YU ISSN 0372-8633 ZELEZARSKI ZBORNIK Stran VSEBINA — Železarna Jesenice ----, -________ — Železarna Ravne V. Senčič, G. Manojlovič — Železarna Store Arh Jože, S. Čop V. Rac, V. M a c u r RAZVOJ TEHNOLOGIJE PROIZVODNJE JEKLA V SLOVENSKIH ŽELEZARNAH Vodopivec Franc, A. O s o j n i k — Metalurški institut Ljubljana M. Gabrovšek — Železarna Jesenice IZOTERMNA PREMENA AUSTENITA V JEKLU Z 0,15 % C in 1,3 % Mn LEGIRANEM Z NIOBIJEM IN VANADIJEM R a i č V. — Metalurški kombinat Smederevo Dj. Drobnjak — Fakulteta za tehnologijo in metalurgijo Beograd S. M a 1 č i c — Institut »Boris Kidrič«, Vinča VPLIV STATIČNEGA DEFORMACIJSKEGA STARANJA NA TEKSTURO IN FAKTOR PLASTIČNE ANIZOTROPIJE POMIRJENEGA JEKLA Brudar Božidar — Železarna Jesenice ELEKTROMAGNETNO POLJE V BLIŽINI NAPAKE V MATERIALU Tehnične novice Vodopivec Franc REZIDUALNI ELEMENTI V ŽELEZU IN JEKLU (Mednarodna konferenca v Ljubljani 22. in 23. maja 1980) Pori Roman — Železarna Ravne NOVOST V PROIZVODNJI TORNIH ŽAG ZA REZANJE Z VELIKIMI OBODNIMI HITROSTMI V PROIZVODNEM PROGRAMU ŽELEZARNE RAVNE Pori Roman — Železarna Ravne NOVO ORODNO JEKLO Č 8140 (145 V 33) ZA DELO V HLADNEM V PROIZVODNEM PROGRAMU ŽELEZARNE RAVNE 161 169 179 185 193 195 196 LETO 14 ST. 4-1980 ŽEZB BQ 14 (4) 161-200 (1980) IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INSTITUT ZELEZARSKI ZBORNSK IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 14 LJUBLJANA DECEMBER 1980 Vsebina Stran Arh Jože, S. Čop V. Rac, V. Macur V. Senčič, G. Manojlovič Razvoj tehnologije proizvodnje jekla v slovenskih železarnah UDK 669.04 ASM/SLA: Dl, W 161 Vodopivec Franc M. Gabrovšek A. Osojnik Izotermna premena austenita v jeklu z 0,15 % C in 1,3 % Mn legiranem z niobijem in vanadijem UDK 669.14.018.292:620.181 ASM/SLA: NlOb, N8g 169 Raič V., Dj. Drobnjak S. Malčic Vpliv statičnega deformacijskega staranja na teksturo in faktor plastične anizotropije pomirjenega jekla 179 UDK 669.14.018:620.187 ASM/SLA: N7a, M26c Brudar Božidar Elektromagnetno polje v bližini napake v materialu 185 UDK 621.191:620.179.6 ASM/SLA: S13h, X8k Tehnične novice 193 Inhalt Seite Arh Jože, S. Čop V. Rac, V. Macur V. Senčič, G. Manojlovič Entwicklung der Technologie der Stahlerzeugung in s!owenischen Stahlvverken UDK 669.04 ASM/SLA: Dl, W 161 Vodopivec Franc M. Gabrovšek A. Osojnik Isotherme Umvvandlung des Austenites in einem mit Nb und V mikroiegierten Stahl mit 0.15 °/o C und 1.3 % Mn 169 UDK 669.14.018.292:620.181 ASM/SLA: NlOb, N8g Raič V., Dj. Drobnjak S. Malčic Einfluss der statischen Reckalterung auf die Textur und den Faktor der plastischen Anisotropie eines beruhigten Stahles 179 UDK 669.14.018:620.187 ASM/SLA: N7a, M26c Brudar Božidar Elektromagnetisches Feld in der Nahe eines Fehlers im Werkstoff 185 UDK 621.191:620.179.6 ASM/SLA: S13h, X8k Technische Nachrichten 193 Contents Page Arh Jože, S. Čop V. Rac, V. Macur V. Senčič, G. Manojlovič Development of techno!ogy in Slovene Ironvvorks UDK 669.04 ASM/SLA: Dl, W 161 Vodopivec Franc M. Gabrovšek A. Osojnik Isothermal Transformation of austenite in steel vvith 0.15 % C and 1.3 % Mn alloyed vvith niobium and vanadium UDK 669.14.018.292:620.181 ASM/SLA: NlOb, N8g 169 Raič V., Dj. Drobnjak S. Malčic Effect of static strain-aging on texture development and plastic strain ratio in stabilized steel 179 UDK 669.14.018:620.187 ASM/SLA: N7a, M26c Brudar Božidar The electromagnetic field in the neighbourhood of a defect in the material 185 UDK 621.191:620.179.6 ASM/SLA: S13h, X8k Technical News 193 C«Aep>KaHHe Arh Jože, S. Cop V. Rac, V. Macur V. Senčič, G. Manojlovič »Pa3BHTHe HayiHO-HCCAeAOBaTeAi>Hbix par>OT B MCTaAAVprHHeCKHX 3aBOAax CAOBemm« UDK: 669.04 ASM/SLA: Dl, W Vodopivec Franc M. Gabrovšek A. Osojnik H30TePMHMecKHe npeBpameHHH aycTeHHTa B CTSAC c 0,15 % C H 1,3 % Mn, AerupOBaimoH c HHo6neM h BanaAHeM. UDK: 669.14.018.292:620.181 ASM/SLA: NlOb, N8g Raič V., Dj. Drobnjak S. Malčic BAraiHiie cTaTHMecKoro Ae^opMaitHOHHOro CTapeHim Ha TeKCTypy, h 4)aKTOP nAaCTH^eCKOlf aHH30TP0DHH cnoKOHHOii cxaAH. UDK: 669.14.018:620.187 ASM/SLA: N7a, M26c Brudar Božidar SAeKTpoMarHHTHoe noAe b6ah3h norpeumocTH b MaxepnaAe UDK: 621.191:620.179.6 ASM/SLA: S13h, X8k TexHtraecKHe hobocth - »229280 , ŽELEZARSKI ZBORNIK IZDAJAJO 2ELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 14 LJUBLJANA DECEMBER 1980 Razvoj tehnologije proizvodnje jekel v slovenskih železarnah UD 669.04 ASM/SLA: D 1, W Jože Arh, S. Čop, Železarna Jesenice* V. Macur, V. Rac, Železarna Ravne S. Senčič, G. Manojlovič, Železarna Štore UVOD Minilo je šele 130 let, odkar je Bessemer v svoji znameniti hruški prvič dobil iz tekočega grodlja tekoče jeklo. S to iznajdbo se je začela industrijska revolucija, katere osnova so bile vedno večje količine jekla na trgu. Naj vas spomnim na to, da so leta 1870 na svetu proizvedli le 0,5 milijona ton jekla, letos (1980) pa naj bi ga po prognozah proizvedli že ca. 800 milijonov ton. Razvoj tehnologije pridobivanja jekla je bil posebno hiter v zadnjih 30 letih po drugi svetovni vojni, ko se z razvojem kisikovih konvertorskih postopkov začenja hitra rast proizvodnje jekla, pa tudi storilnosti agregatov. Značilen za šestdeseta in sedemdeseta leta pa je razvoj posebnih postopkov, s katerimi jeklo oplemenitimo zunaj peči v ponvi. Sem štejemo razne postopke vakuumske metalurgije, pretaljevanje jekla pod žlindro, sekundarno metalurgijo in še druge specialne postopke. Obdelava jekla zunaj peči v ponvi Perrinov postopek, ki je znan že skoraj pol stoletja, štejemo za začetek obdelave jekla v ponvi. Uveljavil se je le v nekaterih jeklarnah, predvsem na vzhodu. V petdesetih in šestdesetih letih je doživela nesluten razvoj vakuumska metalurgija, potem ko so bile dane možnosti proizvodnje vakuuma v industriji. Prednosti obdelave jekla * Uvodno predavanje na XXVII. jesenskem posvetovanju strokovnjakov črne in barvne metalurgije ter livarstva Slovenije v Portorožu 9.10.1980. Illlimilll Železarna Jesenice -EL jeklo V///A Železarna Jesenice - SM jeklo I I Železarna Ravne leto 1945 1950 1955 1960 1965 1970 1975 1980 Slika 1 Pregled rasti proizvodnje jekla v slovenskih železarnah od L 1945 do 1979 pri nizkem pritisku so tolikšne, da so se razvili številni postopki tudi za obdelavo masovnih vrst jekel. 1956 DH 1959 RH 1954 vakuumiranie curka vlivanje v vakuumutvakuumimnje ponve -33 naprav 1962 vakuumiranje na prebodu-28 naprav 1965 VOD t naprav do 1978 do 350t 1968 VAD 53 naprav do 1979 do 3001 1965 ASEA SKF 25 napr. do 1978 Sland Messo 6 naprav Vacmetal 1975 TN 1976 Scand. Lancers // i'1111 n U m 16 naprav Stand Messo 2 napravi Vacmetal 33 naprav do 1979 Slika 2 Pregled postopkov vakuumske in sekundarne metalurgije 12 naprav TN 29 naprav Scand Lancers Nadaljnji napredek je bil dosežen v šestdesetih letih z uvedbo mešanja, oz. izpiranja jekla z argonom, v glavnem zaradi homogenizacije temperature in sestave, kar je pripomoglo k uspešnemu uvajanju kontinuirnega livanja. Prvi AOD konvertor je začel obratovati aprila 1968 v ZDA. V sedemdesetih letih pa se je razvila takoime-novana sekundarna ali ponovčna metalurgija, pri kateri z vpihovanjem CaSi, CaCz in drugih sintetičnih žlindrnih mešanic dosegamo odlične metalurške rezultate, kakor visoko stopnjo dezoksida-cije in odžveplanja, visoko čistočo, spremembo sestave nekovinskih vključkov in s tem zvezane odlične fizikalne in druge uporabne lastnosti. Razlogi za hiter razvoj postopkov obdelave jekla v ponvi pa so: — s prenosom metalurških operacij iz peči v ponev lahko dosežemo povečanje produktivnosti proizvodnih agregatov, — v UHP električnih obločnih pečeh ni smotrno voditi rafinacije pri majhni moči, pa se zato jeklo dokonča v ponvi, — kvalitetne zahteve so vedno strožje in jim mnogokrat lahko zadostimo le s posebnimi postopki, — kontinuirno livanje ima majhen raztros temperature livanja, nižje vsebnosti žvepla v jeklu in predvsem dobro livnost, — pri izdelavi nerjavnih jekel po klasičnem postopku pride do velikega odgora kroma, z oksidacijo v vakuumu pa dosežemo visok izkoristek kroma, ožje analizne meje in večjo ponovljivost rezultatov, — uvedba bazičnih ognjestalnih materialov za obzidavo ponovc in drsnega zapirala je olajšala obdelavo jekla v ponvi. Razvoj tehnologije pri nas Tehnologija izdelave jekel je v vsaki železarni več ali manj odvisna: — od proizvodnega programa, to je od vrste jekel, ki jih daje na trg, — od razpoložljivih surovin, oziroma od vrste vložka, — od stanja razvoja v svetu in — od lastnega razvoja, oziroma lastnih izkušenj. Slovenske železarne v preteklih 35 letih niso mogle vedno slediti tehnološkemu napredku v proizvodnji jekla, ki je bil, kakor nam je znano, Proizvodni program slovenskih železarn Značilno za proizvodni program slovenskih železarn je, da težijo vedno bolj k proizvodnji kvalitetnih jekel. Le za železarno Ravne lahko rečemo, da je bila že od začetka tako usmerjena in je danes naš največji proizvajalec plemenitih jekel, medtem ko sta bili železarni na Jesenicah in v Štorah v letih po vojni predvsem proizvajalca masovnih vrst jekel. Proizvodni program železarne Jesenice Kvalitetna skupina Nova jeklarna vrsta jekla (Pločevina in trakovi) proizvodnja v tonah 3.2 jeklo za elektro pločevino dinamo z maks. 0,01 % C in maks. 0,008 % S z dodatkom Al 86000 t 3.3 nerjavno jeklo avstenitno z maks. 0,03 % C avstenitno z maks. 0,06 % C feritno z maks. 0,05 % C 16000 t 7000 t 12000 t 35000 t 3.1 maloogljično jeklo za nesilicirano elektro pločevino z maks. 0,01 °/o C 28000 t 3.2 mikrolegirana konstrukcijska jekla 600001 2.2 3.2 3.2 malolegirana jekla z maks. 0,025 % S z maks. 0,020 % S z maks. 0,015 % S 12000 t 180001 10000 t 40000 t 3.1 jekla za globoko vlečenje pomirjeno z Al pod 0,05 % C pod 0,01 % C 200001 20000 t 40000 t 2.1 3.1 3.1 ogljikova jekla z maks. 0,025 % S z maks. 0,020 % S z maks. 0,015 % S 300001 200001 11000 t 61000 t skupaj : 350000 t Stara jeklarna Po izgradnji jeklarne 2 bosta v sedanji jeklarni obratovali 60- in jeklo na kontilivu za gredice 70-tonski peči, ki bosta odlivali Kvalitetna skupina Vrsta jekla Proizvodnja 2.1 2.1 3.1 3.1 2.2 3.1 3.2 2.2 3.3 3.2 jekla za žičnike kvalitetna ogljikova jekla plemenita ogljikova jekla jekla za patentiranje avtomatna jekla jekla za elektrodno žico (EO) jekla za žico za varjenje (VAC + EPP2) vzmetna jekla ner javna jekla gredice za prodajo 14100 t 32000 t 36600 t 35000 t 31700 t 21500 t 10150 t 33001 600 t 7800 t skupaj : 192750 t v letih po drugi svetovni vojni izredno hiter. Metalurgi se sicer trudimo slediti naglemu napredku, vendar nam objektivne okoliščine to mnogokrat onemogočajo. Zadnjih nekaj let pa je opazen premik k bolj sodobni tehnologiji, ki jo bodo uvedli v železarni Ravne z rekonstrukcijo obeh jeklarn, v železarni Štore z dograditvijo druge elektroobločne peči in še ene kontinuirne livne naprave in z gradnjo nove jeklarne na Jesenicah. Proizvodni program železarne Ravne (razdeljen po kvalitetnih skupinah, vzeto iz investicijskega programa) Kvalitetna skupina Vrsta jekla Proizvodnja v tonah 2. 2.1 2.2 3. 3.1 3.2 3.3 3.4 3.5 3.6 3.7 3.8 kvalitetna jekla ogljikova konstrukcijska jekla legirana konstrukcijska jekla plemenita jekla ogljikova konstrukcijska jekla legirana konstrukcijska jekla visokolegirana konstrukcijska jekla ogljikova orodna jekla legirana orodna jekla visokolegirana orodna jekla brzorezna jekla nerjavna jekla 14600 t 17400 t 31300 t 121800 t 8400 t 6500 t 26100 t 110001 2500 t 15400 t 32000 t 223000 t skupaj : 255000 t Proizvodni program železarne Štore (srednjeročni program do 1.1985) Kvalitetna skupina Vrsta jekla Proizvodnja 1. 2.1 3.1 2.2 2.2 + 3.2 3.2 navadna ogljikova jekla kvalitetna ogljikova jekla plemenita ogljikova jekla jekla, legirana z Mn do 1,5 % C. 0562, C. 0563 vzmetna jekla nizkolegirana jekla (za cementac. + poboljšanje) kovaška ind. 10000 t 35000 t 80000 t 10000 t 40000 t 45000 t skupno: 2200001 Oglejmo si sedaj še kvalitetni program slovenskih železarn po kvalitetnih skupinah, izražen v pro-centnih deležih za leto 1985 in primerjalno z letom 1979 v tabeli in sliki. železarna Leto 1 2.1 Kvalitetna skupina 2.2 3.1 3.2 3.3 Jesenice 1979 2,64 36,94 13,67 22,95 22,95 1,25 1985 2,0 14,0 8,6 34,0 35,0 6,4 Ravne 1979 0,6 5,4 10,0 30,4 35,8 17,2 1985 — 5,7 6,8 14,8 58,0 14,7 Štore 1979 7,85 5,15 32,42 45,79 8,79 — 1985 4,5 16,0 13,6 36,4 29,5 — Nikšič 1979 1,87 12,09 9,47 22,2 54,3 2,04 Iz tabele in slike je razvidno, da vse Železarne Železarna Jesenice v vseh treh skupinah ple-planirajo v svojih programih velik porast proiz- menitih jekel, železarni Ravne in Štore pa pred-vodnje plemenitih jekel. vsem pri plemenitih nizkolegiranih jeklih. % 70 60 50 40 30 20 10 O 1 — Navadna jekla 2 -—2.1 Kvalitetna ogljikova ~~~~~ 2.2 Kvalitetna nizkolegirana ^ ^ 3.1 Plemenita ogljikova 3 — 3.2 Plemenita nizkolegirana 3.3 Plemenita visokolegirana 1 2.1 2.2 3.1 3.2 3.3 f4S T7 2.1 22 3.1 3.2 3.3 11979 /. 