I z
Raziskave intergranularne krhkosti jeklene litine*
F. Vodopivec1, S. Lenasi2, A. Rodič2, E. Štrucl2, V. Strahovnik2 in M. Kmetic1
Ploščice alumunijevega nitrida po mejah den-dritnih zrn zmanjšujejo plastičnost jeklene litine. Metalografske in kemijske raziskave kažejo, da nastanejo ploščice neposredno iz taline tik pred popolnim strjenjem litine. Krhkosti se je mogoče izogniti z omejitvijo količine aluminija in dušika v litini in z vezavo aluminija z močnejšim nitridotvorcem, kot je aluminij. Zadnja možnost je tehnološko najbolj primerna.
1. UVOD
Pri proizvodnji ogljikove in malolegirane jeklene litine se pojavlja kdaj pa kdaj izmeček zato, ker nima litina zadostne plastičnosti; lom trgal-nih, žilavostnih in upogibnih preizkušancev pa ima značilen interkristalen ali mešan potek, v katerem so različni deleži transkristalne, krhke in interkri-stalne površine ter cesto manjši otoki žilave površine (si. 1). Iz videza prelomnih površin, predvsem po smeri zlivanja grebenov, ki združujejo različne ravnine poteka makrorazpoke, je mogoče opredeliti, da se litina preje prelomi tam, kjer je prelom intrakristalen in krhek ter kasneje tam, kjer je prelom interkristalen, in razumljivo, najkasneje tam, kjer je prelom žilav. V literaturi je poznano, da interkristalno krhkost povzroči v jekleni litini najbolj pogosto aluminijev nitrid (ref. 1 do 7), lahko pa tudi vanadijev nitrid (8). Krhkost razumljivo lahko povzroča vsaka faza, ki je krhka in obdaja primarna ali sekundarna zrna, torej tudi
1 SŽ Metalurški inštitut Ljubljana 1 SŽ Železarna Ravne
* Predavanje na 5. kongresu livarjev Jugoslavije, Split, 1977.
cementit in često reiobijev karbonitrid. Ta se kot evtektična komponenta izoblikuje po dendrit-nih mejah v maloogljičnih mikrolegiranih jeklih (9, 10).
2. Raziskovalno delo
Iz redne proizvodnje železarne Ravne smo izbrali primerne vzorce za identifikacijo krhkosti; njeno poreklo in način odprave pa smo preverili na sintetičnih talinah, ki so bile izdelane v indukcijski peči. Sestave litin, na katerih je bila identificirana krhkost, so prikazane v tabeli 1, v tabeli 2 pa so mehanske lastnosti litin.
Podatki v prvi tabeli kažejo, da imajo litine sestavo, ki je predpisana po JUS standardu za posamične kvalitete in da imajo vse visoko količino aluminija, dušika in aluminijevega nitrida. Krhkost se pojavlja, kot smo že omenili v uvodu, v zmanjšani deformaaijski sposobnosti jeklene litine, nima pa zaznavnega vpliva na mejo plastičnosti in na trdnost.
Drugi elementi, ki so tudi prisotni v litini, ne kažejo nobene logične povezave s krhkostjo. Iz podatkov v tabelah 1 in 2 ni mogoče razločiti, pri kateri količini aluminijevega nitrida se krhkost pojavi. Velja le, da je krhka že litina, v kateri je 0,0063 % dušika vezano v aluminijevem nitridu.
Pazljivo opazovanje pri nekajkratni povečavi pokaže, da je dnterkristalna prelomna površina oblikovana iz drobnih ravnih teras, ki s stopničastimi prehodi iz ene v drugo oblikujejo razmeroma zaobljene izbokline posameznih kristalnih zrn.
Slika 1
Pov. 5 X. Posnetki prelomov preizkušancev iz jeklene litinez interkristalnim prelomom (a), z žilavim in interkristalnim prelomom (b), s krhkim in interkristalnim prelomom (c) in z vsemi tremi oblikami preloma (d)
Fig. 1
Mag. 5 X. Pictures ot fraetures of čast steel samples withintercrystalline fracture (a), tough and intercrystalline fracture (b), brittle and intercrystalline fracture (c), and vvith ali the three forms of fracture (d)
Če opazujemo pri večji povečavi, se ta terasasta oblika pokaže zelo jasno (si. 2), vidi pa se tudi, da nastane v stopničkah, ki terase združujejo, prelom žilavega značaja. To je razlaga, zakaj ima interkristalna prelomna površina večjo žilavost kot krhka transkristalna površina, kljub temu da ploščice aluminijevega nitrida, ki pokrivajo posa-
mezne terase, nimajo pravzaprav nobene deforma-cijske sposobnosti. Analiza v elektronskem mikro-analizatorju pokaže, da je na površini nekaterih teras mnogo aluminija, mnogo več, kot ustreza povprečni sestavi jekla. Vendar pa ni mogoče določiti tudi v mikroanalizatorju lokalne koncentracije aluminija, ker so ploščice zelo tanke in jih snop
Slika 2
Pov. 150 X. Interkristalna površina v litini 15; a) topografija in b) porazdelitev Al na površini
Fig. 2
Mag. 150 X. Intercrystalline surface of sample 15; (a) topography, and (b) distribution of Al on the surface
(a)	(b)
Slika 3
Interkristalna površina v litini 15; a) topografija, b) porazdelitev Al na površini
Fig. 3
Intercrystalline surface of sample 15; (a) topography, (b) distribution of Al on the surface
elektronov, s katerimi v mikroanalizatorju poteka analiza, prebije in vzbuja osnovo pod njimi.
