperaturi odvisna od velikosti avste-nitnih zrn in od sestave jekla. Čim večja so avstenitna zrna (AZ), tem počasnejša je rekristalizacija1-2. Od legir-nih elementov najmočneje zadržuje rekristalizacijo avstenita niobij 3-4, podoben, vendar bolj šibek vpliv imata tudi ogljik in mangan5'6-7. Njun vpliv se pokaže pri nekoliko nižji temperaturi in raste počasneje kot vpliv niobija, ko se znižuje temperatura valjanja. Ko se ta temperatura znižuje, razpada tudi trdna raztopina di-sperzoidov v avstenitu in nastajajo drobni izločki, ki blokirajo migracijo mej avstenitnih zrn. Hitrost, mogoče pa tudi morfologija tvorbe izločkov, sta odvisni tudi od procesov izločanja deformacije energije. Ta kratek uvod pove, da prihaja pri vročem valjanju pri znižani temperaturi do spleta pojavov in dogajanj, ki so bolj zapleteni, kot med valjanjem s popolno rekristalizacijo avstenita med vtiki pri visoki temperaturi. V tem sestavku bomo razpravljali o dogajanjih med valjanjem pri temperaturah, ko med vtiki ni popolne rekristalizacije avstenita. Zanimal nas bo predvsem odgovor na vprašanje, zakaj posamična AZ, ki po prvem vtiku niso rekristalizirala, ne rekristalizirajo v nadaljevanju valjanja kljub temu, da raste njihova skupna deformacija, medtem ko po vsakem vtiku rekristalizira njihova okolica, ki je rekristalizirala po prvem vtiku. 2. EKSPERIMENTALNO DELO V raziskavi smo uporabili več jekel s sestavo, kakr- šno vidimo v tabeli 1. Jekla za cementacijo smo izbrali zato, ker se v njih po ohladitvi na zraku s temperature konca valjanja dobro razloči mikrostruktura, ki je na- stala iz avstenita, ki je med vtiki rekristaliziral, od mi- krostrukture, ki je nastala iz avstenita, ki med vtiki ni rekristaliziral. Nekatera dognanja smo preverili tudi na konstrukcijskih jeklih druge vrste7. Eno od jekel je bilo industrijsko zvaljano iz gredic 100x 100 mm v palice z debelino 38 mm in nato v laboratoriju dalje v lamele z debelino 10 mm. Druga jekla smo zvaljali v 5 do 7 vtikih iz gredic 60x60 mm v lamele z debelino 14 mm. Deformacija na vtik je bila vedno nad 15 %, torej zadostna za rekristalizacijo avstenita, če je bilo med vtiki dovolj časa in je bila temperatura zadostna. Presledek med vtiki je bil 8 do 10 sekund. Temperatura valjanja je bila med 1250 in 750 °C. Začetno temperaturo valjanja smo dosegli tako, da smo gredico segreli na 1250 ali I200°C in jo nato zvaljali ali pa smo začeli valjati po ohladitvi na zraku na nižjo temperaturo. S tem smo dosegli, da je bila v istem jeklu vedno enaka začetna velikost AZ. Po valjanju smo jekla ohladili na zraku. Iz plošč smo pripravili obruske za optično mikroskopijo, preizkušance v smeri valjanja za preverjanje mehanskih lastnosti v valjanem in v normaliziranem stanju in ostružke za določitev količine A1N in NbC po mokri kemijski metodi8. 3. REZULTATI, OPIS IN RAZPRAVA 3.1. Mikrostruktura po valjanju Na slikah 1 in 2 je prikazana mikrostruktura dveh jekel, zvaljanih pri različnih temperaturah. Evolucija mikrostrukture v odvisnosti od temperature valjanja je v obeh jeklih podobna, morfologija po ohladitvi na zraku pa je nekoliko drugačna zaradi različne kaljivosti. Pri visoki temperaturi valjanja je mikrostruktura iz enakomernih poligonalnih zrn ferita, perlita (in bainita). Ta mikrostruktura je nastala iz poligonalnih in enakomernih zrn avstenita, torej iz avstenita, ki je med valjanjem rekristaliziral. Pri nizki temperaturi valjanja je mikrostruktura iz matriksa manjših zrn istih komponent. V legiranem jeklu najdemo še podolgovata bajnitna zrna, ki so mnogo večja kot zrna v matriksu, v nelegira-nem jeklu pa lečaste skupke zrn ferita in perlita, ki po obliki in velikosti odstopajo od zrn v matriksu. Lečasti Tabela 1: Sestava jekel Vrsta - Element v % Cr Mo Ni Nb Al N č. 4320 A 0,16 1,1 0,29 0,014 0,03 0,95 0,06 0,18 - 0,011 0,009 C. 4320 B 0,17 1,22 0,36 0,014 0,04 0,96 0,07 0,15 - 0,019 0,0097 C. 4320 C 0,16 1,23 0,26 0,01 0,01 1,01 0,04 0,15 - 0,037 0,01 C. 4320 F 0,16 1,10 0,25 0,018 0,026 0,98 0,06 0,13 - 0,025 0,0095 C. 1221 G 0,14 0,49 0,19 0,019 0,028 0,12 0,03 0,10 - 0,025 0 009 C. 4320 H 0,14 1,0 0,26 0,015 0,019 0,85 nd nd 0,02 0,002 0,0078 Slika 1 pov. 100 x Mikrostruktura jekla F, izvaljanega pri dveh temperaturah. Zgoraj: zač. 1180"C — konec 997"C, spodaj: zač. 820°C — konec 753'C. Jeklo je bilo pred začetkom valjanja se-grevano pri 1200 "C. Fig. 1 Magn. 100 x Microstructure of steel F, rolled at two tempera-tures. Above: start 1180°C — end 997°C, belovv: start 820"C — end 753 "C. Before rolling, steel was heated to 1200 "C. skupki in podolgovata zrna bajnita so nastala iz avste-nitnih zrn, ki med valjanjem niso rekristalizira-ja6,7,9. io,n Poligonalna in enakomerna zrna v matriksu pa so nastala iz med vtiki rekristaliziranega avstenita, enako kot pri visoki temperaturi valjanja. V jeklu, ki je bilo po valjanju ohlajeno na zraku, enakomerno pada velikost zrn v mikrostrukturi, nastali iz rekristaliziranega avstenita, ko se znižuje temperatura valjanja (slika 3). Na podoben način se seveda zmanjšuje tudi velikost rekristaliziranih avstenitnih zrn, ko pada temperatura valjanja. V cementacijskem jeklu je intercepcijska dolžina za avstenitna zrna srednje velikosti približno dvakrat večja kot intercepcijska dolžina za mikrostrukturo iz ferita in perlita, ki iz njih nastane pri ohlajanju, torej so avstenitna zrna ca 4 krat večja kot zrna ferita in perlita. To potrjuje tudi slika 12. Podobno mikrostrukturo dobimo tudi pri industrijskem valjanju pri nižji temperaturi. Na slikah 4 in 5 vidimo mikrostrukturo jekla H, kije bilo industrijsko zva-ljano iz gredice 100 x 100 mm, in mikrostrukturo istega jekla, ki je bilo zvaljano v laboratoriju. Pri visoki temperaturi valjanja je mikrostruktura v obeh primerih iz enakomernih zrn, pri nižji temperaturi valjanja pa se vidijo dokazi za nepopolno rekristalizacijo avstenita med vtiki. V prvem primeru so iz nerekristaliziranih zrn avstenita nastali pri počasnem ohlajanju debelih palic po Slika 2 pov. 100 x Mikrostruktura jekla G, izvaljanega pri istih temperaturah kot na sliki 1. Fig. 2 Magn. 100 x . Microstructure of steel G, rolled at the same tem-peratures as in Fig. 1 1150 1050 Začetna temperatura valjan/a,°C 990 9(0 890 Končna temperatura valjanja, °C Slika 3 Vpliv temperature valjanja na velikost zrn v jeklih A in C. Polna črta velja za jekli, ki sta bili segreti na 1250 "C in izvaljani z začetkom pri tej temperaturi ali po ohladitvi na nižje začetne temperature, prekinjena črta pa za jekli, ki sta bili segreti neposredno na temperaturo valjanja. Fig. 3 Influence of the rolling temperature on the grain size in steel A and C. Full line is valid for steel heated to 1250 "C and rolled from that temperature or cooled to lower starting temperatures, dashed line for steel heated directly to the rolling temperature 0,011 Al 0.037AI Slika 4 pov. 100 x . Mikrostruktura v industrijsko izvaljanem jeklu H. Zgoraj: zač. 1150"C — konec 980"C, spodaj: zač. 800"C — konec 800 "C. Fig. 4 Magn. 100 x . Microstructure in the industrially rolled steel H. Above: start U50"C — end 980°C, below: start 800°C - end 800 "C 0,UC, 1,4 0,16 C, 1,2 Mn, 0,056Al 'n, 0,02Al 0,051 Nb, 0,C 6V Temper Gašeno itura auste v svinčevi litizacije 921 kopeli 1°C 650 625 600 575 550 Temperatura premene, °C Slika 6 Vpliv temperature premene na velikost zrn ferita in perlita v dveh konstrukcijskih jeklih. Fig. 6 Influence of the transformation temperature on the grain size of ferrite and pearlite in two structural steel Slika 5 pov. 100 x . Mikrostruktura jekla H, ki je bilo izvaljano v laboratoriju. Zgoraj: zač. 1144"C — konec 946"C, spodaj: zač. 954'C - konec 823 °C. Fig. 5 Magn. 100 x. Microstructure of steel H, rolled in the laborato-ry. Above: start 1144"C — end 946"C, belovv: start 954°C — end 823"C valjanju skupki zrn ferita in perlita, ki so večja kot v okolici, v drugem primeru pa je pri večji hitrosti ohlajanja po valjanju prišlo do premene nerekristaliziranih zrn avstenita v velika podolgovata bainitna zrna. Nižja temperatura premene ustvari v istem jeklu manjša zrna ferita in perlita (slika 6). Pri hitrejšem ohlajanju po valjanju se premena izvrši pri nižji temperaturi. To je vzrok, da so zrna drobnejša, če je bilo isto jeklo zvalja-no v laboratoriju, kot če je bilo industrijsko zvaljano (slika 7). Enkrat je bil namreč valjanec lamela z debelino 10 mm, drugič pa okrogla palica z debelino 38 mm. V obeh primerih se velikost na enak način zmanjšuje, ko se znižuje temperatura valjanja. S slike 7 lahko sklepamo, da veljajo za laboratorijsko in za industrijsko valjanje enake zakonitosti, zato je realna primerjava nastalih mikrostruktur. Lahko torej ugotovimo, da valjanje pri nizki temperaturi ustvarja zaradi nepopolne rekristalizacije med vtiki dvojno mikrostruktura avstenita. Ta mikrostruktura se v zvaljanem jeklu pokaže v dvojnosti v obliki in v velikosti zrn ferita, perlita in bainita. Na sliki 8 vidimo, da so lastnosti jekla neodvisne od temperature valjanja v normaliziranem in v valjanem stanju. Prelomna površina valjanega jekla je ovalna pri nizki in okrogla pri visoki končni temperaturi valjanja. Dolga os ovala je v ravnini valjanja. Prelomna površina postane ovalna, torej postane razmerje med kratko in dolgo osjo ovala manjše od 1 prav pri temperaturi, ko se v 1200 1100 1000 900 800 Začetna temperatura valjanja , °C Slika 7 Jeklo H. Vpliv začetne temperature valjanja na industrijski va-Ijarni in v laboratoriju na velikost zrn. Jeklo je bilo ohlajeno na zraku po končanem valjanju. Fig. 7 Steel H. Influence of the starting rolling temperature in an in-dustrial mili and in the labortftorv on the grain size. Steel was cooled in air after the completed rolling a-ind. valjanje, <6100mm na 438mm,7vtikov o-lab. valjanje, $38mm na U,7x9,7mm, 6vtikov J g, § 80 60 40 20 0 80 60 iO 20 i b S 60C dmin VALJANO amat S-*— rs. • T ---g«—1 ___a---P K —-g-~S o ° o - f° -D—O R AII1RMM !7!RANn _ M-*- dmin --J-T- H T .. o__L. MP -L 1 - " O o Jt 0,9 0,8 0,7 E "D \ / S e ■O 0,9 0,8 0,7 mikrostrukturi valjanega jekla pokažejo sploščena velika zrna bainita. Deformacijska anizotropija se torej pojavi v jeklu, ohlajenem s temperature valjanja, tedaj, ko rekristaliza-cija avstenita med valjanjem ni popolna, podobno kot v konstrukcijskih jeklih7. 3.2. Nepopolna rekristalizacija avstenita med vtiki Pri temperaturah vročega valjanja se močno zmanjšuje topnost A1N in NbC v avstenitu. Vzporedno z odpravo deformacijske energije se iz avstenita izločata zato tudi obe disperzoidni fazi. Velja, da sta hitrosti izločanja in rasti izločkov mnogo hitrejši med deformacijo in v nerekristaliziranem avstenitu, kot v rekristalizira-nem ali v nedeformiranem avstenitu1314. Na sliki 9 vidimo, da je razmerje debelina proti dolžini za velika podolgovata bainitna zrna v laboratorijsko zvaljanem jeklu neodvisno od temperature valjanja. V mejah natančne določitve v mikroskopu se ujema s celotnim podaljškom jekla pri valjanju. To pomeni, da so bainitna zrna nastala iz zrn avstenita, ki niso rekristalizirala že po prvem vtiku. Ni torej upravičena domneva, da ni rekrista-lizacije v nadaljevanju valjanja, ker so nerekristalizira-na zrna trša in zato sprejemajo manjšo deformacijo kot rekristalizirana okolica1 , kljub temu da sprememba relativne plastičnosti sulfidnih vključkov med valjanjem kaže, da se zaradi nepopolne rekristalizacije poveča trdota avstenita med valjanjem6. Velja torej, da avstenitna zrna, ki ne rekristalizirajo po prvem vtiku, ne rekristalizirajo tudi v nadaljevanju valjanja, kljub temu da sprejemajo več in več deformacijske energije. To se dogaja vsaj nekaj časa, medtem ko v njihovi okolici po vsakem vtiku ponovno rekristalizira avstenit, ki je že rekristaliziral po prvem vtiku. Vzrok, zakaj med prvim in drugim vtikom rekristalizira samo del avstenitnih zrn, je hitrejši proces rekristalizacije manjših zrn12. Ker je med prvim in drugim vtikom na "1200 1100 1000 900 800 Začetna temperatura valjanja, °C 995 946 908893 855 823 813 782 761 Končna temperatura valjanja, "C Slika 8 Jeklo H. Odvisnost med temperaturo valjanja v laboratoriju in lastnostmi jekla v valjanem in v normaliziranem stanju. T — raz-tržna trdnost, MP — meja plastičnosti, R — raztezek, K — kon-trakcija, dmin./dmaks. — razmerje osi eliptičnega preloma. Fig. 8 Steel H. Relationship between the rolling temperature in the la-boratory and the properties of steel, as rolled and as normalized. T — tensile strength, MP — yield point, R — elongation, K — contraction, dmin./dmaks. — axis ratio of elliptical fracture (K) K .1 o - cr • u Jeklo - G / V. / — NAZ J > - j Jeklo 800 1)600 % 400 Ki I 200 v" 900 0 800 °1200 1100 1000 Začetna temperatura valjanja, °C Slika 9 Jekli G in F. Odvisnosti med temperaturo valjanja in razmerjem med dolžino in debelino podolgovatih bainitnih zrn (K) in številom teh zrn na enoto površine vzdolžnega preseka valjanca. Podaljšek jekla F pri valjanju: K = 4, podaljšek jekla G pa K = 3,8. Fig. 9 Steel G and F. Relationships between the rolling temperature and the length/thickness ratio of elongated bainite grains (K), and the number of those grains per unit area of the longitudinal rolling cross section. Elongation of steel F in rolling: K~4, elongation of steel G:K = 3.8 voljo le omejen čas, ostaja nerekristalizirano v nekem jeklu tem več avstenita, čim večja je začetna povprečna velikost zrn in čim nižja je temperatura. Hitrost rekristalizacije namreč pada, ko se znižuje temperatura12-4. Na sliki 9 vidimo, da v dveh jeklih, eno ima kot di-sperzoid A1N, drugo pa NbC, število zrn austenita, ki med valjanjem niso rekristalizirala, hitro zraste pod neko začetno temperaturo do določene velikosti, nato pa celo rahlo pada, ko se dalje znižuje temperatura valjanja. Važna razlika med jekloma na sliki je v tem, da se v jeklu brez niobija nerekristalizirana zrna avstenita pojavijo