1985 1 2.1 2.2 3.1 3.2 Kvalitetne grupe JESENICE STORE RAVNE Slika 3 Kvalitetni program slovenskih železarn po kvalitetnih sku-pinah v procentnih deležih za leto 1985 v primerjavi z letom 1979 Stanje metalurških proizvodnih naprav Železarna Jesenice SM jeklarna praznuje letos devetdeseto obletnico obstoja. Ima 6 peči, od katerih sta le dve sodobno grajeni. Starejše štiri so bile zgrajene v letih 1932 do 1937. Od teh so tri v tako slabem stanju, da zahtevajo temeljito obnovo ali opustitev. Dotrajane so tudi vse ostale naprave, konstrukcije, žerjavne proge in žerjavi. Obnavljanje vseh teh naprav ekonomsko ni več utemeljeno, zato je gradnja nove jeklarne nujnost. V elektrojeklarni imamo dve električni obločni peči, zgrajeni 1.1965 in 1968. Peči stojita v podaljšku SM jeklarne. Ker sta pečna in tudi livna hala ozki, je zaradi omejenega prostora modernizacija le težko izvedljiva. Od lani je v obratovanju nova 5-žiIna naprava za kontinuirno vlivanje gredic 135 mm kvadrat. Železarna Ravne Jeklarna I ima: — eno 5-tonsko EO peč zgrajeno 1952 z ne-pomičnim pokrovom in ročnim zakladanjem. — eno 10-tonsko EO peč od 1.1954 — teža šarže 14 ton — eno 25-tonsko EO peč od 1.1962, teža šarže 32 t — dve visokofrekvenčni indukcijski peči, kapacitete 0,5 in 1,5 t, ki pa delata le za livarno — eno vakuumsko napravo za degazacijo jekla v ponovci, ki sprejema jeklo od 25-tonske peči in degazira jeklo za kovaške odkovke. Elektrojeklarna — dve 40-tonski EO peči od 1.1968 in 1970 Oddelek elektropretaljevanje pod žlindro — prva je bila zgrajena 1973, kvadratni bloki 240 do 400 mm okrogli bloki 250 do 500 mm teža bloka do 2 t — druga je v gradnji okrogli blok 500 do 1000 mm teža bloka do 36 t Železarna Štore SM peč je prenehala obratovati decembra 1978 Elektro jeklarna — 1973 je bila zgrajena 40-tonska EO peč 12,5 MVA in kontiliv za gredice 100 in 140 mm kv. — 1979 je bila zgrajena 50-tonska EO peč 36 MVA ZELEZARNA JESENICE SM jekloma 1x451 1x5 51 2x701 2x801 Etektrojeklama 1x60 t 1 x70t 1 K on t Hi v ®_ <°) 5 žil 135 mm $ ZELEZARNA RAVNE Jekloma II 2x401 1 1 x 0.5 t 1 x 1.5 t 2t 400 x 400 mm 36t 500 -1000f mm ZELEZARNA STORE Jeklama 1x40 t 1 x50t (UHP ) 1 Kontiliv _SL © «2) (s) 4 žile 100 - 140mm f Slika 4 Stanje metalurških proizvodnih naprav v slovenskih železarnah Tehnologija izdelave jekla danes Tehnologija izdelave jekla je še v vseh slovenskih železarnah zastarela. Če izvzamemo SM postopek, ki ga imamo že za zgodovino, potem je postopek izdelave v vseh slovenskih železarnah podoben. V rabi sta enožlindrni in dvožlindrni postopek, kar je odvisno od maksimalne dopustne količine žvepla in od stopnje legiranja. Navadna ogljikova jekla lahko izdelujemo po enožlindrnem postopku. Vendar je teh jekel tako malo v proizvodnem programu, da ta postopek ni pomemben. Kvalitetna in plemenita jekla pa je treba zaradi nizkega odstotka žvepla in zaradi prihranka legi-ranih elementov izdelovati po dvožlindrnem postopku. Posebnost predstavlja izdelava jekla za elektro pločevino, in to zato, ker se zahteva zelo nizka vsebnost ogljika (pod 0,03 %) in nizka vsebnost žvepla (pod 0,010 %), pa tudi zato, ker zavzema ta proizvodnja skoraj celotno kapaciteto ene EO peči. Na Jesenicah smo s postavitvijo obeh velikih električnih obločnih peči, še posebno pa z dograditvijo nove hladne valjarne na Beli počasi, toda vztrajno spreminjali kvalitetni program, tako da danes zahtevam tega programa z jeklarskega stališča nismo več kos. V Štorah je tehnologija izdelave jekla v glavnem pogojena z načinom vlivanja na kontinuirni livni napravi. Jekla za odprto vlivanje ne smejo vsebovati aluminija, so torej pomirjena le s silicijem. Postopek je zato nekakšna modifikacija dvožlindrnega postopka. Vendar pa ta način izdelave in vlivanja ne daje jeklu najboljših lastnosti, zato prav odprto vlivanje gredic zahteva obdelavo jekla zunaj peči, če naj naredimo res kvalitetno jeklo. Zahteva po novi modernejši tehnologiji Že sedanji proizvodni program v vseh treh slovenskih železarnah zahteva novo, modernejšo tehnologijo. Tega se jeklarji zavedamo že precej let. Samo prizadevanja za uvedbo vakuumske metalurgije na Jesenicah trajajo že enajst let. Resnica je, da smo jeklarji vedno naleteli na gluha ušesa, da smo bili bolj na stranskem tiru. Nerjavna jekla, silicirana in nesilicirana, jekla za elektro pločevino, jekla za kvalitetni globoki vlek, jekla z izotropnimi mehanskimi lastnostmi, z zagotovljeno sposobnostjo robljenja, jekla za kovaške bloke, vsa plemenita nizko in visoko legirana jekla, še posebno pa tista kvalitetna in plemenita jekla, ki jih vlivamo kontinuirno, zahtevajo moderno vakuumsko in sekundarno metalurgijo. Tako pa je tudi usmerjen naš bodoči proizvodni program, kar nazorno kažejo programi po- sameznih železarn in tabela, kjer primerjamo spremembe kvalitetnega sortimenta v letu 1985 z letom 1979. Cilji bodočega razvoja Te cilje lahko razdelimo na proizvodne in na kvalitetne. Proizvodni cilji: — povečanje storilnosti, oziroma proizvodnje talilnih agregatov z uvedbo UHP peči in s tem, da se prenese rafinacija iz peči v ponev; — povečanje izkoristka legirnih elementov, predvsem kroma z oksidacijo v vakuumu in drugih elementov z legiranjem v vakuumu; — izboljšanje livnih lastnosti jekel, ki vsebujejo aluminij; — povečanje jeklarskega in valjavskega izkoristka z uvedbo kontinuirnega vlivanja v Štorah in na Jesenicah; — zmanjšanje izmečka z uvedbo vakuumske in sekundarne metalurgije. Kvalitetni cilji: — izdelava jekel z nizko vsebnostjo ogljika (jekla za elektro pločevino za globoko vlečenje LC in ELC nerjavna jekla); — nizka koncentracija plinov v jeklu (vodik pod 2 ml/100 g — odprava vodikovega žarjenja kovaških blokov); — izboljšana čistoča jekla (kisik okoli 20ppm, manjša količina in velikost nekovinskih vključkov); — izboljšana plastičnost jekla; — izboljšanje mehanskih lastnosti. Kako bomo dosegali te cilje? Železarna Jesenice: Zgraditev nove elektro jeklarne s kapaciteto 350.000 ton ob opustitvi proizvodnje SM jekla. Oprema: — dve 80 t UHP EO peči s transformatorjem 45 MVA, — ena VOD/VAD naprava, — TN ali podobna naprava za sekundarno metalurgijo, — en kontiliv za slabe. V stari jeklarni: — postavitev VOD naprave, — postavitev naprave za uvajanje CaSi, Vložek: uporaba metaliziranih peletov Železarna Ravne: Z modernizacijo jeklarne bi dosegli povečanje proizvodnje od sedanjih ca. 200.000 ton na 255.000 ton. Oprema: — nova 5-tonska EO peč s pomičnim pokrovom in zakladanjem s košaro, — nova EPŽ naprava bo dvignila skupno proizvodnjo od sedanjih 1300 ton na 4300 ton letno, — mehanizacija dodajanja žlindro tvornih dodatkov in ferolegur, — vpiho vanje žlindro tvornih dodatkov in kar-burita, — 2 napravi za vakuumiranje z ogrevanjem, — Boforsov sistem slačenja ingotov, — in druge pomožne naprave. Vložek: — uporaba metaliziranih peletov Železarna Štore: V srednjeročnem razvojnem načrtu 1981—1985 so predvidene naložbe, s katerimi bi povečali proizvodnjo od sedanjih ca. 95.000 ton na 220.000 ton, izboljšali bi kvaliteto izdelkov in zmanjšali fizični napor delavcev. Oprema: — nova kontilivna naprava za blume 240 mm kv., — naprava za vakuumiranje z ogrevanjem, — naprava za uvajanje CaSi v jeklo, — povečanje moči EO peči od 12,5 na 25 MVA, — škarje v pripravi vložka, — mehanizirano dodajanje žlidrotvornih dodatkov in ferolegur, — in druge pomožne naprave. Perspektive nadaljnjega razvoja Jeklarska industrija pri nas in v svetu, z izjemo Japonske, postaja neakumulativna, dobički so vedno manjši, mnogim grozijo izgube. Razlogi za to so vedno višje cene surovin in energije in visoki stroški za delovno silo. Če se zgledujemo pri Japoncih, ki so vodilni na področju proizvodnje jekla, potem je zanje značilno, da imajo najnižjo porabo energije na tono proizvoda, največjo storilnost na moža in uro, najmodernejše naprave, visoko kompjuterizirano vodenje naprav in da jim uspeva s stalnim izboljševanjem tehnologije, spremembami v konstrukciji in zboljševanjem stopnje izkoriščanja dvigati letno proizvodnjo za 3 do 5 %. Investicije, ki že tečejo v železarni Ravne in ki jih bomo, upamo, uspeli izvesti v naslednjem srednjeročnem obdobju tudi v Štorah in na Jesenicah, zato ne bi smele povzročiti zastoja v nadaljnjem razvoju. Razvoj bi moral iti predvsem v smeri: — avtomatizacije proizvodnje v smislu zmanjševanja potrebe po delovni sili in povečanje storilnosti, — uvajanja računalništva v vse veje proizvodnje s ciljem izboljšati enakomernost kvalitete in zmanjšati porabo surovin in energije, — povečevanja deleža železove gobe in reduci-ranih peletov kot čistega vložka. Vse večje pomanjkanje premoga za koksanje in draga proizvodnja koksa naj bi pospešila razvoj direktnih postopkov dolivanja jekla 1). S temi postopki naj bi se zmanjšala poraba energije za 20 do 30 procentov, znatno pa bi prihranili pri investicijskih stroških. Bodočnost napovedujejo dolivanju jekla s plazmo. Integralne železarne so ekonomične, če proizvajajo vsaj 2 milij. ton letno. Jeklarne, ki bi proizvajale jeklo v pečeh na plazmo, pa bi bile ekonomične že pri 200.000 tonah letne proizvodnje, kar spet vodi do koncepta mini železarn. Poraba energije ca. 2000 kW na tono. Napovedujejo ekstenzivno uvajanje kontinuir-nega livanja in nadaljnji kvalitetni napredek na tem področju 2). Samo radikalne spremembe tehnologije lahko zmanjšajo investicijske stroške, porabo energije in delovne sile in omogočijo uporabo cenejših surovin in zmanjšanje onesnaževanja okolja 1). Zaključek: Obravnavani pregled razvoja proizvodnje jekel v slovenskih železarnah kaže, da se našim jeklarjem le obetajo boljši časi. Končno smo prišli do spoznanja, da brez kvalitetnega jekla tudi ni kvalitetnih izdelkov. Žal so nas v novogradnje prisilile poleg zastarele tehnologije tudi vedno slabše razmere na trgu s surovinami in energijo. Specifično za nas velja omeniti tudi popolno nezani-manje za jeklarske poklice, ki jim doslej nismo znali dati veljave. Če bomo hoteli še govoriti o tradiciji slovenskega železarstva, bomo morali temu problemu posvetiti večjo skrb. Literatura: 1. J. Szekely — Tovvard Radical Changes in Steelmaking Tehnology Review, February 1979 23—39 2. H. Hatzenbichler — Recent Developments in Continuous Steel Casting Steel Times April 1980, 284—290 Investicijski program Železarne Ravne Investicijski program Železarne Jesenice Izotermna premena avstenita v jeklu z 0,15% C in /,3°/0Mn legiranem z niobijem in vanadijem UDK: 66q.l4,018,292:620.181 ASM/SLA: NlOB, N8g F. Vodopivec, M. Gabrovšek, A. Osojnik Pripravljena je bila serija laboratorijskih jekel z različnimi kombinacijami legirnih elementov niobija, vanadija in aluminija do 0,1 %. Po avste-nitizaciji pri 1300" C smo določili kinetiko premene pri 7280 C z merjenjem količine nastalega ferita in spremljali izločilne pojave z meritvami trdote in kemičnimi analizami. Ferit nastaja počasneje v jeklih, ki vsebujejo niobij v trdni raztopini v avstenitu, zato ker se med reakcijo niobij med premeno iz avstenitne faze prenaša v feritno fazo. Prenos niobija poteka proti njegovemu gradientu in proti toku ogljika. Kemične analize izolata so pokazale, da prisotnost niobija v jeklih zavira tvorbo aluminijevega nitrida in vanadijevega kar-bonitrida, prisotnost vanadija pa tvorbo aluminijevega nitrida. 1. UVOD Izboljšanje lastnosti konstrukcijskih jekel zaradi mikrolegiranja je rezultat pozitivnega vpliva dveh fizikalno-metalurških dejavnikov: zmanjšanja feritnih zrn in izločilne utrditve. S kontroliranim valjanjem in ev. normalizacijo je mogoče doseči optimalni učinek obeh dejavnikov. Zaželeno je, da gre čim večji delež izboljšanja lastnosti na račun zmanjšanja zrn. Oba elementa, niobij in vanadij tvorita s precipitacijo iz ferita ali iz avstenita izločke karbonitridne narave (v nadaljevanju jih bomo poimenovali NbC in VC). Topnost VC je tolika, da se raztopi v avstenitu že pri temperaturi normalizacije. NbC ima mnogo manjši topnostni produkt in je zato raztopljen v avstenitu v standardnih jeklih z okoli 0,15 % C in 0,05 % Nb šele nad temperaturo 1200° C. Utrjeval-ni učinek imajo precipitati obeh spojin, če nastajajo v feritu. Njihovo izločanje je namreč pri temperaturah do 700° C, tako da povzroča koherentne napetosti, ki utrjujejo ferit. Izločki, ki so nastali v avstenitu, jekla ne utrjujejo, preprečujejo pa rast avstenitnih zrn pri ogrevanju, zato afinirajo kristalna zrna. Zrna ferita se zmanjšajo tudi zato, ker niobij v trdni raztopini v avstenitu zavira rekristalizacijo avstenita po vroči deformaciji, premena deformiranega avstenita pa je hitrejša. Pri temperaturi ogrevanja pred valjanjem jekla je torej niobij v trdni raztopini v avstenitu. Izjema je tisti del niobija, ki se je pri kristalizaciji vezal v evtektično obliko, in je zato bogat z dušikom in netopen v avstenitu še pri temperaturi 1300° C (1). Pri temperaturi normalizacije je v trdni raztopini le še okoli 0,004 % Nb, in kot smo že povedali, skoraj ves vanadij. Ohlajanje jekla je često tako, da najdemo pri temperaturi transformacije avstenit-ferit zaradi histereze pri homogenem izločanju v raztopini v avstenitu več niobija in vanadija, kot predvideva topnostni produkt. Če jeklo ohladimo tako, da se izognemo difuzijski rasti ferita, lahko celo v nastalem martenzitu ali bainitu ohranimo niobij v trdni raztopini v feritu. Ta niobij precipitira pri izločilnem ogrevanju in povzroča močno izločilno utrditev. Podobno velja za vanadij (2). Na pridobitku trdote je osnovana tudi metoda, s katero se brez kemične analize določi, ali sta bila oba elementa v trdni raztopini v avstenitu pred ohladitvijo. Dogaja se zato, da pride na temperaturo transformacije po končanem valjanju avstenit, ki ima niobij in vanadij v izločkih in v trdni raztopini. V strokovni literaturi je zelo veliko objavljenega o mikrolegiranih jeklih, ni pa celovite obravnave premene avstenit-ferit. Ta sestavek bomo posvetili prav obravnavi tega vprašanja in se pri tem opirali na rezultate večletnega dela, ki so bili v fragmentarni obliki že objavljeni (3). V prvem delu bomo obravnavali vpliv niobija in vanadija na izotermno premeno avstenit-ferit, v nadaljevanju pa razpravljali o premeni avstenita z izločki NbC in o vplivu vroče deformacije na premeno. Tudi ti rezultati so bili že fragmentarno objavljeni (4). 2. Eksperimentalno delo Preizkuse smo izvršili na seriji jekel, ki so bila izdelana v laboratorijski peči. Sestava je prikazana v tabeli 1. Spadajo v vrsto Č. 0562, so pomirjena z aluminijem ali ne in imajo dodatke Nb in V v različnih kombinacijah. V jekla je bilo legirano več V in Nb kot jih najdemo v industrij- skih mikrolegiranih jeklih, zato da bi bilo mogoče izvršiti različne kemične analize z večjo natančnostjo. Odrezki iz jekel so bili ogrevani 1 uro pri 1300° C. Pri tem ogrevanju sta se v avstenitu raztopila Al in V, kasnejše analize pa so pokazale, da je ostalo neraztopljenega ca. 0,01 % Nb, čeprav kažejo objavljeni topnostni produkti za NbC (5), da bi se moral raztopiti ves Nb. Po ogrevanju smo odrezke z mešanjem potopili v solno kopel, ki smo jo držali pri temperaturi 728 + 3° C. V njej smo jih držali 2 do 90 minut, nato pa enega gasili v vodi, drugega pa ohladili na zraku. Prvi vzorec smo uporabili zato, da smo z metodo linearne intercepcije določili količino ferita in izvršili kemično določitev A1N, VC in NbC, drugi vzorec pa zato, da smo z meritvami trdote spremljali izlo-čevalne pojave. V teh vzorcih smo ocenili količino niobij a, ki je ostal v trdni raztopini v feritu, ki je sestavina bainita; torej je bil v trdni raztopini tudi v avstenitu, iz katerega je nastal bainit. Postopek je obsegal določitev trdote po ohladitvi na zraku (12 do 15 odtisov po Vickersu), izločilno ogrevanje 1 uro pri 600° C in ponovno merjenje trdote. Naši preizkusi potrjujejo tuje izkušnje (2), da je izločilna utrditev mikrolegiranih jekel največja prav pri ogrevanju jekla pri 600° C (si. 1). Pridobitek trdote je precejšen, vendar kvantitativna določitev količine raztopljenega niobija in vanadija ni mogoča zato, ker ni mogoče razločiti deleža ev. popuščnega mehčanja bainita. Zato imajo ocene, ki bazirajo na meritvah trdote, le kvalitativno vrednost in so koristna potrditev rezultatov, ki jih pokažejo druge metode. S trdoto 300 tudi ni mogoče razločiti izločanja Nb in V, ki sta istočasno v jeklu, ker se oba izločata pri podobnih temperaturah in imata tudi podoben izloče-valen učinek. Naše izkušnje kažejo, da se večina niobija zadrži v trdni raztopini v feritu, če se avstenit spremeni v bainit, del vanadija pa se pri tej premeni izloči. 