V mikroskopu je bilo na nekaterih delih inter-kristalne površine, oz. mikroterasah lepo razločiti drobne dendrite, katerih površina je bila bogatejša z aluminijem kot okolica (si. 3). Obstoj takih
dendritnih tvorb in dele duktilnega preloma med njimi je pokazalo tudi opazovanje v transmisij-skem elektronskem mikroskopu (si. 4). Moremo torej sklepati, da se izloča aluminijev nitrid, ki krhkost povzroča, lahko tudi v obliki dendritnih tvorb ali pa tako obliko privzema pri nastanku.
(a)	(b)
Slika 4
Pov. 5800 X. Indirektne replike vzorcev 7 in 15; a) žilavi pasovi med interkristalnimi področji, b) dendritska razporeditev lamel A1N
Fig. 4
Mag. 5800 X. Indirect replicas of samples 7 and 15; (a) tough belts betvveen intercrystalline regions, (b) dendritic
distribution of AIN lamellae

Slika 5
Pov. 500 X, jedkano z nitalom. Terasasta porazdelitev ploščic AIN, ki so vzporedne s primarno kristalno mejo
Fig. 5
Mag. 500 X, etched vvith Nital. Distribution of AIN plates in cascades parallel with primary grain boundary
Slika 6
Pov. 500 X, jedkano z nitalom. Ploščice AIN so pod različnimi koti na kristalno mejo
Fig. 6
Mag. 500 X, etched with Nital. AIN plates are oriented under various angles to the grain boundary
V optičnem mikroskopu je bilo razločiti tri značilne oblike razpodelitve lamel krhke faze po primarnih mejah. Ena je bila zaporedje ravnih tankih ploščic, ki so stopničasto prehajale iz terase v teraso (si. 5) in tako sledile zaobljeni primarni kristalni meji. Drugi tip pa je bila razdelitev ploščic po kristalnih mejah tako, da je bila dolga os ploščic pod večjim ali manjšim kotom glede na ravnino primarne kristalne meje (si. 6). V po-
samičnih primerih smo opazili velike kolonije takih izločkov (si. 7), med njimi pa bolj goste nekovinske vključke kot drugod. Očitno gre za zadnje strjene meddendritne prostore. V obeh primerih je bila debelina ploščic približno enaka in je bila vedno približno 0,5 mikrona, dolžina pa je dosegla do 60 mikronov. Prva oblika lege ploščic krhke faze daje prelome take oblike, kot jih kaže si. 3, druga in tretja oblika pa prelomno površino
, i *
C % . "
j*
\ * Slika 7
Pov. 100 X. Porazdelitev ploščic A1N okoli manjšega primarnega avstenitnega zrna
Fig. 7
Mag. 100 X. Distribution of AIN plates around a small pri-mary austenitic grain
mikrostrukture. Najdemo jih na meji med perlit-nimi in feritnimi zrni ter v notranjosti zrn ene in druge faze. To pomeni, da nimajo intergranu-larne ploščice nobenega vpliva na dogajanja v mi-krostrukturi pri normalizaciji litine.
3. Stabilnost aluminijevega nitrida pri ogrevanju litine in mehanizem nastanka krhkosti
Izmed litin v tabeli 1 smo izbrali tri vzorce in jih 8 ur ogrevali pri temperaturah 900, 1000, 1100, 1200 in 1300 °C. Na sliki 9 vidimo, da ostaja koncentracija aluminijevega nitrida stalna v vsem temperaturnem intervalu po rahlem padcu med temeperaturama 900 in 1000 °C. Topnostni produkt za A1N v avstenitu ima obliko
log (Al) X (N) = — + B (11).
Slika 8
Pov. 150 X. Razčlenjen prelom na mestih, kjer dekohezijska razpoka poteka po primarnih mejah, na katerih so lamele AIN postavljene kot na si. 6 in 7
Fig. 8
Mag. 150 X. Branched fracture on the spots vvhere decohe-sion crack passes along primary boundaries vvith precipi-tated ALM lamellae as in Figs. 6 and 7
z obliko, kot jo vidimo na sliki 8. Lega ploščic krhke faze glede na ravnino primarne kristalne meje vpliva na plastičnost litine ter razlaga, zakaj imajo nekateri vzorci litine večji raztezek in kon-trakcijo kljub večji količini aluminijevega nitrida.
V normalizirani litini ležijo ploščice aluminijevega nitrida neodvisno od komponent sekundarne
o vzorec 5 • -n- g
A -II- 11
V izrazu so: (Al) in (N) masne koncentracije obeh elementov v trdni raztopini v avstenitu, T absolutna temperatura in A in B konstanti. Sprememba količine A1N v litini, ki jo kaže slika 9, tej odvisnosti ne ustreza, saj ne opazimo nobenega zmanjšanja količine A1N z naraščanjem temperature ogrevanja litine.