pri višji začetni temperaturi valjanja. Če hočemo odvisnost na sliki 9 razumeti, si moramo biti najprej na jasnem o tem, kaj se med valjanjem dogaja z obema disperzoidoma, A1N in NbC. Kljub temu da zaradi deformacijsko inducirane precipitacije nastajata oba disperzoida med valjanjem hitreje kot med ohlajanjem brez deformacije, nastane med valjanjem cementacijskega jekla razmeroma malo AIN. Odvisnost med temperaturo valjanja in količino AIN na sliki 10 je zelo podobna kot v konstrukcijskih jeklih brez niobija7. V področju temperature, ko se pojavijo nerekristalizirana zrna avstenita med valjanjem, ni spremembe v količini AIN. Primerjava slik 9 in 10 pove, da izločki AIN, ki nastajajo med valjanjem, ne vplivajo zaznavno na rekristalizacijo avstenita med valjanjem, pač pa ti izločki, sodeč po viru 16, zavirajo rast rekristaliziranih zrn avstenita med valjanjem. Odvisnosti med številom nerekristaliziranih zrn avstenita med valjanjem in temperaturo pri jeklu F ne moremo razlagati, kot da se zaradi tvorbe AIN med valjanjem dogodi nekaj, kar najprej močno, nato pa šibkeje vpliva na rekristalizacijo avstenita. Zaviranje rekristali- i--1_i_i 990 940 890 840 Končna temperatura valjanja , °C Slika 10 Vpliv temperature valjanja na količino AIN v jeklih B in C. I — jekla izvaljana po segrevanju na 1250 "C z začetkom pri tej temperaturi ali z po ohladitvi na nižje označene temperature, II — jekla izvaljana po segrevanju na označene začetne tempera- ture. Fig. 10 Influence of the rolling temperature on the amount of AIN in steel B and C. I — steel rolled after heafing to 1250 "C with start at this temperature or at a lovver marked temperature after cool-ing, II — steel rolled after heating to the marked starting temperature zacije je najučinkovitejše, ko se temperatura začetka valjanja zniža v zelo ozkem intervalu, kjer ni, kot je že omenjeno, nobenega preloma odvisnosti med temperaturo valjanja in količino AIN. Drži torej, da ni povezave med pojavom nepopolne rekristalizacije in tvorbo AIN. Razlaga nepopolne rekristalizacije je torej v soodvisnosti med temperaturo in procesi odprave deformacijske energije iz kovine. Pred rekristalizacijo se vedno izvrši poprava, ki je podobno, kot velja za rekristalizacijo, hitrejša, torej bolj učinkovita pri višji temperaturi. Pri nižji temperaturi je zato kopičenje deformacijske energije v deformiranih zrnih večje. To povzroči po več vtikih tolikšno povečanje gonilne sile za rekristalizacijo, da se po enem od vmesnih vtikov rekristalizirajo tudi nekatera zrna, ki po prvem vtiku niso rekristalizirala. To razlaga, zakaj število nerekristaliziranih zrn ne raste več, ko se zniža temperatura valjanja pod določeni nivo. Dogajanja so podobna v jeklu H, ki je mikrolegira-no z niobijem, vendar se rekristalizacija zavre že pri višji temperaturi začetka valjanja. Vzrok za temperaturni zamik je zadrževalen vpliv niobija v trdni raztopini na rekristalizacijo avstenita. V temperaturnem intervalu, ko se pojavlja med valjanjem nerekristalizirani avstenit, je hitrejša tvorba NbC (slika 11). Niobij se izloča iz trdne raztopine, s tem se zmanjšuje učinkovitost zadrževanja rekristalizacije in razmere za rekristalizacijo se bližajo tistim, ki veljajo za jeklo z enako osnovno sestavo. Ind. valjat ije \ ? / 0 o □ o ---B— o Labor. val anje °1200 W0 1000 900 800 Začetna temperatura valjanja, °C -1_i_i_i_i___j_i_i i 995 946 908893 855 823 813 782 761 Končna temperatura valjanja,°C Slika 11 Odvisnost med temperaturo valjanja in deležem niobija, ki se je vezal v karbonitrid med valjanjem jekla. Spodnje merilo velja za končno temperaturo valjanja v laboratoriju. Fig. 11 Relationship betvveen the rolling temperature and the niobium fraction bound into carbonitrid during rolling. Bottom scale is valid for the final rolling temperature in the laboratory Lahko ugotovimo, da je v jeklu brez niobija odvisnost med temperaturo in številom nerekristaliziranih zrn avstenita med vtiki funkcija odvisnosti temperatura valjanja — procesi izločanja deformacijske energije iz avstenita, v jeklu z niobijem pa se temu pridružuje še vpliv siromašenja avstenita z niobijem v trdni raztopini na račun tvorbe NbC med valjanjem. Sodeč po slikah 9 in 11, se odpornost proti rekristalizaciji avstenita približuje tisti, ki je značilna za osnovno sestavo jekla, ko se količina niobija v trdni raztopini zmanjša na okoli 0,005 %. 3.3. Mehanizem stabilizacije zrn nerekristaliziranega avstenita med valjanjem Pri premeni deformiranih zrn avstenita nastajajo drobnejša zrna ferita in perlita, kot pri premeni enako velikih rekristaliziranih ali nedeformiranih zrn avstenita17. Hitrejšo premeno dobimo zaradi hitrejše nukleaci-je, ki jo pospeši deformacijska energija v kovini". V preiskanih jeklih se to ni pokazalo, ker je bila začetna velikostna razlika prevelika, da bi se lahko kompenzirala s hitrejšim kaljenjem ferita. Na osnovi razprave je mogoče oceniti, da je bila razlika v velikosti po končanem valjanju med rekristaliziranimi in nerekristalizira-nimi zrni avstenita okoli 5 razredov, po premeni pa je razlika le pribl. 1 razred po ASTM. Zaradi hitrejše premene se je razlika torej zmanjšala za okoli 4 razrede ASTM. To sklepanje je seveda čisto kvalitativno, saj je vprašljivo, ali se lahko pripiše določen velikostni razred zrnom, ki so zaradi deformacije močno sploščena. Opazovanje v TE mikroskopu je na ekstrakcijskih replikah pokazalo, da so izločki neenakomerno porazdeljeni; ponekod jih je v feritu več, drugod pa manj. Ker je proces izločanja hitrejši v deformiranem avstenitu, sklepamo, da najdemo izločke predvsem tam, kjer avstenit med valjanjem ni rekristaliziral, zato odvisnost na sliki 10 kaže le neko povprečno sliko procesa izločanja. Prisotnost izločkov ni znak zaviranja rekristalizacije, nastali so prav zato, ker rekristalizacije ni bilo, so torej posledica, ne pa vzrok. Viri10-" navajajo dve razlagi za obstojnost nerekristaliziranega avstenita med valjanjem. Ena je, da rekristalizacije ni zato, ker je že deformirani avstenit trši od rekristalizirane okolice in zato sprejema manjšo defor-macijsko energijo kot okolica, ko se valjanje nadaljuje. To razlago smo že ovrgli. Druga razlaga je, da rekrista-lizacijo zavirajo izločki disperzoidov. Dva razloga kažeta, da tudi ta razlaga ne drži. Omenili smo že, da so izločki posledica, zato ne morejo biti vzrok zadrževanja rekristalizacije. Primerjava slik 9, 10 in 11 pa pokaže, da je nerekristaliziranih zrn avstenita manj pri nižji temperaturi, ko je v jeklu več izločkov A1N in NbC. Zaključke te raziskave in literaturne podatke lahko vskladimo z naslednjo razlago stabilizacije nerekristaliziranega avstenita med valjanjem jekla. Med prvim in drugim vtikom največja zrna ne rekristalizirajo zato, ker je med obema vtikoma prekratek presledek, in zato, ker je rekristalizacija takih zrn počasnejša. Temperatura, pri kateri je rekristalizacija med prvim in drugim vtikom nepopolna, je odvisna od sestave jekla. Manjša zrna avstenita rekristalizirajo med vtikoma v nova zrna, katerih velikost se zmanjšuje, ko se niža temperatura valjanja. Po drugem vtiku avstenit, ki je rekristaliziral po prvem vtiku, znova rekristalizira. Rekristalizacija je lahko zelo hitra, če pospeševalen vpliv zmanjšanje velikosti zrn prevlada nad zadrževalnim vplivom temperature. V zrnih, kjer po prvem vtiku ni bilo rekristalizacije, te ni tudi po drugem vtiku, kljub povečani skupni deformaciji. Logična je predpostavka, da poprava zniža nivo notranje energije kovine pod nivo, ki je potreben, da bi se rekristalizacija lahko izvršila v presledku časa med vtikoma. Popravo spremlja nastanek poligonizira-ne strukture s številnimi podmejami znotraj enega zrna avstenita. Mrežne napake, ki jih je ustvarila deformacija, se hitro potopijo v teh podmejah, saj so difuzijske poti kratke znotraj istega sploščenega zrna avstenita. Ta proces se ponavlja toliko časa, dokler poprava v deformiranih zrnih avstenita drži nivo notranje energije pod nivojem, ki je potreben za rekristalizacijo. Ko pa je pri še nižji temperaturi počasnejša tudi poprava, se po vsa- kem vtiku v sploščenih zrnih deformacijska energija kopiči do meje, da med valjanjem v posamičnih zrnih preseže nivo gonilne sile za rekristalizacijo in taka zrna rekristalizirajo. Proces se ponavlja po vsakem vtiku. Temperatura nepopolne rekristalizacije je odvisna od sestave jekla, ker legirni elementi zavirajo proces izločanja deformacijske energije iz avstenita. Kljub temu, da se proces poprave ponavlja po vsakem vtiku in je zato poligonizacijska substruktura v deformiranih zrnih vse bolj urejena, ostajajo sploščena av-stenitna zrna individualne celote. Zato se lahko pri primerni hitrosti ohlajanja spremenijo kot celota v bainit- 3.4. Mikrostruktura po normalizaciji Ohranjanje deformacijske energije v jeklu zaradi nepopolne rekristalizacije avstenita med valjanjem v več vtikih ustvari neenakomerne pogoje za nastajanje in rast izločkov disperzoidov. Ti so večji v avstenitnih zrnih, ki med valjanjem niso rekristalizirala. To je vzrok, daje v jeklu po avstenitizaciji tem več anormalno zrast-lih avstenitnih zrn, čim nižja je temperatura valjanja (slika 12). Pri tem pa je povprečna velikost zrn v enakomernem matriksu neodvisna od temperature valjanja. Pri ohlajanju s temperature avstenitizacije lahko velika avstenitna zrna premenijo v bainit ali skupine večjih zrn ferita in perlita, zato je mikrostruktura normalizira-nega jekla tem bolj neenakomerna, čim nižja je temperatura valjanja. Neenakomernost te vrste pa se pojavlja le v jeklih z malo disperzoidne faze, v preiskovanih jeklih za cementacijo še pri 0,02 % Al, ni pa je več pri 0,04% Al9. V jeklih, ki so bolj odporna proti rasti avstenitnih zrn kot krom-manganovo jeklo za cementacijo, nenormalne rasti zrn avstenita zaradi nizke temperature valjanja ni tudi pri okoli 0,02% Al"*. Začetna temperatura valjanja, °C Slika 12 Odvisnost med začetno temperaturo valjanja jekla H na industrijski valjarni in v laboratoriju in velikostjo avstenitnih zrn pri ponovni avstenitizaciji pri 920 °C, velikostjo zrn po normalizaciji in deležem abornalno zrastlih avstenitnih zrn na enoto površine (ZAZ). Fig. 12 Relationship between the starting rolling temperature for steel H in an industrial mili and in the laboratorv, and the austenite grain size after the repeated austenitising at 920"C, grain size after normalizing, and the fraction of abnormally grown austenite grains per unit area (ZAZ) 4. POVZETEK IN SKLEPI Krom-manganovo in ogljikovo jeklo za cementacijo smo v več vtikih izvaljali pri temperaturah med 1250 in 750°C, raziskali nastale mikrostrukture ter opredelili tvorbo AIN in NbC med valjanjem. Pri visoki temperaturi valjanja popolna rekristaliza-cija avstenita med vtiki ustvari enakomerno poligonal-no mikrostrukturo jekla v valjanem in v normalizira-nem stanju. Od neke temperature valjanja navzdol hitro zraste število zrn avstenita, ki med vtiki ne rekristalizi-rajo, doseže neko največjo vrednost, nato pa se počasi zmanjšuje, ko se dalje znižuje temperatura valjanja jekla. Nepopolna rekristalizacija avstenita med valjanjem ustvari v valjanem jeklu heterogeno mikrostrukturo, de-formacijsko anizotropijo in je vzrok za neenakomernost v procesu tvorbe izločkov AIN in NbC med valjanjem. Avstenitna zrna, ki po prvem vtiku ne rekristalizirajo, ne rekristalizirajo tudi v nadaljevanju valjanja, razen če temperatura valjanja ne pade tako nizko, da je proces izločanja deformacijske energije s popravo prepočasen, da bi lahko od več vtikov nakopičeno notranjo energijo deformiranih zrn znižal pod prag, ki sproži re-kristalizacijo v presledku časa med dvema vtikoma. Po vsakem vtiku rekristalizirajo avstenitna zrna, ki so rekri-stalizirala po prvem vtiku. Vzrok za različnost v rekri-stalizaciji po prvem vtiku je različna začetna velikost avstenitnih zrn. Poprava namreč ustvarja v deformiranih zrnih avstenita poligonizacijsko substrukturo, ki hitro resorbira mrežne napake, nastale pri preoblikovanju jekla. Viri 1 I. Kozasu, C. Ouchi, T. Sampei in T. Okita: Micro Alloying 75, UCC, New York, 1975, 120. 2 T. Tanaka, N. Tabata, T. Hatomura in C. Chiga: Ibidem, 107. 3 A. le Bon, J. Rofes-Vernis in C. Rossard: Metal Science 9, 1975,36. 4 F. Vodopivec^ F. Vizjak, S. Senčič, G. Manojlovič in D. Gnidovec: Železarski Zbornik 15, 1981, 203. 5 R. A. Petkovič, M. J. Luton in J. J. Jonas: Canadian Metal-lurgical Quarterly 14, 1975, 137. 6 F. Vodopivec in M. Gabrovšek: Metals Technologv 7, 1980, 186. 7 F. Vodopivec, M. Gabrovšek in J. Zvokelj: Železarski Zbornik 17, 1983, 17. 8 A. Osojnik, T. Lavrič in F. Vodopivec: Železarski Zbornik 14, 1980, 87. 9 F. Vodopivec, A. Rodič in J. Rodič: Železarski Zbornik 16, 1982, 111. 10 J. D. Jones in A. B. Rothwell: ISI Publication 108, The Iron and Steel Institute, London, 1968, 78. 11 F. Vodopivec^ F. Vizjak, S. Senčič, G. Manojlovič in D. Gnidovec: Železarski Zbornik 15, 1981, 237. 12 T Gladman, D. Dulieu in J. Mclvor: Micro Alloving 75, UCC, New York, 1977,32. 13 1. Weiss in J. J. Jonas: Metallurgical Transactions 11 A, 1980, 403. 14 J. J. Jonas in I. Weiss: metal Science 3, 1979, 238. 15 T. Gladman in F. B. Pickering: Journal of ISI 205, 1967, 653. 16 W. B. Morrison: Scandinavian Journal of Metallurgv 9, 1980, 83. 17 W. Roberts: Ibidem 9, 1980, 13. 18 F. Vodopivec, J. Žvokelj, A. Rodič in J. Rodič: Posvet »Valcuvanje na čemi i cvetni metalurgiji«, Sofija 1983, bo objavljeno. 