500 600 700 800 Temperatura izločilnega ogrevanja v °C Slika 1 Vpliv temperature precipitacijskega žarjenja na trdoto jekla A, B, C in G. Toplotna obdelava: raztopino žarjenje 1 uro pri 1300" C, hlajenje na zraku, eno uro precipitacijskega žarjenja in ohlajanje na zraku. Fig. 1 Influence of the temperature of precipitation annealmg on the hardness of steels A, B, C, and G. Heat treatment: dis-solution annealing 1 hour at 1300° C, cooling in air, one-hour precipitation annealing, and cooling in air. 500 600 700 800 900 1000 Temperatura izločilnega žarjenja v "C Slika 2 Vpliv temperature precipitacijskega žarjenja na količino V in Al v VC in AIN določeno s kemičnimi postopki. Raz-topno žarjenje pri 1300°C in kaljenje v vodi pred precipi-tacijskim žarjenjem. Fig. 2 Influence of the temperature of precipitation annealing on the amount of V and Al in VC and AIN, being determined chemically. Dissolution annealing at 1300° C and quenching in water preceded the precipitation annealing. Delež elementov, ki so bili vezani v AIN, VC in NbC, smo preverili tudi po kemični poti. Ostružki so bili raztopljeni, izolat je bil filtriran in v njem določena vsebnost posamičnih značilnih elementov (6). Tudi kemična metoda za določanje elementov, vezanih v obliki drobnih nitridov in harbonitridov, ni popolnoma zanesljiva. Postopek obsega, kot je že omenjeno, raztopitev jekla, filtriranje izločkov in njihovo analizo. Do napake pride lahko zaradi izgube dela izločkov pri filtriranju, ker je njihova velikost v razredu 100 A. Ni tudi izključeno, da so zelo drobni delci res ne-topni v sredstvu, s katerim jih iz jekla izoliramo, kot so netopni veliki delci iz istega karbida ali nitrida. Ta nenatančnost analize privede do tega, da nam kemična analiza ne pokaže precipitatov VC (si. 2), povečanje trdote pa je zanesljiv znak izločilne utrditve, torej tvorbe VC in NbC (si. 1). Po podatkih iz literature se velikost izločkov, ki nastajajo pri premeni, suče v intervalu med 50 in 100 A (7, 8, 9). Zato smatramo, da kemično določene količine elementov, vezanih v AIN, VC in NbC, v kvantitativnem smislu niso popolnoma zanesljive. Vendar so bile vse analize izvršene v identičnih pogojih, torej je bila napaka v vseh primerih enaka ali vsaj podobna. Zato lahko rezultate kemične analize uporabimo za primerjavo. 3. Kinetika premene pri 728° C Kinetika premene avstenit-ferit je odvisna od dveh dejavnikov: od hitrosti nastajanja feritnih kali in od razraščanja teh kali v avstenit. Hitrost kaljenja je v idealnem jeklu odvisna od prenasiče-nja avstenita z ogljikom. Ker pa nehomogenosti v mikrostrukturi avstenita olajšajo nukleacijo ferita, je hitrost nastanka kali odvisna tudi od velikosti zrn avstenita in od količine sulfidnih vključkov v jeklih. Številna opazovanja so namreč pokazala, da se nukleacija ferita začne najprej na tromejah avstenitnih zrn in ob sulfidnih vključkih. V enem in drugem med jekli ni bilo pomembnih razlik, zato trdimo, da so bili v vseh jeklih pogoji za nukleacijo ferita zelo podobni. Zaradi odvisnosti od prenasičenja hitrost nastanka kali raste, ko pada temperatura premene. Drugi vplivni dejavnik je, kot že rečeno, hitrost razraščanja ferita v avstenit. Ta je odvisna od hitrosti, s katero se ogljik umika s transformacijske površine v preostali avstenit, torej od di-fuzivnosti ogljika v avstenitu. Ta se zmanjšuje eksponencialno z znižanjem temperature premene. Zaradi odvisnosti od dveh dejavnikov, na katera temperatura različno vpliva, točno opisuje kinetiko premene dokaj zapletena Avramijeva odvisnost. Ugotovili smo, da je pri izotermni premeni preizkusnih jekel faza nukleacije omejena na začetno periodo izotermnega ogrevanja. Ko se razmeroma hitro razvije feritna opna po mejah avstenitnih zrn in okoli sulfidnih vključkov (ta faza je končana, ko je v jeklu le nekaj % ferita), postane hitrost reakcije odvisna le od difuzijske rasti ferita, to je od difuzijskega umika ogljika v preostali avstenit. V tej fazi je mogoče kinetiko z zadostno natančnostjo prikazati s parabolično enačbo: dKfer dt = k t—1/2 V izrazu so: Kfer — količina ferita, t — trajanje reakcije in k — konstanta, odvisna od temperature. Na sliki 3 je prikazana kinetika premene v vseh preizkusnih jeklih. Na abscisi je določen čas, na ordinati pa z linearno intercepcijo delež ferita v % od celotne mikrostrukture. Po hitrosti premene lahko vsa jekla razdelimo v dve skupini. V eni je premena končana približno po 20 min., v drugi skupini pa je premena končana po približno 1 uri. V prvi skupini najdemo jekla z Al, in V, v drugi pa vsa jekla z Nb. V mikroskopu opazimo, da je morfologija premene v vseh jeklih zelo podobna. Ferit se najprej razraste po kristalnih mejah avstenita, nato pa raste v notranjost zrn, kamor se umika preostali avstenit (si. 4). Paralelno raste tudi ferit okoli sulfidnih vključkov, vendar je njegova količina zanemarljiva. Očitno je torej, da ima niobij prevladujoči vpliv na hitrost premene in da jo zavira. To potrjuje navedbe iz literature (2, 7). SO 60 Trajanje izotermnega ogrevanja v min Slika 3 Razmerje med trajanjem izotermičnega žarjenja jekla pri 728° C in količino ferita. Toplotna obdelava: žarjenje 1 uro pri 1300° C zadržanje pri 728' C in kaljenje v vodi. Fig. 3 Relationship between the duration of isothermal anneallng of steel at 728° C and the amount of ferrite. Heat treat-ment: annealing 1 hour at 1300° C, isothermal holding at 728° C, and quenching in vvater. Slika 5 Povečava 200 x. Jeklo G držano 5 minut pri 728° C in kaljeno v vodi. Kontaminacija analize z elektronskim mikro-analizatorjem. Fig. 5 Magnification 200 x. Steel G held 5 minutes at 728° C and quenched in vvater. Contamination spots due to the ana-lysis by the electron microanalyzer. Sprašujemo pa se, kako to, da se vpliv niobija razlikuje od vpliva obeh drugih elementov, posebno od vanadija, ki tvori izločke podobne narave. Ker je pri premeni pomembno dogajanje na transformacijski površini, smo sklepali, da bo pazljiva analiza jekla ob tej površini pokazala v jeklih z niobijem nekaj, česar pri drugih jeklih ni. Zato smo s pomočjo elektronskega mikroana-lizatorja določili porazdelitev Nb in V ob transformacijski površini. Analizo smo izvršili tako, da je bila izključena možnost metodološke napake, saj smo predhodno področje analizirali iz vseh 4 strani feritnega zrna, ki se je razvijalo v avstenitu (si. 5). Analiza je bila izvršena na dveh v H Slika 4 Mikrostrukture jekla A, B in G po dvominutni transformaciji pri 728° C (slike 1, 3 in 5) in enourni transformaciji pri 728° (slike 2, 4 in 6) in ohlajanju na zraku. Jeklo A — slike 1 in 2, jeklo B — slike 3 in 4; jeklo G — slike 5 in 6. preizkušancih; v enem se je premena komaj začela, v drugem pa je bila skoraj končana. Rezultat analize na si. 6 kaže, da se na transformacijski površini skokovito spremeni koncentracija niobija, razlika v koncentraciji vanadija pa je v območju analitske napake. Premena napreduje s skokovito razliko v koncentraciji niobija na obeh straneh reakcijske površine, pri čemer je koncentracija niobija večja v feritu kot Fig. 4 Microstructures of steels A, B, and G after two-minute transformation at 728° C (pictures 1, 3, and 5), and one hour transformation at 728° C (pictures 2, 4, and 6), being after- vvards cooled in air. Steel A — pictures 1 and 2; steel B — pictures 3 and 4; steel G — pictures 5 and 6. v avstenitu. Razlika v koncentraciji v obeh fazah raste, kot se daljša premena. Razmešanje v sestavi ob mejni površini je dokaz, da premeno spremlja poleg difuzije ogljika od mejne površine v preostali avstenit tok niobija v nasprotni smeri. Niobij difundira iz faze, kjer ga je manj, v fazo, kjer ga je več, torej proti razliki v koncentraciji in umevno je, da difuzijo usmerja gradient v aktivnosti niobija. Slika 6 Porazdelitev niobija in vanadija na meji transformacije pri jeklu G. Fig. 6 Distribution of niobium and vanadium on the transfor-mation interface in steel G. del niobija, ali celo ves niobij vezan v izločkih, v avstenitu pa je večina niobija v raztopini. Razlika v količini raztopljenega niobija ustvari razliko v aktivnosti, ki usmerja difuzijo niobija iz avstenita v ferit. Zaviralni vpliv niobija na kinetiko izotermne premene avstenita lahko razložimo na dva načina. Da bi se lahko premena nadaljevala, se mora ogljik umikati iz obmejne cone v notranjost preostalega avstenita, vzporedno s tem poteka obraten difuzijski prenos niobija. Difuzijski tok (dF) je sorazmeren zmnožku med difuzijsko konstanto D in gradientom aktivnosti dc/dx, torej dF = = D dc/dx. Na premenski površini se ustvarja razlika v koncentraciji ogljika in niobija v avstenitu in feritu. Kinetika premene bo zato odvisna od difuzije ogljika, če bo difuzijski tok ogljika počasnejši od toka niobija in nasprotno. Pri temperaturi 728° C je difuzivnost ogljika v avstenitu Slika 8 Povečava 200 x. Mikrostruktura jekla G po enaki obdelavi kot pri sliki 7, Fig. 8 Magnification 200 x. Microstructure of steel G after the same treatment as in Fig. 7. za več redov velikosti večja od difuzivnosti niobija (10, 11). Razlika v gradientu ne more izenačiti razlike v difuzivnosti, zato kinetiko regulira difuzivnost niobija. Ta razlaga je fenomenološko pravilna, vendar nekoliko poenostavljena, ker smo zanemarili, da je kinetika odvisna tudi od medsebojnega vpliva obeh elementov na aktivnost v avstenitu. Podatke, ki se ujemajo s to razlago zaviralnega mehanizma vpliva niobija na premeno avstenita, bomo našli v nadaljevanju te razprave. Tu omenjamo eno potrditev, ki se pokaže v mikro-strukturi jekel, ki so bila po premeni ohlajena na zraku. V jeklu z vanadijem smo našli v baini-tu (avstenitu) zelo pogosto ob mejni površini s feritom znake obogatitve z ogljikom (si. 7), v jeklu z niobijem pa takih znakov v nobenem primeru nismo opazili (si. 8). Torej napreduje premena v jeklih z vanadijem tako hitro, da vidno zraste koncentracija ogljika v avstenitu v neposredni bližini premenske površine. Transformacijska površina ferit - austenit 15 10 5 0 5 10 Razdalja od transformacijske površine v p m Povedali smo že, da je niobij v jeklu lahko v obliki trdne raztopine in izločkov v feritu ali v avstenitu. Termodinamično aktivnost ima samo niobij, ki je v trdni raztopini. V nadaljevanju te razprave se bomo prepričali, da je bil pred premeno in med njo niobij v trdni raztopini v avstenitu, v feritu pa je bil v izločkih. Analiza v elektronskem mikroanalizatorju ne pokaže obeh oblik niobija, temveč le celotno množino, ki je v snopu s premerom 0,0005 mm, s katerim se je izvršila analiza in ki je najmanj 100-krat večji, kot so izločki. Zato kaže slika 6 celotno količino niobija v avstenitu in feritu. Velja, da je v feritu največji Slika 7 Povečava 200 x. Mikrostruktura jekla B po petminutnem držanju pri 728° C in kaljenjem v vodi. Fig. 7 Magnification 200 x. Microstructure of steel B, being held 5 minutes at 728° C and quenched in vvater. • ♦ I300°C, 1uro * 1300°C, luro —-728 "C, 5 min — 728°C, 90min Druga razlika izhaja iz predpostavke, da niobij v trdni raztopini v avstenitu zavira premikanje transformacijske površine. Z vplivom raztopljenih atomov na premikanje kristalne meje tolmačijo zavorni učinek niobija na statično rekristalizacijo avstenita po vroči deformaciji. V primeru, da ta razlaga drži, so koncentracijske spremembe na transformacijski površini le spremljevalen pojav. Lahko torej ta del naše razprave zaključimo z ugotovitvijo, da kinetiko premene avstenit-ferit regulira v jeklih z V in Al v trdni raztopini difu-zijski tok ogljika od reakcijske površine v notranjost avstenita, v jeklih z niobijem v trdni raztopini pa hitrost difuzij skega prenosa v nasprotni smeri, to je iz notranjosti avstenita na premensko fronto, ali pa zavorni učinek niobija v trdni raztopini v avstenitu na premikanje transformacijske površine. Tu se ohranja med premeno dinamično ravnotežje med elementi v obeh fazah. To ravnotežje povzroča porazdelitev Nb na premen-ski površini. Na tej površini ali kmalu za njo tvori Nb karbonitridne izločke zaradi diskonti-nuirne precipitacije, ki je posledica fazne premene (7, 8, 9). Ta precipitacija zmanjša količino niobija v trdni raztopini v feritu, zmanjša njegovo aktivnost in sproži črpanje niobija iz avstenita. Difuzijski tok niobija iz avstenita na reakcijsko površino kaže, da v avstenitu kljub močnemu prenasičenju zaradi nizke temperature ni močnejše spontane in homogene precipitacije NbC. 4. IZLOČILNI POJAVI OB PREMENI PRI 728° C 4.1 Spremljanje izločanja s trdoto Na sliki 9 je prikazan pridobitek trdote 5 jekel pri izločilnem ogrevanju. Odrezke jekel smo različno dolgo držali pri premenski temperaturi; ohladili smo jih na zraku, izmerili njihovo trdoto, nato smo jih ogrevali 1 uro pri 600° C in končno trdoto ponovno izmerili. Časovna odvisnost kaže, da se trdota spreminja le v času, ko v jeklu poteka premena, in to po podobni kine- ♦60 f *30 -30 Jeklo L[ fl.G B U '- - -1 n 20 40 60 Trajanje premene v min SO Slika 10 Razmerje med količino ferita in pridobitkom trdote pri vseh jeklih zaradi precipitacije. Fig.10 Relationship between the amount of ferrite and the im-proved hardness of ali steel du to the precipitation. tični odvisnosti, ki velja za premeno. V jeklih z niobijem je izločilni pridobitek trdote v vsem časovnem intervalu zadržanja pri 728° C pozitiven, v jeklu z vanadijem je pozitiven le približno do polovice premene, v jeklu z aluminijem pa je negativen v vsem časovnem intervalu. V tem primeru se trdota jekla pri izločilnem ogrevanju celo zmanjša. Če vzamemo kot osnovo jeklo 350 300 o-2». a: S i ^ 200 150 100 j i--- Jeklo —■> i 1___ Sainit —%-A r" C- is Izločil Ferit žjtsszi 70 žarjeno ■ - * • ' 20 40 60 Trajanje premene v min 80 100 Slika 9 Vpliv trajanja transformacije na precipitacijski učinek v nekaterih jeklih Fig. 9 Influence of the duration of transformation on the precipitation effect in some steel. Slika 11 Vpliv trajanja transformacije na mikrotrdoto bainita in ferita po hlajenju na zraku, odvisno od temperature transformacije in po precipitacijskem žarjenju pri 600° C. Fig.11 Influence of the duration of transformation on the micro-hardness of bainite and ferrite after cooling in air depending on the transformation temperature (circles), and after the precipitation annealing at 600° C (full dots). Količina ferita v % z aluminijem, ki ni podvrženo izločilni utrditvi, vidimo, da je utrditev Nb jekel približno dvakrat večja, kot utrditev V jekla in podobna kot utrditev NbV jekla. V vseh jeklih pridobitek trdote linearno pada, ko raste količina ferita (si. 10). Časovni razvoj trdote kaže, da sodelujeta v procesu utrjanja le V in Nb, ki sta bila raztopljena v avstenitu, da potekajo izločilni pojavi le na premenski površini in da ni homogene precipi-tacije v avstenitu na temperaturi premene. Sklepanje na osnovi makro trdote pa lahko zavede. Pri meritvi se namreč upošteva istočasno ferit in bainit, v obeh fazah pa izločilni pojavi niso enaki. Zato smo mikro trdoto izmerili na podoben način