Mikroskopska opazovanja so pokazala, da prihaja pri ogrevanju pri visoki temperaturi nad 1100 °C do delne koagulacije ploščic AIN po mejah, zato se ploščice razdelijo v zaporedje podolgovatih
Slika 9
Vpliv temperature 8-urnega ogrevanja različnih litin na količino AIN v njih
Fig. 9
Temperature influence of 8-hour annealing of various čast steel on the amount of AIN
Trajanje ogrevanja ohladitev z gašenjem v vodi
> 0.008 S
o 0,006 0,004


\
»r
Slika 10
Pov. 500 X, jedkano z nitalom, A1N po primarnih mejah po 8-urnem žarjenju litine pri 1300 "C
Fig.10
Mag. 500 X, etched vvith Nital. A1N on primary boundaries after 8-hour annealing at 1300 "C
zaobljenih delov (sl. 10). Ni mogoče pričakovati, da bi lahko ta sprememba oblike krhke faze pomembno vplivala na plastičnost litine, zato je razumljivo, da krhkosti z ogrevanjem ni mogoče odpraviti. Enako ugotovitev najdemo tudi v nekaterih citiranih virih.
Preiskava na ekstrakcijskih replikah v elektronskem mikroskopu je pokazala, da so v litini poleg ploščic A1N, ki jih je mogoče razločiti v optičnem mikroskopu, še drobnejši poliedrični, večinoma kockasti izločki (sl. 11), katerih velikost

„, <
* •
V »—i^ \ -» ,
A * fW'"'""^jj *
Slika 11
Pov. 4400 X, ekstrakcijska replika. Perlit in drobni A1N izločki po primarnih mejah in v notranjosti avstenitnih zrn
Fig.11
Mag. 4400 X, extraetion replica. Pearlite and fine A1N pre-cipitates on primary boundaries and in the interior of austenite grains
je v intervalu med 0,03 in 0,1 mikrona. Te velikosti so izločki A1N, ki jih dobimo v jeklih, pomirjenih z aluminijem in katerim pripisujemo zadrževanje rasti kristalnih zrn in doseganje drob-nozrnate feritno perlitrie mikrostrukture pri normalizaciji. Lahko rečemo, da je v njih zbran aluminijev nitrid, ki ima pozitiven vpliv na jeklo. Pri ogrevanju nad 1100°C so nekateri drobni izločki zrastli v večje, termodinamično bolj stabilne delce, ki se razločijo v optičnem mikroskopu.
Analiza v elektronskem mikroanalizatorju je pokazala, da v normalizirani litini ni gradienta koncentracije Al ob ploščicah A1N, ki bi bil dokaz za zaznaven difuzij siki prenos aluminija iz notranjosti kristalnih zrn na meje. Koncentracija A1N ostaja konstantna do kristalne meje, tu pa zraste na količino, ki ustreza količini aluminija v A1N.
Do nastanka ploščic A1N po kristalnih mejah lahko pride na dva načina: eden je tvorba neposredno iz taline, drugi pa je tvorba iz prenasičenega avstenita pri počasnem ohlajanju ulitkov v peščenih formah.
Sodeč po produktih topnosti se kaže popolnoma logična možnost, da ploščice A1N nastanejo z izločanjem iz prenasičenega avstenita. Ta način pojava krhkosti litine zagovarjajo avtorji v virih 2, 5 in 7. S to razlago pa se ne ujemajo naslednje empirične ugotovitve:
—	do tvorbe meje prihaja le po mejah nekaterih od mnogih primarnih zrn;
—	ploščice ležijo lahko v ravnini kristalne meje, torej tako, kot bi pričakovali, če so nastale iz prenasičenega avstenita; često pa ležijo pod velikim kotom na to mejo in v vzporednih snopih ali skupinah;
—	ob ploščicah A1N ni opaziti skoraj nobenega difuzijskega gradienta za aluminij;
—	v nekaterih primerih je lega ploščic izrazito interdendritna;
—	med zrni A1N v notranjosti kristalnih zrn, ki so nastala z izločanjem iz prenasičenega avstenita, in ploščicami po mejah je velika razlika v linearni velikosti. Še večja razlika je v prostornini, saj dosega nekaj redov velikosti. V notranjosti kristalnih zrn zrastejo izločki na primerljivo velikost šele po nekajurnem ogrevanju pri 1300 °C. Takih pogojev za rast izločkov, kot so med tem ogrevanjem, ni med normalnim ohlajanjem prilitih preizkušancev.
Torej je bolj verjetno, da se lamele A1N izoblikujejo že v talini in se nato odlagajo v medden-dritne prostore, kar razlaga njihovo specifično porazdelitev na nekaterih vzorcih. Pri naših raziskavah nismo našli nobenega znaka, ki bi zanikal možnost nastanka iz taline, pač pa preje naštete ugotovitve lahko razlagamo le, če sprejmemo, da so ploščice A1N nastale iz taline.