19 M. Kmetic, F. Vodopivec in M. Gabrovšek: Železarski Zbornik 14, 1980, 39. ZUSAMMENFASSUNG Chrom Mangan Iegierte und Kohlenstoffeinsatzstahle sind bei der Temperatur zwischen 1250 und 750°C in mehreren Stichen ausgevvalzt worden. Das dabei entstehende Mikrogefiige ist bestimmt vvorden und die vvahrend des Walzvorganges ent-stehenden Mengen von AIN und NbC sind nach dem nassche-mischen Verfahren analisiert vvorden. Durch die vollkommene Rekristallisation von Austenit zvvi-schen den Stichen bei hoher Walztemperatur ensteht ein gleichmassiges polygonales Mikrogefiige im gewalzten und im normalisierten Zustand. Von einer gewissen Temperatur ab-vvarts vvahst die Menge von Austenit die vvahrend des Walz-vonganges nicht rekristalliesiert sehr schnell, erreicht einen hochsten Wert, fallt dan allmahlich Iangsam so wie die Walz-temperatur vveiter fallt. Die Austenitkorner die nach dem ersten Stich nicht rekri-stallisieren, rekristallisieren auch nicht beim vveiteren \Valzvor-gang trotz dem, dass die gesamte Verformang vvahst. Dieser Vorgang verlauft so lange bis die Walztemperatur nicht so weit abfallt, dass, die Ausscheidung der Deformationsenergie mit der Erhohlung zu Iangsam ist um die von mehreren Stichen angehaufte Verformungsenergie unter das Niveau zu senken, wo die Rekristellisation zwischen zwei Stichen ausgelost wird. P'e Stabilitat wird dem Verformten Austenit vvahrend des Walzvorganges durch den schnellen Erholungsvorgang gege- ben, welcher vor der Rekristallisation in verformten Kornern eine polygonisationssche Substruktur bildet in welcher schnell die durch die Verformung verursahten Fehler des Kristallnet-zes versenken. Nach jedem Stich rekristallisieren diese Austenitkorner, die nach dem erstem Stich rekristalliert haben, da die Rekristallisation um so schneller ist je kleiner die Korner sind. Im Temperaturbereich in welchem die Rekristallisation von Austenit unvoll kommen wird, wird die Bildung von AIN nicht grosser, die Bildung von NbC vvird aber schneller. Die Ermittlungen zeigen aber nicht, dass AIN oder NbC die primaren Ursachen fiir die Stabilisierung des nichtrekristallisierten Austenites vvaren. Die unvollkommene Rekristallisation von Austenit ist die Ursache fiir das heterogene Mikrogefiige des Stahles im ge-walzten und normalisierten Zustand, den die Zahl der bei der Austenitsation nichtnormalgevvahsenen Austenitkorner vvird um so grosser je niedriger die Walztemperatur vvar. Im gevvalz-ten Zustand ist die Heterogenitat die eine Folge der unvoll-kommenen Rekristallisation von Austenit vvahrend des Walz-vorganges ist, die Ursache fiir die Vervormungsanisotropie, derentvvegen der Stahl in der Walzebene schvveren verformt vvird als senkrecht an diese. SUMMARY Chromium-manganese and carbon case-hardening steel was rolled in few passes between 1250 and 750°C. The formed microstructures were determined, and the amounts of A1N and NbC formed in rolling were analyzed by the wet chemical an-alysis. At high rolling temperatures the complete recrystallisation of austenite betvveen passes forms an uniform polygonal mic-rostructure in the rolled and in the normalized samples. Below some temperature the amount of austenite not recrystallized during rolling increases fast, it reaches some maximum, then it is slowly reduced with the further decreasing rolling temperature. The austenite grains, not recrystallized after the first pass, do not recrystal!ize in further rolling though the total deforma-tion increases. This takes plače till the rolling temperature is not reduced to such an extent that the liberation of strain ener-gy by the recovery is to slow that in several passes piled strain energy could be reduced under the threshold for triggering the recrystallisation between the passes. The stability of the strained austenite in rolling is achieved by the rapid recovery which stili before the recrystallisation forms a po!ygonal sub- structure in deformed grains, and in that substructure the lattice defects, formed furing the deformation are quicklv dissolved. After each pass, the austenite grains, recrystallized after the first pass, recrystallize again since the recrystallisation is the faSter the smaller are the grains. In the temperature region where the recrvstallisation of austenite is not complete, no increased formation of AIN was observed, but formation of NbC was faster. But the findings do not show that AIN or NbC could be the primary reasons for the stabilisation of the nonrecrystal-lized austenite. The incomplete recrysta!lisation of austenite during rolling causes the heterogeneous microstructure of steel, as rolled and as normalized. In austenitising the number of unnormally grown austenite grains was the greater the lower was the rolling temperature. In the rolled state the heterogeneity as the consequence of incomplete recrystallisation of austenite during rolling causes the strain anisotropy, and thus the steel can be leas easily deformed in the plane of rolling than perpendi-cularly to that plane. 3AKJ1KDMEHHE yctohhhboctb fle noJiHroHajibHyio MHKpocrpyKTypy b KaTaHOM H H0p\iajlH30BaHH0M COCTOHHHH. Hlt)Ke HeKOTO-pofi onpeaejieHHOH Tevin-pu Gbicrpo o6pa3yeTCs roTOBoe kojihhcctbo aycTeHHTa, KOTopoe bo BpeMH npoKaTKH He peKpn-CTajiJiH3HpyeTCH, aocTHraeT HeKOTopoe MaKCHMajibHoe 3Hane-Hne nočne nero MejuieHHO yMeHbiuaeTCH bo Bpe.vta noHiijKe-hhh TeMn-pbi npoKaTKH. AycTeHHTHbie 3epHa, K0T0pbix peKpHCTajuiH3amiH Ha Ha-CTynHJia nocjie nepBoro nponycKa He peKpncTaJiJiH3HpyioTCH TaK)Ke h npn np0fl0Ji>KeHHH npoKaTKH HecMOTpa Ha yBe.iHHe-HHe o6me0 ae^opMaun. 3to nponcxoanT ao Toro npoNte>KyT-Ka BpevieHH Korna TeMnepaTypa npoKaTKH jiocththht tot hh3khh npeneji, npn kotopom BbiiiejieHHe jie(j)opMauHOHHOH SHeprHH, Hec.MOTpsi Ha KoppeKTypy 6yjeT npoMCXoanrb cjihlukom MejuieHHo, tak hto h co6paHHaa ae(})0p\fauH0HHafl SHeprna ot heckojibkhx nponycKOB He b coctohhhh Bbinoji-HHTb cpa6aTbiBaHHe peKpncTajuiH3auHH Nte>Kay nponycKaMii. Vpliv stopnje predelave na lastnosti konti jekla UDK: 621.771.016:620.183:620.184 ASM/SLA: F 23 p, P, D 92 D. Kmetič,1 F. Vodopivec,' F. Vizjak,2 F. Haler2 Stopnja predelave je pri proizvodih, izvaljanih iz konti-nuirno ulitih gredic, bistveno manjša, kot če so ti izvaljani iz konvencionalnega jekla, ulitega v ingote. Razlikovati moramo stopnjo predelave, ki je potrebna za odpravo notranjih napak, in stopnjo predelave, od katere sta odvisni mikrostruktura in lastnosti jekla. 1. UVOD V Železarni Štore že nekaj let izdelujejo kvalitetna jekla za predelovalno industrijo po postopku konti litja. Zato je pomembno, da opredelimo uporabnost konti jekel, ki je odvisna od stopnje predelave. Konti jeklo ima v litem stanju določene značilnosti in nekatere od njih so vzrok za slabšo kvaliteto jekel. To so predvsem notranje razpoke, porozna sredina in neugodna porazdelitev večjih nekovinskih vključkov. Te napake se pri zadostni stopnji vroče predelave večinoma zavaljajo, oz. tako porazdelijo po preseku, da ne vplivajo na uporabnost jekla. Stopnja predelave vpliva tudi na mikrostrukturo jekla. Zato mora minimalna stopnja predelave zagotoviti rekristalizirano mikrostrukturo s potrebno velikostjo primarnih in sekundarnih kristalnih zrn. Za velikost kristalnih zrn je pomembna predvsem stopnja predelave po zadnjem ogrevanju za valjanje, končna temperatura valjanja in hitrost ohlajanja po koncu valjanja. Iz teh razlogov je potrebno obravnavati stopnjo predelave z več stališč: — eno je stopnja predelave, ki zagotavlja odpravo notranjih napak ali njihovo zmanjšanje na mejo, ki ne vpliva na uporabnost jekla, — drugo je minimalna stopnja predelave, ki zagotavlja rekristalizirano strukturo s potrebno velikostjo kristalnih zrn, — tretje je hitrost ohlajanja po valjanju; pri počasni hitrosti ohlajanja rekristalizirana zrna avstenita lah- Tabela 1: kemična sestava jekel v odstotkih Oznaka 1 Č.1221 0. 2 Č.4320 0, 3 Č.4320 0. 4 Č.1431 0 5 Č.1531 0. 6 Č.1531 0, Č.4830 0. 8 Č.2331 0. 9 Č.4230 0. ko nezanemarljivo zrastejo, zaradi česar je bolj groba tudi mikrostruktura v valjanem stanju. 2. EKSPERIMENTALNO DELO Na osnovi proizvodnega programa Železarne Štore smo za preiskave izbrali naslednje vrste jekel: — cementacijski jekli Č. 1221 in Č.4320 — jekla za pobolišanje Č. 1431, Č. 1531 in Č. 4830 — vzmetni jekli Č. 2331 in Č. 4230 Kemična sestava jekel je prikazana v tabeli 1. Časovno-temperaturni pogoji valjanja na valjarniški progi ne dovoljujejo, da bi istočasno zajeli stopnjo predelave, potrebno za zmanjšanje notranjih napak na sprejemljivo mejo, in minimalno stopnjo redukcije, ki zagotavlja ustrezno velikost primarnih in sekundarnih kristalnih zrn. Homogenost jekel smo opredelili v litem in valjanem stanju. Brušene gredice, dimenzije 100x 100 mm, smo v devetih vtikih zvaljali v palice 0 36 mm. Homogenost valjancev smo zasledovali na vzorcih, ki smo jih prestregli po tretjem, petem, sedmem in zadnjem vtiku. Gredice so bile pred valjanjem ogrete na 1150°C. Temperature valjancev pri vtikih, kjer smo rezali vzorce, so se med seboj le malo razlikovale, ker je valjanje potekalo brez zastojev. Dimenzije valjancev, stopnja redukcije in njihove povprečne temperature pri teh vtikih so prikazane v tabeli 2. Tabela 2 Vtik Dimenzija Stopnja Temperatura valjanca (mm) redukcije valjanca ("C) 100x100 _ 1150 3 65x65 2,4:1 1060 5 49x49 4,2:1 1050 7 40x40 6,3:1 990 9 036 9.8:1 960 C Si Mn P S Cr V Nb Cu .17 0.34 0.44 0.013 0.027 _ _ _ .14 0.26 1.0 0.015 0.019 0.85 _ 0.02 .17 0.28 1.03 0.017 0.015 1.04 _ _ .33 0.34 0.65 0.013 0.045 — _ _ .43 0.40 0.68 0.011 0.013 — _ _ ,46 0.33 0.56 0.011 0.023 — _ _ 50 0.28 0.82 0.008 0.011 0.94 0.15 _ 58 1.50 0.81 0.008 0.019 — - _ 64 1.34 0.57 0.011 0.027 0.48 1 SŽMetalurški Inštitut 2 SZ Železarna Štore Na vzorcih smo pri stopnjah redukcije 2,4:1 in 9,8:1 določili, kako različna stopnja predelave vpliva na velikost avstenitnih zrn in na normalizirano mikrostruk-turo. Velikost avstentnih zrn, rast avstentnih zrn po rekri-stalizaciji in vpliv primarne strukture na normalizirano pa smo analizirali na vzorcih, skovanih na 8 x 16 mm, ki smo jih po 30 % deformaciji v temperaturnem intervalu od 1200 do 900°C takoj gasili v vodi oz. zadržali na deformacijski temperaturi in nato ohladili. 3. HOMOGENOST JEKEL Baumannovi odtisi so pokazali, da gredice nimajo izrazitega likvacijskega kvadrata. Večji sulfidni ali kompleksni vključki se najpogosteje pojavljajo ob tisti stranici, kjer je talina dalj časa tekoča, in sicer na meji med hitro strjeno robno in transkristalno cono. Posamezne večje vkjučke smo opazili tudi na sredini, pogosteje v porozni sredini, in ob radialnih razpokah (si. 1, 2). Pri valjanju se oblika vključkov spremeni. Slika 1 Baumannovi odtisi lite gredice in valjancev po sedmem in devetem vtiku — jeklo Č. 4320 (vzorec 2) Fig. 1 Sulphur printing of čast billet and the rollings after the seventh and the ninth pass — Č. 4320 steel (sample 2) Ker se razpotegnejo v smeri deformacije, se njihova debelina zmanjša, razporeditev vključkov po preseku pa se bistveno ne spremeni, le v posameznih primerih se zaradi toka materiala v kalibrih vključki premaknejo Slika 2 Baumannovi odtisi lite gredice in valjancev po tretjem in sedmem vtiku — jeklo C. 1221 Fig. 2 Sulphur printing of čast billet and the rollings afther the third and the seventh pass — Č. 1221 steel proti površini. Če so vključki zbrani ob porozni sredini ali ob radialnih razpokah, lahko ostane ta razporeditev vidna tudi do končne dimenzije valjancev (si. 2). Na jedkalnih ploščah so se še močneje odkrile iste napake kot na Baumannovih odtisih, dobro pa se vidijo tudi kristalizacijske značilnosti. Gredice so brušene, zato je na površini le tanka cona globularnih kristalov, ki i se nadaljuje v približno 10 mm debelo plast drobnih podolgovatih kristalov, ki so že pravokotno usmerjeni na površino. Tej hitro strjeni plasti sledijo veliki stebra-sti kristali transkristalne cone. Oblika teh con, pa tudi cone poligonalnih kristalov na sredini gredic, je odvisna od pogojev strjevanja in vrste jakla, zato je pri vzorcih različno izrazita (si. 3). Pri valjanju se lita struktura Slika 3 Makrostruktura litih gredic jekel Č. 1221 in Č. 2331 Fig. 3 Macrostructure of čast billets of Č. 1221 steel and C. 2331 steel že po tretjem vtiku močo zabriše, ali pa je sploh več ne opazimo, odvisno od tega, kako izrazito je bila izoblikovana transkristalna cona. Po petem vtiku, ko znaša stopnja redukcije 4,2:1, pa lite strukture ne opazimo v nobenem primeru (si. 4, 5). Večina jedkalnih plošč ima porozno sredino in tudi radialne razpoke so pogoste. Makrojedkanje vzorcev, odrezanih med valjanjem, je pokazalo, da se radialne razpoke in porozna sredina hitro zavarijo. Že pri stopnji redukcije 2,4:1 teh napak večinoma nismo več opazili, vendar pa je gostota in velikost nekovinskih vključkov na teh mestih pogosto večja. Na nekaterih valjanem se po tretjem, petem, sedmem in tudi po zadnjem Slika 4 V makrostrukturi valjanca se po tretjem vtiku opazijo znaki lite strukture (Č. 2331) Fig. 4 ln the macrostructure of the rolling after the third pass, the re-mants of the čast strueture can be seen (Č. 2331) vtiku vidi, kot da se po sredini vlečejo razpoke (si. 5, Č. 1221). Natančnejši pregled z biokularnim mikroskopom je pokazal, da je na teh mestih gostota jamic, ki so nastale pri makrojedkanju, nekajkrat večja kot sicer po ostalem vzorcu. Tudi na obrusih, ki smo jih naredili na teh mestih, nismo opazili nobenih razpok. Ta mesta ne predstavljajo diskontinuitete materiala, pač pa le mesta, bogata z nekovinskimi vključki in oligoelementi, ki se zato močneje jedkajo. Prave razpoke nastanejo v va-Ijancih le na mestih, kjer je površina razpok ali porozne sredine pri ogrevanju gredic oksidirala in se zato pri valjanju niso zavarila. Razporeditev nekovinskih vključkov na meji med robno in transkristalno cono, ob porozni sredini in radialnih razpokah kažejo, da pri valjanju ne pride do opaznejše prerazporeditve materiala po preseku valjanca. Le v posameznih primerih privede tok materiala večje nekovinske vključke na površino ali tik pod njo (si. 6). Oblika radialnih razpok, porozne sredine in gostota vključkov se od mesta do mesta močno spreminjajo in so različne tudi pri različnih jeklih. To kaže, da so te značilnosti odvisne predvsem od pogojev litja. 