kot makro trdoto, vendar ločeno v feritu in bainitu. Rezultati so prikazani na sliki 11. Trdota bainita, ki je nastal, ko smo jeklo ohladili s temperature premene na zraku, raste le tako dolgo, dokler traja transformacija. Med Nb jeklom in NbVAl jeklom ni pomembne razlike. Pri izločilnem ogrevanju pa se trdota bainita znatno poveča, in sicer relativno bolj v jeklu z NbVAl kot v jeklu z Nb in tem manj, čim večja je stopnja premene, oz. čim več je v jeklu ferita. Pridobitek trdote ostaja konstanten, ko je končana premena. Povečanje trdote bainita po ohladitvi na zraku razlagamo s tem, da v njem raste količina ogljika proporcionalno s količino nastalega ferita. Po končani premeni se trdota bainita ne spreminja več zaznavno, ker se v avstenitu ne spreminja več količina ogljika. Pridobitek trdote bainita pri izločilnem ogrevanju je ponoven dokaz, da med premeno ni bilo pomembnega homogenega izločanja v avstenitu. Različen pridobitek trdote med začetkom in koncem premene bi bil sicer lahko znak delne homogene precipitacije, vendar le v primeru, če je pridobitek trdote pri izločilnem ogrevanju neodvisen od količine ogljika v bainitu, o čemer nimamo empiričnih podatkov. Slika 12 Povečava 100 x. Mikrotrdota zareze v feritu pri jeklu G po 10-miinutni transformaciji pri 728° C in hlajenju na zraku. Fig.12 Magnification 100 x. Microhardness indentations in ferrite of steel G after 10-minute transformation at 728° C and cooling in air. V Nb jeklu se trdota ferita zmanjša pri izločilnem ogrevanju, v AlNbV jeklu pa se poveča. Torej pride v prvem primeru do popuščanja, v drugem pa do izločilne utrditve. Ferit utrjujejo izločki, torej je zmanjšanje trdote znak, da pride pri ponovnem ogrevanju do povečanja ali preureditve izločkov in zmanjšanja koherentnih notranjih napetosti. V obeh jeklih je trdota ferita večja v začetku premene kot v njenem nadaljevanju in sicer pred izločilnim ogrevanjem in po njem. Konstantna trdota je dosežena v času, ki se ne ujema s premenskimi dogajanji v jeklu. To pove, da začetna trdota ferita ni v zvezi s premeno in ne z izločilnimi dogajanji, če bi bila trdota ferita, ki nastane ob začetku premene, večja zaradi izločilne utrditve, bi pričakovali, da bo trdota večja v sredini večjih zrn kot ob njihovem robu. Meritve pa so pokazale, da je trdota v istem zrnu ferita neodvisna od razdalje od meje zrna (si. 12). Zato je začetno povečanje trdote ferita najverjetneje v zvezi z geometrijo mikrostrukture, mogoče posledica napetosti, ki nastanejo ob premeni jekla z malo ferita med tankim slojem ferita in bainitno okolico. V celoti velja, da ugotovitve, katere lahko izpeljemo iz trdote, potrjujejo razlago premene, izločanja in prerazdelitve niobija, ki smo jo izoblikovali na osnovi porazdelitve niobija ob transformacijski površini. 4.2 Spremljanje premene s kemično analizo V uvodu te razprave smo kritično presodili zanesljivost kemičnega postopka za določanje A1N, VC in NbC. Velja, da sta analizi VC in A1N bolj zanesljivi kot analiza NbC in da ni izključeno sistematično odstopanje rezultatov, zato ker se je izgubil pri filtriranju del zelo drobnih pre-cipitatov ali pa zato, ker so se raztopili pri izolaciji iz jekla. Na osnovi meritev trdote smemo namreč sklepati, da se.je pri premeni vezala v izločke večina razpoložljive količine Nb in V. Zaradi nejasnosti v zvezi s točnostjo analize A1N, VC in NbC v jeklih, rezultatom kemične analize ne bomo dali kvantitativne vrednosti in jih bomo uporabili samo kot primerjalni podatek za vrednotenje medsebojnega vpliva vseh treh elementov v procesu izločanja. Da je to dovoljeno, pokaže dejstvo, da je analiza pokazala zelo podobne rezultate v jeklih s podobno sestavo. Na slikah 13, 14 in 15 je prikazano, kako se spreminja količina vezanih elementov v odvisnosti od trajanja premene. Količina vezanih elementov hitreje raste, posebno se to jasno razloči pri Al in V, v začetku ogrevanja v časovni periodi, ki ustreza nastajanju ferita. Na sliki 13 vidimo, da prisotnost V in Nb v jeklu močno zmanjšuje hitrost nastajanja A1N. Slika 14 pokaže, da Nb močno zavira kinetiko tvorbe VC, medtem ko je Al brez vidnega vpliva. Končno slika 15 kaže, da Al in V nimata zaznavnega vpliva na kinetiko tvorbe NbC. Razlike med vsemi tremi jekli na sliki 15 so namreč v intervalu analitskega odstopanja. Na sliki 13 so rezultati analiz jekel, ki imajo poleg Al še V in Nb, zelo podobni. Enako drži za jekla z Nb na si. 14. Ta podobnost je potrdilo, da je bilo ev. analitično odstopanje v vseh primerih podobno, torej lahko rezultate uporabimo v primerjalne namene. Točnejša analiza pokaže, da je količina elementov, izločenih v obliki nitrida, oz. karbonitridov, sorazmerna količini ferita v jeklu. Slika 16 potrjuje veljavnost te sorazmernosti za jekla, ki vsebujejo vanadij. Na slikah 13, 14 in 15 je v začetku izločanja količina V in Al blizu 0,001 %, kar je na meji občutljivosti analize. Začetna količina niobija je mnogo večja, okoli 0,01 %, in večja od občutljivosti analize. Visoka začetna vrednost Nb v začetku je znak, da se pri avstenitizaciji pri 1300° C ni raztopil ves niobij in je v avstenitu ostalo toliko izločkov NbC, kolikor ustreza ca. 0,01 % Nb. Pa tudi sicer je količina Nb, ki jo je analiza 0,02 i? D .C 6 0,01 _________ __p o A v / i—f- • C if *G __—' m Trajanje premene v min Slika 13 Vpliv držanja jekla na temperaturi 728" C na količino aluminija, vezanega v AIN. Fig. 13 Influence of the holding steel at 728° C on the amount of aluminium bound into AIN. 0,02 D C S D .C 'M 0,01 Z1 D o □ s •C mF A G / / a/ / / / jfm m 0,03 S? .g,0,02 ■5 Jeklo x D O F ~~20 40 60 Trajanje premene v min Slika 15 Vpliv držanja jekla na temperaturi 728° C na količino niobija, vezanega v karbobnitridu. Fig.15 Influence of the holding steel at 728° C on the amount of niobium bound into carbonitride. 0,02 1? i. .o t> O c ■u oŠ •C ■ E A G —— ■ Trajanje premene v min Slika 14 Vpliv držanja jekla na temperaturi 728° C na količino vanadija, vezanega v karbonitridu. Fig. 14 Influence of the holding steel at 728° C on the amount of vanadium bound Into carbonitride. 0 20 40 60 Količina ferita v % Slika 16 Razmerje med količino ferita v jeklu in količino vanadija, vezanega v karbonitridu. Fig.16 Relationship between the amount of ferrite in steel and the amount of vanadium bound into carbonitride. pokazala v obliki NbC, manjša, kot bi pričakovali. To kaže, da se pri analizi zajame manj NbC kot VC, oz. AIN. Prosta energija tvorbe AIN je večja kot energija tvorbe karbidov, oz. nitridov vanadija in niobija; prosta energija tvorbe NbC pa je večja kot prosta energija tvorbe VC. Razlika v prosti energiji bi lahko bila razlaga za to, da niobij zavira tvorbo VC, ni pa razlaga za to, da oba elementa zavirata tvorbo AIN. Našli smo tudi podatek, da je aktivacijska energija za izločilno utrditev ferita zaradi niobija manjša kot enaka energija za izločilno utrditev niobija (2). Tudi razlika v aktivacijski energiji daje prednost izločanju NbC. Da bi lahko razložili interakcije vseh treh elementov v procesu izločanja, pa bi bilo potrebno določiti aktivacijske energije za izločanje iz avstenita za AIN, NbC in VC, o čemer še ni podatkov. Tabela 1: Sestava jekel Element v % Oznaka Tip C Si Mn P S V Nb Al A Al 0,16 0,30 1,28 0,005 B V 0,16 0,31 1,20 0,006 C A1V 0,16 0,30 1,26 0,006 D Nb 0,16 0,30 1,34 0,005 E AlNb 0,15 0,30 1,24 0,005 F NbV 0,14 0,33 1,40 0,005 G AlNbV 0,14 0,30 1,24 0,006 SKLEPI Določili smo kinetiko izotermne premene avstenit-ferit pri 728° C za jekla z 0,15 C in 1,3 Mn in z dodatkom Al, Nb in V v različnih kombinacijah. Kinetiko tvorbe ferita smo določili z mikroskopsko analizo preizkušancev, ki so bili kaljeni s premenske temperature po različno dolgem zadržanju, izločilne pojave pa smo spremljali z meritvami trdote preizkušancev, ki so bili ohlajeni na zraku in s kemično analizo. Z avsteniti-zacijo jekel pri 1300° C smo dosegli, da so bili vsi trije elementi v trenutku začetka premene v trdni raztopini v avstenitu. Rezultati preiskav so pokazali naslednje: — izotermna premena avstenita z elementi v trdni raztopini sledi parabolični kinetiki v vseh jeklih in je hitrejša v jeklih brez niobija kot v jeklih z niobijem; — vzrok, da niobij zavira premeno avstenita v ferit, je izmenjava niobija med feritom in avste-nitom ali pa zavorni vpliv niobija v trdni raztopini v avstenitu na premikanje transformacijske površine. Pri reakciji niobij difundira iz avstenita v ferit nasprotno toku ogljika, ki se umika v notranjost preostalega avstenita in omogoča s tem nadaljevanje reakcije; — med premeno ni v avstenitu zaznavne tvorbe NbC, pač pa nastaja ta spojina, pa tudi VC, 0,03 0,0138 — 0,0102 0,015 0,0125 — 0,0132 0,031 0,0144 — 0,0127 0,015 0,0141 z diskontinuirno (medfazno) precipitacijo v feritu ob premenski površini ali blizu nje; — pri izotermni premeni prisotnost V in Nb v jeklu zavira tvorbo A1N, prisotnost Nb pa zavira tvorbo VC. Sredstva za to delo so prispevali: Železarna Jesenice in Raziskovalna skupnost Slovenije. Viri: \. F. Vodopivec, M. Gabrovšek in B. Ralič: Metals Science 9, 1975, 324—326. 2. L. Meyer, H. E. Biihler in F. H. Heisterkamp: Thyssen-forschung 3, 1971, št. 1 + 2, 8—43. 3. F. Vodopivec in M. Gabrovšek: Harterei-Technische Mit-teilungen 31, 1976, št. 4, 185—187. 4. M. Kmetic, F. Vodopivec in M. Gabrovšek: 10 Htttte-mansische Materialpriifer-Tagung, Balatonliga, Madžarska, maj 1979. 5. H. Nordberg in B. Aronson: JISI 1968, št. 12, 1263—1266. 6. A. Osojnik, T. Lavrič in F. Vodopivec: Poročilo MI Ljubljana, št. 559, 1978. 7. A. Constant, M. Grumbach in G. Sanz: Marterei-Techni-sche Mitteilungen 26, 1971, št. 5, 364—374. 8. A. D. Batte in R. W. K. Honeycombe: JISI, 1973, št. 4, 284—289. 9. M. Tanino in K. Aoki: Transactions ISIJ 8, 1968, 337—345. 10. B. Sparke, D. W. James in G. M. Leak: JISI 203, 1965, 152—153. 11. A. G. Guy: Trans of the Am. Soc. Metals 44, 1952, 382. 0,012 — — 0,016 0,07 — 0,015 0,074 — 0,011 — 0,090 0,010 — 0,103 0,010 0,068 0,093 0,010 0,074 0,093 ZUSAMMENFASSUNG Eine Serie im Laboratorium gefertigter Stahle mit verschiedenen Kombinationen von Niob, Vanadium und Aluminium ist vorbereitet worden. Die Stahle sind bei 1300° C austenitisiert und der isothermischen Umwandlung bei 728° C untervvorfen vvorden. Der Ferritgehalt ist mit der Methode der linearen Interzeption im Mikroskop bestimmt vvorden, die Ausscheidungsvorgange sind mit der Messung des Hartezuvvachses nach der Umvvandlung und nach der vviederholten Ausscheidungsaufvvarmung und durch che-mische Analyse verfolgt vvorden. Die Umvvandlung bei 728° verlauft nach der paraboli-schen Kinetik, da schon am Anfang der Reaktion an den Grenzen der Austenitkorner eine Ferritschicht entsteht, vvelche dann ins Innere der Korner hineinvvachst. In niob-haltenden Stahlen ist die Ferritbildung langsamer als in Stahl en mit Vanadium und Aluminiumgehalt. Die Analyse im Elektronnenmikroanalysator zeigte, dass an der Trans-formationsflache eine Ausvvechselung von Niob zvvischen Ferrit und Austenit verlauft so, dass Ferrit an Niob reicher vvird. Der Fluss von Niob ist somit dem Kohlenstoffflus entgegengesetzt. Da die Diffusiongeschvvindigkeit von Niob kleiner ist als die des Kohlenstoffes, hemmt sie die Ver-teilung von Niob an der Umvvandlungsreaktionsflache. Die Messungen der Mikroharte zeigen, dass die Aus-scheidungen im Austenit vvahrend der Umvvandlung nicht homogen, sondern nur an den Grenzflachen verlaufen. Die Gegeniiberstellung der Ergebnisse der Messungen zu den Ergebnissen der chemischen Analyse zeigt, dass diese nicht alle Ausscheidungen quantitativ einfassen kann, desvvegen hat die Analyse nur einen Vergleichsvvert. Trotz-dem zeigten die Analysen, dass die Anvvesenheit von Niob eine hemmende Wirkung auf die Ausscheidung von Alu-miniumnitrid und Vanadiumkarbonitrid ausiibt. Die Anvvesenheit von Vanadium vvirkt hemmend auf die Ausscheidung von Aluminiumnitrid. Auf Grund der Ergebnisse dieser Arbeit und der An-gaben in der Fachzeitschrift lasst sich der gegenseitige Einfluss der behandelnden Elemente auf die Bildung von Ausscheidungen an der Umvvandlungsflache Austenit-Ferrit nicht erklaren. SUMMARY A serie of laboratory-prepared steel vvith various combinations of niobium, vanadium, and aluminium vvas applied. Steel vvas austenitized at 1300° C and isothermally transformed at 728° C. Amount of ferrite vvas measured by the method of linear interception in the microscope, pre-cipitation phenomena vvere controlled by the hardness increments after the transformation and follovved disso-lution annealing, and by chemical analyzing. Transformation at 728° C follovvs the parabolic lavv of kinetics because a thin ferrite layer is formed on the grain boundaries of the austenite in the first stage of reaction. Ferrite formation then proceeds into the grains. In steel vvith niobium, formation of ferrite is slovver than in those vvith vanadium and aluminium. Analysis by the eleotron microanalyzer shovved that exchange of niobium betvveen ferrite and austenite takes plače on the trans-fomation interface and that ferrite is enriched vvith niobium. Thus the flovv of niobium is opposite to that of carbon. Since the diffusivity of niobium is lovver than that of carbon the redistribution of niobium on the reaction interface retards the transformation. Microhardness measurements shovv that no homoge-neous precipitation in austenite occurs during the transformation, but the precipitation takes plače on the boun-dary surface. Comparison betvveen the results of measurements and values of chemical analyses shovvs that chemical analysis does not quantitatively cover ali the formed precipitates therefore analyses have only a comparative value. Never-thelless, analyses shovv that presence of niobium retards the formation of aluminium nitride and vanadium carbonitride precipitates, and the presence of vanadium retards the formation of aluminium nitride precipitates. Results of this research and data in references are not sufficient to explain mutual correlation of elements on the formation of precipitates on the austenite/ferite transformation interface. 3AKAKREHHE Aah onbiTOB oLiAa npnroTOBAeHa neAaa cepna Aa6opaTopHbix CTaAeii b pa3AHHHbIX KOM6HHauHHX hhodhh, BaHaAHH H aAlOMHHHH. CTaAH SbiAH aycTeHHTH3HpoBaHti npH 1300° C H noABeprHyTH H30-TepMHeppHTa 6biAa H3MepeHa MeTOAOM AHHeflHoii HHTepneniiHH c MHKpocKonoM, a 3a npoueccoM BbiAeAeHHa CAeAHAH H3MepeHHeM noBbimeHHa TBepAOCTH nocAe npeBpameHHa h nocAe btophhhoto HarpeBa c ueAbio AaAb-Heftuiero BbiAeAeHHa, TaioKe npH noMomn xHMHHecKoro aHaAH3a. npouecc npeBpameHHa npn 728° C nporeKaeT no napaSoAHHe-CKoii KHHeTHKH, noTOMy, hto yKe b HanaAe peaKUHH, Ha rpaHHuax KpncTaAAHHecKHX 3epeH aycTeHHTa o6pa3yeTca mcakhh caoh <}>eppH-Ta, KOToptiii cnycra 06pa30BaHHa, b HanpaBAeHHH K BHyTpeHHOCTH 3epeH yBeAHHHBaeTca. B cTaAax, KOTopHe coAepacaT hhoShh o6pa-3yeTca 4>eppHT SoAee MeAAeHHO, HeM b CTaA»x c BaHaAHeM H aAio-MHHHeM. AHaAH3, BblnOAHeHHHblH B SAeKTpOHHOM MHKpoaHaAH3aTOpe nOKa3aA, hto 3aMena HHo6Ha mokav <(>eppHTOM h aycTeHHTOM npo-HCXOAHT Ha TpaHC(j)OpMHpOBaHHOH nOBepXHOCTH TaKHM 06pa30M, hto cjieppHT oSoromaeTca c hhoohcm. 