Pri peritektični reakciji in pri nastanku avstenita se talina bogati z aluminijem in dušikom zato, ker je topnost obeh elementov v avstenitu in v
Tabela 1 — Kemijske sestavine litin z intergranularno krhkostjo
Oznaka	Kvaliteta	Šarža	Št. pre-dzku-šanca	C	Si	Mn	P	S	Al topni °/0	N celokupni %	N ko t AIN °/o	N v raztopini %	Delež1 N ivezan v AIN %
5	Cl. 0501		0771	0,23	0,43	0,70	0,017	0,026	0,20	0,0125	0,0098	0,0027	78
6	Čl. 4730	62959	0893	0,22	0,46	0,69	0,015	0,023	0,22	0,0102	0,0088	0,0014	86
7	Cl. 1330	48767	R-156	0,21	0,44	0,75	0,018	0,022	0,13	0,0105	0,0086	0,0019	82
8	Čl. 4730	62976	0900	0,22	0,42	0,71	0,019	0,026	0,23	0,0128	0,0108	0,0020	84
9	Čl. 0600	61859	0459	0,30	0,40	0,76	0,021	0,028	0,21	0,0123	0,0088	0,0035	72
10	Čl. 0501	61946	0478/1	0,22	0,60	0,65	0,019	0,021	0,22	0,0109	0,0091	0,0018	83
11	Čl. 0501	54442	0609	0,27	0,36	0,94	0,023	0,020	0,29	0,0092	0,0063	0,0029	61
12	Čl. 0501	61947	0479	0,29	0,39	0,82	0,021	0,029	0,19	0,0098	0,0079	0,0019	80
13	Čl. 0501	61937	0470/1	0,23	0,47	0,67	0,017	0,021	0,20	0,0117	0,0106	0,0011	91
14	Čl. 0500	19118	0491	0,30	0,48	0,74	0,008	0,017	0,12	0,0099	0,0086	0,0013	86
15	Čl. 0600	61859	0459	0,30	0,40	0,76	0,021	0,028	0,21	0,0100	0,0066	0,0034	66
1 V razmerju s celotno količino N v jeklu, oz. s teoretično možno količino AIN
Tabela 2 — Mehanske lastnosti litin z intergranularno krhkostjo
Oznaka
Kvaliteta
Šarža št.
Štev.	Vrsta
preizku- preizku-
Meja plastičnosti kp/imm2
Trdnost
Raztezek
Kontrakcija
5	Čl. 0501				ni podatkov		
6	Čl. 4730	62959	0893	51,0	74,5	11,7	17,8
7	Čl. 1330	48767	R-156	35,1	53,6	16,0	20,2
8	Čl. 4730	62976	0900	51,5	68,8	10,0	11,6
9	Čl. 0600	61859	0459	40,5	71,9	12,5	12,8
10	Čl. 0501	61946	0478/1	34,0	51,3	6,2	7,3
11	Čl. 0501	54442	0609	34,0	41,9	2,8	2,4
12	Čl. 0501	61947	0479	32,9	59,0	17,3	24,9
13	Čl. 0501	61937	0470/1	33,7	53,8	5,8	7,3
14	Čl. 0500	19118	0491	31,0	57,5	20,0	24,9
15	Čl. 0600	61859	0459	40,3	70,6	10,2	10,5
feritu manjša od topnosti v talini. Istočasno se v talini bogati tudi ogljik. Vse to znižuje tališče preostale taline. V zadnjih ostankih taline doseže koncentracija Al in N tako velikost, da iz nje kristalizirajo neposredno ploščice AIN. Te nato napredujoča kristalizacija potisne na površino kristalov, oz. v meddendritne meje tudi tam, kjer prihaja do izrazite tvorbe dendritov jekla. S tem se ustvari vtis, kot da so kristalizirali dendriti AIN. Vprašljivo je, če ni nastanek AIN po dendrit-nih mejah, posebno tam, kjer najdemo skupine lamel AIN, ki ležijo pod ostrim kotom na kristalno mejo in pod različnim kotom ena na drugo (si. 7), povezan z neke vrste evtektično reakcijo, podobno kot velja za nastanek evtektične oblike niobije-vega karbonitrida med kristalizacijo mikrolegira-nih jekel, ki imajo podobno osnovno sestavo kot jeklena litina, vsebujejo pa še do 0,05 % Nb (9,10).
Pri ohlajanju jeklenih ulitkov se na ploščice, nastale iz taline, odlaga AIN, ki nastane s precipi-tacijo iz prenasičenega avstenita. To se dogaja le, če je ohlajanje litine primerno počasno, da se more izvršiti prenos dušika in predvsem prenos aluminija z difuzijo na površino kristalnih zrn. Ta dvojni način nastanka AIN po mejah bi lahko razložil, zakaj so razni avtorji uporabili tako različne načine za povzročitev krhkosti, na primer: izotermno zadržanje na visoki temperaturi po ohladitvi s temperature vlivanja (2, 3), zelo počasno ohlajanje litine v peči (5) in vlivanje v vroče forme (4). Takih pogojev ni pri ohlajanju jeklene litine, še posebej jih ni pri ohlajanju prilitih pre-izkušancev, na katerih smo krhkost zasledili mi. Ne more veljati trditev, da pride do krhkosti pri ponovnem ogrevanju litine pri 900 °C (3). Pri tem ogrevanju pride, kot tudi sicer pri normalizaciji,
do tvorbe drobnih izločkov, ki imajo afinacijski učinek na kristalna zrna. Do takega izločanja pride tudi v valjanih in kovanih jeklih s podobno sestavo, kot jo imajo jeklene litine v tabeli 1.