4. MIKROSTRUKTURA JEKEL Lastnosti jekel so odvisne od homogenosti gredic, ki je odvisna od kvalitete litja in stopnje predelave, pa tudi od velikosti primarnih ali sekundarnih kristalnih zrn, glede na to, kako je bilo jeklo toplotno obdelano. Na vzorcih, odrezanih med valjanjem, je težko odkriti austenitna zrna. Da bi ugotovili, kako različna stopnja redukcije vpliva na velikost avstentnih in nor-maliziranih zrn, smo vzorce jekel, zvaljanih pri različnih stopnjah redukcije, toplotno obdelali pri istih temperaturah kot trgalne preizkušance. Velikost avstentnih zrn je odvisna od stopnje predhodne deformacije. Pri stopnji predelave, manjši od Slika 5 Makrostruktura valjancev jekel Č. 1221 in Č. 2331 po petem vtiku Fig. 5 Macrostructure of the rollings of Č. 1221 and Č. 2331 steel after the fifth pass 5:1, je mikrostuktura nehomogena in avstenitna zrna se med seboj razlikujejo za nekaj razredov ASTM (si. 7). Mikrostrukturni pregled vzorcev je pokazal, da valjanci do te stopnje redukcije niso enakomerno deformirani po celem preseku. Temperature so pri začetnih redukcijah visoke in avstenitna zrna lahko občutno zrastejo. Tudi izceje vplivajo na izoblikovanje mikrostrukture. Vse to toliko vpliva na mikrostrukturo, da ta kljub ponovnemu ogretju vzorcev ni enakomerna. Pri večji stopnji redukcije pa je velikost avstentnih zrn po preseku enakomernejša, pri čemer moramo upoštevati tudi nižje končne temperature valjanja. Tudi pri vzorcih, ki smo jih normalizirali, se v mikrostrukturi pozna vpliv stopnje predhodne deformacije in končne temperature valjanja. Če je ta manjša od 5:1, so pri cementacijskih jeklih normalizirana zrna večja kot pri vzorcih, ki so bili valjani pri večjih stopnjah deformacije, in s tem tudi pri nižjih temperaturah. Pri jeklu Č. 4320 pa je bistveno drugačna tudi porazdelitev feritnih in perlitnih področij. Sele pri večjih stopnjah deformacije dobimo traka-sto strukturo, ki je sicer značilna za to jeklo, ni pa nujna (si. 8). Tudi pri jeklih za poboljšanje in vzmetnih jeklih se stopnja deformacije odraža v strukturni nehomogenosti, to je v različni velikosti posameznih zrn. Na osnovi teh preiskav lahko zaključimo, da je pri jeklih, ki so predelana do take stopnje, da so napake, ki izhajajo iz izdelave jekla, toliko zmanjšane, da ne vplivajo na lastnosti jekla, in da je lita struktura deformirana do take stopnje, da pri toplotni obdelavi nič več ne vpliva na izoblikovanje mikrostrukture, odvisna velikost avstenitnih in tudi sekundarnih zrn od temperature zadnje deformacije. Stopnja deformacije pa mora biti večja od 15%, da dobimo rekristalizirano strukturo. Povprečne končne temperature valjanja so pri dimenziji 49 x 49 mm (stopnja redukcije 4,2:1), ki bi, kot so pokazale preiskave, že lahko prišla v poštev kot polizdelek, Slika 6 Makrostruktura valjancev jekla Č. 4830 po sedmem in devetem vtiku Fig. 6 Macrostructure of the rollings of Č. 4830 steel after the seventh | and the ninth pass Slika 8 Normalizirana mikrostruktura jekla Č. 4320 (vzorec 2). Stopnja redukcije je znašala 2,4:1 in 9,8:1 (pov. 100x) Fig. 8 Normalized microstructure of Č. 4320 steel (sample 2). Reducti-ons vvere 2,4 to 1 and 9.8 to 1. Magn. 100 x. 45 x 45 mm, valjanci hitro ohladijo na tako temperaturo, kjer je rast zrn že precej počasna. Upoštevati pa moramo, da imajo ta jekla malo aluminija. Pri cementacij-skih in konstrukcijskih jeklih se uporablja kot afinator 0.01 do 0.025 % Al. Ta količina aluminija, vezanega v nitrid, zagotavlja velikost avstenitnih zrn najmanj razred 5 po ASTM klasifikaciji. Preiskana jekla imajo aluminij na spodnji meji željene vsebnosti ali pod njo. Velikost in rast avstentnih zrn po deformaciji smo določili po metodi linearne intercepcije na vzorcih, ki smo jih po avstenitizaciji pri 1200°C deformirali (30%) v temperaturnem intervalu 1200 do 900°C in nato zadržali na temperaturi deformacije. Struktura po rekristali- Slika 9 Odvisnost velikosti primarnih in sekundarnih kristalnih zrn od temperature deformacije in zadržanja na deformacijski temperaturi za jeklo Č. 1221 (vzorec 1) Fig. 9 Relationship bettveen the size of the primary and the secondary crystal grains, and the deformation temperature and the holding time at the deformation temperature for Č. 1221 steel (samplel) Slika 7 Austenitna zrna na vzorcu jekla Č. 1221 po stopnji redukcije 2,4:1 (pov. 100 x) Fig. 7 Austenite grains on the sample of Č. 1221 steel after the 2.4 to 1 reduction (magn. 100 x ) g 80 T o 1200° C def »7100°C □ 1000° C ■ 900°C 1050 C. Valjanci, zvaljani na končno dimenzijo, pa so imeli povprečno temperaturo 960 °C. V tem temperaturnem intervalu je rast kristalnih zrn že počasna, oz. se, so Pokazale meritve ohlajanja vzorcev preseka Fig. 10 Relationship betvveen the size of the primary and the secondary crystal grains, and the deformation temperature and the holding time at the deformation temperature for Č. 4320 steel (sample 3) Sekundarna zrna 40 60 80 100 Cas v s Slika 10 Odvisnost velikosti primarnih in sekundarnih kristalnih zrn od temperature deformacije in zadržanja na deformacijski temperaturi za jeklo Č. 4320 (vzorec 3) zaciji ni stabilna, pač pa zrna rastejo. Rast avstentnih zrn v odvisnosti od časa zadržanja na temperaturi deformacije je za nekatera jekla prikazana na slikah 9 do 12. Potek krivulj je pri vseh jeklih podoben. Takoj po deformaciji so avstenitna zrna največja na vzorcih, deformiranih pri 1200°C, in se zmanjšujejo s padajočo temperaturo deformacije. Rast zrn je pri izotermnem zadržanju najintenzivnejša pri 1200 "C in zrna v 90 sekundah zrastejo za 2 razreda ASTM (si. 13), pri 1100°C pa je proces rasti že precej počasnejši. Pri 1000°C in 900°C zrna le malo zrastejo, proces pa se izvrši hitro in je po 30 sek. velikost zrn praktično nespremenjena. Pri meritvah velikosti normaliziranih zrn nismo opazili, da bi bila ta pogojena z velikostjo avstentnih zrn, če smo vzorce deformirali nad 1000°C (si. 14, 15). Odsto- Slika 13 Austenitna zrna na vzorcih jekla Č. 2331 po takojšnem gašenju v vodi po deformaciji pri 1200 "C in po 60 sek. zadržanju na defor-macijski temperaturi (pov. 100 x) Fig. 13 Austenite grains in the samples of Č. 2331 steel after immediate quenching in water after the deformation at 1200 "C, and after 60 sec. holding on the deformation temperature. Magn. 100 x. 80 E a. 60 40 D C 'N I y> 5 20 Ol £ Tdef 1200° C >1100°C □ 1000° C ■ 900°C o S __—-- i _m / □ m ■ V - ° Sekundarna zrna 1 1 4 5 ti k n 6 a ^ 7 t-. 8 9 20 80 100 40 60 Čas v s Slika 12 Odvisnost velikosti primarnih in sekundarnih kristalnih zrn od temperature deformacije in zadržanja na deformacijski temperaturi za jeklo Č. 2331 (vzorec 8) Fig. 12 Relationship between the size of the primary and the secondary crystal grains, and the deformation temperature and the holding time at the deformation temperature for Č. 2331 steel (sample 8) panja so v mejah merilnih napak. Do take odvisnosti pride verjetno zaradi velike predhodne deformacije, saj smo preizkuse naredili na vzorcih, ki smo jih po valjanju skovali v palice 8x16 mm. Pri vzorcih, deformiranih pri 900°C, se v strukturi pojavljajo večja perlitna zrna. Temperatura začetka rasti posameznih avstentnih zrn se znižuje s padanjem vsebnosti aluminija (14). Rast avstentnih zrn zadržujejo le drobni dispergirani izloči AIN, ki pa jih je v teh jeklih malo. Na mestih, kjer jeklo pri valjanju počasi ali pa sploh ne rekristalizira in zrna v deformiranem stanju dosežejo transformacijsko temperaturo, nastanejo večji izločki kot v področjih hitre rekristalizacije. Pri ponovnem ogrevanju jekla na takih mestih torej ni izločkov, ki bi uspešno ovirali migracijo kristalnih mej in tudi v tem primeru zrastejo kristalna zrna do večje velikosti. Iz teh razlogov tudi normalizacija ne zagotovi homogene strukture. 5. MEHANSKE LASTNOSTI JEKEL Natezne preizkušance smo pripravili v vzdolžni smeri valjancev, ki smo jih odrezali po tretjem, petem in sedmem vtiku in iz valjanih palic. Želeli smo ugotoviti, kako različna stopnja deformacije, od katere je, kot smo ugotovili v 3 in 4 točki tega dela, odvisna homoge- "O 20 40 60 80 100 Čas v s Slika 11 Odvisnost velikosti primarnih in sekundarnih kristalnih zrn od temperature deformacije in zadržanja na deformacijski temperaturi za jeklo Č. 1531 (vzorec 6) Fig. 11 Relationship between the size of the primary and the secondary crjstal grains, and the deformation temperature and the holding time at the deformation temperature for Č. 1531 steel (sample 6) . o 1200°C 'def . uoo°r. a 1000°C m gno°c Slika 14 Slika 15 Normalizirana struktura vzorcev jekla Č. 2331 deformiranih pri Normalizirana mikrostruktura vzorcev jekla Č. 1531 deformira- 1200 in 900 "C. Po deformaciji so bili vzorci gašeni v vodi (pov. nih pri 1200 in 900 "C. po deformaciji so bili vzorci gašeni v vodi 100 x) (pov. 100 x) Fig- 14 Fig. 15 Normalized structure of Č. 2331 steel samples deformed at Normalized microstructure of Č. 1531 steel samples deformed at 1200 C and 900 "C. After the deformation the samples were qu- 1200 "C, and 900 C. After the deformation the samples were qu-enched in vvater (magn. 100 x ) enched in water (mang. 100 x ) nost jekla in tudi mikrostruktura, vpliva na mehanske' lastnosti jekel. Mehanske lastnosti vzorcev jekel v normaliziranem in poboljšanem stanju so prikazane v tabelah 3 in 4. Vrednosti meje plastičnosti in natezne trdnosti se sicer med seboj malo razlikujejo. Odstopanja so večinoma v mejah normalnega raztrosa in le pri nekaterih jeklih opazimo tendenco, da imajo večje vrednosti vzorci z večjo stopnjo predelave. To je razumljivo, ker so razlike v povprečni velikosti kristalnih zrn vzorcev s stopnjo predelave 2,4:1 in 9,8:1 manjše od razreda ASTM. Na-tezna trdnost jekla se opazneje izboljša, če znašajo razlike v velikosti zrn več kot za razred ASTM. Pri raztez-ku in kontrakciji je vpliv stopnje predelave očitnejši, vendar so razlike tudi pri teh lastnostih zelo majhne. 6. ZAKLJUČEK Pregledi Baumannovih odtisov in jedkalnih plošč litih gredic so pokazali, da imajo gredice bolj ali manj porozno sredino z radialnimi razpokami. Površinske razpoke so na brušenih gredicah redke. Porozna sredina in notranje razpoke se pri valjanju hitro zavarijo in teh napak po tretjem vtiku pri stopnji redukcije 2,4:1 nismo opazili. Jekla nimajo izrazitega likvacijskega kvadrata, močneje pa se jedka porozna sredina gredic in mesta ob radialnih razpokah. Na teh mestih je več nekovinskih vključkov in jeklo je bogatejše z oligoelemen-ti. Tok materiala je pri valjanju tak, da pride le redko do večje prerazporeditve materiala po preseku valjan- cev. Pri valjanju se lita struktura že po tretjem vtiku močno zabriše ali pa je sploh več ne opazimo, odvisno od tega, kako izrazita je bila transkristalna cona. Pri petem vtiku, ko znaša stopnja redukcije 4,2:1, lite strukture v valjancih nismo več opazili. Stopnja redukcije vpliva tudi na mikrostrukturne značilnosti toplotno obdelanega jekla. Če je ta manjša od 5:1, ko so tudi temperature valjanja visoke, so avste-nitna zrna neenakomerno velika. Podobno nehomogeno mikrostrukturo dobimo pri normalizaciji jekel za po-boljšanje in pri vzmetnih jeklih. Cementacijska jekla imajo večja zrna in specifično porazdelitev ferita in per-lita. Pri večji stopnji predelave in nižji končni temperaturi valjanja, ko v jeklu ni več znakov lite strukture, imajo valjanci homogeno mikrostrukturo. Velikost austenitnih zrn po deformaciji in rast avste-nitnih zrn po rekristalizaciji je podobna kot pri jeklih, izdelanih po konvencionalnem postopku. Pozna pa se, da imajo ta jekla sorazmerno malo aluminija. Meja plastičnosti in natezna trdnost nista odvisni od stopnje predelave jekla. Tabela 3: Mehanske lastnosti jekel v normaliziranem stanju pri različnih stopnjah redukcije Oznaka Jeklo Meja plastičnosti ct, (N/mm!) Natezna trdnost Raztezek 6 (%) Kontrakcija V (%) Temperatura normalizacije am (N/mm') C C) 1/1 C.1221 307 461 24 41 900 1/2 297 458 24 41 1/3 298 461 25 43 1/4 305 465 26 44 2/1 C.4320 342 488 26 39 880 2/2 344 487 24 42 2/3 351 489 28 45 2/4 349 480 31 44 5/1 Č. 1531 390 683 17 27 870 5/2 404 688 19 27 5/3 394 682 21 29 5/4 392 689 20 27 7/1 C.4830 373 770 14 23 880 7/2 386 777 15 23 7/3 389 791 17 25 7/4 380 784 15 24 8/1 C.2331 556 962 13 21 860 8/2 559 963 12 20 8/3 562 975 15 24 8/4 C.4230 570 972 16 24 9/1 431 926 10 8 860 9/2 424 922 10 10 9/3 432 935 11 10 9/4 435 940 12 11 Oznake: 1/1,2/1,5/1,7/1,8/1,9/1 — stopnja redukcije 2,4:1 1/2,2/2,5/2,7/2,8/2,9/2 - stopnja redukcije 4,2:1 1/3,2/3,5/3,7/3,8/3,9/3 - stopja redukcije 6,3:1 1 /4, 2/4, 5/4, 7/4, 8/4, 9/4 — stopnja redukcije 9,8:1 Tabela 4: Mehanske lastnosti jekel v poboljšanem stanju pri različnih stopnjah redukcije Oznaka Jeklo Meja plastičnosti Natezna trdnost Raztezek 5 (%) Kontrakcija V (%) Temperatura kaljenja Temperatura popuščanja a, (N/mm!) am (N/mm') C C) C C) 1/1 C.1221 452 647 17 34 910 160 1/2 442 631 18 35 1/3 457 655 19 38 1/4 C.4320 460 658 20 38 2/1 681 821 11 34 870 190 2/2 692 834 10 31 2/3 680 830 13 36 2/4 C.1531 690 835 13 36 5/1 510 784 14 32 860 600 5/2 511 785 13 31 5/3 525 794 14 34 5/4 C.4830 537 789 16 35 7/1 1086 1157 9 28 860 600 7/2 1090 1161 9 29 7/3 1096 1168 11 31 7/4 C.2331 1086 1156 10 31 8/1 — 1304 7 15 850 500 8/2 — 1311 7 15 8/3 — 1310 8 18 8/4 C. 4230 — 1325 8 17 9/1 — 1628 4 11 860 470 9/2 — 1607 5 14 9/3 — 1641 5 14 9/4 — 1618 4 14 Oznake vzorcev so enake kot v tabeli 3. Pri raztezku in kontrakciji se sicer opazi tendenca, da imajo vzorci z večjo stopnjo predelave malo večje vrednosti, vendar so razlike v mejah merilnih napak. Mehanske lastnosti ustrezajo predpisanim vrednostim. Preiskave so pokazale, daje kvaliteta valjanih proizvodov močno odvisna od pogojev izdelave in litja jekla. Porozna sredina in radialne razpoke se pri valjanju hitro zavarijo. Pri stopnji redukcije 5:1 je lita