3to 3HaHHT, hto tok hhoGhh npoHCxoAHT b HanpaBAeHHH, KOTopoe npoTHBonoAoacHo TOKy yrAe-poAa. TaK KaK AHij>y3Ha hhoShb 6oacc MeAAeHna ot ahT, hto b TeneHHH npo-uecca npeBpameHHa b aycTeHHTe He o6pa3yK)Tca roMoreHHue BLiAe-AeHHa, Me>KAY TeM KaK caMHH irpouecc BbiAeAeHHa np0HCX0AHT TOAbKO Ha rpaHHHHOH nOBePXHOCTH. CpaBHeHHa Me>KAy Pe3yAbTaTaMH H3MepeHHa c pe3yAtTaTaMH XHMHHecKoro anaAH3a nOKa3a.\h, hto XHMHHecKHH aHaAH3 He oxBaTU-BaeT KOAHHecTBeHHO Bce noAyHeHHbie BbiAeAeHHa h, no3TOMy, HMeeT TOAbKO CpaBHHTeAbHOe 3HaHeHHe. HeCMOTpa Ha 3to, BblnOAHeHHble aHaAH3bi yKa3biBaiOT, hto npHcyTCTBHe irnoGna topmo3Ht o6pa30Ba-HHe BblAeAeHHii HHTPHAOB aAIOMHHHa H Kap6oHHTpHAOB BaHaAHa, a npncyTCTBHe BaHaAHa — 06pa30BaHHe BblAeAeHHii HHTpHAa aAro- mhhh3. Ha OCHOBaHHH pe3yAbTaT0B, KaK HTOr BbinOAHeHHbIX HCCAeAO-BaTeAbHbIX paSoT, H AaHHbIX H3 AHTepaTypbI, HeT B03M05KH0CTH AAH noacHeHHa B3aHMHOro BAHaHHa OTAeAbHbix ynoMaHyTbix 3AeMeHT0B Ha c>6pa30BaHHe BblAeAeHHii Ha n0BepxH0CT» npeBpameHHa aycTeHHT-$eppHT. Uticaj statičkog deformacionog starenja na teksturu i faktore plastične anizotropije umirenog čelika UDK 669, 14, 018:620, 187 ASM/SLA: N7a, M26c V. Raič*, Dj. Drobnjak** i S. Malčič*** Uticaj statičkog deformacionog starenja (deformacija: 5—25%; starenje: 10—200° C/h do 520° C) na teksturu koja se dobija hladnim valjanjem (70 %) i žarenjem (700° C) je odred j en tehnikom inverznih polarnih slika. Rezultati pokazuju da se udeo [111] komponente povečava a [100] smanjuje sa smanjenjem brzine zagrevanja od-nosno povečanjem vremena starenja. Največe pro-mene se dešavaju kada se brzina smanji od 50 na 20° C/h odnosno vreme poveča od 10 na 25 časova. Ovako ponašanje je pripisano sve večoj efikasnosti AIN čestica koje povečavaju broj klica [111] orijentacije na račun klica [100] orijentacije. Pri-menom optimalne kombinacije prethodne deformacije (15%) i brzine starenja (10°C/h) dobijen je srednji faktor plastične anizotropije oko dva. UVOD Uticaj disperznih faza na teksturu niskouglje-ničnih čelika koji se preradjuju hladnim valjanjem i žarenjem je opisan u više radova. Utvrdjeno je da je za dobijanje izražene [111] teksture, koja povečava sposobnost limova da se oblikuj u du-bokim izvlačenjem, potrebno da se čelik legira elementima koji obezbedjuju izdvajanje disperznih faza ili pre hladne deformacije ili pre rekristali-zacije (1). U prvu grupu spadaju niobijum (2) i titan (3), koji obrazuju karbide, a u drugu alumi-nijum (4,5) koji obrazuje AIN (umireni čelik). Najnoviji rezultati dobijeni na čistoj leguri Fe-Al-N pokazuju da aluminij um može biti efi-kasan i kada se izdvaja pre deformacije (6). Me-dutim, da li se ovaj efekat može iskoristiti i u ko-mercijalnom umirenom čeliku nije poznato. Shodno tome, cilj ovoga rada je bio da se ispita uticaj AIN čestica koje se izdvajaj u u osnovi pre deformacije na teksturu. *Istraživački centar, Metalurški kombinat Smederevo **Zavod za fizičku metalurgiju, Tehnološko-metalurški fakultet, Beograd ***Laboratorija za materijale, Institut »Boris Kidrič«, Vinča EKSPERIMENTALNI DEO Materij al Za ispitivanje je koriščen umireni čelik sle-dečeg hemijskog sastava: 0,04 % C; 0,32 % Mn; 0,014 % P; 0,019 % S i 0,055 % Al. Polazni materijal je bio u obliku toplo valjanog lima debljine 2 mm. Ranija ispitivanja (7) su pokazala da su pri toploj preradi ostvareni uslovi koji obezbedjuju dobijanje lima za duboko izvlačenje standardnog kvaliteta. Termomehanička obrada v , j Primenjeni ciklus termomehaničke obrade je shematski prikazan na si. 1. Slika 1 Shematski prikaz ciklusa termomehaničke obrade - -1 • C Fig. 1 Schematical presentation of the thermomechanical treat-ment cycle. Statičko deformaciono starenje: Polazni materijal je deformisan valjanjem u jednom pro-vlaku (5, 10, 15, 20 i 25 %), zagrevan u komornoj peči konstantnom brzinom (10, 20, 50, 100 i 200° C/h) do 520° C i hladjen na vazduhu. Konvencionalni postupak: Posle statičkog deformacionog starenja materijal je hladno valjan u više provlaka do 70 % (računajuči i prethodnu deformaciju) uz koriščenje ulja za podmazivanje. Stepen deformacije u svakom provlaku je iznosio 20 40 60 80 100 " 200 20 40 60 80 100 BRZINA ZAGREVANJA, °C/h 200 Slika 2 Uticaj brzine starenja na relativan intenzitet a) 5 % deformacije pre starenja; 15 minuta na 700° C b) 15 % deformacije pre starenja; 15 minuta na 700° C c) 25 % deformacije pre starenja; 15 minuta na 700° C d) 10 % deformacije pre starenja; 21 h na 700° C e) 15 % deformacije pre starenja; 21 h na 700° C f) 20 % deformacije pre starenja; 21 h na 700° C Fig. 2 Influence of the ageing rate on the relative intensity a. 5 °/o deformation before ageing; 15 minutes at 700° C b. 15 °/o deformation before ageing; 15 minutes at 700° C c. 25 % deformation before ageing; 15 minutes at 700° C d. 10 °/o deformation; 21 hours at 700° C e. 15 % deformation; 21 hours at 700° C f. 20 % deformation; 21 hours at 700" C STEPEN DEFORMACIJE, % Slika 3 Fig. 3 Uticaj deformacije koja predhodi starenju na relativan Influence of deformation preceding the ageing on the rela- tive intensity intenzitet a) brzina starenja 10° C/h; 21 h na 700° C b) brzina starenja 10° C/h; 15 min. na 700° C c) brzina starenja 20° C/h; 21 h na 700° C d) brzina starenja 50° C/h; 21 h na 700° C a. ageing rate 10° C/h; 21 h at 700° C b. ageing rate 10° C/h; 15 min at 700° C c. ageing rate 20° C/h; 21 h at 700° C d. ageing rate 50" C/h; 21 h at 700° C. 20—25 %. Deformisani uzorci su žareni na 700° C ili u sonom kupatilu (15 min) ili u komornoj peči (21 čas) a zatim dresirani ~ 1 %. U cilju sprečavanja prekomerne oksidacije i razugljenisavanja uzorci žareni u komornoj peči su ili zatapani u kvarcne ampule ili stavljani u kutiju od nerdjajučeg čelika zajedno sa absor-berima za kiseonik pa zatim žareni. Ispitivanje Tekstura: Za ispitivanje su koriščeni uzorci koji su prethodno hemijskim putem stanjeni do polovine početne debljine. Udeo pojedinih komponenti u teksturi je odredjen tehnikom inverznih polarnih slika (8). Sa svakog uzorka je meren integralni intezitet osam refleksija: 110, 200, 211, 310, 222, 321, 420 i 332. Intezitet svake refleksije, IhkI, je poredjen sa intezitetom iste refleksije sa uzorka bez teksture, Ir hkl. Relativan intezitet je odredjen prema izrazu: = (SNhk,) (Ihkl/Ir.hkl) SCNhi, (Ihki/Ir,hki)] gde je Nhkl faktor umnožavanja. Faktori plastične anizotropije: Merenje faktora plastične anizotropije, R = 6w/6t (6W i 6, su stvarne deformacije po širini i debljini epruvete koje se dobijaju pri dostizanju 15 % izduženja) je izvršeno na uzorcima sečenim pod uglom od 045 i 90° u odnosu na pravac valjanja. Srednji ili normalni faktor plastične anizotropije, R, je odredjen na osnovu izraza: R = (R0 + 2R« + R90)/4 dok je faktor ravanske plastične anizotropije odredjen na osnovu izraza: AR = (K, + R90 — 2R45)/2 Tablica 1. Relativni intenziteti . j deformac. No. starenje Konvencionalni postupak 110 200 1. 70 % def. 15 min. na 700° C 0.67 2.91 2. 70% def. 21 čas na 700° C 0.56 1.68 3. 15 % def. 70 % def. (ukupno) 10° C/h 15 min. na 700° C 0.42 0.99 4. 15 % def. 70 % def. (ukupno) 10° C/h 21 čas na 700° C 0.14 0.38 5. 20 % def. 70 % def. (ukupno) 10° C/h 21 čas na 700° C 0.19 0.45 Faktori plastične anizotropije Rezultati su prikazani u tablici 2. Može se videti da je faktor normalne plastične anizotropije jednak 2 (tablica 2, No 5) kada se primeni režim REZULTATI Tekstura Uticaj brzine zagrevanja na relativan intenzitet pojedinih refleksija je prikazan na si. 2. Refleksije [310], [321] i [420] su prikazane zbirnom krivom. Sa povečanjem brzine zagrevanja [322] i njoj bliske [322] komponente se smanjuju dok se [200], [211], [110], [310], [321] i [420] pove-čavaju. Najviše se menjaju [111] i [200] komponente u intervalu od 10 do 50° C/h. Sa daljini povečanjem brzine zagrevanja promene su znatno manje izražene. Uticaj stepena deformacije koji prethodi sta-renju na relativan intenzitet pojedinih refleksija je prikazan na si. 3. Slični rezultati se dobijaju sa brzinama starenja 100 i 200° C/h. [222] refleksija pokazuje maksimum a [200] minimum na 15 do 25 % deformacije. Ponašanje ostalih komponenti nije tako jasno definisano verovatno zbog toga što se po pravilu malo menjaju. Poredjenje ovih dijagrama na si. 2 i 3 pokazuje da je udeo povoljnih komponenti [222], [211] i [332] koje povečavaju sposobnost čelika da se oblikuje dubokim izvlačenjem (7) veči a udeo ne-povoljnih manji u materijalu koji je žaren 21 čas na 700° C u odnosu na materij al koji je žaren 15 min. S druge strane u svim uzorcima koji su prethodno deformaciono stareni udeo povoljnih komponenti je veči a nepovoljnih manji u odnosu na materijal koji nije deformaciono staren več samo deformisan valjanjem 70 % i žaren na 700° C. U tablici 1 su prikazani rezultati koji orno gučuju poredjenje. Relativan intenzitet, p 211 310 222 321 420 332 1.39 1.37 2.44 0.51 0.59 0.80 1.56 1.08 3.51 0.50 0.46 1.07 1.5 0.77 5.03 0.45 0.27 1.47 1.58 0.36 7.23 0.37 0.18 1.61 1.56 0.45 6.79 0.36 0.17 1.68 starenja koji daje najpovoljniji odnos [222] komponente prema [200] komponenti (tablica 1, No. 4). Čim se ovaj odnos smanji (tablica 1. No. 5) faktor R se, takodje smanji na približno 1,7 (tablica 2, No 5). Tablica 2. Faktori plastične anizotropije deformac. Konvencionalni No- starenje postupak R« R'» R AR 4. 15 % def. 70 % def. (ukupno) 10° C/h 21 čas na 700° C 1.58 1.22 2.66 1.66 0.90 5. 20 % def. 70 % def. (ukupno) 10° C/h 21 čas na 700° C 2.22 1.22 3.34 2.00 1.56 DISKUSIJA Rani j a istraživanja (6) su pokazala da de-formaciono starenje povoljno utiče na razvoj [111] teksture u čistoj leguri Fe-Al-N. Ispitivanja izvršena u ovom radu omogučuju da se ovaj za-ključak potvrdi i proširi na komercijalni umireni čelik. Treba naglasiti da se režim deformacionog starenja i dalje prerade, koji daju optimalan odnos [111] i [100] komponenti bitno razlikuje u dva materijala. Medjutim mehanizam obrazo-vanja izražene [111] teksture je najverovatnije sličan. Može se pretpostaviti da AIN čestice koje se izdvajaju pre deformacije utiču na isti način kao i kada se izdvajaju pre rekristalizacije. Teorijska razmatranja (1) pokazuju da fino dispergo-vane čestice proporcionalno menjaju brzinu stva-ranja klica novih rekristalisanih zrna svih orijen-tacija. Vremenska razlika izmedju klica [111] orijentacije koje se stvaraju prve i klica [100], koje se stvaraju poslednje se povečava, zbog čega se u potpuno rekristalisanoj strukturi povečava broj zrna [111] orijentacije a smanjuje broj zrna [100] orijentacije. Medjutim, zrna [111] orijentacije nisu samo brojnija več su i veča, pošto u prisustvu sekundarnih faza imaju više vremena da rastu. Kada se rekristalizacija završi dolazi do rasta zrna. Velika zrna [111] orijentacije rastu na račun malih zrna [100] orijentacije zbog čega se [111] tekstura dalje pojačava. Uticaj rasta zrna se jasno iskazuje kada se vreme žarenja poveča od 15 min na 21 čas. Rezultati koji pokazuju da se udeo [111] komponente povečava a udeo [100] smanjuje sa smanjenjem brzine zagrevanja i povečanjem stepena deformacije koji prethodi starenju, omo-gučuje da se pretpostavi da je za maksimalne efekte s jedne strane postiči veoma finu disperziju AIN čestica, a s druge strane stvoriti izraženu čelijastu substrukturu sa izraženim subzrnima koja kasnije postaju klice novih rekristalisanih zrna. Optimalni režim deformacionog starenja tj. optimalna kombinacija deformacije i brzine zagrevanja omogučuje dobijanje teksture u kojoj je u odnosu na standardni postupak (7), [111] komponenta zastupljena u približno istom iznosu, komponente [211] i [332] su pojačane dok je [100] znatno smanjena. Direktna posledica je da se do-bija veči faktor normalne plastične anizotropije; R = 2 (tablica 2) u odnosu na 1,6 (7); koji po-kazuje da sposobnost oblikovanja dubokim izvla-čenjem treba da bude veča. Medutim, treba naglasiti da faktor ravanske plastične anizotropije je veči od uobičajenog što govori o znatnoj ten-denciji ka stvaranju ušica pri dubokom izvlačenju. ZAKLJUČAK 1. Statičko deformaciono starenje povečava udeo [111] a smanjuje udeo [100] komponente u teksturi u odnosu na njihov udeo u čeliku koji je samo hladno valjan i žaren. 2. Udeo [111] komponente se povečava a udeo [100] smanjuje sa smanjenjem brzine zagrevanja odnosno povečanjem vremena starenja. Največe promene se dešavaju kada se brzina smanji od 50 na 20° C/h odnosno vreme poveča od 10 na 25 časova. Ovakvo ponašanje je pripisano večoj efikasnosti AIN čestica da u fino dispergovanom obliku povečaju veličinu i broj zrna [111] orijentacije. 3. Primenom optimalnog režima deformacionog starenja (deformacija: 15 %; brzina zagrevanja: 10° C/h) i dugotrajnog žarenja na 700° C (21 h) do-bijen je veoma povoljan odnos [111] i [100] komponenti odnosno veoma visok faktor normalne plastične anizotropije koji je približno jednak dva. Literatura: 1. W. B. Hutchinson, Met. Sci., 8 (1974) 185 2. R. R. Mould and J. M. Gray, Met. Trans., 3 (1972) 3121 3. R. H. Goodenow and J. F. Held, Met. Trans., 1 (1970) 2507 4. W. C. Leslie et al.. Trans. ASM, 46 (1954) 1470 5. J. T. Michalak and R. D. Schone, Trans AIME, 242 (1968) 1149 6. H. Endo et al., Trans. ISI Japan, 15 (1975) 205 7. Dj. Drobnjak et al., Met. Tech., 1 (1974) 371 8. R. M. S. B. Horta et al., Trans. AIME, 245 (1909) 2525 ZUSAMMENFASSUNG Einfluss der statischen Reckalterung (Verformung: 5—25 %; Alterung: 10—200° C/h bis 520° C) auf die Textur erhaltlich durch Kaltvvalzen (70 %) und Gluhen (700° C) ist mittels der Technik der inversen Polarbilder bestimmt vvorden. Die Ergebnisse zeigen dass der Anteil der Komponente [111] grosser wird und der Anteil der Komponente [100] mit der Ervvarmungsgeschvvindigkeit bzw. mit der Verlangerung der Alterungszeit kleiner wird. Die grossten Anderungen geschehen bei der Verminderung der Al-terungsgeschwindigkeit von 50 auf 20° C/h bzw. bei der Verlangerung der Gliihzeit von 10 auf 25 Stunden. Ein solches Betragen wird der immer grosseren Wirksamkeit der A1N Teilchen zugeschrieben, durch welche die Zahl der Keime der Orientierung [111] auf das Konto der Keime der Orientierung [100] grosser wird. Mit der Anwendung der optimalen Kombination einer Verformung von 15 % und der AIterungsgeschwindigkeit von 10° C/h kann ein mittlerer Faktor der plastischen Anisotropie rund 2 er-reicht werden. SUMMARY The effect of static strain aging (strain: 5—25 %; aging: 10—200° C/h to 520° C) on texture development during subsequent cold rolling (70 %) and atmealing (700° C) has been studied by means of an inverse pole figures technique. The results show that the [111] component in-creases and the [100] decreases vvith decreasing heating rate i. e. increasing aging tirne, the effect being most pronounced on passing from 50 to 20° C/h i. e. from 10 to 25 hours. This has been attributed to an increased effi-ciency of A1N precipitates in developing recrystallization nuclei vvith [111] orientation on expreses of [100] orienta-tion. An average plastic strain ratio of about two is expe-rienced if an optimum combination of prior strain (15 %) and aging rate (10° C/h) is applied. 