4. Vpliv sestave litine na krhkost
Pri isti količini Al in N je litina tem bolj nagnjena k interkris talni krhkosti, čim bolj je trda (3), zato krhkost narašča z naraščanjem količine mangana v litini. Fosfor je brez zaznavnega vpliva, naraščanje žvepla pa krhkost zmanjšuje zaradi vpliva porazdelitve sulfidnih vključkov na začetek in potek interkristalnega preloma.
V tehničnih jeklenih litinah pride do krhkosti pri približno 0,1 % Al in 0,01 % N (4), priporočljivo pa je, naj pri 0,006 do 0,01 % N, količina Al ne prekorači 0,07 %, da ostaja neka varnostna rezerva (7). V vzorcih, ki so bili počasi ohlajeni v peči, je do krhkosti prišlo že pri 0,06 Al in 0,004 N (5).
Slika 12
Vpliv razmerja med količino Al in N v jekleni litini na pojav interkristalnega preloma (po viru 5)
Fig. 12
Influence of the Al/N ratio in the čast steel on the inter-crystalline fracture (ref. 5)
V tem delu pa niso bile opravljene nobene preiskave mikrostrukture, zato je do krhkosti lahko prišlo tudi iz drugih razlogov, na primer zaradi tvorbe cementita po mejah. Pač pa je ta avtor potrdil že preje poznano hiperbolično odvisnost med količino Al in N ter pojavom krhkosti (si. 12).
5. Ukrepi za preprečitev nastanka krhkosti
Viri 2 do 7 soglašajo v mnenju, ki ga potrjujejo tudi naša opazovanja, da z žar j en jem ulitkov krhkosti ni mogoče odpraviti.
Aluminij se dodaja v talino zaradi dezoksida-cije, afinacije kristalnih zrn, za preprečitev staranja in končno za preprečitev nastanka mehurčkov v jeklenih ulitkih. Krhkosti se lahko izognemo z majhnim dodatkom aluminija v talino, z zmanjšanjem količine dušika v talini in končno s tem, da se prepreči vezava dušika z aluminijem.
Vsebnost 0,05 % Al zadostuje, da se prepreči mehurčavost ulitka, problematična pa postane stvar, če mora litina ostati v ponovci dalj časa. Pri tem zadržanju lahko aluminij iz litine odgori in znova postane mogoč nastanek mehurčkov. Strah pred to nevarnostjo je glavni razlog, da najdemo v litini preveliko količino aluminija.
Pri izpiranju jeklene taline z argonom se količina dušika v talini ne spremeni (12, 13), pri vakuumiranju pa pade količina dušika za 60 do 80 % (14). To je zadosti, da se prepreči nevarnost tvorbe A1N po mejah primarnih zrn, vendar prihaja vakuumiranje v poštev le v posebnih primerih. Intenzivno kuhanje taline v žilavilni periodi zmanjša količino dušika v talini, vendar je težko doseči vsebnost pod 0,01 % (7). Jeklena talina, ki je bogata z aluminijem, pa absorbira dušik in je zato težko ohraniti nizko vsebnost tega elementa pri daljšem stanju.
Tako torej ni enostavne možnosti, da se zmanjša količina N v talini, zato ostaja kot najbolj primerna možnost, da se veže dušik z elementom, ki je močnejši nitridotvorec od aluminija. Najprimernejši tak element je titan (3, 4, 5). Titan pobere iz taline najprej dušik, nato se veže s kisikom in končno se veže tudi z žveplom, medtem ko nastaja titanov karbid le s precipitacijo iz avstenita. Dodatek titana nekoliko zmanjša mehanske lastnosti litine, podoben učinek ima tudi cirkonij (4). Isti vir navaja, da imajo pozitiven vpliv tudi cer in mišmetal, vendar ju je potrebno zelo pazljivo dozirati. V večji množini lahko povzročita drugo obliko interkristalne krhkosti. Njun nedostatek je tudi v tem, da se zelo energično vežeta s kisikom in žveplom, zato je težje precizno doziranje.
Tabela 3 — Količine nekaterih sestavin v preizkusnih litinah (%)
T , . VCIC/. 1\,
Vzorec Al, Ncei Ti«i O	ain vezan
v A1N
0,0109	90
0,0093	75
0,0108	85
0,0099	72
0,0017	11
0,0011	7
0,0045	28
0,0056	28
n. d. — ni določen
1A	0,16	0,012	—	0,0068
1B	0,17	0,0124	—	0,0082
2A	0,30	0,0126	—	0,0064
2B	0,33	0,0127	—	0,0061
3A	0,26	0,0154	0,065	0,0070
3B	0,27	0,0152	0,075	n. d.