struktura po celotnem preseku porušena in izoblikovanje mikro-strukture pri toplotni obdelavi ni več odvisno od predhodne strukture. Pri ustrezno izdelanem jeklu zagotavlja stopnja redukcije 5:1 uporabnost jekla s stališča homogenosti in mikrostrukturnih značilnosti. Literatura 1. Menter J.: Continuous casting moves into quality steels, Metals and Materials, julij/august 1977 2. Vodopivec F., Manojlovič, F. Vizjak, O. Kiirnen, D. Gni-dovec: Afinacija austenitnih in feritnih zrn v kontinuirno ulitih jeklih, poročilo MI568, 1977 3. Kmetič D., F. Vodopivec, F. Vizjak, F. Haler, T. Razinger, B. Ralič: Raziskava značilnosti procesa deformacije in lastnosti kvalitetnih jekel, ki se valjajo iz kontinuirno ulitih gredic, poročilo MI 609, 1977 4. Marr. H. S.: Technological problems in continuous casting, Iron and Steel Interrnational, april 1978 5. Hoshi F., Aoyama Y.: Continuous Casting of High Alloy Steels, Transactions, 429—444, 1978 6. Smallmen R. E.: Modem physical metallurgy, Butter-warths, London 1970 7. Rose A. in sodelavci: Atlas zur VVarmebehandlung der Stahle, Verlag Stahleisen, Dusseldorf 1954—58 8. Weinberg F.: Continuous casting, Metals Technology, febr. 1979 9. Flemings M. C.: New solidification processes and pro-ducts, Metals Technology, febr. 1979 10. Kmetič D., F. Vizjak, F. Haler, F. Vodopivec: Raziskava procesa vroče predelave jekla, ki se valjajo iz konti litih gredic, poročilo MI 667, 1978 11. Kmetič D., F. Vizjak, F. Haler, F. Vodopivec: Vpliv stopnje predelave na lastnosti konti jekla, poročilo MI 786, 1979 12. Kmetič D., F. Vodopivec: Nekatere značilnosti jekel izva-Ijanih iz kontinuirno ulitih gredic, Železarski zbornik, 13, 1979, št. 3, 85-93 13. Kmetič D., F. Vodopivec, J. Žvokelj, B. Arzenšek: Primerjalne preiskave konvencionalnega in kontinuirno ulitega cementacijskega jekla Č. 4320, ki je legirano z Nb, Železarski zbornik 15, 1981, št. 3,213—218 14. Vodopivec F., A. Rodič, J. Rodič: raziskava vpliva temperature valjanja na mikrostrukturo krom manganovega jekla za cementacijo, Železarski zbornik, 16, 1982, št. 4, 111-122 ZUSAMMENFASSUNG Die Untersuchungen der Baumannabdriicke und der Atz-proben der gegossenen Knuppel zeigten eine mehr oder weni-ger porose und mit Radialrissen versehen Mitte. Die Oberfla-chenrisse sind an geschleifften Kniippeln selten zu finden. Die porose Mitte und die inneren Risse verschvveissen beim Wal-zen schnell und diese Fahler sind nach dem dritten Stich beim Verformungsgrad 2,4:1 nicht mehr festzustellen. Die Stahle haben keinen ausgepragten Seigerungsquadrat. Die porose Mitte und die Stellen um die Radialrisse werden starker angeatzt. Auf diesen Stellen gibt es mehrere nichtmetallische Ein-schliisse. Das Material fliesst beim Walzen so, dass nur selten zu einer grosseren Uberanordnung des Materiales uber den Querschnitt des Walzgutes kommt. Beim Walzen verwischt sich das Gussgefiige stark schon nach dem dritten Stich oder lasst sich gar nicht merken, ab-hangig davon wie ausgepragt die transkristalline Zone war. Nach dem fiinften Stich beim Verformungsgrad 4,2:1 kann das Gussgefiige gar nicht mehr beobachtet werden. Der Verformungsgrad beeinflusst auch die Gefiigeeigen-heiten des Warmbehandelten Stahles. Wenn dieser kleiner ist als 5:1, wo die Walztemperaturen noch hoch sind, sind die Austenitkorner ungleichmassig gross. Ein anhlich unhomoge-nes Mikrogefiige erhalt man bei der Normalgliihung der Ver-giitungsstahle und bei den Fererstahlen. Einsatzstahle haben grossere Korner und eine spezifische Verteiiung von Ferrit und Perlit. Beim grosseren Verformungsgrad und niedriger Endwalztemperatur, wo im Stahl keine Zeichen des Gussgefu-ges mehr sichtbar sind, hat das Walzgut ein homogenes Mikrogefiige. Die Austenitkorngrosse nach der Verformung und das Wachsen der Austenitkorner nach der Rekristallisation sind ahnlich wie bei den konventionell erzeugten Stahlen. Es ist aber zu erkennen, dass diese Stahle verhaltnissmassig wenig Aluminium enthalten. Die Streckgrenze und die Bruchfestigkeit sind nicht vom Verformungsgrad des Stahles abhanging. Bei der Dehnung und der Einschnurung ist zwar die Tendenz bemerkbar, dass die Proben mit grosserem Vorformungsgrad etvvas grossere Werte aufweisen, jedoch sind die Unterschiede in den Gren-zen der Messfehler. Die Mechanischen Eigenschaften entspre-chen den vorgeschriben Werten. Die Untersuchungen zeigten, dass die Qualitat der Walzer-zeugnisse stark von den Bedingungen der Stahlherstellung und des Giessens ist. Porose Mitte und die radialen Risse ver-schvveissen beim Walzen schnell. Beim Verformungsgrad von 5:1 ist das Gussgefiige uber den ganzen Querschnitt zerstort und die Ausbildung vom Mikrogefiige bei der Warmebehand-lung ist nicht mehr von dem vorhergehenden. Gefiige abhan-gig. Beim entsprechend hergestellten Stahl versichert der Ver-formungdgrad 5:1 die Anvvendbarkeit des Stahles vom Stand-punkt der Homogenitat wie vom Standpunkt der Gefiigeeigen-heiten. SUMMARY Sulphur printing and the etched macrospecimens of čast billets shovv their more or less porous centre with radial cracks. Surface cracks on ground billets are rare. The porous centre and the intemal cracks are quickly welded during rolling, and after the thirds pass at the 2.4 to I reduction were not observed anymore. The steel does not show the pronounced li-quation square. More intensive etching was observed in the porous centre of billets and along the radial cracks. These areas are richer in non-metallic inclusions. The material flow in rolling is such that very seldom a greater rearrangement of material occurs on the cross section of the rollings. In rolling the čast structure is highly reduced already after the third pass, or it even disappears, depending hovv pronounced was the zone of columnar crystals. After the fifth pass at the 4.2 to 1 reduction the čast structure in the rollings disappeared in ali the casses. The degree of reduction influences also the microstruc-tured characteristics of the heat-treated steel. Below 5 do 1, and also at high rolling temperatures, the austenite grains are not uniformly big. Similar nonhomogeneous microstructure is obtained in tempering and spring steel. Case-hardening steel have greater grains and specific distribution of ferrite and pearlite. At higher degree of working and lower final temperature when steel does not contain any retained čast structure, the rollings contain homogeneous microstructure. The size of austenite grains after the deformation, and the growth of austenite grains after the recrystal!isation is similar to that in steel manufactured by a standard way. It is visible that these steels contain relatively less alurmnium. Yield point and tensile strength do not depend on the degree of working. In elongation and contraction, the tendency is observed that more deformed samples had higher values but the differ-ences are in the limits of measuring errors. The mechanical properties correspond to the prescribed values. The investigations showed the quality of rolled products highly depends on the manufacturing and casting conditions. Porous centre and radial cracks are in the rolling fast vvelded. In the 5 do 1 reduction the čast structure disappears over the whole cross section, and the formation of microstructure in heat treatment does not depend any more on the original structure. In vvell manifactured steel the 5 to 1 reduction en-ables the applicability of steel from the view point of homog-eneitv and microstructural characteristics. 3AKJ1KDHEHHE Ocmotp 6afiMaH0BCKHX OTnenaTKOB h TpaBJieHHbix o6pa3-UOB otjihtblx 3arOTOBOK nOKa3ajl, HTO 3arOTOBKH HMeiOT 6o-jiee h jih MeHee Bbipa)KeHHyio nopHCTyio cpeflHHio nacTb c pa-UHajibHbiMH TpemHHaMH. Ha uuiH<}>oBaHHbix 3ar0T0BKax no-BepxHOCTHbie TpeujHHbi cpaBHHTejibHO penKHe. riopHCTaa cpenHaa nacTb h BHyTpeHHbie TpemuHbi npn npoKaTKH 6biCTpo cBapHBaioTCH, 3th TpemHHbi nocjie TpeTbero o6>Ka-tha na nponycK CTeneHH 2,4:1 He o6Hapy>KeHbi. ctajih He hmefot (j)opMy uHKBauHOHoro KBaapaTa, ho 6onee 3a\ieTH0 npoHCXoanT TpaBjieHHe nopncTofi cepeaHHbi 3arotobok h npeaejioB okojio paaviajibHbix ipemiiH. B sthx npeae_\ax 6o-jibine HeMeTajuiHHecKHX bkjuohchhh, h CTaiib 6oJiee 6oraTa Ha coiiepjKaHHe 0JiHr03.neMeHT0B. TexH0Ji0rHHecKHH npouecc Tipn npoKaTKH BnoJiHe ypaBHeH, Tax hto penKo nojiyHaeTca 6ojiee KpynHoe orcTynjieHHe, hto KacaeTca ceneHHa npoKaTa. B TeneHHH npoKaTKH jiHTaa CTpyKTypa ywe npn TpeTbeM nponycKe cymecTBeHHO H3rjia>KHBaeTca mjih ace coBceM Hcne-3aeT, HTO 3aBHCHT OT Bbipa3HTejlbHOCTH TpaHCKpHCTajIJlHHeC-koh 30Hbi. ripn naTOM o6>KaTHH Ha nponycK CTeneHH 4,2:1 JiHTaa CTpyKTypa Ha noBepxHocTH npoKaTa 6oJibme coBce\i He o6Hapy'/KHBaerca. CTeneHb o6*aTHa 0Ka3biBaeT BJinaHHe TaioKe Ha MHKpoc-TpyKTypHbie 0C06eHH0CTH CTajiH npn ropanefi o6pa6oTKH. Ecjih sto o6)KaTHe MeHbuie ot 5:1, to npn bwcokhx TeMnepa-Typax npoKaTKH aycTeHHTHbie 3epHa HepaBHOMepHOH BejiH-HHHbi. rioxio6Hyio HeroMoreHHyK> mh KpocTpyKTypy n0Jiyna-erca npH CTaJiax flJia yjiyHmeHHH h npy>KHHHbix crajiax. Lle-MeHTyeMbie »e CTann HMeioT 6ojiee KpynHbie 3epHa h yaejib- Hoe pacnpeaejieHHe <}>eppHTa h nepjiHTa. Ilpn aajibHeiimeH CTeneHH nepepaSoTKH h 6ojree hh3koii kohchhoh TeMnepa-Typbi npoKaTKH 3HaKH jihtoh CTpyKTypbi bctajih He o6Hapy-/KeHbi, npoKaT n\ieeT roMoreHHyio MHKpocTpyKTypy. BeJiHHHHa aycTeHHTHbix 3epeH nocjie neKa-HHe ajnoMHHHfl. kadilca npeaeji TeKynecTH h npoHHoeT He 33bhcht ot CTeneHH nepepa6oTKH CTaiiH. Xoth npn pacTH)KeHHH h cyweHHH 06Hapy«eH0 cTpeMJie-HHe o6pa3iioB, nojiyneHHbix npn 6oj7binoH CTeneHH nepepa-6otkh 6ojree BbipaaceHHbie 3HaneHHa, ho Bce-TaKH pa3HHua HaxonHTbca b npenenax H3MepnTejibHbix norpeuiHOCTeft. HccjieaoBaHna noKa3ajiH, hto KaneciBO npoKaTa 3aBHCHT OT yCJ!obhh H3rOTOBJieHHa h otj1hbkh CTajIH. riopHCTaa cpeaHfla nacTb h paanajibHbie TpemHHbi 6bicTpo 3aBapHBaio-Tca. flpu CTeneHH o6»aTHa 5:1 jiHTaa CTpyKTypa no Bcevi ce-neHHaM pa3pymeHa h (jjopMnpoBaHHe MHKpocTpyKTypu npH tepmhheckoii o6pa6oTKH yace he 3abhcht ot npeneaymeii cTpyKTypbi. ripn cooTBeTCTByK)iue H3roTOBJieHHOH CTajIH o6ecneHHBa-eT o6waTtie Ha nponycK CTeneHH 5:1 npHMeHHMOCTb CTajiH He TOJTbKO C TOHKH 3peHIia rOMOreHHOCTH, HO TaiOKe hto KacaeT-ca h \iHKpocTpyKTypHbix 0C06eHH0CTefi. Vpliv toplotne obdelave na žilavost bainita Cr-W- V jekel UDK: 620.178.746.22:621.785.4 ASM/SLA: J 26 p, Q 6 n, N 8 g, N 8 m Franc Uranc Ugodnosti kaljenja v bainit so že dolgo znane, ni pa veliko podatkov o vplivu legirnih elementov na pogoje nastajanja najbolj žilavega bainita. Te pogoje smo preiskovali pri Cr-W-Vjeklih. 1. SPLOŠNO O NASTAJANJU IN LASTNOSTIH BAINITA Jeklene izdelke, ki morajo biti obenem trdi in žilavi, moramo izdelati po kateri od posebnih tehnologij izdelave, predelave ali toplotne obdelave. Od toplotnih obdelav pride najbolj v poštev izotermno kaljenje v bainit. Ta način kaljenja si bomo podrobno ogledali. Glede na način tvorbe strukture razlikujemo izotermno nastali bainit od zvezno nastalega, ki nastaja med zveznim ohlajanjem. Glede na temperaturo nastajanja in glede na lastnosti pa razlikujemo zgornji bainit od spodnjega. Prvi je veliko manj žilav in manj trd kot drugi.1 Vzrok različnim lastnostim je v različnem nastajanju: Zgornji bainit nastaja iz avstenita tako, da se paralelno izločajo plasti Fe3C in ferita. Takoj po nastanku se struktura popusti. Lamele Fe3C so debele 0,1 |im in dolge 0,3 |im, lamele ferita so dolge do 1,7 jim. Feritne meje so delno nekoherentne, orientacijski odnos med feritom in Fe3C je delno podoben kot v popuščenem martenzitu. Število malokotnih mej med feritnimi zrni in gostota dislokacij sta manjša kot v tršem spodnjem bainitu (sl.l). Slika 1 Struktura zgornjega bainita jekla z 0,1 % C. Premena pri 600 °C. 75000 x . Mikrograf s tenko folijo1. Fig. I Structure of upper bainite in steel with 0.1 % C. Transformation at 600 "C. Micrograph with thin foil1. 75,000 x. V visokolegiranih in visokoogljičnih jeklih zgornji bainit ne nastopi. Spodnji bainit nastaja pri določeni temperaturi tako, da se iz avstenita tvori ferit, v katerem se nato izločajo karbidne paličke pod kotom 60° glede na os feritne igle". Feritne meje so koherentne, orientacijski odnos med feritom in Fe3C je večinoma podoben kot pri popuščenem martenzitu: Fe3C Ferit (001) II (211) [100] || [011] [010] || [011] Strukturo spodnjega bainita jekla z 0,4 % C po premeni pri 350° C kaže slika 2. Slika 2 Struktura spodnjega bainita jekla z 0,4 % C po premeni pri 350'C. 45000 x . Mikrograf s tenko folijo'. Fig. 2 Structure of lower bainite in steel with 0.4 % C after transformation at 350 "C. Micrograph with thin foil1. 45,000 x. Habitusna ravnina ferita (122) ustreza ravnini (245) avstenita. Bainit je martenzitu podoben po orientacijskih značilnostih in po temperaturi nastajanja pod re-kristalizacijsko temperaturo, perlitu pa po tem, da ni te-tragonalen in po tem, da se tvorijo legirani karbidi šele po tvorbi bainita3. Obema vrstama bainita je skupna enaka energija za tvorbo kali. Avstenit se lahko popolno spremeni v bainit le pri določeni primerni temperaturi, t. j., izotermno. Drugače je med zveznim ohlajanjem, npr. po litju, valjanju, varjenju, toplotni obdelavi, ko je premena v bainit nepopolna — jeklo vsebuje po ohladitvi še druge strukturne sestavine. Če je vsebnost ogljika nad 0,6 %, se izločajo karbidi že iz avstenita. Vsebnost ogljika določa mejo med zgornjim in spodnjim bainitom. Hitrost ohlajanja močno vpliva na lastnosti zvezno ohlajene strukture. Na lego bainitnega območja v TTT diagramu vplivajo legirni elementi. Spreminjanje vsebnosti ogljika le nebistveno vpliva na čas premene avstenita v bainit v jeklu, ki ne vsebuje znatnih deležev drugih legirnih elementov. Dodatek do 2 % W malo podaljša premenski čas. Dodajanje kroma do 3 % tudi odmika krivuljo bai-nitne premene na desno, vendar je vpliv volframa močnejši. Dodajanje volframa bolj odmika krivuljo perlit-nega kot bainitnega začetka, kar lahko pričakujemo4. 