3AKAmEHHE b.\HHHne CTarmecKoro Aecf>0pMai{H0HH0r0 ctapeniia (aeop.wa-uuh: 5—25%, CTapeHHe: 10—200» C/h ao 520° C) Ha TeKCTypy, noAy-MeHHyK> XOAOAHO0 npoKaTKoii (70 o/0) h otjkhtom npn 700» C onpeAe-AeHO C TeXHHKOH HHBepCHbIX IK>ASpHbIX H3o6pa»eHHH. Pe3yAI>TaiIJ noKa3UBaioT, mto aoah [iii] KOMnoneHTU yBCAHHHBaeTCH, a aoasi [100] VMeHbiuaeTCa c 6birpoToft oT»Hra, oth. c yBeAHieHHeM Bpe-MeHH cTapeHHS. CaMbie SoAbmne H3MeHeHHa npoHcxoAHTb, KorAa GbicTpoTa oTJKHra yMeHbuiaeTCH c 50» C/m, oth. AAHTeAbHOCTb OTMcnra yBeAH-HHBaeTca c 10 Ha 25 HacoB. TaKoe noBeAeHHe momcho npHnncaTb 60Aee CHAbHOH 34>eKTHBHOCTH MaCTHll A1N, KOTOpbie VBeAHMHBaiOT MHCAO 3apOAMIIieH OpHeHTHpOBKH [III] Ha CMeT 3apOAHJIieH opneH-THPOBKH [100]. 0pH npHMeHeHHH onTHMaABHofi kom6hh3Uhh npeAe-Aymeii AeopMauHH (15 %) h 6biCTpOTti CTapeHHH (10» C/q), noAy-MHM KaK epeAHHfl aKTOp IIAaCTTWeCKOH aHH30TpOnHH 3HaieHHe, KOTOPOH COCTaBAaeT BCAHHHHy 2. Elektromagnetno polje v bližini napake v materialu UDK: 621.191:620.179.6 ASM/SLA: S13h, X8k Božidar Brudar UVOD Osnovni princip odkrivanja napak s pomočjo elektromagnetnega polja je v tem, da preiskovani predmet namagnetimo in potem merimo, kako se magnetno polje v njem porazdeljuje1. Na porazdelitev polja namreč pomembno vplivajo tudi napake v materialu. Vpliv radialnih razpok v kovinskih palicah in ceveh na izmenično magnetno polje je določil dr. F. Forster že leta 1954 s poskusi na modelih2. Rezultate njegovih eksperimentov so več kot 20 let navajali v najrazličnejših člankih s tega področja3. Tudi v jeseniški železarni pregledujemo površino kovinskih palic s tem, da merimo spremembe v impedanci tuljave, skozi katero preiskovane palice potujejo (Defectomat 2.189, izdelan v Inštitutu dr. Forster). Praksa pa je pokazala1, da pri tem delu lahko nekatere napake zgrešimo, če se faze signalov zelo močno razlikujejo od faze, ki jo je povzročila napaka, ki jo ravno še dopuščamo. To je še posebno problematično pri feromagnetnih materialih, kjer skušamo z močnim dodatnim enosmernim magnetnim poljem doseči magnetno nasičenje. Meritve in teoretični izračuni so pokazali, da nikdar ne vemo, s kolikšno vrednostjo relativne diferencialne permeabilnosti imamo opra- Slika 1 Splošna oblika površinske razpoke v palici Fig. 1 General čase of a surface crack in a bar. viti. Zato je skoraj nemogoče napovedovati, kolikšna je fazna razlika med signali, ki ustrezajo zelo tankim radialnim razpokam in napakam drugih oblik. Vsi ti problemi so nas silili, da smo sami začeli natančneje raziskovati princip delovanja aparatov, kjer ugotavljamo defekte s pomočjo elektromagnetnih polj. Takšna raziskava je koristna predvsem za praktično delo, saj omogoča ne le, da kritično preverimo, kaj aparat zmore registrirati, ampak tudi česa ne more. Tega podatka navadno v trgovskih prospektih ni. Pri svojem delu nismo eksperimentirali z živo-srebrnimi modeli, ampak smo simulirali napake s pomočjo matematičnih modelov. Poiskali smo splošno metodo, po kateri lahko simuliramo različne napake v palicah ali ceveh in pridemo do podobnih rezultatov, kot jih je izmeril dr. F. Forster. Študirali pa smo tudi vpliv enosmernega magnetnega polja na možnost odkrivanja napak v feromagnetnem materialu z znanimi magnetnimi karakteristikami. V prvem delu tega sestavka so opisane izhodne enačbe za izračunavanje polja, v nadaljevanju pa bo opisan postopeik za izračunavanje polja v palicah z radialno razpoko in rezultati pri simuliranju podpovršinskih in površinskih razpok v ceveh. SEZNAM UPORABLJENIH SIMBOLOV a polmer palice a, notranji polmer cevi A, A, A amplituda vektorskega potenciala B, B, B amplituda gostote magnetnega pretoka b oddaljenost od osi, kjer je vpliv napake zanemarljiv E električna poljska jakost f, F frekvenca H, H, H magnetna poljska jakost i imaginarna enota I jakost električnega toka v tuljavi j. j gostota toka L« induktivnost prazne tuljave n število ovojev na enoto dolžine tuljave P magnetni pretok r, r polmer t čas V vektorski potencial W amplituda vektorskega potenciala x, y, z pravokotne koordinate Z, Z impedanca (t električna prevodnost Ho permeabilnost praznega prostora (i relativna permeabilnost = 1 dB relativna diferencialna Vo dH permeabilnost to = 2-rtf koordinatni sistem. Enačbi (4) in (5) nadomestimo s sistemom enačb za posamezne komponente Ar, A,, A,, oziroma Ar*, A9*, A,*: d2 Ar J_ dA, 1 _Ar d2Ar dr2 + r ' dr +r2 ' dtp2 r2 dz2 7 d A --Z. . -f F . Ar* = 0, r2 d tp d2A„ 1 dA 1 d2 A, A d2 A H—' *--r-: • —-—r ——— H—— T (6) dr2 dr 2 d Ar dz2 d + F.A/ = 0, (7) (P d2Az + 1dA1+J_i^Ai+d^+F ^ = : dr r2 dtp2 dz2 dr2 (8) d2Ar* + J. + i d2Ar* Ar* | d2Ar* dr2 koordinata v smeri ep II. MATEMATIČNA FORMULACIJA A. Osnovne enačbe Magnetno polje v materialu in zunaj njega lahko opišemo na več načinov. Največkrat uporabljamo izhodne enačbe za vektorski potencial, skalami potencial ali enačbe za gostoto magnetnega pretoka. Izbira je odvisna od narave problema. 1. Vektorski potencial Izhajamo iz enačbe: dV d2 V V2V — tloJAlT—--HlloEEo —r = W dt dt2 Predpostavljamo, da gre za sinusno nihanje polja: V = W . eiwt. Namesto enačbe (1) zapišemo: V2W — iwniK)0-W + HPOEEO"2W = 0. (2) Pri neporušnih preiskavah delamo navadno z razmeroma nizkimi frekvencami, tako da tretji člen v enačbi (2) lahko zanemarimo. Iščemo rešitev enačbe: . «r n in zapišemo enačbo (3) za realno in imaginarno komponento: y2 A + w ^ ^ A* = 0, (4) V2A* —wnyo2V I 2 dz2 r2 d V d

neka izbrana vrednost vektorskega potenciala in F brezdimenzijska frekvenca. - Gostoto magnetnega pretoka pa izračunamo iz relacije: B = rotW V cilindričnih koordinatah to zapišemo za realno komponento na primer takole: 1 dK dA_ B„ = B„ = r dtp d z dAr_ d K dz dr r dr, r d (20) (21) 3. Robni pogoji S sistemom diferencialnih enačb (6) do (11) opisujemo vektorski potencial V, oziroma gostoto magnetnega pretoka B v snovi, kjer je električna prevodnost končna. V praznem prostoru veljajo podobne enačbe. Upoštevati je treba le, da je v zraku na primer Problem je rotacijsko simetričen. Napaka take vrste bi bila na primer nenadna sprememba v premeru palice in bo natančneje opisana v nadaljevanju. 2.1. Pogoji za vektorski potencial Namesto enačb (25) do (30) zdaj pišemo: Av _ . _ h L> dr r d A* (33) dr dAr + A * 12- =0, r dAz (43) = 0. d A* dz dr = 0, dz dBr dBz dz dr = 0, (45) — • — (r B ) = 0. r dr V oddaljenosti r = b je Bz = Ba edina komponenta gostote magnetnega pretoka, ki je različna od nič. Zato je tam Bz = 1 in Bz* = 0. Enačba (45) povezuje komponenti Br in Bz. Komponenta B,, pa z Br in Bz ni povezana. Zato bi v tem primeru morali reševati enačbi za Br in Bz. Na mejnih ploskvah r = konst., oziroma z = konst. velja robni pogoj (45), oziroma: V dz dr Jout Velja pa tudi izraz (23), oziroma: dr r dz (46) Podobno bi lahko zapisali tudi za imaginarne komponente Br* in Bz*. 3. Poseben primer napake, kjer je — =0. dz Napaka take oblike se enakomerno razteza vzdolž palice. 3.1. Pogoji za vektorski potencial Namesto enačb (25) do (30) dobimo: d\ + dr 1 dAr _ r r d d

a. 5.2. Pogoji za gostoto magnetnega pretoka V področju a ^ r ^ b veljajo enaki pogoji kot pri palici. Tudi v področju r ^ velja Bz = konst. Robni pogoj pri r = a, pa lahko poiščemo takole: Na notranjem robu prereza velja: rot E = — ^ (53) d t Enačbo (53) integriramo na obeh straneh po notranjem prerezu cevi: ^rot (B + i B*) d S = [ p0 p i no ueAoii AAHHe npyTKa. YpaBiieiiHe aasi rvcTOTti MarHHTHoro noAa HaAo bu^hcahti, toalko aasi oahoh KOMnOHeHTM. OniicaHHtie cnocoGu, pa3BHTHe Koxopux BbinoAHeHO b HayHHO-HCCAeAOBaTeABHOM HHCTHTyTe MeTaAAyprHHecKoro 3aB0Aa >KeAe3apna EceHHijc 6 u ah nphmehehbi TaKJKe ycnenmo Ha cnenHaAbHbix npn-Mepax (AByxMepHbie H TpexMepnMe MaTeMaTHiecKHe MOAeAH no- BepXHOCTHiIX h nOAIJOBepXHOCTHbIX nOpOKOB). B o6Aacra kohtpoah 6e3 pa3pymeHHJi c nyAbCHpyioniHM h MHoroiacTHUM SAeKTpoMarHHTHtiM noAeM npeACTaBAaeT onHcaHHe MaTeMaTH^ecKHX mctoaob coBceM hobyk> 6a3y aas 3KcnepHMeHTaAJb-hbix paSoT. moaeahpobahhe ycaobhh npn nomoiuh cienhka ro-pa3AO AeuieBAe h 6bicTpee ot npaKTmeeKoro 9KcnepH.vieHTHpoBaHHH. n. Eeprep/Ile.Vie Tehnične novice Residuals in Iron and Steel (Rezidualni elementi v železu in jeklu) F. Vodopivec Pod tem naslovom so skupno priredili mednarodno konferenco IRSID (Institut de Recherches de la Siderurgie Francaise), Max Planck Institut fiir Eisenforschung in SŽ Metalurški inštitut dne 22. in 23. maja 1980 v Ljubljani. Konferenca je od leta 1958 tretja, ki so jo trije Inštituti sklicali na temo rezidualnih elementov (RE) in je bila organizirana v sklopu proslave 30-letnice Metalurškega inštituta v Ljubljani. Konferenci je prisostvovalo nad 100 udeležencev iz SFRJ, Francije, Nemčije, Anglije, Švedske, Finske, Italije in Madžarske. Da bi bilo več časa za razpravo in izmenjavo mnenj, je bilo sprejeto v program le 15 prispevkov, vsak prireditelj je prispeval 5 prispevkov iz države, katero je zastopal. Problematika RE je zelo široka in pestra. Sega od elementov, ki jih iz jekla z žilavenjem ni mogoče odstraniti (na primer baker, kositer in drugi), preko elementov, ki pridejo v jeklo med procesom (npr.: dušik), do elementov, ki jih jeklu dodajamo v majhnih primeseh (npr.: aluminij in kalcij), ali jih do take množine lahko iz jekla odstranimo s tehnološko sprejemljivimi ukrepi (npr.: žveplo in fosfor). Prisotnost teh elementov se odraža na kristalizacijo jekla, na njegovo vročo in hladno preoblikovalnost, na uporabne lastnosti in na krhkosti. V večjem ali manjšem obsegu so se predavatelji dotaknili vseh naštetih elementov in analizirali njihov vpliv na različne lastnosti jekla različnih vrst, pa tudi zelo čistega železa, kjer znaša skupna vsota nečistoč in legirnih elementov le nekaj lOppm. C. Gatelier, M. Devaux in M. Olette (IRSID) so poročali o vplivu kalcija na topnost nekaterih nekovinskih oligo-elementov v jekleni talini. Dodatek kalcija vpliva na sestavo in obliko oksidnih in sulfidnih vključkov, vendar tudi na topnost dušika, fosforja in arzena v jekleni talini, kjer tvori spojine vrste Ca]X2. Vendar take spojine nastanejo šele pri večjih dodatkih kalcija v talino (več kg na tono jekla), ni pa izključeno, da se ta proces ne bi kdaj uporabljal zato, da se iz nekaterih jekel eliminira fosfor. Z. Horgas in M. Horgas (MI »Hasan Brkič«, Zenica) sta poročala o bilanci RE v rudi, med aglomeracijo in v visokih pečeh železarne Zenica. V trajanju 1 leta so sistematično analizirali 8 RE (Cu, As, Sb, Pb, Zn, Sn, Ni in Cr) v rudah, piritnih ogorkih, grodju, apnu, plavžnem prahu in mulju ter koksu in izoblikovali bilanco RE v plavžni proizvodnji železarne Zenica. B. Koroušič (MI Ljubljana) je ocenil vlogo 12 RE (O, H, N, S, P, Pb, Al, Nb, Zr, Sb, Sn in As) v procesu električnega pretaljevanja pod žlindro. Obravnaval je oksidacijske izgube med pretaljevanjem, prerazdelitev med jeklom in žlindro in vpliv inokulantov na tvorbo nove faze. M. Torkar in F. Vodopivec (MI Ljubljana) sta poročala o raziskavah vpliva bogatitve jekla ob površini s Cu in Sn na pokljivost jekla z lito strukturo. Ugotovila sta, da se da škodljivi vpliv obeh elementov v precejšnji meri zmanjšati, če se jekleni bloki na ogrevanje za valjanje zalagajo po ohladitvi površine pod premensko temperaturo avstenta. F. Vodopivec in M. Torkar sta obravnavala mikrostruk-turo in pokljivost jekla z 0,16 C, lito strukturo in dodatki Al, N, Mn in S. Zaključek njunih izvajanj je, da krhkost jekel s povečanim Al in N vezana na vpliv, ki ga imata oba elementa na izoblikovanje obpovršinskega globulitnega sloja pri strjenju jekla. T. Goyard, P. Heritier, A. Fourdeaux in A. Kobylansky (ANSM Saint Etienne) so poročali o tem, da se zaradi prisotnosti A1N zmanjša duktilnost jekla v intervalu med 800 in 1100° C. C. Goux (ENSM) Saint Etienne) je poročal v imenu večje skupine soavtorjev (J. Rochette, P. Benaben, R. Tardy, J. Rogez, M. Foucault-Villard, M. Ghannan, J. Le Coze, B. Saulnier, J. Paire in J. Y. Boos) o pripravi in dopiranju železa velike čistoče, o vplivu selena na kinetiko premene austenit ferit in obratno, o faznem diagramu Fe-Se, o koeficientu difuzije selena v železu med 800 in 1300° C in o vplivu O, S, Se in Te na pitting korozijo nerjavnega jekla. J. Rodič (SŽ železarna Ravne) je govoril o količini RE v različnih skupinah jekel, o problemih, ki jih postavlja naraščanje količine RE, o vplivu RE na orodna jekla in o vplivu RE na vročo preoblikovalnost. Y. Desalos, J. Laurent, D. Thivelier in P. Rousseau (IRSID in Ugine Aciers) so razpravljali o vplivu Cu, Cr, Ni, Mo, P, Si in Sn na lastnosti ogljikovih jekel. Ugotovili so, da se vpliv normalne količine RE odraža na sposobnosti jekel za masivno hladno preoblikovanje le v zanemarljivem obsegu. F. Aubrun (Sollac, Florange) je poročal o industrijskih raziskavah vpliva Cr, Ni, Cu in Sn na lastnosti jekel za globoko vlečenje. Dognal je, da v pričakovanih količinah Cr in Ni ne vplivata na lastnosti jekla, nasprotno pa Cu in Sn v količinah, ki se jih pričakuje v jeklih, izdelanih iz starega železa, pomembno zmanjšata duktilnost trakov za globoki vlek. F. Dumoulin in M. Guttman (CMEM, Pariš) sta poročala o vplivu interkristalne segregacije RE na lastnosti železnih zlitin in o reverzibilni popuščni krhkosti konstrukcijskih jekel. Interkristalna segregacija znižuje prag za propaga-cijo utrujenostne razpoke, povečuje interkristalno krhkost, neugodno vpliva tudi na druge lastnosti. Krhkost je odvisna od sestave in mikrostrukture in jo povzročajo elementi kot P, Sn in Sb. Dodatki drugih elementov lahko krhkost povečujejo, ker povečujejo segregacijo (tak primer je Mn), drugi elementi pa jo znižujejo (na primer Mo in Ti zmanjšujeta krhkost zaradi P in Sb). H. Erhart in H. J. Grabke (MPI Eisenforschung, Diissel-dorf) sta poročala o interkristalni segregaciji fosforja v železu. Ugotovila sta, da reverzibilna krhkost raste s povečanjem količine P v železu in z znižanjem temperature v intervalu med 800 in 400° C. Ogljik odriva fosfor od kristalnih mej, zato krhkost zmanjšuje, zanimivo pa je, da krom veže ogljik in spet aktivira fosfor. M. Krause in Jin Yu (F. Krupp Hiittenwerke AG. Bochum) sta obravnavala popuščno krhkost 1 % CrMoV jekla zaradi RE. Ta vrsta jekla