4A	0,078	0,0158	0,030	0,057
4B	0,032	0,0196	0,028	0,023
Tabela 4 — Mehanske lastnosti preizkusnih litin
Vzorec	Meja plastičnosti kp/mnr	Trdnost kp/mnr	Raztezek %	Kon-trak- cija %	Žilavost1 kp/cnr	Upogib
1A	32,9	56,1	13,7	15,6	3,7	90°
1B	32,9	57,2	16,5	16,7	5,1	80°
2A	32,8	56,3	10,8	10,5	4,4	80°
2B	31,7	55,8	12,4	14,2	4,4	90°
3A	34,5	56,3	20,8	30,8	3,7	180°
3B	33,4	57,1	19,7	27,2	2,9	180°
4A	34,1	56,2	22,0	33,8	5,1	180°
4B	30,6	47,6	25,2	35,8	7,2	180°
' Žilavost je aritmetično povprečje treh preizkušancev
V viru 2 najdemo trditev, da je cirkonij brez vpliva na interkristalno krhkost, drugod so podatki, da dodatek cirkonija poviša žilavost (15), vendar dosegamo najboljši učinek z obdelavo jeklene litine s kompleksnim dezoksidantom, ki ugodno vpliva tudi na obliko in porazdelitev oksidnih in sulfidnih vključkov.
Če rezimiramo vse te podatke, pridemo do sklepa, da je pričakovati največji uspeh od obdelave taline s titanom. Zato smo učinek titana tudi praktično preverili. Pripravili smo 4 vzorce jeklene litine, kvalitete Č.0501. Količina aluminija, dušika, titana in A1N je navedena v tabeli 3, v tabeli
4 pa mehanske lastnosti litin. Pri trdnosti in plastičnosti ni razlike, ki bi bila lahko v zvezi z različno količino aluminija. To potrjuje podatke iz industrijskih talin in podatke iz literature. Povečani aluminij nekoliko zmanjša raztezek in kon-trakcijo, četudi ne povzroči pomembnih razlik v količini A1N. To je znak, da gre za učinek utrditve ferita z raztopljenim aluminijem. Z dodatkom titana samega ali v kombinaciji s CaSi pa dosežemo povečanje kontrakcije za več od 100 %, povečanje raztezka za tretjino do dveh tretjin in zagotovimo upogib 180°. Zanimivo je, da dodatek titana žilavost nekoliko zmanjša, v kombinaciji s CaSi pa žilavost poveča. Mogoče je to posledica spremembe oblike ali porazdelitve vključkov. To ugotovitev, ki je lahko obetajoča s stališča žilavosti, bi bilo potrebno preveriti.
Pri mikroskopski preiskavi smo v vzorcih 1 in 2 opazili značilne ploščice A1N po kristalnih mejah, v vzorcih 3 in 4 pa značilna, večinoma kockasta zrna titanovega nitrida rožnate barve.
Če iz tega poizkusa povzamemo ugotovitve, ki so pomembne za tehnološko prakso, lahko ugotovimo, da s čakanjem v ponovci raste količina dušika v litini, istočasno pa pada količina aluminija. Vezavo dušika v titanov nitrid lahko dosežemo le pri dodatku, ki presega teoretično potrebnega. Ker je v industrijskih jeklenih litinah največ približno 0,013 % N, se je mogoče izogniti interkri-
stalni krhkosti z dodatkom 0,05 do 0,06 % Ti, vendar je kljub temu potrebno litino dezoksidirati z aluminijem.
ZAKLJUČEK
Z metalografsko in kemijsko preiskavo preizkušancev, ki so imeli interkristalni prelom, smo ugotovili, da imajo litine nezadostno plastičnost zaradi prisotnosti aluminijevega nitrida po mejah dendritnih zrn. Iz porazdelitve ploščic A1N v litini, iz njihove lege na dentritnih mejah in iz velikosti sklepamo, da nastajajo neposredno iz taline. Trdno jeklo je vedno siromašnejše z dušikom in aluminijem kot preostala talina. Bogatenje taline doseže med strjevanjem litine tako stopnjo, da je prekoračena topnost v talini in neposredno iz nje nastajajo ploščice A1N. Te se odlagajo v ugodnih pogojih v meddendritne prostore, zato imajo včasih na prelomih dendritno porazdelitev.
Pri dolgotrajnem ogrevanju litine pri temperaturi do 1300 °C prihaja do koagulacije ploščic aluminijevega nitrida po mejah zrn. Koagulacija pa je v tehnoloških pogojih žarjenja premajhna, da bi se krhkost odpravila.
Interkristalna krhkost se da preprečiti z zmanjšanjem količine dušika in aluminija v litini ali pa z vezavo dušika z močnejšim nitridotvorcem, kot je aluminij. Količino dušika je mogoče zmanjšati le z vakuumiranjem litine, kar pride v poštev le v posebnih primerih. Zaradi nevarnosti poroznosti je težko doseči, da bo v litini največ 0,05 % Al, pri čemer ni nevarnosti za pojav interkristalne krhkosti. Zato je najprimernejša vezava dušika z nitridotvorcem, močnejšim od aluminija. Preizkusi so pokazali, da se da interkristalna krhkost preprečiti z dodatkom 0,05 clo 0,06 titana v litino, ki je bila pred tem zadostno dezoksidirana z aluminijem.