2. PREIZKUSI 2.1. Primerjava TTT diagramov Cr-W-V jekel Preizkuse za ugotavljanje lastnosti bainita Cr-W-V jekel smo omejili na jekla Č. 4830 - VCV 150, Č. 6444 - Osikro 4, Č. 4146 - OCR 4 ex. sp., Č. 4150 - OCR 12, Č. 4650 - OCR 12 special. Razpredelnica 1 kaže smerne sestave teh jekel. Razpredelnica 1 •' Smerna kemijska sestava preizkušenih jekel JEKLO C Kemijska Cr sestava V V Č.4830-VCV150 0,5 1 - Q15 C 6444 -Osikro i 0,6 1 2 0,2 Č 4146-OCR4exsf. 1 ',5 - - Č. 4150-OCR 12 2 12 - - Č 4650 OCR12sp 2 12 Q6 0,15 Jekli, podobni prvima dvema, so že izotermno kalili v bainitnem območju5-6, druga tri jekla pa so v bainit-nem stanju manj preiskana. Za določanje vpliva legirnih elementov in pogojev toplotne obdelave na lastnosti bainita smo preiskali precej več jekel, kot smo jih preizkusili. Določenih jekel legirnega tipa Cr-W-V nismo preizkušali, ker so prejšnje preiskave pokazale bodisi težavnost bodisi nekoristnost obdelave v bainit: — Ogljično jeklo z 0,8 C se zelo dobro obnaša po izotermni premeni v bainit, toda kaljenje terja posebno kopel z veliko hladilno zmožnostjo. — Utopno jeklo z volframom so tudi kalili v bainit, toda bainit ni pri temperaturi uporabe utopov nič bolj žilav kot enako trd martenzit. — Hitrorezno jeklo, legirano s kromom, volframom in vanadijem, so že poskušali kaliti v bainit, toda zadelj potrebe po dolgem zadrževanju pri temperaturi premene je takšno kaljenje negospodarno. Koliko je katero jeklo primerno za premeno v bainit, je možno videti s TTT diagrama. Glavna spremenljivka, ki nas zanima, je čas. Jeklo moremo izotermno kaliti v bainit, če je začetek premene zadosti dolgo po začetku ohlajanja z avstenitizacijske temperature. Krivulja TTT naj bo odmaknjena od začetka diagrama vsaj za nekaj sekund. Premena naj ne traja predolgo, zavoljo gospodarnosti. Od jekel, ki smo jih vzeli v preiskavo, imajo le prva tri takšne TTT diagrame, ki obljubljajo ugodnosti izo-termnega kaljenja v bainit. Izotermni TTT diagrami za ta tri jekla so si precej podobni, zato je zadosti, če si ogledamo le enega (si. 3). Ktmfska C Si Mn P s C' Cu Mo Ni V sestava f'A) 0.55 0.22 0.96 aoi? qon 1.02 0,07 — QOl 0," Slika 3 Izotermni TTT diagram jekla C. 4830 — VCV 1507. Fig. 3 Isothermal TTT diagram of C. 4830 - VCV 150 steel7 Izotermni TTT diagram jekla Č. 6444 — Osikro 4 kaže najhitrejšo premeno avstenita v bainit pri nižji temperaturi (t. j. pri okoli 350°C) kot TTT diagram jekla Č. 4830 — VCV 150. Druga razlika med jekloma je v tem, da povišanje avstenitizacijske temperature loči v TTT diagramu jekla Č. 6444 — Osikro 4 perlitno območje od bainitnega, medtem ko se območji v TTT diagramu jekla Č. 4830 — VCV 150 ne ločita. Vzrok tema razlikama je navzočnost volframa v drugem jeklu. SI. 4: TTT diagram jekla Č. 4150 - OCR 12 je povsem drugačen. Bainitno območje je zelo močno odmaknjeno na desno. Popolne premene v bainit pri tem jeklu ne moremo pričakovati v nekaj urah. Poskuse smo opravili s tem jeklom zato, ker smo želeli zvedeti, ali more že majhen delež bainita znatno zboljšati žilavost orodjem iz visokokromovega jekla. Med ohlajanjem jekla z livarske, kovaške ali kalilne temperature potekajo strukturne premene, ki jih prikazujejo kontinuirni diagrami TTT, t. j. diagrami premen med zveznim ohlajanjem. Za jeklo Č. 4830 — VCV 150 je prikazan tak diagram na sliki 5. Najbolj izrazita razlika med diagramoma jekel Č. 4830 — VCV 150 in Č. 6444 — Osikro 4 je v časovnem območju nastopanja bainita. V jeklu Č.4830 — VCV 150 se pojavlja bainit po hitrem ohlajanju (I — 15°C/s) z avstenizacijske temperature, v jeklu Č. 6444 — Osikro 4 pa po počasnejšem (0,2—5°C/s). V jeklu Č. 4146 — OCR 4 ex. sp. se pojavlja bainit po zelo hitrem ohlajanju (3—20°C/s). V jeklu Č. 4150 — OCR 12 se pojavi bainit šele med zelo počasnim ohlajanjem (0,2—0,5°C/s) z avstenitizacijske temperature. 1 10 sekunde 10 24 Slika 4 Izotermni TTT diagram jekla Č. 4150 — OCR 12. Fig. 4 Isothermal TTT Diagram of Č.4150 — OCR 12 steel Poleg TTT diagramov jekel, ki smo se jih namenili preizkusiti, smo si ogledali še izotermne TTT diagrame drugih Cr-W-V jekel. Ugotovili smo, da se z zviševanjem vsebnosti ogljika ali z zmanjševanjem vsebnosti kroma in volframa znižuje najvišja temperatura, pri kateri že začne izotermno nastajati bainit. Zviševanje vsebnosti ogljika in volframa ter zmanjševanje vsebnosti kroma znižujeta temperaturo najhitrejše premene avstenita v bainit. Povečanje vsebnosti teh elementov nekoliko podaljšuje čas do začetka tvorbe bainita, dodajanje vanadija pa ta čas močno podaljšuje. Povečevanje vsebnosti kroma in volframa močno podaljša čas do popolne premene avstenita v bainit. 2.2. Vpliv temperature in časa za premeno na žilavost in trdoto bainita, ki nastaja izotermno Ker moremo ustvariti čisto bainitno strukturo določene vrste le z izotermno premeno avstenita v bainit, smo začeli ugotavljati vpliv toplotne obdelave na lastnosti bainita ravno s poskusi izotermnega kaljenja. Žilavost in trdoto jekla Č. 4830 — VCV 150 v odvisnosti od pogojev izotermnega zadrževanja kaže slika 6. 40 30 20 10 40 30 2 20 I 10 o 40 30 1 20 i 10 D £ o 40 3 30 20 10 40 30 20 10 ^ Temperatura kaljena 330°C »J —J 3WX -HRC Ay 360°C iHRC ---tSS. 55 <5 35 55 45 o * I Žilavost talina 80234 talina 26149 55 45 35 55 45 35 10 20 30 40 50 SO Čas kal/en/a (min) C. 4830-VCV 150 (0,5 % C, 1 % Cr, 0,15 % V) Avstenitizirano 850V30 minut Tri paralelke y Slika 6 Odvisnost žilavosti in trdote jekla C. 4830 — VCV 150 od temperature premene avstenita v bainit in od časa zadrževanja jekla pri tej temperaturi. Fig. 6 Relationship between the toughness and the hardness of Č. 4830 — VCV 150 steel, and the transformation temperature of aus-tenite into bainite and the holding time of steel at this temperature Kem/ina sestava C Si Mn P S Cr Mi V W Cu «b 0,56 0.31 0.96 0,021 0,026 1,10 0.07 0.11 - o.ie <102 ' sekunde 10 W 1000 10000 100000 'mnjte >°° «*» čas -' ure 10 Slika 5 Diagram zveznega ohlajanja jekla Č. 4830 — VCV 150. Fig. 5 Diagram of continuous cooling Č. 4830 — VCV 150 steel Preizkušance smo avstenitizirali pri 850°C/30 minut, nakar smo jih prestavili v solno kopel z določeno stalno temperaturo, pri kateri smo vsako trojko preizku-šancev zadrževali določen čas. Ordinata diagrama na sliki 6 kaže žilavost in trdoto preizkušancev, ki so bili določen čas na temperaturi premene. Abscisa kaže čas zadrževanja pri temperaturi premene avstenita v bainit. V zgornjem desnem kotu vsakega diagrama je zapisana temperatura premene. Trdota preizkušancev, zadrževanih pri temperaturi premene različno dolgo, se ne spreminja bistveno. Povsem drugače je z žilavostjo, ki pokaže po določenem času zadrževanja pri temperaturi nastajanja bainita maksimum. Kakor je videti, nastopa ta maksimum povsem razločno pri preizkušancih, zadrževanih pri temperaturi premene 340 ali 350°C. Najbolj žilavi so preiz-kušanci, ki so bili zadrževani pri teh temperaturah 10, oz. 15 minut. Čas, potreben za popolno premeno avstenita v bainit, je pri teh temperaturah 5 minut. Slika 7 kaže žilavost in trdoto jekla Č. 6444 — Osi-kro 4 po izotermni premeni avstenita v bainit. Te žilavo-stne krivulje kažejo maksimume za čas zadrževanja 12—15 minut (temperatura premene od 260 do 340°C). Trdota je skoraj neodvisna od časa zadrževanja preiz-kušanca pri temperaturi premene avstenita v bainit. Preizkušanci, ki so bili 5 minut pri temperaturi 260 °C, 40-30 20 30 20-10- Ttmpratura katjfya 220°C v: / 320-C 300% K v-^. innor s AvstefvtiDrano na 650'C 16444 OStKBO 4 Probe z zarezo DVM »lijiapm (umrkiAncsv pruzkuknctv 900IT 1000'C 960 K (tal 19625) tal 23394} aeo°c 9X°C (tal 19625) 10 20 30 40 50 60 Čas ttaljen/a (min) Č6444 - OSKROt ffl,6V.C, f%Cr 2%W. 02% V) Po dve enaki probi Slika 7 Odvisnost žilavosti in trdote jekla Č. 6444 — Osikro 4 od temperature premene avstenita v bainit in od časa zadrževanja pri tej temperaturi. Fig. 7 Relationship betvveen the toughness and the hardness of the C. 6444 — Osikro 4 steel, and the transformation temperature of austenite into bainite and the holding time of steel at this temperature pokažejo trdoto 56—57 HRC; preizkušanci, ki so bili 15 minut pri tej temperaturi premene avstenita v bainit, imajo trdoto 57 — 57,5 HRC. Enako trdoto imajo preizkušanci, ki so pri temperaturi premene 300 °C bodisi 15 bodisi 60 minut. Podobno je s preizkušanci, ki so bili zadrževani pri 340"C: po 30 minutah zadrževanja je trdota 47,5—48 HRC, po 60 minutah pa 48 HRC. Žilavost jekla Č. 4146 — OCR 4 ex. sp. po izotermni premeni avstenita v bainit je prikazana na sliki 8. Preiz- OCR 4ex sp (Č.4146) Avstenitizaoia 850°/30 minut ■45 160 200 240 280 320 360 Temperatura izotermnega kaljenja (°C) Slika 8 Odvisnost žilavosti in trdote jekla Č. 4146 — OCR 4 ex. sp. od temperature premene avstenita v bainit in od časa zadrževanja pri tej temperaturi. Fig. 8 Relationship between the toughness and the hardness of the Č. 4146 — OCR 4 ex. sp. steel, and the transformation temperature of austenite into bainite and the holding time of steel at this temperature OCR 12 - &U50 (2'/. C. 12'/. Cr) Avstemtiziran 960°C/30 minut ha 60 76 H 12 S 8 t 6 10 i* 2 ■66 ■64 62 •Ki 200 220 240 260 280 300 320 340 Temperaturo izotermnega držonjo (°C) Čas v kopeli (minute): • 8 o 12 ■ 16 □ 60 Po dve enaki probi Slika 9 Odvisnost žilavosti in trdote jekla Č. 4150 — OCR 12 od pogojev izotermne premene avstenita v bainit. Fig. 9 Relationship betvveen the toughness and the hardness of the Č. 4150 — OCR 12 steel, and the conditions of the isothermal tansformation of austenite into bainite kušancev nismo pustili pri temperaturi premene zadosti dolgo, da bi dobili 100 %-no bainitno strukturo, saj nam ne koristi jeklo s premajhno trdoto. Ob trdoti 60 HRC je največja dosegljiva žilavost okoli 5 J (zareza DVM), kar je celo manj, kot je žilavost prizkušancev, ki so kaljeni v olju in popuščeni pri 200 °C. Diagrama žilavosti in trdot jekel Č. 4150 — OCR 12 in C. 4650 - OCR 12 sp. (si. 9 in si. 10) sta si podobna. Največjo žilavost pokažejo preizkušanci, ki so bili zadrževani pri pretvorbeni temperaturi 300°C. Hkrati pa ti preizkušanci pokažejo tudi najmanjšo trdoto. Preizku-šanec z najmanjšo trdoto je enako trd kot preizkušanec, ki je bil kaljen v olju in nato popuščen pri 200°C, vendar je bolj žilav od tega, v martenzit kaljenega, preizku-šanca. Kakor kaže trdota, bi bilo daljše kot 60-minutno zadrževanje pri temperaturi premene avstenita v bainit nezaželeno zavoljo premajhne dosegljive trdote. OCR 12 spec - Č. 4650 (2'/.C, mCr,0,6V.W. 0.15'/. V) Avsteniliziran 960"/30min 12 -i ^ 8 i O VSi 2 kaljen' pop 200° C \ \ 350°C enako dolgo kot preizkušanci, ki so bili avsteni-zirani pri 1000°C. Nekaj preizkušancev smo po izotermni premeni ohladili v vodi. Nekaj preizkušancev od vsake vrste smo po ohladitvi na sobno temperaturo oz. temperaturo vode popuščali pri 200 °C. Ti poskusi niso zboljšali žilavosti preizkušancev, ki so bili kaljeni v bainit, temveč so žilavost kvečjemu poslabšali. 2.4. Vpliv legiranja z volframom na žilavost zvezno ohlajanih preizkušancev Po zveznem ohlajanju z avstenitizacijske temperature nastopa v jeklih C. 4830 - VCV 150 in Č. 6444 -Osikro 4 poleg ferita ali martenzita še bainit. Razpredelnica 2 kaže za ti jekli strukturo, žilavost in trdoto po ohlajanju z največjo ali najmanjšo hitrostjo, ki še omogoča premeno avstenita v bainit. Razpredelnica 2: Vpliv hitrosti ohlajanja s temperature 880° C (prvo jeklo) ali 900°C (drugo jeklo) na strukturo, žilavost in trdoto jekel sestav 0,5 % C, 1 % Cr, 0,15 % V ali 0,6 % C, 1 % Cr, 2 % W, 0,2 % V. 200 220 240 260 280 300 320 340 Temperatura izotermnega frianja (°C) Kemijsko sestave C Cr° W V Hitrost o °C/s blajanja vTTTdiag. Strukturo Žilavost J (DVM) Trdota HRC 0,5 1 0,15 Q5-1,5 t-f M M F.B 16 33 10 , o? 43 B * M 55 26 0,6 1 2 0,2 03-1 i B * M 38 37 1-3 rt & B K 59 Cas izotermnega drianja (minute): m 16 □ 60 X- koljen 960°/olje +pop. 200°: 8 J . 61 HRC Slika 10 Odvisnost žilavosti in trdote jekla Č. 4650 — OCR 12 sp. od pogojev izotermne premene avstenita v bainit. Fig. 10 Relationship betvveen the toughness and the hardness of the Č. 4650 — OCR 12 sp. steel, and the conditions of the isother-mal transformation of austenite into bainite 2.3. Posebni poskusi ob izotermnem kaljenju Preizkušanci prvih dveh jekel lahko pri ugodnih pogojih premene preidejo v povsem bainitno strukturo. Za jeklo, podobno jeklu Č. 6444 — Osikro 4, so ugotovili', da je po izotermni premeni v bainit bolj žilavo, če je bilo avstenizirano pri 1000°C namesto pri 900 °C. Žilavost preizkušancev jekel Č. 6444 — Osikro 4 in Č. 4830 — VCV 150, ki smo jih avstenitizirali pri 1000°C in jih izotermno kalili pri 350°C, ni bila večja od žilavosti preizkušancev, ki so bili avstenitizirani pri 900°C (oz. 850°C drugo jeklo) ter nato zadržani pri Prvo jeklo (C. 4830 - VCV 150) sestave 0,5% C, 1 % Cr in 0,15% V je bilo po ohlajanju s hitrostjo 10°C/s, ko ni nastopal ferit, veliko bolj žilavo in ni bilo znatno manj trdo kot po počasnejšem ohlajanju. Drugo jeklo (C. 6444 — Osikro 4) je bilo po počasnem ohlajanju (0,3— 1 °C/s) veliko bolj žilavo in trše kot prvo jeklo po podobnem ohlajanju. Drugo jeklo je po hitrejšem ohlajanju (1—3°C/s) sicer razmeroma krhko, toda je za 3 enote HRC trše kot enako žilav popuščeni martenzit brez bainita. Enako trd (59 HRC) martenzit po kaljenju v olju pokaže žilavost komaj 7 J (DVM). Različnost žilavosti struktur, ki nastanejo med različno hitrim ohlajanjem, lahko razložimo s pomočjo dila-tometrskih krivulj. Na sliki 11 sta narisani dilatometrski krivulji za ti jekli, ohlajani z avstenitizacijske temperature z enako hitrostjo (l,16°C/s). Črtkana krivulja prikazuje dimenzijske spremembe prvega jekla. Zanimiva je ukrivljenost ohlajevalnih krivulj pod temperaturo, pri kateri se začne tvoriti bainit. Zaokrožitev krivulje jekla Č. 4830 — VCV 150 je veliko ostrejša kot zaokrožitev krivulje drugega jekla. Iz ukrivljenosti krivulj lahko sklepamo, da je pri tej ohlajevalni hitrosti veliko hitrejša tvorba bainita v prvem kot v drugem jeklu. 