se uporablja za velike izkovke za termoenergetske naprave. Ugotovila sta, da porast količine elementov P, Si in Sn v jeklu povišuje prehodno temperaturo žilavosti martenzitne mikrostrukture, v bainitni mikrostrukturi pa nima opaznega učinka. Poročala sta tudi o tem, da aluminij in baker vplivata na prelom jekel odpornih proti lezenju. K. H. Keiemburg in V. Thien (Kraftewerk Union, Mulheim) sta poročala o izgubi duktilnosti pri 3,5 NiMoCrV jeklu po dolgotrajnem ogrevanju. Pri tem nastaja obogatitev P in Sn po kristalnih mejah z največjo intenziteto pri 450° C. Zato je potrebno držati količino teh dveh elementov kolikor je mogoče nizko pri jeklih za težke izkovke. Zanimiva poročila so spremljala številna vprašanja in živa razprava. To je dokaz, da je problematika RE zanimiva za proizvajalce in uporabnike jekla zaradi onečišče-nja jekel, ki je posledica uporabe manjvrednih rud in uporabe naraščujoče količine starega železa v jeklarskem vložku. Splošno mnenje udeležencev je bilo, naj se mednarodna srečanja s problematiko RE organizirajo s krajšimi časovnimi intervali, da bo mogoče češče primerjati in izpo- stavljati javnosti nova dognanja, uspehe in neuspehe, ki so povezani s trudom metalurgov, da obvladajo naraščujoče onečiščenje jekla. Materiale s konference, predavanja in razprava bodo objavljeni kot posebna številka Železarskega Zbornika, ki jo bo mogoče naročiti pri uredništvu ali Metalurškem inštitutu v Ljubljani. dr. F. Vodopivec Novost v proizvodnji tornih krožnih žag za rezanje z velikimi obodnimi hitrostmi v proizvodnem programu Železarne Ravne Roman Pori Železarna Ravne ima v svojem proizvodnem programu tudi torne krožne žage za rezanje z velikimi obodnimi hitrostmi profilov in cevi. Te žage smo izdelovali iz specialnega orodnega jekla. Ker te žage niso izpolnjevale želja in potreb porabnikov žag niti lastnosti, ki jih zahtevajo sodobni stroji za izdelavo cevi in profilov, nam je pri razvoju v zadnjem času z vzornim sodelovanjem železarne Jesenice, tovarne kovinskih izdelkov in opreme »ALPOS«, TOZD cevarna Šentjur pri Celju uspelo izdelati torne krožne žage za rezanje profilov in cevi z velikimi obodnimi hitrostmi iz plemenitega Ni-Mo-Cr-V orodnega jekla. Krožne žage iz tega jekla, kot nam je pokazala preizkusna serija žag, popolnoma ustrezajo zahtevam tovrstnega orodja: — so popuščno obstojne, — obdržijo rezno sposobnost tudi pri daljših časih obratovanja, — ne prihaja do razpok ali razletov žag, — rezani material se ne lepi na list žage in zobe. Torne krožne žage so izdelane iz enega kosa (zobje niso v segmentih kovičeni na osnovni list) in so namenjene za rezanje profilov in cevi, izdelanih iz pločevinskih trakov trgovskih kvalitet, barvnih kovin in nerjavne pločevine. Te žage režejo z velikimi obodnimi hitrostmi do 100 m/sek. Zaradi izredno velike obodne hitrosti žage pride do lokalnega taljenja materiala, tako da žaga praktično ne reže, temveč odtaljuje material. Zaradi specifičnih pogojev rezanja s tornimi krožnimi žagami, izdelanimi iz ogljikovega orodnega jekla, je prihajalo do pojava razpok po boodu žag, kar predstavlja veliko nevarnost za razlet žage pri obodni hitrosti 100 m/sek., torej nevarnost za okolico in strojelom. Našteti elementi in razmeroma slaba vzdržnost žag je železarno Ravne prisilila k razmišljanju o izdelavi tor- nih krožnih žag iz druge vrste jekla, ki bi odpravila, oziroma zmanjšala negativne lastnosti obstoječih krožnih žag. Zopet se je pokazalo, kako važno je dobro sodelovanje s porabniki proizvodov, saj nam je z njihovo pomočjo na osnovi strokovnih informacij uspelo izdelati krožne torne žage, ki se odlikujejo po dobri vzdržljivosti od enega do drugega brušenja zob, odpravili smo nagnjenost k razpokam in s tem preprečili škodo, ki je pri prejšnjih krožnih žagah iz ogljikovega jekla grozila s pojavom napetostnih razpok. Vendar moramo ob tem pripomniti, da vzdržljivost tornih krožnih žag ni odvisna samo od kvalitetne izdelave, ampak so tu močno prisotni faktorji, na katere lahko vpliva le uporabnik, in to: — da je zagotovljena pravilna sinhronizacija pomika rezanega materiala in strojnega elementa, v katerem je nameščena krožna žaga; — žaga in obdelovanec morata biti zanesljivo in čvrsto pritrjena; — žaga se mora vrteti mirno, brez radialnega in aksial-nega opletanja, ki je dovoljeno največ 0,1/200 mm; — ko se pojavijo na zobeh znaki zatopitve (to se pozna na rezanem materialu), je potrebno žago zamenjati in jo ponovno nabrusiti. Če bomo ustregli naštetim zahtevam ob kvalitetni izdelavi krožnih žag, za kar jamči železarna Ravne, je uspeh ob visoki produktivnosti zagotovljen. ZAKLJUČEK: Namen te publikacije je bil, da podamo informacijo o prizadevanjih železarne Ravne za kvalitetno izboljšanje asortimenta izdelkov in ob tem podamo nekaj smernic uporabnikom izdelkov, da bi z njimi bolje in varneje delali. Ako bodo uporabniki tornih krožnih žag z novimi izdelki zadovoljni, ker jim izdelek omogoča večjo produktivnost, smo v železarni Ravne dosegli na tem področju svoj cilj, čeprav se zavedamo, da moramo še naprej izpolnjevati in razvijati svoje izdelke. Novo orodno jeklo Č 8140 (145 V 33) za delo v hladnem v proizvodnem programu Železarne Ravne Kemijska sestava C% Si% Mn% Cr% Mo% V'A 1,48 Q2I 0,45 0,29 0,01 3,50 Kemijska sestava C % Si V. Mn% Cr'/. Mo% V V. 1,48 0,21 0,45 0,29 0,01 3,50 Roman Pori Železarna Ravne je kot proizvajalec plemenitih orodnih jekel uspela v proizvodnji strojnih nožev združiti svoje dolgoletne izkušnje z najsodobnejšimi dosežki v tehnologiji strojnih nožev. Sodobna strojna in predelovalna industrija z novimi visoko produktivnimi tehnološkimi postopki zahteva nova orodna jekla s specifičnimi lastnostmi. Zato se od strojnih nožev zahteva predvsem: s— velika rezna sposobnost in odpornost proti obrabi, — velika odpornost proti udarcem in drugačnim dinamičnim obremenitvam, — velika žilavost, predvsem žilavost ostrine, — optimalna trdota. Da bi našli optimalno kompromisno rešitev teh nasprotujočih si zahtev, iščemo nove tehnološke postopke in razvijamo nove vrste jekel. Te zahteve se včasih zdijo tako ostre, da za proizvajalca jekel predstavljajo skoraj nerešljiv problem, vendar s sistematično raziskavo v ozki povezavi med proizvajalcem in uporabnikom le dosegamo spodbudne rezultate. Železarna Ravne je s sodelovanjem uporabnikov strojnih nožev in drugih orodij dopolnila svoj program orodnih jekel za delo v hladnem z novim orodnim jeklom C 8140 (145 V 33), ki ga želimo s tem sestavkom predstaviti. Temperatura popuščanja v °C [lh] Slika 1 Diagram popuščanja in žilavosti za jeklo Č.8140 2n 145 V 33 kaljeno 860° C voda. Temperatura popuščanja v °C [lf'] Slika 2 Diagram popuščanja in žilavosti za jeklo Č.8140 2n 145 V 33 kaljeno 860" C olje. Standardne karakteristike in osnovni podatki za uporabo: Smerna kemična sestava v %: C Si Mn V Mo 1,45 0,3 0,2 3,5 0,2 Za zagotavljanje posebnih lastnosti dodamo po potrebi še posebne mikrododatke. Primerjava s tujimi proizvajalci: Werkstoff Nr. po DIN 17007: 1.2838 VDEh oznaka DIN 17006: 145 V 33 Witten: PWV VEW: K 765 Creusot Loire: 145 V 33 Bergische Stahlindustrie Remscheid: MV350 Tip jekla: Jeklo 145 V 33 je vanadijevo jeklo z visoko vsebnostjo ogljika, namenjeno za delo v hladnem. Kaljivo je v vodi in olju. Ogljik in vanadij dajeta jeklu visoko trdoto po kaljenju in fino zrnato strukturo. Ob visoki trdoti je tudi razmeroma žilavo in zato sposobno za izdelavo orodja za delo v hladnem z visoko produktivnostjo. Značilnosti in osnovne lastnosti: Jeklo 145 V 33 se odlikuje predvsem z naslednjimi lastnostmi: — odlična odpornost proti obrabi, — odlična rezilna sposobnost, — dobra obdelovalnost v žarjenem stanju, — dobra kaljivost. Primerjalne lastnosti: Ce primerjamo glavne lastnosti jekla 145 V 33 npr. s C 6445 (Osikro sp.), se bomo odločili za uporabo jekla 145 V 33, kadar želimo ugodnejšo kombinacijo visoke trdote, žilavosti in rezilne sposobnosti. Področje uporabe: Lastnosti jekla 145 V 33 kažejo, da je jeklo namenjeno za izdelavo zelo zahtevnih strojnih nožev: — za grafično industrijo, — za lesno obdelovalno industrijo, — za gumarsko industrijo, — za usnjarsko industrijo, — za rezanje umetnih mas, — za rezanje žime. Jeklo 145 V 33 je zaradi svojih specifičnih lastnosti dobro uporabno tudi za orodja za utiskavanje plitvih gravur in za orodja z brizganjem. Pri uporabi moramo upoštevati slabo popuščno obstojnost jekla. Tipizacija: Jeklo 145 V 33 je novo in se na domačem tržišču šele uveljavlja, zato je seveda netipizirano. Vroča predelava: Normalno področje vroče predelave je 1100—900° C. Pri ogrevanju in zadrževanju na temperaturi pred vročo predelavo je treba upoštevati nagnjenost jekla k razogljičenju in zagotoviti primerno zaščito. Po končani vroči predelavi je potrebno zagotoviti primerno počasno ohlajanje v peči ali v dobrem izolacijskem sredstvu. Jeklo se izredno dobro plastično predeluje. Za doseganje dobrih osnovnih lastnosti ima temperatura vroče predelave velik pomen in zato mora biti začetna tempratura plastične predelave pravilna, kakor tudi čas zadrževanja na zgornji temperaturi plastične predelave. Seveda mora biti tudi spodnja temperatura plastične predelave čim bližja predpisani spodnji temperaturi, vendar ne nižja od 900° C. Po končani vroči predelavi je potrebno to jeklo po počasnem ohlajanju čimprej žariti. Mehko žarjenje: Temperatura mehkega žarjenja je od 720—760° C. Trdota po mehkem žarjenju je maks. 230 HB. Jeklo je potrebno med mehkim žarjenjem zaščititi pred razogljičenjem. Obdelovalnost: V žarjenem stanju se to jeklo dobro obdeluje. Pri brušenju pa je potrebno paziti, da ne pride do pregretja in s tem do pojava brusilnih razpok, zato je priporočljivo brušenje z uporabo hladilnih sredstev ob pravilni izbiri brusnih sredstev (segmenti, lonci) z naslednjimi karakteristikami: — velikost zrna: 46 — vrste brusne surovine: specialni korund — B — struktura: 9—10 — trdota: H ali J — vezivo: keramično — V — obodna hitrost brusnega sredstva: 20—28 m/sek. — hitrost vzdolžnega pomika delovne mize ali brusnega sredstva: 12—18 m/min. —globina brušenja: 0,008—0,030 mm. Žarjenje za odpravo napetosti: Žarjenje za odpravo napetosti se izvaja po grobi mehanski obdelavi v temperaturnem območju 600—700° C z zadrževanjem na temperaturi najmanj 1 uro. Ohlajanje se izvaja počasi v peči do 500° C, dalje na mirnem zraku. Pri žarjenju za odpravo napetosti ni potrebna zaščita proti razogljičenju. Kaljenje: Potrebno je predgrevanje na 500—600° C. Normalno območje temperatur kaljen j a je 800—950° C. Kot sredstvo za ohlajanje pri kaljenju uporabljamo vodo ali olje, odvisno od oblike orodja in zahtevanih lastnosti. Pri ogrevanju na kalilno temperaturo moramo poskrbeti za zaščito proti razogljičenju. Najbolje je kaliti orodje iz peči z zaščitno atmosfero. Pri kaljenju v vodi je priporočljivo kaljenje z zadržanjem na temperaturi 750° C, nato kaliti v vodi, ker je jeklo nagnjeno k pokanju, če ga kalimo direktno iz temperature avstenitizacije. Popuščanje: Uporabno območje popuščanja je normalno 200—350° C za območje uporabnih trdot 62—56 HRC, kot kažeta po-puščna diagrama za kaljenje v vodi in kaljenje v olju. Popuščanje se mora izvajati takoj po kaljenju. Kemična sestava "V- ._ C Si Mn P S Ter Ni V 1 W Cu I Mo Sn 1.(8 0.21 0.(5 0015 0,017 0,12 J,5o| - o.ii\o.oi 0.013 las ---' Ure Slika 3 Kontinuirni TTT diagram za jeklo C 8140 ŽR: 145 V 33 Temperatura avstenitizacije: 860° C Metalografija jekla 145 V 33: Jeklo 145 V 33 ima po mehkem žarjenju sferoidizirana perlitna zrna. Po kaljenju je v mikrostrukturi finozrnati martenzit, zaostali avstenit in karbidi. Posebne preiskave: V nadaljevanju navajamo nekaj informacij in ugotovitev posebnih preiskav za jeklo 145 V 33. — Zaostali avstenit S ploščatimi preizkušanci 10 x 50 x 50 mm smo določili vsebnost zaostalega avstenita z rentgenskim difrakto-metrom. Volumske vrednosti žarjeno stanje kaljeno v vodi kaljeno v olju % % c% T mart. 95 0 5 0 56 42 2 8.10-3 50 48 2 7.10-3 — Premenske točke Ogrevanje 2,5° C/min. Ac začetek 750° C Ac konec 755° C Ohlajanje 2,5" C/min. Ar začetek 715° C Ar konec 690° C — TTT diagram Na sliki 3 je prikazan kontinuirni diagram za jeklo 145 V 33. Avstenitizacija 860° C. ZAKLJUČEK: Novo orodno jeklo za delo v hladnem 145 V 33 ima dobre perspektive na nekaterih specifičnih področjih uporabe. Prvenstveno naj bi ga uporabljali za izdelavo strojnih nožev, orodij za vtiskavanje s plitvimi gravurami, razne matrice v industriji vijakov in kovic ter druga orodja za brizganje. Podani so rezultati preiskav osnovnih lastnosti, katere pa bo potrebno še naprej dopolnjevati in jih povezovati z informacijami o obnašanju tega jekla pri praktični uporabi. Vsebina XIV. letnika »Železarskega zbornika« stran Prešem Alojz — Metalurški inštitut Ljubljana 30 let raziskovalnega dela na Si - Metalurškem inštitutu Ljubljana 3 Smajič Nijaz — Metalurški inštitut Ljubljana Termodinamika v proizvodnji nerjavnega jekla stran Todorovič Gojko, J. Lamut — Metalurški inštitut Ljubljana Razžveplanje grodlja s plavžno žlindro obogateno z MgO 21 Lavrič Tea, F. Vodopivec — Metalurški inštitut Ljubljana Grešovnik F. — Železarna Ravne Osterc V. — Inštitut za geologijo Ljubljana Vpliv toplotne obdelave na raztapljanje in izločanje karbidov v ledeburitnih orodnih jeklih 29 Kmetič Mitja, F. Vodopivec — Metalurški inštitut LjuMjana Gabrovšek M. — Železarna Jesenice Klnetika nastajanja ferita v mikrolegiranem jeklu 39 Kveder Aleksander, F. Vodopivec — Metalurški inštitut Ljubljana Bor v mikrolegiranem konstrukcijskem jeklu 49 Prešeren Vasilij — Metalurški inštitut Ljubljana Sintetično talilo za jeklarsko tehnologijo 57 Koroušič Blaženko — Metalurški inštitut Ljubljana Prispevek k termodinamiki reakcij, ki nastanejo pri EP2-procesu gg Vodopivec Franc — Metalurški inštitut Ljubljana Gabrovšek M. — Železarna Jesenice Raziskave relativne plastičnosti vključkov manganovega sulfida pri vročem valjanju nekaterih konstrukcijskih jekel 73 Uršič Viktor — Metalurški inštitut Ljubljana Vpliv peska jeder na lastnosti enotnega bentonitnega peska g 2 Osojnik Andreja, T. Lavrič, F. Vodopivec — Metalurški inštitut Ljubljana Študij metodike določevanja karbonitridov v mikrolegiranih jeklih g7 Wohinz Janez, J. Lamut — Metalurški inštitut Ljubljana Možnosti izkoriščanja odpodnih surovin za potrebe metalurgije 93 Kosec Ladislav — Metalurški inštitut Ljubljana Deformacija in porušitev v nekaterih dvo ali večfaz-nih zlitinah 99 Žvokelj Janez — Metalurški inštitut Ljubljana Utrujanje s končnim številom nihajnih obremenitev do loma 107 Tehnične novice Arh Jože — Železarna Jesenice Prvo posvetovanje o kontinuirnem vlivanju v Linzu pod naslovom: Continuous Casting Conference, 1979 11 Rodič — Železarna Ravne Mehanizem in morfologija lomov Cr-Mo-V orodnih jekel Brudar Božidar — Železarna Jesenice Elektromagnetno polje v bližini napake v materialu 115 117 Schroeder D. L. — Proces Corporation Pittsburgh Digitalni računalniki v proizvodnji jekla 129 Uranc Franc — Železarna Ravne Vpliv strukture in dimenzij preizkušanca, napetosti in hitrosti preizkušanja na žilavostne vrednosti 143 Vodeb R., B. Gašperšič, F. Erjavec, F. Medl Sistemske rešitve izkoriščanja odpadnih toplot v Železarni Ravne 149 Arh Jože, S. Čop — Železarna Jesenice Rac V., V. Macur — Železarna Ravne Senčič V., G. Manojlovič — Železarna Store Razvoj tehnologije proizvodnje jekla v slovenskih železarnah jgj Vodopivec Franc, A. Osojnik — Metalurški inštitut Ljubljana Gabrovšek M. — Železarna Jesenice Izotermna premena austenita v jeklu z 0,15% C in M 0/o Mn legiranem z niobijem in vanadijem 169 Raič V. — Metalurški kombinat Smederevo Drobnjak Dj. — Fakulteta za tehnologijo in metalurgijo Beograd Malčič S. — Institut »Boris Kidrič«, Vinča Vpliv statičnega deformacijskega staranja na tekstu-ro in faktor plastične anizotropije pomirjenega jekla 179 185 Tehnične novice Vodopivec Franc Rezidualni elementi v železu in jeklu (Mednarodna konferenca v Ljubljani 22. in 23. maja 1980) 193 Pori Roman — Železarna Ravne Novost v proizvodnji tornih žag za rezanje z velikimi orodnimi hitrostmi v proizvodnem programu Železarne Ravne 195 Pori Roman — Železarna Ravne Novo orodno jeklo C 8140 (145 V 33) za delo v hladnem v proizvodnem programu Železarne Ravne 196 Odgovorni urednik: Jože Arh, dipl. inž. — člani dr. Jože Rodič, dipl. inž., Franc Mlakar, dipl. inž., dr. Aleksander Kveder, dipl. inž., Edo Žagar, 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. 