Literatura:
1.	C. H.Lorig in A. R. Evvans: Trans. Am. FS 55, 1947, 160 do 174, Loc. cit. ref. 5
2.	B. C. VVoodfine in A. G. Quarrell: Effect of Aluminum and nitrogen on the occurrence of intergranular fracture in steel castings containing aluminum and nitrogen; Journal of ISI 195, 1960, 400—414
3.	J. A. Wright in A. G. Quarrell: Effect of chemical compo-sition on the occurrence of intergranular fracture in plain carbon steel castings; Journal of ISI 200, 1962 299—307
4.	F. K. Nauman in K. Engler: Muschliger Bruch beim Stahl, seine Ursachen und Bildungsbedingungen; Stahl und Eisen 82, 1962, 610—621
5.	V. Cristina: Muschelbruchbildung beim vergiiteten Chrom-Nickel Molibden Stahlguss; Giesserei 50, 1962, 802—807
6.	M. T. Leger: Diagnostic et remedes de la fragilisation par precipitation de nitrure d'alluminium dans une piece en acier; Fonderie 359, 1976, 107—108
7.	V. G. Fedorov: Pričind pojavljenja mrežkristalličeskih treščin v stalnih otlivkah; Litejnoje Proizvodstvo, 1972 št. 7, 7—10
8.	F. K. Nauman: Beitrag zur Frage der Bildung von Muschliger Bruch in Stallguss; Archiv Eisenhutten-\vesen 35, 1964, 1009—1010
9.	F. Vodopivec, M. Gabrovšek in B. Ralič: Solution of eutectic niobium carbonitride in austenite in mild steel; Metali Science 9, 1975, 324—326
10.	F. Vodopivec, M. Gabrovšek in M. Kmetic: O vzroku stabilnosti eutektičnega niobijevega karbonitrida pri ogrevanju varivega jekla; Železarski zbornik 10, 1976, 193—198
11.	P. Kiinig, W. Scholz in H. Ulmer: Stickstoff in Aluminium beruhigten mit Vanadin und Stickstoff legierten
schvveissbaren Baustablen mit rd0,2 % C und 1,5 Mn; Archiv Eisenhuttemvesen 32, 1%1, 541—556
12.	H. Bachtold in W. Waldvogel: Erfahrungen in der Stahl-giesserei beim Spiilen von Schmelzen mit Argon in der Giesspfanne; Giesserei 56, 1969, 313—318
13.	J. Arh: Uvajanje prepihovanja jeklene taline v ponvi s plinastim argonom; Železarski zbornik 6, 1972, 1—9
14.	A. Prešern: Uvajanje vakuumske metalurgije; Železarski zbornik 4, 1970, 247—257
15.	G. A. Feljkov, A. A. Šerstjuk in V. A. Feljkov: Kompleks-noje modificirovanie litoj stali; Metali. Term. Obrab. Metallov, 1975, št. 12, 49—51
ZUSAMMENFASSUNG
Durch die motallographische und chemische Unter-suchungen der Proben mit einem interkristallinen Bruch haben wir festgestellt, dass die ungeniigende Plastizitat des Stahlgusses der Anwesenheit von Aluminiumnitrid an den Grenzeo der dentritisehen Kdrner zuzuschreiben ist. Aus der Verteilung der AIN Platchen im Stahlguss, aus ihrer Lage an den dentritisehen Grenzen und aus der Grosse kann gesehlossen werden, dass diese unmittelbar aus der Schmelze entstehen. Der erstarrende Stahl ist immer armer an Stickstoff und Aluminium als die verblei-bende Schmelze. Die Anreicherung der Schmelze wahrend der Erstarrung des Stahles erreicht einen solehen Grad, dass die Lossbarheit von AIN in der Schmelze iibersehrit-ten wird und die AIN Plattchen werden unmittelbar aus der Schmelze ausgeschieden. Diese lagern sich bei giinsti-gen Bedingungen in die zvvischendendritischen Platze, so haben diese manchmal auf den Bruchflachen eine ausge-priigte dendritisehe Verteilung.
Bei der langzeitigen Ervvarmung des Stahlgusses auf der Temperatur von 1300 °C koagulieren diese Aluminium-nitridplattchen an den Korngrenzen. Diese Koagulation ist bei den technologischen Gliihungsbedingungen zu klein um die Sprodigkeit abzubauen.
Die Interkristalline Sprodigkeit kann durch die Ver-minderung des Stickstoff- und Aluminiumgehaltes im Stahlguss, oder durch die Bindung von Stickstoff mit einem stankeren Nkritbildner als Aluminium vernindert werden. Der Stickstoffgehalt ist vom Stahierzeugungsver-fahren abhangig. Wegen der Gefahr der Volumenporositat ist es schwierig einen geniigend kleinen Aluminiumgehalt von 0.050 % Al zu halten, womit die Gefahr der interkristallinen Sprodigkeit beseitigt vviirde. Es ist zweck-miissiger den Stickstoff an einen starkeren Nitridbildner als Aluminium zu binden. Die Untersuchungen zeiglen, dass die interkristalline Sprodigkeit mit dem Zusatz von 0.05 bis 0.06 % Titan im Stahlguss, wenn diese mit Aluminium geniigeng desoxydiert wird, verhindert vverden kann.