100 200 300 400 500 Temperatura (°C) Avstenitaaci/a 950°C /10 minut Hitrost oHa/an/a ir6°C/s Slika 11 Relativne dimenzijske premembe jekel z 0,5 % C, 1 % Cr, 0,15 % V in 0,6 % C, 2 % W, 1 % Cr, 0,2 % V med ohlajanjem z avsteni-tizacijske temperature. Fig. 11 Relative dimensional changes in steel with 0.5 % C, 1 % Cr, 0.15 % V, and with 0.6 % C, 2 % W, 1 % Cr, 0.2 % V during cool-ing from the austenitising temperature Ko avsteniziramo prvo jeklo in ga ohlajamo s hitrostjo 1,16 C/s, se začne pod temperaturo 500°C zelo hitro tvoriti bainit — krhki zgornji bainit. Ko po avstenitizaciji ohlajamo z enako hitrostjo drugo jeklo (Č. 6444 — Osikro 4), nastaja bainit zelo zložno — krivulja le počasi spreminja smer proti povečanju dolžine. Zgornji bainit nastaja počasi. Iz tega lahko sklepamo, da nastaja v jeklu Č. 4830 — VCV 150 sorazmerno več zgornjega bainita kot v enako hitro ohlajenem jeklu Č. 6444 — Osikro 4. V drugem jeklu je torej po takem ohlajanju z avstenitizacijske temperature veliko večji delež spodnjega bainita v skupni količini bainita, kot pa znaša ta delež v prvem jeklu. Tako lahko razložimo, zakaj je drugo jeklo bolj žilavo od prvega, ki je ohlajano s podobno hitrostjo — okoli 1 °C/s. Podobna razlaga velja za veliko žilavost prvega jekla (Č. 4830 — VCV 150) po ohlajanju s hitrostjo 10°C/s. Taka sprememba v stopnji nastajanja zgornjega bainita je naravna posledica logaritemske zakonitosti nastajanja nove strukture. Podoben učinek kot povečanje hitrosti ohlajanja pri prvem jeklu ima na žilavost jekla dodatek 2 % volframa, ki odmakne bainitno območje v TTT diagramu na desno. Trdota 59 HRC in žilavost 14 J (DVM) sta dosegljivi pri jeklu Č. 6444 — Osikro 4 le z žilavostnimi preizku-šanci. Le-ti se na zraku ohlajajo s takšno hitrostjo, da teče ohlajevalna krivulja skozi skrajni levi del bainitne-ga območja v TTT diagramu zveznega ohlajanja. 3. PRIMERJAVA ZILAVOSTI BAINITA IN MARTENZITA Koliko koristi prinaša kaljenje v bainit, nam more povedati primerjava lastnosti bainita in martenzita. Najbolj nas zanimata trdota in žilavost preizkušanih jekel. Slika 12 prikazuje odnos med žilavostjo in trdoto zgornjega in spodnjega bainita in martenzita jekla C. 4830 — VCV 150. Zgornji dve krivulji kažeta žilavost spodnjega bainita določenih trdot. Pod njima je krivulja žilavosti popuščenega martenzita in pod to sta v levem spodnjem kotu diagrama žilavosti in trdote zgornjega bainita. Ob točkah krivulj žilavosti bainita so napisane temperature nastajanja bainita, ob točkah krivulje žilavosti martenzita so napisane temperature popuščanja martenzita. Preizkušanci z žilavostjo 30 J (DVM) imajo trdote 43 HRC (spodnji bainit), 39—42 HRC (martenzit), 35 HRC (zgornji bainit). Iz lege krivulj je očitna prednost spodnjega bainita pred martenzitom in zgornjim bainitom. Žilavost spodnjega bainita, ki je nastal v 15 minutah, je večja od žilavosti bainita, ki je bi! pri pretvorbeni temperaturi eno uro. Bainit, ki je nastajal pri temperaturi Ms točke (280°C), je manj žilav kot bainit, ki nastane pri višji ali nižji temperaturi. Č4830-VCVI50 Sesfo« C Cr V Mn 0.5 1 a«, 1 60 50 Q I 30 >15 20 10 620^. Čas zadrževan/a v kalilr* )tpeti(2B0 520°C) \ . 3600s 0 900 s V 36CPC - Temperatura aotermnega zadrževanja S 00°C\ \ \ V 380°C 1 500 v \ \ > N. I Zgornji bainit „ 1 - Popuscna temp 380 °c 530°C 300°C 200X i9CK430°C 34 36 38 40 42 U 46 48 50 52 54 56 58 Trdota (HRC) Slika 12 Vpliv temperature tvorbe abainita ali temperature popuščanja martenzita na trdoto in žilavost jekla C. 4830 — VCV 150. Av-stenitizacija: 850 "C/30 minut. Fig. 12 Influence of the formation temperature of bainite or tempering temperature of martensite on the hardness and the toughness of the C. 4830 — VCV 150 steel. Austenitising: 850"C/30 minutes Na sliki 13 je prikazan odnos žilavosti in trdote obeh bainitov in martenzita jekla C. 6444 — Osikro 4. Tudi pri tem jeklu je spodnji bainit veliko bolj žilav kot enako trd martenzit ali zgornji bainit. Izjema je spodnji bainit, ki je nastal v preizkušancih, ki so bili eno uro pri pretvorbeni temperaturi. Od preizkušancev, ki so bili 15 minut pri temperaturi premene, so pokazali tisti, ki so bili pri 300°C, manjšo žilavost kot tisti, katerih bainit je nastal pri 280 ali 340 °C. Preizkušanci z žilavostjo 20 J kažejo trdoto 57 HRC (spodnji bainit), 51 HRC (martenzit), 42 HRC (zgornji bainit). Slika 14 omogoča primerjavo trdot in žilavosti mar-tenzitne in delno bainitne strukture jekla C. 4150 — OCR 12. Temperature, zapisane ob točkah krivulj, so C UO,-Osikro i Sestava C Cr W V 0.6 1 2 02 40 30 20 5 ■Nj 10 Cas zadrievanp v kalilni kopeli 1260° UCPC1 o 3600s • o 900s(dve talini) 28crc\ 3S0X 440X o Zgornji bainit 34 0X 340°C 400°CT~ / Fbpušcen mar temi t \ Spodnji bainit K \260X 300X "V 250 38 40 42 44 46 4<9 50 52 54 5(5 53 60 52 Trdota (HRCJ Slika 13 Vpliv temperature tvorbe bainita ali popuščanja martenzita na trdoto in žilavost jekla Č. 6444 — Osikro 4. Avstenitizacija: 880 "C 30 minut. Fig. 13 Influence of the formation temperature of bainite or tempering temperature of martensite on the hardness and the toughness of the Č. 6444 — Osikro 4 steel. Austenitising: 880 "C/30 minutes. \ 18 16 14 12 10 C 4150 -OCR 12 ? * O r s. 6 o 4- Čas zadrževanja na 'emperaturi tvorbe bumitu Jura Oy> 00°C 250°C 20CPC \ - Kaljeno na zraku m v* popuščeno J\260°C Delno spodnji bainit 220oCNb 200° C -1-1-1-1- -1-1 i 56 58 60 62 64 66 68 Trdota (HRC) Slika 14 Vpliv temperature tvorbe bainita ali popuščanja martenzita na trdoto in žilavost jekla Č. 4150 — OCR 12. Avstenitizacija: 1000 "C 30 minut. Fig. 14 Influence of the formation temperature of bainite or tempering temperature of martensite on the hardness and the toughness of the C. 4150 — OCR 12 steel. Austenitising: 1000'C/30 minutes. popuščne temperature martenzita ali temperature nastajanja bainita. Preizkušanci trdot pod 63 HRC so bolj žilavi, če je struktura martenzitnobainitna kot marten-zitna. Preizkušanci s trdoto 61 HRC imajo žilavost 15 J (delno spodnji bainit) ali 12 J (martenzit). 4. SKLEPI Iz ITT diagramov vidimo, da povečevanje vsebnosti ogljika znižuje najvišjo temperaturo nastajanja bainita, povečevanje odstotka kroma in volframa pa to temperaturo povišuje. Temperaturo najhitrejše premene avstenita v bainit poviševanje vsebnosti ogljika in volframa znižuje, poviševanje vsebnosti kroma pa jo zvišuje. Čas do začetka premene avstenita v bainit ti elementi malo podaljšujejo, konec premene znatno podaljšata le krom in vol-fram. Vanadij podaljša predvsem čas do začetka nastajanja bainita, zato je v jeklih za premeno v bainit prav primeren. Vpliv pogojev izotermnega nastajanja bainita na njegovo žilavost je najlažje razkrivati pri jeklih Č. 4830 - VCV 150 (0,5 % C, 1 % Cr, 0,15 % V) in C. 6444 -Osikro 4 (0,6 % C, 1 % Cr, 2 % W, 0,2 % V). Najugodnejši temperaturni območji nastajanja bainita sta 340 do 360°C (C. 4830 - VCV 150) in 260-340°C (C. 6444 -Osikro 4). Meja nastajanja zgornjega in spodnjega bainita je pri približno 370 °C. Spodnji bainit je za 100% bolj žilav kot enako trd martenzit in za 100—300% oz. 50% (pri jeklu Č. 6444 — Osikro 4) bolj žilav kot zgornji bainit. Enako žilava zgornji in spodnji bainit se razlikujeta za 5—19 enot HRC. Največjo žilavost doseže bainit, če je jeklo le toliko časa na temperaturi nastajanja bainita, da je možna popolna premena. Izjema je temperatura tik pod prehodom zgornjega v spodnji bainit: pri tej je treba zadrževati jeklo 300 sekund dlje, kot kaže krivulja konca premene. Najmanjšo žilavost kaže spodnji bainit, nastal blizu Ms temperature. Volfram ne vpliva na žilavost bainita: enako trda bainita jekel C. 4830 — VCV 150 in C. 6444 - Osikro 4 sta enako žilava, čeprav je martenzit volframovega jekla (C. 6444) bolj žilav kot martenzit jekla brez volframa (C. 4830 - VCV 150). Ležajnemu jeklu (Č. 4146 — OCR 4 ex. sp.), ki vsebuje 1 % C in 1,5 % Cr, ne moremo bistveno zboljšati ži-lavosti s kaljenjem v bainit, ne da bi mu padla trdota pod dopustnih 61 HRC. Jekli C. 4150 - OCR 12 (2 % C, 12 % Cr) in OCR 12 sp. (Č. 4650) sta v delno bainitnem stanju (čas pri temperaturi premene eno uro) za 20 % bolj žilavi kot v martenzitnem. Z zveznim ohlajanjem jekla skozi skrajni levi del bainitnega območja TTT diagrama (zveznega ohlajanja) se pojavi bainit, ki je pretežno spodnji bainit in zato precej zboljša žilavost jekla sestave 0,6 % C, 1 % Cr, 2 % W in 0,2 % V. Viri 1 Pickering F. B.: The Structure and Properties of Bainite in Steels. Transformation and Hardenability in Steels. Sympo-sium 1967, Climax Molybdenum Company of Michigan, Amax, str. 109-129. 2 Bolšakov V. N., L. I. Kotorova, I. A. Mongait: Vibor opti-malnogo strukturnogo sostojanija konstrukcionnih stroitel-nih stalej beinitnogo klassa, Metallovedenie i termičeskaja obrabotka metallov, 1976, No 2, str. 28—30. 3 Eckstein H-J: Warmebehandlung von Stahl, Leipzig 1971, str. 200-214. 4 Thelning K-E: Steel and its Heat Treatment, Bofors Hand-book, Buttervvorths, London and Boston, 1975, str. 95—103. 5 Birjukova V. N.: Izotermičeskaja zakalka instrumentalnih stalej, MITOM, 1965, No 9, str. 53-57. 6 Hengerer F.: Zwischenstuffenumwandlung von \Valzlager-stahlen. Draht — Zeitschrift, 1976, No 3, str. 108-109. 7 Wever F., A. Rose, W. Peter, W. Strassburg, L. Rademacher: Atlas zur Warmebehandlung der Stahle. Herausg. Max — Planck Institut fur Eisenforschung, Wekstoffausschuss des Vereins Deutscher Eisenhuttenleute, 1954/56/58, Verlag ' Stahleisen MBH, Dusseldorf, 1972. ZUSAMMENFASSUNG Die Zahigkeit der niedriglegierten Cr-W-V Stahle wird durch das isothermische Harten in Bainit dem Martensit ent-gegen um 50 bis 300 % verbessert. Die gleich zahen, der obere und der untere Bainit unterscheiden sich in der Harte um 5 bis 19 HRC Einheiten. Die Haltedauer der Proben auf der Umvvandlungstempe-ratur soli gleich der Zeit der vollkommenen Umwandlung in Bainit sein. Die Zeit, die notig ist fur das Erreichen der grossten Zahigkeit in der Nahe der Bildung von oberem Bainit soli langer sein von der Zeit fur die vollkommene Umwand-lung von austenit in Bainit. Der in der Nahe der Ms Temperatur bildende Bainit ist we-niger zahe als der bei etwas hoherer oder niedriger Temperatur bildende Bainit. Das Legieren mit Wolfram hat keinen Ein-fluss auf die Zahigkeit von Bainit. Den Stahlen mit 2 % C und 12 % Cr kann durch Teilweise Umvvandlung in Bainit die Zahigkeit um 20 % gegeniiber Mar-tensitzustand verbessert werden. Durch die kontinuirliche Abkuhlung von Stahl durch den ausserst linken Teil des Bainitbereiches im TTT Diagram bil-det sich Bainit der die Zahigkeit erheblich verbessert. SUMMARY In low al!oyed Cr-W-V steel, the isothermal hardening into bainite increases the toughness for 50 to 300 % compared with the martensite. Similarly tough uper and lower bainite differ in hardness for 5 to 19 HRC. The holding time on the transformation temperature should be equal to the time of complete transformation into bainite. The time for achieving the highest toughness close to the temperature of formation of upper bainite should be long-er than the time for complete transformation of austenite into bainite. Bainite, formed close to M5 temperature, is less tough than that formed at slightly higher or lovver temperature. Alloying with tungsten does not influence the bainite toughness. In steel with 2 % C and 12 % Cr the partial transformation into bainite improves the toughness for 20 % compared with the martensite structure. By continuous cooling of steel through the extreme left bainite region in the TTT diagram, the bainite is formed which improves the steel toughness to a relative high extent. 3AKJ1HDMEHHE ripil CpaBHeHHli BH3K0CTH ayCTeHIlTa B 6eHHHT c bh3k0-ctbki aycTeHHTa b \iapreHCHT no H30Tep\iHHecKOfi 3aKajiKH MajiojiernpoBaHHbix Cr-W-V CTajiefi yctahobjrehho, hto bh3koctb b SeHHHT 50 jo 300 % jiyHUie. Mto we KacaeTca TBep- aOCTH, TO pa3HHLia Nie)Kiiy BepXHHM II H11>KHHM 6eHHHTOM COC- TaBJisieT 5 ao 19 eanmm HRc. ripoziojDKHTejibHOCTb 3aaep>KKH 06pa3U0B npii Tevm-pe npeo6pa30BaHHH aoji»Ha aJiHTbca no nojiHoro npe06pa30Ba-hhh ayCTeHHTa b 6eHHHT. A-ifl no.nyHeHH5i \iaKciiMaJibHoii B33KOCTH npii TeMn-pe 6jih3koh npe.ae.ny 06pa30BaHiiH Bep-XHero 6eHHHTa hojdkho Bpe.via npe06pa30BaHiis 6biTb 6ojiee ajiHTejibHoe, ie\i BpeMH Heo6xonHMoe ana nojiHoro npeo6pa-30BaHiiJi aycTeHMTa b 6eiiHiiT. Bsi3KOCTb 6efiHHTa, KOTopbifi 06pa30BaiiC5i npn Te\in-pe b6jiH3h tohkh Ms MeHee yaoBJieT-BopiiTejibHaa b cpaBHeHim c bh3kocthmh, K0T0pbie noJiy-naioTCsi npii HecKO/ibKo noBbiuieHHbix min aKaeHHeM CTajlH Hepe3 KpaHHHK) jieByK> nacTb 6eHHHTHoR 30Hbi b TTT aiiarpaMMe MoaceT 06-pa30BaTbcsi 6eiiHHT, K0T0pbifi cymecTBeHHO yjiyiiiiHTb Ba3KOCTb cra.iH. Odgovorni urednik: Jože Arh, dipl. inž. — Člani dr. Jože Rodič, dipl. inž., Franc Mlakar, dipl. inž., dr. Aleksander Kveder, dipl.-inž., dr. Ferdo Grešovnik, Darko Bradaškja, tehnični urednik Oproščeno plačila prometnega davka na podlagi mnenja Izvršnega sveta SRS — sekretariat za informacije št. 421-1/172 od 23. 1. 