880 — Tisk: TK »Gorenjski tisk, Kranj VSEBINA UDK: 669.14.018.292:620.181 ASM/SLA: NlOb, N8g Metalurgija — mikrolegirano jeklo — premena avstenit-ferit — nastajanje karbonitridnih izločkov. F. Vodopivec, M. Gabrovšek, A. Osojnik Izotermna premena avstenita v jeklu z 0,15 % C In 1,3 % Mn Iegi-ranem z nlobljem in vanadijem. Železarski zbornik 14 (1980) 4 s 169—178 V jeklih, ki vsebujejo niobij v trdni raztopini v avstenitu, je izotermna premena te faze v ferit pri 728° C počasnejša, kot v enakih jeklih brez niobija zaradi prerazdelitve niobija na premen-ski površini avstenit-ferit. Niobij zavira tudi tvorbo vanadijevega karbonitrida in aluminijevega nitrida ob izločanju na premenski površini avstenit-ferit. Avtorski izvleček UDK: 669.14.018:620.187 ASM/SLA: N7a, M26c Metalurgija — hladna predelava — jeklo za globoko vlečenje V. Raič, Dj. Drobnjak, S. Malčič Vpliv statičnega deformacljskega staranja na teksturo in faktor plastične anizotropije pomirjenega jekla Železarski zbornik 14 (1980) 4 s 179—184 Vpliv statičnega deformacijskega staranja (deformacija: 5—25 %, staranje: 10—200° C/h do 520° C) na teksturo, ki jo dobimo s hladnim valjanjem (70 %) in žarjenjem (700° C) je določen s tehniko inverznih polarnih slik. Rezultati kažejo, da se delež [111] komponente povečuje delež, [100] pa zmanjšuje s hitrostjo ogrevanja odnosno s povečanjem časa staranja. Največje spremembe se dogajajo, ko se hitrost zmanjša od 50 na 20° C/h odnosno podaljša čas od 10 na 25 ur. Takšno obnašanje pripisujemo vse večji učinkovitosti delcev AIN, ki povečujejo število kali orientacije [111] na račun kali orientacije [100]. Z uporabo optimalne kombinacije predhodne deformacije (15 %) in hitrosti staranja (10° C/h) dobimo srednji faktor plastične anizotropije okrog 2. Avtorski izvleček UDK: 621.191:620.179.6 ASM/SLA: S13h, X8k Neporušne preiskave z elektromagnetnimi polji — matematični model — numerično reševanje sistema parcialnih diferencialnih enačb B. Brudar jj [ i Elektromagnetno polje v bližini napake v materialu železarski zbornik 14 (1980) 4 s 185—191 Opisane so teoretične osnove za izračunavanje porazdelitve izmeničnega magnetnega polja v bližini napake v palici ali cevi okroglega prereza. Izhajamo iz predpostavke, da je zunanje magnetno polje homogeno in usmerjeno vzdolž palice ali cevi. V rotacijsko simetričnih primerih je koristno izhajati iz enačbe za vektorski potencial, ker je v takem primeru treba reševati diferencialno enačbo le za eno komponento. Podobno je v primerih napak, ki se enakomerno raztezajo po vsej dolžini palice. Enačbo za gostoto magnetnega polja je treba reševati le za eno komponento. Opisani postopki, ki smo jih razvili na raziskovalnem oddelku jeseniške železarne, so bili tudi že uspešno uporabljeni v posebnih primerih (dvodimenzionalni in tridimenzionalni matematični modeli površinskih in podpovršinskih razpok). Na področju neporušne kontrole s pulznimi in večfrekvenčnimi elektromagnetnimi polji pa predstavljajo opisane matematične metode popolnoma novo osnovo za raziskovalno delo. Simuliranje pogojev s pomočjo računalnika je namreč mnogo cenejše in hitrejše od praktičnega eksperimentiranja. Avtorski izvleček INHALT UDK: 669.14.018:620.187 ASM/SLA: N7a, M26c Metallurgie — Kaltverformung — Tiefziehstahle V. Raid, Dj. Drobnjak, S. Malčič Einfluss der statisehen Reckalterung auf die Textur und den Faktor der plastischen Anisotropie eines beruhigten Stahles Železarski zbornik 14 (1980) 4 S 179—184 Einfluss der statisehen Reckalterung (Vervormung: 5—25 %; Alterung: 10—200° C/h bis 520° C) auf die Textur erhaltlich durch Kaltwalzen (70 °/o) und Gliihen (700° C) ist mittels der Technik der inversen Polarbilder bestimmt worden. Die Ergebnisse zeigen, dass der Anteil der Komponente [111] grosser wird und der Anteil der Komponente [100] mit der Ervvarmungsgeschvvindigkeit bzw. mit der Verlangerung der Alterungszeit kleiner wird. Die grossten Anderungen gesehehen bei der Verminderung der Alterungsge-schvvindigkeit von 50 auf 20° C/h bzw. bei der Verlangerung der Gluhzeit von 10 auf 25 Stunden. Ein solehes Betragen wird der immer grosseren Wirksamkeit der A1N Teilchen zugeschrieben, durch welche die Zahi der Keime der Orientierung [111] auf das Konto der Keime der Orientierung [100] grosser wird. Mit der Anvvendung der optimalen Kombination einer Verformung von 15 % und der Altemngsgeschvvindigkeit von 10° C/h kann ein mittlerer Faktor der plastischen Anisotropie rund 2 erreicht vverden. Auszug des Autors UDK: 669.14.018.292:620.181 ASM/SLA: NlOb, N8g Metallurgie — mikrolegierter Stahl — Umvandlung Austenit-Ferrit — Entstehung von Karbonitridausscheidungen F. Vodopivec, M. Gabrovšek, A. Osojnik Isotherme Umvvandlung des Austenites in einem mit Nb und V mikrolegierten Stahl mit 0.15 % C und 1.3 % Mn Železarski zbornik 14 (1980) 4 S 169—178 In Stahlen in vvelehen Niob im Austenit in harter Losung ent-halten ist, verlauft die isotherme Umvvandlung dieser Phase in Ferrit bei 728° C langsamer als in gleichen Stahlen ohne Niobgehalt, vvegen der Uberverteilung von Niob auf der Umvvandlungsoberflache Austenit-Ferrit. Niob hemmt auch die Bildung von Vanadiumkarbonitrid und Aluminiumnitrid bei der Ausscheidung auf der Umvvandlungsoberflache Austenit-Ferrit. Auszug des Autors UDK: 621.191:620.179.6 ASM/SLA: S13h, X8k Zerstorungsfreie Priifung mittels elektromagnetiseher Felder — Mathematisches Modeli — numerisehe Losung eines Systemes der partieilen Differentialgleichungen B. Brudar Elektromagnetisches Feld ln der Nšihe eines Fehlers lin Werkstoff Železarski zbornik 14 (1980) 4 S 185—191 Die theoretisehen Grundlagen fiir die Berechnung der Ver-teilung eines VVechselmagnetfeldes in der Nahe eines Fehlers im Štab oder Rohr runden Ouerschnittes vverden beschrieben. Wir gehen aus der Voraussetzung aus, dass das aussere Magnet-feld homogen und langs des Stabes oder Rohres gerichtet ist. In rotationssymmetrischen Beispielen ist es nutzlich aus der Vektorpotenzialgleichung auszugehen, da in solehen Fallen die Di-ferentialgleichung nur fiir eine Komponente gelost vverden soli. Ahnlich ist es bei den Fehlern vvelehe sich iiber der ganzen Stab-Iange erstreeken. Die Gleichung fiir die Magnetfelddichte soli nur fiir eine Komponente gelost vverden. Die beschriebenen Verfahren vvelehe in der Forschungsabteilung des Hiittenvverkes Jesenice entvvickelt vvurden, sind erfolgreich auch in besonderen Fallen (zvveidimensionelle und dreidimensionelle mathematisehe Modelle der Oberflachen und Innenrisse) angevvendet vvorden. Auf dem Gebiet der zerstorungsfreien Priifung durch Impuls--Wirbelstrom-Verfahren stellen die beschriebenen mathematisehen Methoden eine vollig neue Grundlage fiir die Forschungsarbeit dar. Das Simulieren der Bedingungen mit Hilfe des Rechners ist nahmlich viel biiliger und scheller als das praktisehe Experimen-tieren. Auszug des Autors CONTENTS UDK: 669.14.018.292:620.181 ASM/SLA: NlOb, N8g Metallurgy — Microalloyed steel — Austenite/ferrite transformation — Formation of carbonitride precipitates F. Vodopivec, M. Gabrovšek and A. Osojnik Isothermal Transformation of Austenite in Steel vvith 0.15 % C and 1.3 % Mn Alloyed vvith Niobium and Vanadium Železarski zbornik 14 (1980) 4 ,P 169—178 Isothermal transformation of austenite into ferrite at 728° C is slovver in steel containing niobium in the austenite solid solu-tion due to the redistribution of niobium on the austenite/ferrite transformation interface. Niobium retards the formation of vanadium carbonitride and aluminium nitride during the precipitation on the austenite/ferrite transformation interface. Author's Abstract UDK: 669.14.018:620.187 ASM/SLA: N7a, M26c Metallurgy — cold vvorking — deep dravving steel V. Raič, Dj. Drobnjak, S. Malčič Effect of Static Strain-Aging on Texture Development and Plastlc Strain RaUo in Stabilized Steel Železarski zbornik 14 (1980) 4 P 179—184 The effect of static strain aging (strain: 5—25 %; aging: 10 to 200° C/h to 520° C) on texture development during subsequent cold rolling (70 %) and annealing (700° C) has been studied by means of an inverse pole figures technique. The results shovv that the [111] component increases and the [100] decreases vvith decreasing heating rate i. e. increasing aging time, the effect being most pronounced on passing from 50 to 20° C/h i. e. from 10 to 25 hours. This has been attributed to an increased efficiency of A1N precipitates in developing reciystallization nuclei vvith [111] orientation on expenss of [100] orientation. An average plastic strain ratio of about two is expirienced if an optimum combination of prior strain (15 %) and aging rate (10° C/h) is applied. Author's Abstract UDK: 621.191:620.179.6 ASM/SLA: S13h, X8k nondestructive testing vvith electromagnetic fields — mathematical models — numerical solution of a system of partial differential equations B. Brudar The Electromagnetic Field in the Neighbourhood of a Defect ta the Material Železarski zbornik 14 (1980) 4 P 185—191 There are theoretical principles given for calculation of the a. c. magnetic field in the neighbourhood of a defect in a rod or a tube vvith the circular cross-section. It is assumed that the magnetic field outside is homogenous and directed along the rod or a tube. In cases vvith the rotational symmetry it is useful to start from the equation for the vector potential since it is necessary to solve the differential equation for one component only. A similar čase vve have vvith the defects extending uniformly ali along the vvhole length of the bar. The differential equation for the magnetic field density is to be solved just for one component again. The procedures developped in the research department of the Iron and Steel Works Jesenice have been already applied in some special cases (mathematical models of tvvodimensional and three-dimensional surface cracks). In the field of nondestructive control vvith pulsed and multi-frequency electromagnetic fields the described mathematical methods represent quite a new basis for the research work. Author's Abstract CO^EP>KAHHE YAK: 669.14.018:620.187 ACM/CAA: N7a, M26c MeTaAAyprHH — x0A0AHaa nepepaSoTKa — ctaah m« xoaoahoh BUTJDKKH. V. Raid, Dj. Drobnjak, S. Malčič BAiiflHHe craruMecKoro Ae0pMauH0HH0ro crapenusi Ha TeKCTypy, H 4>aKTOp riAaCTHHeCKOH aHH30Tp0nHH CnOKOHHOH CTaAH. Železarski zbornik 14 (1980) 4 C 179—184 BAHSHHe CTaTHHecKoro AeiopMauHOHHoro crapemia (AeopMa-nna: 5—25 %, CTapeHHe: 10—200° C/i ao 520» C) Ha TeKCTypy, noAy-MCHHVIO xoaoahoh npoKaTKoft (70 %) h oTaujroM npH 700° C onpe-AeAeHO c TeXHHKOft HHBepCHHX I10AHpHfiIX H306pa)KeHHH. Pe3yAbT3TW noKa3biBaK>T, m aoas [lll]K0Mn0HeHTH yBeAHeKTHBHOCTH MaCTHIf A1N, KOTOpbie ybeah1hbaiot 1hcao 3apoAHimeS opneHTHpoBKH [111] na caKTop nAacTmecKoft aHH30TponHH, BeAHHHHa KOToporo npeAdaBAaeT 3naqeHHe 2. ABTope4>. YAK: 669.14.018.292:620.181 ACM/CAA: NlOb, N8g MeTaAAyprna — MHKpocnAaBHaa CTaAt — npeBpameHne aycTeHHT-(J>eppHT — noaBAeHHe Kap6oHHTpHAHbix 06pa30BaHHii. F. Vodopivec, M. Gabrovšek, A. Osojnik tUoTepMHHecKHe npeBpameHita aycTeHHTa b CTaAe c 0,15 % C h 1,3 % Mn, AernpOBanHoii c hhoShcm H BanaAHeM. železarski zbornik 14 (1980) 4 C 169—178 B craAax, coAepacaujHX hhoShh b tbbpaom pacTBope aycTeHHTa, h3otepmh*ieck0e npeBpameHHe stoh 4>a3h b 4>eppHT npii 728° C npoHcxoAHT ropa3AO MeAAeHHee, ieM b oAHHaKOBtix cTaAax 6e3 coAepacaHHa HHo6na. IIpHTOHa stoto — pacnpeAeAeHHe HHoSHa Ha noBepxHocTH npeBpaineniia aycTeHHT^)eppnT. HhoShh topmo3ht TaKace 06pa30BaHne Kap6oHHTpnAa BanaAna h HHTpHAa a.MOMHHHa npH BbiAeAeHHH aycTeHHT-4>eppHTa Ha no-BepxHOCTH npeBpameHHa. ABTopec}). YAK: 621.191:620.179.6 ACM/CAA: S13h, X8k HcnbiTaHHe 6e3 pa3pymeHHa c SAeKTpoMarHHTHbiM noAeM — MaTe-MararaecKaa MOAeAB — iiHtjipoBoe BbpmcAeHHe CHCTeMbi napunaABHLix ypaBHeHHH. B. Brudar 3AeKrpoMarHHTH0e nOAe b6ah3h norpenraoCTn b MaiepnaAe. Železarski zbornik 14 (1980) 4 C 185—191 AaHO onncaHHe TeopeTiraecKoro ocHOBaHHa AAa BbnmcAeHHa pacnpeAeAeHHa nepeMeHHoro MarHHTHoro iioah b6ah3h norpeuiHocTH b npyTKe hah b Tpy6e KpyrAoro ceneiiHa. Buxoahm H3 npeAnoAOJKeHHa, mo BHeniHee MarHHTHoe nOAe TOMoreHO h aokht b HanpaBAeHHH npyTHKa hah Tpy6bi. B pOTaUHOHHO-CHMMeTpHqHLIX npHMepaX nOAe3HO B3aTb KaK HcxoAHoe 3Haqeime BeKTOpnuH noTeHijHaA noTOMy, ito b TaKOM npHMepe HaAO BblnOAHHTb BbHiHCAeHHe TOAbKO AAa oahoh KOMnO-HeHTbi. Toace caMoe HMeeT MecTO b npHMepax norpeniHocTax, ko-Topbie paBHOMepHo pacTaHyTbi no neAofi AAHHe npyraa. VpaBHeHHe AAa rycTOTbi MarHHTHoro noAa HaAO BbmncAHTb toabko aab oahoh KOMnOHeHTbl. OnncaHHue cnoco6bi, pa3BHTHe K0T0pbix BLinoAHeHo b Hayrao-HCCAeAOBaTeAbHOM HHCTHTyTe MeTaAAypraqecKoro 3aBOAa 5KeAe3apHa EceHHue SbiAH npuMeHeHbi Taicace ycneurao Ha cncuHaAbHLix npnMe-pax (AByxMepHue h TpexMepHHe MareMaTKHccKHc MOAeAH noBepx-HOCTHblX H nOAnOB€pXHOCTHbIX nopOKOB). B o6Aacra kohtpoah 6e3 pa3pymeHHa c nyAicnpyiomnM h mhoto-qacTOTHbiM SAeKTpoMarHHTHUM noAeM npeAdaBAaeT onHcaHHe MaTe-MaTH^eCKHX MeTOAOB COBCeM HOByK> OCHOBy AAa 3KCIiepHMeHTaAJbHbIX paGoT. MoAeAHpoBaHHe vcaobhS npn noMomH cmer^HKa kohcmho ro-pa3AO AemeBAe H SucTpee ot npaKTimecKoro 3KcnepHMeHTHpoBaHHa. ABTopecj).