SUMMARY
Metallographic and chemical investigation of samples with intercrystalline fraeture revealed that čast al!oys exhibit insufficient plasticity due to the presence of aluminium nitride on the boundaries of dendritic grains. Distribution of AIN plates in the čast steel, their position on the boundaries of dendrites, and their sizes suggest that they are formed directly from the melt. The solidified steel is always poorer on nitrogen and aluminium than the rest melt. Enrichment of these elements in the melt during solidification reaches sueh a degree that the solubility limit is exceeded and thus AIN plates are precipitated directly from the melt. They precipitate in favourable conditions in the interdendritic spaces therefore they exhibit sometimes pronounced dendritic distribution on the fraetures.
Long annealing of čast steel at 1300 "C causes coagula-
tion of aluminium nitride plates on the grain boundaries. Coagulation in technological conditions of annealing is too small to remove the embrittlement.
The intercrystalline embrittlement can be prevented by the reduced amounts of nitrogen and aluminium in the melt or by binding nitrogen to stronger nitride-forming elements than aluminium. The amount of nitrogen can be reduced only by vacuum-treating of the melt which can be used only in special cases. Due to danger of poro-sity, it is difficult to keep aluminium below 0.05 % which would prevent the intercrystalline embrittlement. Thus only binding nitrogen to stronger nitride-forming elements remains as a suitable measure. Experiments showed that addition of 0.05 to 0.06 % titanium to the melt can prevent the intercrystalline embrittlement. But the melt must be previously suffioientlv deoxidized by aluminium.
3AKAIOMEHHE
Ha OCHOB3HHH XHMHqecKoro aHaAH3a n MeTaAAorpat^HMecKoro HCntlTaHHH 06pa3Ll0B C Me^KKpHCTaAAHMeCKHM H3AOMOM yCTaHOBAeHO, MTO HeAOCTaTOHHyiO IIAaCTHqHOCTb nOKa3aAH oSpa3UbI AHTOH CT3AH Y kotopmx no rpanimaM AeHpHTHbix 3epeH o6Hapy>KeHbi hhtpham aAIOMHHHH. no pacnpeAeAeHHK) HAaCTHHOK aAK>MHHHeBbIX HHTpHAOB b AHTbe, pacnoAOHceHHK) no rpammaM achaphtob h no hx BeAHMHHe 3aKAK)HHAH, HTO 3TH IIAaCTHHKH 06pa30BaAHCb HenOCpeACTBeHHO H3 pacnAaBa ciaAH. 3aKpHCTaAAH30BaHan CTaAb coAepacHT BcerAa Mem>-rne a30Ta h aAioMHHHH qeM ocTaTOHHbin pacmvaB. OSorameHHe pacnAaBa AocTHraeT bo BpeMH KpHCTaAAH3anHH AHTbH TaKyio CTeneHb, hto noAyqaeTCH npeBbimeHne CTeneHH ciiocoShocth pacTBopHMocTH b pacmvaBe, h H3 pacnAaBa HenOCpeACTBeHHO BbiAeAHioTCH nAacTHKH AIN. 3th rtAacTHHKH OTKAaAbiBaiOTCH npn 6AaronpHHTHbix ycaobhhx b np0MeHcyT0HH0M achaphthom npodpaHCTBe, H3-3a Mero HMeioT H3-aomw HHorAa THnoBoeAeHAPHTHoe pacnpeAeAeHne. IIpH npoAOAJKH-TeAbHOM CTaAbHbIX OTAHBOK npH T-aX AO 1300° npOHCXOAHT KOarYTamiH
naacthhok aak)MnnneBbix hhtphaob no rpanimaM 3epen, ho aah ycTpaneHHH xpynKOCTH 3Ta Koaryahhhh npn TexH0A0riiHecKHX ycAO-bhhx HarpeBa heaoctatoqha. Me^ckphctaaaimeckyk) xpynKOCTb mo)k-ho H36e^catb c ymehbinehhem KOAHnecTBa a30Ta h aaiomhhhh b pacnAaBe, hah ^ce coeahhehhem a30Ta c SoAee cHAbHbiM hhtphao-o6pa3yiomhm sacmchtom nem aAioMHHHH. Koahhcctbo a30Ta mo^cho
YMeHbUIHTb TOAbKO BaKyyMHpOBaHHeM AHTbH, HO 3to B03M0/KH0 AHHIb B OTAeAbHbIX npHMepaX. H3-3a OnaCHOCTH nOpHCTOCTH AHTbH AOCTH->KeHHe coAepHcaHHH aAioMHHHH He 6oAee 0,05 % Al npeACTaBAneT 3aTpyAHeHHe, xoth npn TaKOM coacp^kshhh aAioMHHHH het onacHO-CTH nOHBAeHHe MOiCKpHCTaAAH^eCKOH XpynKOCTH. Il03T0My npeAAO-MHTaeTCH CBH3b a30Ta C SOAee CHAbHbiM HHTpHA0o6pa3YK)mHM 3Ae-MeHTOM HCM aAJOMHHHH. HcCACAOBa H H 3 nOKa3aAH, hto MOKKpHCTaAAH-
qecKyio xpynKOCTb mo^cho TaK>Ke H36e>KaTb c Ao6aBKOH 0,05—0,06 % THTaHa b pacnAaB, kotopuh 6ma npeABapHTe.vbho xopoino pacKHCAeH
C aAlOMHHHeM.