1974 Naslov uredništva: ZPSŽ — Železarna Jesenice, 64270 Jesenice, tel. št. 81-341 int. 800 — Tisk: TK »Gorenjski tisk«, Kranj VSEBINA UDK: 669.046.54:669.187 ASM/SLA: D8p, Dlln, DUR, Dlla Metalurgija — sekundarna rafinacija jekla — legiranje M. Švajger, I. Rac Možnosti sprememb kemijske sestave jekla med procesom električnega pretaljevanja pod žlindro. Železarski zbornik 18 (1984) 1 s 1—8 Zaradi oksidacijskih procesov, ki potekajo med električnim pre-taljevanjem jekel pod žlindro, nekateri elementi odgorevajo in je njihova vsebnost v EPŽ ingotu nižja kot v elektrodi. V kolikor je vsebnost teh elementov že v elektrodi prenizka, bo zaradi dodatnega odgora med pretaljevanjem v EPŽ ingotu še nižja in lahko tak ingot predstavlja analizni izmeček. Da se temu izognemo, smo razvili tehnologijo dolegiranja nekaterih elementov med električnim pretaljevanjem pod žlindro. Avtorski izvleček UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F23, CM, N5 Metalurgija — cementacijska jekla — rekristalizacija — mikrostruktura F. Vodopivec, D. Kmetič in A. Rodič O zadrževanju rekristalizacije austenita pri vročem valjanju cementa-cijskih jekel pri padajoči temperaturi Železarski zbornik 18 (1984) 1 s 9-16 Ko se zniža temperatura pod neko mejo, je rekristalizacija austenita med valjanjem nepopolna. Kritična temperatura je višja v jeklu z niobijem, odvisnost med temperaturo začetka valjanja in količino nerekristaliziranega austenita pa podobna v jeklu z in brez niobija. Nepopolna rekristalizacija ni neposredna posledica tvorbe AIN ali NbC med valjanjem. Vzrok za stabilnost nerekristaliziranega austenita pri nadaljevanju valjanja jekla je hitri proces poprave v poligonizirani substrukturi, ki je nastala med prvim in drugim vtikom. . ... , , , Avtorski izvleček UDK: 621.771.016: 620.183:620.184 ASM/SLA: F23p, P, D9q Metalurgija — valjanje konti jekla — makrostruktura — mikrostruktura — mehanske lastnosti D. Kmetič, F. Vodopivec, F. Vižjak, F. Haler Vpliv stopnje predelave na lastnosti konti jekla. Železarski zbornik 18 (1984) 1 s 17-26 Delo obravnava vpliv stopnje predelave na lastnosti cementacij-skih jekel, jekel za poboljšanje in vzmetnih jekel. Porozna sredina in radialne razpoke se morajo pri valjanju zavariti. Minimalna stopnja predelave mora zagotoviti rekristalizirano mikrostrukturo s potrebno velikostjo kristalnih zrn. Za velikost kristalnih zrn je pomembna tudi končna temperatura valjanja in hitrost ohlajanja po valjanju. Iz teh razlogov moramo obravnavati stopnjo predelave iz več stall5č" Avtorski izvleček UDK: 620.178.746.22:621.785.4 ASM/SLA: J26p, Q6n, N8g, N8m Metalurgija — izotermno kalenje — mehanske lastnosti Franc Uranc Vpliv toplotne obdelave na žilavost bainita Cr-W-V jekel Železarski zbornik 18 (1984) 1 s 27-35 Z izotermno premeno avstenita v bainit moremo jeklom sestav 0,5 % C, 1 % Cr, 0,15 % V ali 0,6 % C, 1 % Cr, 2 % W in 0,2 % V zboljšati žilavost nasproti žilavosti v martenzitnem stanju za 50-300%. Za dosego največje žilavosti je popolna premena na splošno najugodnejša, daljši čas je potreben pri temperaturi blizu naslajanja zgornjega bainita. Bainit, ki nastane tik ob Ms temperaturi, kaže minimum žilavosti. Jeklom z 2 % C in 12 % Cr (0,6 % W, 0,15 % V) more delna premena v bainit povečati žilavost za 20 %. Z zveznim ohlajanjem skozi levi del bainitnega območja TTT diagrama nekoliko zboljšamo žilavost Cr-W-V jekla. Avtorski izvleček • INHALT UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F23, CM, M5 Metallurgie — Einsatzstahle — Rekristallisation — Mikrogefuge F. Vodopivec, D. Kmetic und A. Rodič Hinderung der Rekristallisation von Austenit beim Warmwalzen der Einsatzstahle bei fallender Temperatur Železarski zbornik 18 (1984) 1 S 9-16 Als die VValztemperatur unter eine bestimmte Grenze fallt wird die Rekristallisalion von Austenit vvahrend des Walzvorganges un-vollkommen. Die kritische Temperatur ist hoher in mit Niobium legierten Stahl. die Abhangigkeit zvvischen der VValzanfangstempe-ratur und der Menge des nichtrekristallisierten Austenites ist ahn-lich im Stahl mit und ohne Niobium. Die unvollkommene Rekristallisation ist nicht eine unmittelbare Folge der Bildung von AIN oder NbC vvahrend des VValzens. Die Ursache fiir die Stabilitat des nichtrekristallisierten Austenites beim vveiteren Walzen von Stahl ist der schnelle Erhohlungsprozess in der polygonisierten Substruk-tur die zvvischen dem ersten und dem Zvveiten Stich entstanden ist. Auszug des Autors UDK: 669.046.54:669.187 ASM/SLA: D8p, Dlln, D11R. Dlla Metallurgie — sekundare Raffination von Stahl — Legieren M. Švajger, J. Rane Mogliechkeiten fiir die Anderung der chemischen Zusammensetzung von Stahl vvahrend der Elektroschlackeumschmelzung Železarski zbornik 18 (1984) 1 S 1—8 Beim Elektroschlacheumschmelzverfahren brennen vvegen der Qxydationsprozesse einige Elemente ab so, dass der Enthalt dieser Elemente im USU Block niedriger ist als in der Elektrode. Insofern der Enthalt dieser Elemente in der Elektrode zu niedrog ist werden diese vvegen des zusatzlichen Abbrandes noch niedriger was einen Ausvvurf des Blockes vvegen der Fehlanalyse zur Folge haben kann. Um solehen Fiillen auszuvveichen ist eine Technologie fiir das Zule-gieren von einigen Elementen vvahrend der Elektroschlacheumsch-melzung entvvickelt vvorden. Auszug des Autors UDK: 620.178.746.22:621.785.4 ASM/SLA: 126p, Q6n, N8g, N8n Metallurgie — mehanische Eigernschaften Franc Uranc Einfluss der Warmebehandlung auf die Zahigkeit von Bainit in Cr-W-V Itahlen Železarski zbornik 18 (1984) 1 S 27-35 Durch die isothermische Umvvaldlung von Austenit in Bainit kann den Stahlen der Zusammenselzung von 0,5 % C, l%Cr, 0.15 % V oder 0,6 % C, 1 % Cr. 2 % W und 0,2 % V die Zahigkeit ge-geniiber der Zahigkeit im Martensitzustand um 50 bis 300% ver-bessert werden. Fiir die Erziehlung der grossten Zahigkeit ist eine volkommene Umwaldung im allgemeinen die Giinstigste. Eine langere Zeit ist notig bei der Temperatur in der Nahe der Bildung von oberem Bainit. Der sich in der Nahe der M„ Temperatur bildende Bainit zeigt ein Minimum der Zahigkeit. Den stahlen mit 2%C und 12%Cr (0.6 % W, 0.15 4 V) kann eine teilvveise Umwandlung in Bainit die Zahigkeit um 20% ver-grijssern. Durch die kontinuirliche Abkiilumg von Stahl durch den lin-ken Teil des Bainitbereiches im TTT Diagramm kann die Zahigkeit der Cr-W-V Stahle einigermassen verbessert vverden. Auszug des Autors UDK: 621.771.016:620.183:620.184 ASM/SLA: F23p, P, D9q Metallurgie — vvalzen von Stranggusskniippeln — Makrogefiige — Mikrogefuge — mechanische Eigenschaften. D. Kmetič, F. Vodopivec, F. Vizjak, F. Haler Einfluss des Verformungsgrades auf die Eigenschaften von strangge- gossenem Stahl Železarski zbornik 18 (1984) 1 S 17—26 Im Artikel vvird der Einfluss des Verformungsgrades auf die Eigenschaften der Einsatzstahle der Vergiitungs und Federstahle be-handelt. Die porose Mitte und die Radialrisse miissen sich beim Walzen verschvveissen Der minimale Verformungsgrad soli ein rekristalli-siertes Mikrogefuge mit der notigen Korngrosse gevvahrleisten. Fiir die Korngrose ist die VValzendtemperatur und die Abkuhluns — geschvvindigkeit nach dem Walzen besonders vvichtig. Aus diesen Grunden soli der Verformungsgrad aus versehiedenen Gesichts-punkten behandelt vverden. Auszug des Autors CONTENTS UDK: 669.046.54:669.187 ASM/SLA: D8p, Dlln, Dllr, Dlla Metallurgy — Secondary Steel Refining — Alloying M. Švajger. J. Rane Possibilities for Changing Chemical Composition of Steel during Electroslag Remelting Železarski zbornik 18 (1984) 1 P 1-8 Due to oxidation processes occuring in the electroslag remelting, there is loss of some elements, and their content in the ERS ingot is lower than that in the electrode. If the content of those elements is too low already in the electrode, it will be stili lovver in the ESR ingot and thus sueh ingot can be rejeeted due to the composition. To avoid it the technology of alloying some elements during the ESR process was developed. Author's Abstract UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F23, CN, N5 Metallurgy — Hot Rolling — Case-Hardening Steel — Recrystalli-zation — Microstructure F. Vodopivec, D. Kmetič, A. Rodič On Retaining the Recrystallization of Austenite in Hot Rolling the Case-Hardening Steel at decreasing Temperature. Železarski zbornik 18 (1984) I P 9-16 When temperature drops under some limit the recrystallization of austenite during rolling is incomplele. The critical temperature is higher in steel with niobium while the relation between the initial temperature of rolling and the amount of not recrystallized austenite is similar in steel with or without niobium. The incomplele recry-stallization is not a direct consequence of AIN or NbC formation during rolling. The reason for the stability of not recrystallized austenite in further rolling is the rapid recovery process in the po!yga-nized substrueture which was formed between the first and the se-cond pass. Author's Abstract Microstructu- UDK: 621.771.016:620.183:620.184 ASM/SLA: F23p, P, D9q Metallurgy — Rolling the Continuously čast Steel re — Macrostructure — Mechanical Properties D. Kmetič, F. Vodopivec, F. Vizjak, F. Haler Influence of Degree of VVorking on the Properties of Continuously Čast Steel Železarski zbornik 18 (1984) 1 P 17- 26 The paper presents the influence of the degree of vvorking on the properties of case-hardening, tempering, and spring steel. Poro-us centre and radial cracks must be vvelded in rolling. The minimal degree of vvorking must assure the recrystallized microstructure with the necessary size of crystal grains. The grain size depends also on the final rolling temperature and the cooling rate after the rolling. Thus the degree of rolling must be treated from various vievv-points. Authors Abstract UDK: 620.178.747.22:621.785.4 ASM/SLA: J26p, Q6n, N8g, N8m Metallurgy — Isothermal Hardening — Mechanical Properties F. Uranc Influence of Heat Treatment on the Bainite Toughness in Cr-W-V Steel Železarski zbornik 18 (1984) I P 27—35 By isothermal transformation of austenite into bainite the toughness of 0.5% C. 1 % Cr, 0.15% V or 0.6% C. 1 %Cr, 2 % W, 0.2 % V steel can be improved for 50 to 300 % compared to the mar-tensitic strueture. To achieve the highest toughness the complete transformation is in general the most suitable, longer time is needed at the temperature close to the formation of upper bainite. The bainite formed close to the Ms temperature shovvs the lowest toughness. In steel with 2%C and l2%Cr (0.6%W. 0.15%V) a partial transformation into bainite can inerease the toughness for 20%. By continuos cooling through the left seetion of bainite region in the TTT diagram the toughness of Cr-W-V steel can be improved to some extent. Author's Abstract COflEP^CAHME UDK: 621.771:669.14.298.2 ASM/SLA: F23, CN, N5 MeTajijiyprnsi — ue\teHTyeMbie CTajiH — peKpnCTaajiH3auns — MHKpocTpyKTypa. F. Vodopivec, D. Kmetič. A. Rodič O ja.iepniKH peh-pii cia.i.nuauiiM avcienma npn ropnieii npoKaTKH ueMeHTyeMbix cia.ieii npn noHir/Kaioiiieii ie\tiiepaivpe. Železarski zbornik 18 (1984) 1 C 9—16 KaK TOJtbKO TeMnepaTypa bo Bpe\ia npoKaTKH CTajiH cmi3HTb-cn noa hekotopbiii onpeaejieHHbifi npeaea, to peKpucTaJunnaitHfl aycTeHHTa HenoJiHaa. CTajib c coaepjKamieM Nb HMeeT 6ojiee no-BbiLiieHHyro TpiiTH4ecKy(o Te\m-py. 3aBHCMM0CTb »e Me>Kay Tesm-poH b Hanajte npoKaTKH h kojiiimectbom HeKpHCTajtJtH3yeM0r0 ay-CTeHiiTa b CTaaax c Nb h 6e3 3Toro 3JieMeHTa noao6Hbr. HenojiHaa peKpncTaji.nn3auns aycreHHTa He siBjisieTCH KaK HenocpeacTBeHHoe nocjteacTBne 06pa30BaHite A1N hjth NbC bo bpemh npoKaTKH. ycTOHHHBOCTb HepeKpiiCTaiijTH3npoBaHoro aycTeHMTa npn no-c.iejOBaTejibHoii npukatkh CTajiH yCTa h a bji h baetch BCJieacTBHii 6biCTpoTbi npouecca. ripn 3tom ao HacTynjieHnn peKpnccTajni3a-uhh 3epeH nponcxoanT nx npeo6pa30BaHHe b nojiHroHajibHyio cy6cTpyKTypy, KOTopaa 06pa30Baaacb Me»khocth ii3\ieHeHiiH MiMiinecKoro cocTaBa cia.iu bo Bpevm npouecca s.ieKTpiinecKoro nepenjiaBa noa uiJiaKovi. Železarski zbornik 18 (1984) 1 C 1-8 BCJieaCTBHH OKHCJlMTejlbHblX npOUeCCOB, KOTOpbie npOH3CXO-aflt bo BpeMS 3JieKTpimecKoro nepenjiaBa CTajm noa mjraKOM no-.iynaeTcn nacTHHHoe Bbiropamie HeK0T0pbix 3ae\ieHTOB, hx coaep-»aHiie b ELUn M3Jto>KHHue MeHbLue ne\i b 3JieKTpoae. Ecjth coaep-jKamie etmx 3Jte\ieHTOB ywe cjihuikom HH3Koe b ca\io\i 3jieKTpoae, to BC.ieacTBnii aonojiHHTeabHoro BbiropaHH« bo Bpe\iH nepenjiaBa noa maaKOM, coaepwaHHe 3thx 3jie\ieHT0B b n3ao*HHue 6yaeT ente sieHbuje. B othoiuchhh xHMHHecKoro cocTaBa inJiojKHima mo-weT OKa3aTbca 6paKOM. Mto6w eTO He np0H30uiJt0 bo Bpe\is 3JteK-TpHHeCKoro nepenjiaBa noa iDJiaKOM pa3BHTa TexHOJionia Jtentpo-BUHHfl pacn.iaBa c HeK0T0pbiviH 3Jie\ieHTa\iH. ABTopei)). UDK: 620.178.746.22:621.785.4 ASM/SLA: J26p, Q6n, N8g, N8m MeTajuiyprH« — H30TepMHMecKa» 3aKajiKa — MexaHHHecKne CBOHCTBa. Franc Uranc BjiiiHHiie TcpMHHecKoii o6pa6oTKii na BaiKocTb oeiiiinia Cr-W-V cia.iefi. Železarski zbornik 18 (1984) 1 C 27-35 M30TepMHieCKHM B03jeHCTBHe\l ayCTeHHTa B 6efiHHT MOJKHO CTajiHM cocTaBa 0,5% C, 1 % Cr, 0,15% V hjih 0,6% C, l%Cr, 2 % W, II 0,2 % V, yjiyHIDMTb BS13KOCTb B OTHOLUeHMH Ha BH3KOCTb B MapTeHCHTHOM COCTOHHHH na 50 — 300%. /Ijih nojiyHeHiia \iaKCH\iajibHOfi bjhkocth 6ojtbtoe Bcero OTBe-naeT nojiHoe npeo6pa30BaHiie ayCTeHHTa b 6eiiHHT. Bo.iee aaiiTe-jibHa« npoaojDKHTejibHOCTb Heo6xoan\ia npn T-pe 06pa30BaHHa b6jih3h 06pa30BaHiia n0BepxH0CH0r0 SeiiHHTa. BeiiHHT, K0T0pbin o6pa3yeTcsi HenocpeaCTBeHHO npn Ms TeMn-pe HsieeT MHHHMajib-HyK) BH3KOCTb. Ctbjihm c 2 % C 11 12 % Cr (0,6% W, 0,15 % V) aoa>KHO nacTHHHoe npeofipa30BaHHe yBejniiHTb BH3KOCTb Ha 20%. KoM6itHiipoBaHHoe ox.ia)KaeHne nepe3 aeByio nacTb oeRHHinoR 30Hbi TTT anarpau-Mbi bsokoctb Cr-W-V CTajieK yjiyiujaeT. ^ UDK: 621.771.016:620.183:620.184 ASM/SLA: F23p, P, D9q MeTajuiyprna — npoKaTKa CTajiH HenpepbiBHoro jniTbs — MaKpo-CTpyKTypa — MHKpocTpyKTypa — \texaHHHeCKne CBOHCTBa. D. Kmetič, F. Vodopivec, F. Vizjak, F. Haler B.iiiflHite CTeneHH nepepa6oTKn Ha cBoiicTBa cia.m HenpepbiBHoro jiHTkn. Železarski zbornik 18 (1984) 1 C 17—26 B pa6oTe paccMOTpeHO BanaHHe CTeneHH nepepa6oTKH Ha CBOHCTBa ueMeHTyesioH CTaan, CTajiH aaa yayHuieHHsi h npy>KHH-hoh CTaan. riopHCTaa cpeaHsa nacTb h paanajibHbie TpeumHbi aoa*Hbi 6biTb bo BpeMfl npoKaTKH cnaaBHTbcs. MuHHMaabHast CTeneHb ne-pepaGoTKH aoaaKaeHHa nocae npoKaTKH. Ha OCHOB3HHH 3thx npHHHH Haao CTeneHb nepepa6oTKH pac-CMaTpiIBaTb c HeCKOabKHX n03HUHH. ABTopecj).